KR20120032326A - 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 가전용 또는 구조용 등의 고강도 및 고성형성이 요구되는 제품에 사용되는 냉연강판에 대한 것으로, 650MPa이상의 항복강도와 Vickers 경도 500g기준 400이상의 경도를 가지며, r=0 벤딩(bending) 성형시 제품의 벤딩(bending)부에 크랙(crack)이 발견되지 않는 우수한 성형성을 가지는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법은 중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상 950℃이하에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계, 상기 압연된 강판을 500?800℃에서 권취하는 권취단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250?450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계 및 상기와 같이 처리한 소둔 강판을 10% 이하의 압하율로 2차 압연하는 단계를 포함한다.
본 발명의 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법은 중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상 950℃이하에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계, 상기 압연된 강판을 500?800℃에서 권취하는 권취단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250?450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계 및 상기와 같이 처리한 소둔 강판을 10% 이하의 압하율로 2차 압연하는 단계를 포함한다.
Description
본 발명은 노트북(Notebook)이나, LCD 모니터 및 LCD, PMP, LED TV등의 샤시류의 강도 지지용 부품 등 고강도 및 고성형성이 요구되는 제품에 사용되는 냉연강판에 대한 것으로, 보다 상세하게는, 650MPa이상의 항복강도와 Vickers 경도 500g기준 400이상의 경도를 가지며, r=0 벤딩(bending) 성형시 제품의 벤딩(bending)부에 크랙(crack)이 발견되지 않는 우수한 성형성을 가진 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 자동차의 차체, 전기제품, 가전제품 등 특히 내구소비재에 주로 사용되는 냉연강판의 경우, 성형성을 위해 저탄소강 계열을 주로 사용하며, 강도 측면은 상대적으로 고려되지 않는 경향이 있었다. 특히, 높은 성형성을 요구하는 EDDQ이상 급의 강재의 경우 성형성에 집중하여 강도를 특정 값 이상으로 높이지 않았다.
그러나, 최근 저원가, 고연비화, 슬림(Slim)화등이 요구되면서 이전과 같은 성형성을 유지하면서 더욱 얇고 고강도 특성이 있는 냉연강판이 필요하게 되었다. 즉, 극박 고강도화된 냉연강판을 사용하면, 제품에 사용되는 강재의 총 중량을 줄여 저원가화의 실현이 가능하며, 자동차등 제품의 총 중량이 줄어듦으로써 고연비화가 가능하고, 더욱 얇은 제품을 만들 수 있어 제품의 디자인도 다양화를 실현할 수 있기 때문에, 저원가, 고연비화, 슬림화 등의 요구를 만족할 수 있게 된다.
그리하여, 최근에는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 제품의 개발을 위한 많은 연구가 진행되어 왔다.
이러한 연구는 크게 1) 강판 제조공정 중 발생하는 변태를 이용한 조직 (변태) 강화, 2) 강 중 고용할 수 있는 성분을 제어하는 고용강화, 3) 석출물을 분포시켜 강도 증가 효과를 꾀하는 석출강화, 4) 마지막으로 소둔 과정을 거쳐 완전히 재결정된 강판을 다시 2차 압연하여 가공 경화를 일으키는 가공강화 등으로 나뉠 수 있다.
이러한 종래 기술을 크게 두 가지로 분류하면, 그 프로세스에 따라 2차 압연을 이용하는 1) DR(Double Reducing; 2차압연)형 프로세스와 2차 압연을 이용하지 않는 2) DR 생략형 프로세스로 나눌 수 있다. 즉, 상기한 변태강화, 고용강화, 석출강화 등도 마찬가지로 2차 압연 유무에 따라 DR공정형, DR 생략형 프로세스로 구분할 수 있다.
그 중 2차 압연을 이용하여 강도를 증가시키는 DR 공정형 프로세스의 경우 2차 압연으로 인한 강도 증가 때문에 필연적으로 수반되는 강 중 전위 등의 결함(defects)이 생성되고, 이러한 이유로 결국 강판의 강도는 완만히 증가하는데 반해, 연신율이 급격하게 하락하는 현상을 가져오게 되어 실제로 성형이 극심한 부위에 사용하기 힘든 실정이다.
실례로 2차 압연을 이용한 강판은 대부분의 연신율 레벨이 2~3% 미만의 수준으로 그 낮은 연신율로 인한 성형성 저하 및 2차 압연 시 발생하는 압연립의 영향으로 인해 압연 방향으로 크랙(crack)이 형성되는 취약점을 갖고 있는 실정이다.
이러한 종래 기술들을 강 중의 탄소 함량으로 나눠 구분하게 되면, 일반적으로 0.01 wt% 이하의 탄소 함량을 갖는 극저탄강계, 0.01< wt% C <0.1의 탄소함량의 저탄강계, 0.1< wt% C <0.25의 탄소함량의 중탄강계, 그리고 0.25wt% 이상의 탄소함량을 갖는 고탄강계로 구분할 수 있다.
종래 기술을 살펴보면, 극저탄소강은 주로 캔용 강판으로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 2차 압하의 압하율을 작게 하고, Mn의 함량을 제어하여 강도를 향상시키는 기술(JP1995-274558)과 그 가공성 개선을 위해 압하율을 조절하는 개량특허(JP1997-216980) 등을 들 수 있다.
또한, 동일 강판을 Mn, P, TiC등의 고용 강화와 석출 강화를 이용하여 고온 강도를 향상시키는 특허(JP2002-307898, JP2002-201574) 등도 제안되어 있다. 하지만, 극저 탄소강의 경우 그 강도의 한계가 존재하고 강도를 향상하기 위해 2차 압연을 수행하는 도중에 연신율이 매우 낮은 레벨로 하락하여, 고성형성 및 고강도 제품을 생산하는데는 문제가 있다.
또한, 저탄강의 대부분의 고강도 강판은 캔용 블랙 플레이트[Black Plate (BP)]로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 고질소강을 이용하고, DRM저압하를 이용하는 DRM(Double Reducing Mill)의 저압하기술(JP1990-052642), Mn의 함량을 높이고 연연속 윤활압연, 2차 압연을 이용하는 기술(JP1996-239734), 과시효 처리에 의한 효과를 이용하는 기술(JP1997-040883), 급속 냉각하여 조직을 이용하는 기술(JP2006-074140)등을 들 수 있다.
그러나, 이들 종래기술의 경우에도 저탄강의 강도 레벨이 낮고, 강도 레벨이 높다고 해도 일반적인 연속 소둔 공정에서는 구현하기 힘든 높은 냉각 속도를 요구하거나 얻어지는 최종의 연신율의 범위가 목표하는 범위보다 낮다는 점 등의 한계가 있다.
그리고, 0.2wt% 이상의 고탄강의 경우에는 대부분 초기의 높은 강도로 인해 PCM에서 압하가 힘들 뿐만 아니라 압하 후 형상 제어를 위한 레벨링 작업이 힘들어 극박 냉연재에서는 적용되고 있지 않은 실정이다.
최근 이러한 개념들을 복합하여 중탄계의 강판에서, P를 이용하여 기지 조직을 고용 강화하고 동시에, 기지 조직을 페라이트+펄라이트의 2상 조직으로 하고, 2차 압연을 10% 이하로 낮게 제어하여, 그 강도와 연신율의 조합을 극대화하는 강판이 개발된 바 있다(KR2009-0084530).
특히, 이 특허에서는 상기한 고용강화, 조직제어, 2차 압연 프로세스를 이용하는 가공 경화를 모두 이용하여 강도 레벨이 타 기술에 비해 높으며 (Y.S.>650 MPa), 그 2차 압연량이 적어 압연 방향의 성형성이 우수한 극박 냉연 강판을 제공하는 방법을 제시하고 있다.
그러나, 이러한 특허들은 2차 압연을 이용하여 그 프로세스가 복잡하고, 압연량이 적다고는 하지만 압연의 효과로 전위들이 생성되어 압연 방향과 압연 수직 방향의 성형성의 차이가 나타나는 등의 문제점이 있다.
본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강조성 및 제조조건을 적절히 제어하고 2차 압연을 10%미만으로 매우 작게 수행하여, 압연 방향 성형성이 나빠지는 현상이 없는 고강도 극박 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 데, 그 목적이 있다. 특히 경화능 원소인 Mn, B 등의 원소을 첨가하여 경화능을 향상시켜 고강도로 하고, 이를 다시 소둔 후 2차 압연을 실시하여 제조되는 고성형의 1000MPa급의 고강도를 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
이를 실현하기 위한 수단으로서 본 발명에 따르는 냉연강판은,
중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하고, 조직이 베이나이트 단상 또는 70 vol.%이상의 베이나이트와 잔부 페라이트를 포함한다.
또한, 상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉연강판의 두께는 0.5mm이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙(crack)의 수가 단위 m당 2개 이하인 것이 바람직하다.
또한, 이를 실현하기 위한 수단으로서 본 발명에 따르는 냉연강판의 제조방법은,
중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계, 상기 압연된 강판을 500?800℃에서 권취하는 권취단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250?450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계, 및 상기와 같이 처리한 소둔 강판을 10% 이하의 압하율로 2차 압연하는 단계를 포함한다.
또한, 상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 열간압연단계는 상기 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행해지는 것이 바람직하다.
또한, 상기 소둔 시 냉각은 10~50℃/초, 보다 바람직하게는 10?30℃/초의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 소둔 시 강판의 이동속도는 100~500m/min인 것이 바람직하다.
본 발명에 따르면 우수한 성형성을 유지하며 2차 압연을 10%미만으로 매우 작게 수행하여 압연 방향 성형성이 나빠지는 현상이 없는 고강도의 냉연강판을 생산할 수 있는 효과가 있다. 또한 상기의 특성을 가진 냉연강판 제조시 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔에 적용가능한 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 부합되는 발명강과 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강 B의 광학조직사진으로서, (a)는 발명강 B로 제조된 발명강의 조직사진을 나타낸 것이며, (b)는 비교강 B의 조직사진을 나타낸 것이다.
본 발명은 우수한 성형성을 유지한 고강도 극박 강판을 만들기 위한 것으로, 우수한 성형성을 유지하기 위하여 베이나이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하며, 강도확보를 위해 0.15~0.25%의 탄소함량인 중탄소계 강판을 사용하고 있다.
또한, 낮은 냉각속도에서도 저온 변태 조직을 얻을 수 있도록 하기 위해 일반적으로 강 중에 첨가되는 Nb, Mo 등의 고가 합금 원소를 배제하고 상대적으로 저가인 강 중의 Mn 및 B 등의 함량제어를 통해 높은 경화능을 확보하여 연속 소둔로(CAL)에서의 소둔시 냉각 속도인 30℃/초 이하의 속도에서도 소둔 중 저온 변태 조직 형성할 수 있도록 함으로써, 연속소둔에 적용가능하도록 한다. 또한, 2차 압연을 수행하지 않아도 이미 일반적으로 사용되는 2차 압연을 이용한 성형용 고강도 극박재에 비해 그 경도가 높은 발명강을, 압연 방향 성형성이 나빠지지 않는 범위에서 2차 압연을 행함으로서, 성형성은 같은 수준을 유지하면서 경도는 더욱 높은 성형용 고강도 극박재를 얻을 수 있도록 한 점에 특징이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 강 조성에 대하여 설명한다. 아래 각 원소의 함량은 중량%를 나타낸다.
탄소(C)의 함량은 0.15~0.25%로 하는 것이 바람직하다.
상기 C은 극박 냉연 강판 제조시의 충분한 강도를 확보하기 위한 조직 제어를 위하여 0.15% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 그러나, C의 함량이 0.25%를 초과하는 경우에는 탄화물 석출량, 강판의 가공성, 냉간 압연 가능성, 형상 열화, 소둔 시의 통판성 등에 문제가 생길 수 있으므로, C의 함량은 0.15~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)의 함량은 1.5~2.5%로 하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 Ar3온도를 낮춰주고, 또한 냉각 시 그 경화능을 향상시켜 낮은 냉각 속도로 냉각하는 경우에는 펄라이트(pearlite) 등의 변태상이 형성되는 것을 지연시켜 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트 상이 형성되도록 해 준다. 또한, 불순물 S의 적열 취성을 방지하기 위해 첨가되는 필수 성분이기도 하다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 1.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 2.5%를 초과하면 냉간 압연성, 슬라브의 취성 등에 문제가 생길 수 있으므로, Mn의 함량은 1.5~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Ar3온도는 연속소둔공정의 냉각 시 변태를 일으키기 위한 오스테나이트 풀(Austenite pool)을 형성하여 주기 위한 역변태 온도이다.
규소(Si)의 함량은 0.1~1.0%로 하는 것이 바람직하다.
Si은 탈산제 및 고용강화의 역할을 하는 원소로 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 1.0%를 초과하면 균열 취성 문제가 발생하므로, Si의 함량은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.05%로 하는 것이 바람직하다.
Ti는 상기 B의 효과를 더욱 확실히 얻기 위해 첨가하는 원소로 강 중 잔존하는 N과 B의 결합으로 형성되는 보론나이트라이드의 형성을 억제하기 위한 스캐빈저(scavenger)의 역할을 한다. 따라서, Ti의 함량은 강 중 잔존하는 N의 함량에 비례하여 결정되는 것으로서, 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
붕소(보론, B)의 함량은 5~30ppm로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 B는 Mn과 함께 경화능을 향상시켜 소둔 열처리 시 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트상이 형성될 수 있도록 해주는 주요한 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 5ppm이상 첨가하는 것이 바람직하나, 30ppm을 초과하여 첨가하면 입계 보론계 석출물을 과도하게 형성하여 강의 물성에 좋지 않은 영향을 미치므로, B의 함량은 5~30ppm로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 C, Mn 및 B 함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 함량의 곱이 1.13×10-4보다 작은 경우에는 Ar3온도가 상승하고 경화능이 떨어져 베이나이트가 충분히 형성되기 어려우며, 상기 함량의 곱이 1.875×10-3보다 큰 경우에는 압연성이 떨어지고, 취성이 발생될 우려가 있기 때문에 상기의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 성분 외에, P, Al, S, N등이 포함될 수 있다. 상기 Al은 0.06%까지, P, S 및 N은 각각 0.03%까지 포함될 수 있다.
본 발명 냉연강판의 미세조직은 베이나이트 단상 또는 70vol.%이상의 베이나이트를 주상으로 하고 잔부 페라이트로 이루어진다. 상기 베이나이트 조직은 일반적인 냉각 속도에서 그 조직을 얻을 수 있으므로 50℃/초 이상의 급속 냉각을 수행하여 얻는 마르텐사이트 강재에 비해 제조 뒤틀림이 적어 가공성 및 성형성을 향상시킨다.
또한, 본 발명 냉연강판의 미세조직은 페라이트를 30vol.%까지 포함할 수 있는 데 상기 페라이트는 강의 연성을 확보하는 역할을 한다.
이하, 본 발명 냉연강판의 제조조건에 대하여 설명한다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 가열한 후 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하고 500?800℃에서 권취한다.
상기 강 슬라브 가열온도는 열간 압연 마무리 온도의 안정적 확보를 위하여 1100℃이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 열간압연 마무리 온도는 오스테나이트 단상영역에서 압연하기 위하여 Ar3온도 이상으로 한정하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직한 열간압연 마무리 온도는 Ar3 ? 950℃이다.
상기 권취 온도는 냉간 압연성을 얻기 위해 500℃이상으로 제한하는 것이 바람직하지만, 800℃를 초과하면 결정립이 조대화될 수 있으므로 상기 권취 온도는 500~800℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판의 두께는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 극박 냉연강판으로 제조되기 위하여 1.0~3.0mm의 두께가 되도록 압하되는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같이 석출 강화형 원소를 다량 첨가하지 않았으며, 권취 온도를 500℃이상으로 제어하여 열간 압연 시 경한 조직을 형성하지 않았으므로 열연 최종 강도가 그리 높지 않아, 냉간 압연 시 PCM의 압연 부하를 줄일 수 있다.
다음으로, 상기 열간압연된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔 온도에서 30초 이상 유지한 다음, 250~450℃의 온도구간(과시효 온도구간)까지 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지(과시효)한 다음, 냉각하는 연속 소둔을 행함으로써 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판이 제조된다.
상기 냉간 압하율은 50~90%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 냉간 압하율이 50%미만인 경우에는 목표 두께를 확보하는 것이 어렵고, 90%를 초과하는 경우에는 압연성이 떨어지는 문제가 있다.
상기 소둔 온도가 750℃미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않는 문제점이 있으며, 850℃를 초과하는 경우에는 히트 버클(heat buckle)등이 일어나기 쉬우므로, 상기 소둔 온도는 750~850℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 소둔 온도에서의 유지시간이 30초 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않으므로, 상기 유지시간은 30초이상 유지하는 것이 바람직하다.
상기 냉각 정지온도(과시효온도)가 250℃ 미만이거나 450℃를 초과하는 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 냉각 정지온도(과시효온도)는 250~450℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각속도가 10℃/초 미만인 경우에는 펄라이트가 형성될 수 있고, 50℃/초를 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 형성될 우려가 있으므로, 상기 냉각속도는 10~50℃/초로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 냉각속도는 10~30℃/초이다.
상기 유지시간(과시효시간)이 50초 미만인 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 유지시간(과시효시간)은 50초 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 연속소둔 시 강판의 이동속도는 100mm/min 미만인 경우에는 펄라이트가 형성될 수 있고, 500m/min을 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 형성될 우려가 있으므로, 베이나이트(bainite)상을 생성시키기 위하여 100~500m/min으로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같은 적극적인 성분 제어를 통해 750~850℃의 온도범위에서 소둔 시 오스테나이트상으로 역변태가 일어나도록 하고, 강판의 조직이 오스테나이트상에서 펄라이트 등으로 변태되지 않은 상태에서 250~450℃의 온도구간까지 냉각하여, 이 온도를 50초 이상 유지함으로써 베이나이트 변태가 일어나도록 한다.
상기와 같이 제조된 냉연강판은 그 조직이 베이나이트 단상 또는 70vol.%이상의 베이나이트를 주상으로 하고 잔부 페라이트를 포함한다.
상기 냉연강판은 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부분에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m당 2개 이하인 것이 바람직하다.
상기 냉연강판의 두께는 극박강판으로 제조되기 위해 두께가 0.5mm이하가 되는 것이 바람직하다.
상기 냉연 강판은 냉연-연속 소둔 후 2차 압연을 하는 것을 포함한다. 2차 압연의 압연량은 압연 방향 성형성이 나빠지는 현상을 방지하기 위하여 10% 이하의 압하량이 바람직하다.
상기한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Nb, Mo등의 원소를 배제하고 상대적으로 저원가인 Mn, B등의 합금을 이용하여 초기 강도를 증가시키지 않은 상태에서 연속소둔 시 베이나이트 변태를 촉진시키는 방법을 이용하여, 2차 압연하기 이전에 이미 높은 경도를 가지며, 2차 압연을 행함으로서, 성형성은 같은 수준을 유지하면서 경도는 더욱 높은 성형용 고강도 극박재를 얻을 수 있도록 한 점에 특징이 있다.
또한, 본 발명은 저탄 계열에 변태를 일으키기 위해 50℃/sec이상의 급속 냉각을 수행하여 마르텐사이트 조직 등을 활용하는 등의 종래기술에 비해, 비슷한 수준의 강도의 마르텐사이트 조직의 특징인 낮은 성형성을 극복할 수 있으며, 전단(shear)변태로 인한 뒤틀림을 방지할 수 있다는 장점을 갖는다.
또한, 본 발명은 연속소둔공정에서 변태시의 냉각 속도를 일반 연속소둔로(CAL)수준의 냉각속도로 낮춰 고가 합금 첨가나 빠른 냉각속도의 효과 없이도 일반 연속소둔 공정이 적용가능한 저온 고강도 변태조직을 얻을 수 있는 장점을 갖는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 열간압연(가열온도: 1250℃, 마무리압연온도: 900℃, 열연강판두께: 2.7mm 및 권취온도: 600℃)한 다음, 하기 표 2의 제조조건으로 냉간압연(1차 냉간압연의 압하율: 89%, 두께: 0.3mm)을 행한 다음, 하기 표 3의 제조조건으로 소둔한 후, 항복강도 및 총연신율, 경도 및 성형성(L-벤딩시 크랙발생 여부)을 조사하고, 항복강도 및 총연신율은 하기 표 2에, 경도는 하기 표 4에 그리고 성형성 평가결과(크랙발생여부)는 하기 표 5에 각각 나타내었다.
또한, 발명강 및 비교강의 광학 조직 사진을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1의 (a)는 발명강의 대표사진으로 800℃에서 소둔한 발명강 B의 조직사진을 나타내며, (b)는 비교강의 대표사진으로 소둔 후 14%의 2차 압연을 행한 비교강B의 조직 사진을 나타낸다.
발명강의 경우, 침상의 단상 조직을 갖는 것을 확인할 수 있었고, 비교강의 경우 검은색으로 표현된 퍼얼라이트(pearlite)와 페라이트(ferrite)의 혼합이상조직인 것을 확인할 수 있었다.
강종 |
조성(wt%) | ||||||||
C | Mn | Si | P | S | Al | Ti | B | N | |
비교강A | 0.18 | 0.76 | 0.012 | 0.016 | 0.0044 | 0.036 | 0.01 | - | 0.0034 |
비교강B | 0.18 | 1.23 | 0.012 | 0.08 | 0.0049 | 0.021 | - | - | 0.0042 |
발명강 | 0.19 | 2.24 | 0.17 | 0.01 | 0.008 | 0.03 | 0.016 | 0.0016 | 0.0053 |
하기 표 2에서, 비교강 A, B의 경우 2차 압하율에 따른 항복강도 및 연신율
을 나타내고, 발명강의 경우 연속소둔 직후 2차 압연을 행하지 않은 상태, 6% 및 10%의 압하율로 2차 압연을 행한 경우의 항복강도 및 연신율을 나타낸다.
하기 표 2 및 표 5에서 조직 B는 베이나이트를 나타내고, F는 페라이트를 나타내고, P는 펄라이트를 나타낸다.
2차 압연량(%) | 0 | 6 | 10 | 14 | 20 | 25 | 30 | 40 | 50 | 54 | 조직 | |
비교강A | 항복강도(MPa) | 390 | - | - | 499 | - | 516 | - | 636 | 706 | 730 | F단상 |
총연신율(%) | 25 | - | - | 6.41 | - | 3.22 | - | 1.54 | 1.88 | 3.1 | ||
비교강B | 항복강도(MPa) | 447 | 553 | 685 | 657 | 720 | - | 770 | 835 | - | - | F+P |
총연신율(%) | 23.7 | 14.8 | 6.0 | 9.5 | 5.2 | - | 3.9 | 3.6 | - | - | ||
발명강 조건A |
항복강도(MPa) | 650 | 700 | 800 | - | - | - | - | - | - | - | B+F(9vol.%) |
총연신율(%) | 5.0 | 4.3 | 3.5 | - | - | - | - | - | - | - | ||
발명강 조건B |
항복강도(MPa) | 791 | 900 | 1000 | - | - | - | - | - | - | - | B단상 |
총연신율(%) | 6.23 | 5.5 | 4.2 | - | - | - | - | - | - | - |
발명강 조건 |
가열속도 (℃/초) |
균열온도 (℃) |
균열시간 (초) |
냉각속도 (℃/초) |
과시효온도 (냉각정지온도) (℃) |
과시효시간 (유지시간)(초) |
조건A | 7 | 750 | 97 | 15 | 350 | 217 |
조건B | 7 | 800 | 97 | 15 | 350 | 217 |
경도 (HV500g) |
비교강 A | 비교강 B | 발명강 조건 A |
발명강 조건 B |
경도 (HV500g) |
220 | 212 | 400 | 470 |
하기 표 5는 발명강과 비교강의 성형성 테스트 실험 결과를 나타낸 것으로서, L-벤딩(bending) 실험은 다이 클리어런스(die clearances)에 크랙(crack)형성 유무가 영향을 받으므로, 다이 사이의 간격을 거의 0으로 하는 열악한 조건을 가정하였으며 r=0 벤딩(bending)을 이용하여 90도 L-벤딩(bending)실험을 실시한 것이다.
그리고 발명강의 소둔 조건은 700℃ 수준에서 만들어진 발명강의 경우 소둔 온도가 낮아 역변태를 충분히 일으키지 못하여 조직 내 베이나이트(bainite)분율이 적어 목표로 하는 높은 강도를 얻을 수 없었으므로 성형 시험을 위한 시험편은 그 소둔 온도를 750℃, 780℃, 800℃로 한정하여 실험하였다. 또한, 발명강에 대해 상기와 같이 소둔 한 후 6%의 2차 압연을 행하였으며 실험은 총 2회 진행하였다. 표 5에서 ×라고 명기된 경우 크랙이 발생한 것을 의미하며, △는 크랙이 발생하지 않았으나 크랙이 발생하기 전단계인 네킹(necking)이 발생한 경우를 의미하고, ○는 크랙이 발생하지 않은 클리어한 표면(clear surface)을 의미한다.
크랙발생여부(○,△,×) | L-벤딩 | 180도 폴딩(folding) | 조직 | ||||||||||||||
냉각속도(℃/초) | 10 | 15 | 20 | 30 | 10 | 15 | 20 | 30 | |||||||||
발명강 소둔온도:750℃ | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | × | B+F |
발명강 소둔온도:780℃ | ○ | ○ | △ | △ | △ | △ | × | × | ○ | ○ | △ | △ | × | × | × | × | |
발명강 소둔온도:800℃ | ○ | ○ | ○ | △ | △ | △ | × | × | ○ | ○ | ○ | × | × | × | × | × | |
크랙발생여부(○,△,×) | L-벤딩 | 180도 폴딩(folding) | 조직 | ||||||||||||||
2차 압연량(%) | 10 | 20 | 30 | 40 | 10 | 20 | 30 | 40 | |||||||||
비교강 A | ○ | ○ | ○ | ○ | × | × | × | × | ○ | ○ | × | × | × | × | × | × | F단상 |
비교강 B | ○ | ○ | ○ | ○ | △ | △ | × | × | ○ | ○ | △ | △ | × | × | × | × | F+P |
한편, 실제 극박재의 경우 극박으로 인한 항복강도의 오차로 항복강도 이외에 강도 측정의 기준으로 경도를 많이 사용하고 있다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 발명강과 비교강을 비교했을 때, 항복 강도값의 차이에 비해, 경도 값의 차이가 월등히 높은 것을 알 수 있다. 이러한 현상은 일반적으로 경도 값이 강재의 항복강도보다는 인장강도에 비례한다는 사실에서 유추해볼 수 있는데, 2차 압연을 통해 가공 경화가 어느 정도 일어나 있는 비교강 A 및 B에 비해 발명강의 경우에는 2차 압연을 10% 이하의 수준으로 수행하여 그 조직 자체의 연신율을 유지할 수 있으며, 그 기지조직 자체가 강도가 높은 베이나이트 조직에 기인함으로써 항복강도 값 자체가 높은 특징이 있다.
상기 표 5에 나타난 바와 같이, 발명강의 경우 780℃ 이상의 소둔온도에서 10℃/초 이하의 낮은 냉각 속도로 냉각한 경우, L-벤딩 시나 그보다 더 열악한 조건인 폴딩시험에서조차도 시편에 네킹이나 크랙이 발생하지 않은 것을 확인할 수 있었다. 이에 반하여, 비교강 A의 경우, 실험예의 발명강 중 가장 낮은 항복강도 값을 보이는 발명강 A의 6%의 2차 압연을 행하였을 때의 항복강도보다도 낮은 항복강도를 값을 보이는 비교강 A의 40%의 2차 압연을 수행한 시험편의 경우에서조차 2차 압연, 벤딩 후 시험편에서 모두 크랙이 형성되어 파단되었다. 또한, 발명강 B와 비교강 B를 비교하면, 비교강 B는 발명강 B에 비해 열위한 항복강도를 가질 뿐 아니라 상대적으로 높은 항복강도를 가지는 30%이상의 2차 압연을 가한 경우 모두 시험편에 크랙이 발생하거나 네킹이 발생하였다.
본 실험예에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 강재의 경우, 소둔 조건이 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔이며, 1000MPa급의 고강도의 강재를 생산할 수 있는 장점이 있다.
Claims (10)
- 중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하고, 조직이 베이나이트 단상 또는 70 vol.%이상의 베이나이트와 잔부 페라이트를 포함하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
- 청구항 1에 있어서,
상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3의 관계를 만족하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
- 청구항 1 또는 2에 있어서,
상기 냉연강판의 두께가 0.5mm이하인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
- 청구항 1 또는 2에 있어서,
상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙(crack)의 수가 단위 m당 2개 이하인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
- 청구항 3에 있어서,
상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙(crack)의 수가 단위 m당 2개 이하인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
- 중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상 950℃이하에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계;
상기 압연된 강판을 500?800℃에서 권취하는 권취단계;
상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계;
냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250?450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계; 및 상기와 같이 소둔처리한 소둔 강판을 10% 이하의 압하율로 2차 압연하는 단계를 포함하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 6에 있어서,
상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10- 3 의 관계를 만족하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 열연단계는 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 소둔 시 냉각속도가 10?30℃/초인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 소둔 시 강판의 이동속도가 100~500m/min인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
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