KR101329868B1 - 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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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 가진 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 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, 인 (P): 0.09~0.18%, 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 소둔단계를 포함한다.

Description

고강도 극박 냉연강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH THIN COLD-ROLLED SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE COLD-ROLLED SHEET}
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 400 경도를 가지며, r=0 벤딩(bending) 성형시 제품의 벤딩(bending)부에 크랙(crack)이 발견되지 않는 우수한 성형성을 가진 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 제어함으로써 2차 압연을 수행하지 않고서도 강도와 연신율 조합의 극대화 효과를 유지해 프로세스가 단순화되고, 압연 방향과 압연 수직방향의 성형성의 차이가 나타나지 않는 고강도 극박 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. 특히 강 중에 대표적인 고용 원소인 P, Si의 함량을 적극적으로 제어하고, Mn, B등의 원소로 경화능을 향상시켜 고강도 극박 냉연강판 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, 인 (P): 0.09~0.18%, 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- 3 의 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, 인 (P): 0.09~0.18%, 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 소둔단계를 포함한다.
또한, 상기 열간압연단계는 상기 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행해지는 것이 바람직하다.
또한, 상기 소둔 시 냉각은 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 행하지 않고도 고강도의 냉연강판을 생산할 수 있어, 압연방향 성형 특성이 우수한 고강도의 냉연강판을 생산할 수 있는 효과가 있다. 또한 상기의 특성을 가진 냉연강판 제조시 2차 압연 등의 추가적인 프로세스를 생략하는 것이 가능하고, 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔에 적용가능한 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 부합되는 발명강과 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강B의 광학조직사진으로서, (a)는 발명강B로 제조된 발명강의 조직사진을 나타낸 것이며, (b)는 비교강B의 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, Ti 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 하며, 2차 압연을 수행하지 않아도, 2차 압연을 이용한 성형용 고강도 극박재에 비해 높은 경도를 갖도록 하여, 2차 압연 시 나타나는 압연 방향의 bending 성형 시 크랙(crack) 발생 등의 여러 가지 압연방향에 대한 이방성 특성도 나타나지 않도록 한 특징이 있다.
또한, P를 첨가함으로써 페라이트 조직이 고용 강화로 인해 강화되어 강재의 강도 수준이 높은 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 고용 강화 효과를 얻기 위해서는 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 1.0%를 초과하면 열간압연 과정에서 적 스캐일의 다량 발생등으로 인한 결함이 예상되므로, 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.
P의 함량은 0.09~0.18%로 제한하는 것이 바람직하다.
P는 강 중 존재하는 페라이트 상에 고용되어 고용강화를 얻기 위한 원소이다. 0.09%미만 첨가될 경우 고용 강화 특성이 낮아지는 문제가 있으며, 0.18%을 초과하여 첨가될 경우에는 고온 취성 등의 문제를 일으키므로, 그 함량을 0.09~0.18%로 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, Al, S, N등이 포함될 수 있다. 상기 Al은 0.06%까지, 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 있는데 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 바람직하게는 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.
상기한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Mo, Nb, Ti 등의 원소를 배제하고 상대적으로 저원가인 Mn, P, Si 및 B 등의 합금을 이용하여 초기 강도를 증가시키지 않은 상태에서 연속소둔 시 베이나이트 변태를 촉진시키는 방법을 이용하여, 2차 압연을 수행하지 않고도 연속소둔라인에서 최종 목적으로 하는 강도 및 성형성을 얻을 수 있는 것이 특징이다.
또한, 본 발명은 저탄 계열에 변태를 일으키기 위해 50℃/sec이상의 급속 냉각을 수행하여 마르텐사이트 조직 등을 활용하는 등의 종래기술에 비해, 비슷한 수준의 강도에 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.
또한, 본 발명은 2차 압연을 수행하지 않아 일반적인 지지용 고강도 극박 소재의 변형 모드인 L-벤딩(bending)시의 성형 특성이 좋으며, 2차 압연을 수행하지 않아 그 항복강도비(YR)값이 낮은 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 도1에 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, 선명하게 침상의 페라이트 레스(ferrite lath)내부에 탄화물이 형성된 전형적인 베이나이트(bainite)조직을 갖는 것을 확인할 수 있었고, 비교강의 경우 페라이트 단상에 일부 카바이드가 형성된 조직임을 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 0.12 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 상태의 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 F 단상
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 - -
발명강조건A 항복강도(MPa) 800 - - - - - - - - - B+F(9vol.%)
총연신율(%) 3.0 - - - - - - - - -
발명강
조건B		 항복강도(MPa) 950 - - - - - - - - - B단상
총연신율(%) 3.1 - - - - - - - - -
발명강
조건		 가열속도
(℃/초)		 균열속도
(℃)		 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)		 220 212 420 490
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. 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
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강의 경우 모든 소둔 조건에서 비교강에 비해 강도가 향상됨을 알 수 있다. 예를 들어, 발명강의 경우에는 800MPa이상의 항복강도를 갖는 반면 비교강 A의 경우에는 54%의 2차 압연을 행한 경우조차 730MPa의 경우로 발명강보다 낮은 값을 가지며, 비교강 B의 경우에는 40%이상의 2차 압연을 수행한 경우 발명강 수준의 항복강도 값을 가짐을 알 수 있다.
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 행하지 않아 가공 경화가 일어나지 않았지만, 그 기지조직 자체가 강도가 높은 베이나이트 조직에 기인함으로써 항복강도 값 자체가 높은 특징을 갖는다.
예를 들어, 비교강 A 및 B의 경우에는, 항복강도와 인장강도를 측정하여 비교하면, 인장 강도가 항복강도에 비해 30MPa이상 큰 경우가 없는데 비해, 발명강 조건 A의 경우 항복강도 800MPa 인장강도 1150MPa, 발명강 조건 B의 경우 항복강도 950MPa 인장강도 1300MPa으로 나타나, 비교강과 발명강이 비슷한 항복강도를 갖는 경우 인장강도는 발명강이 비교강에 비해 월등히 높은 값을 갖는 것을 알 수 있다. 이러한 높은 인장강도값으로써 높은 경도 값을 예측할 수 있으며 실제 극박재의 경우 그 효과가 더 크다고 볼 수 있다.
이러한 물성의 차이는 모두 발명강과 비교강의 미세조직 즉, 발명강이 가지고 있는 베이나이트 미세조직에 기인한다. 즉, 비교강의 경우 페라이트와 펄라이트의 이상 조직을 가지며, 2차 압연을 함으로써 강도를 증가시킨 대신 연신율이 하락되는 반면에, 발명강의 경우에는 2차 압연을 하지 않았으므로, 연신율의 하락없이 그 조직 자체의 연신율을 유지할 수 있으며, 베이나이트라는 미세조직적 특징으로 인하여 2차 압연 없이도 높은 강도를 얻을 수 있어, 비교강에 비해 우수한 물성을 확보할 수 있게 된다.
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, 발명강 A의 강도에 비해 열위한 강도를 가지는 40%가량의 2차 압연을 수행한 시험편의 경우에서조차 2차 압연, 벤딩 후 시험편에서 모두 크랙이 형성되어 파단되었으며, 비교강 B의 경우, 발명강 수준의 강도를 갖는 30~40% 이상의 2차 압연을 가한 경우 시험편에 모두 크랙이 발생하거나 네킹이 발생하였다.
이러한 상변태 측면을 참고하면, 소둔 온도 800℃에서 냉각 속도가 빠를수록 베이나이트상의 형성이 활발해지지만, 현재 연속소둔의 설비상 30℃/초 정도의 낮은 냉각 속도에서도 충분히 베이나이트 상을 형성할 수 있기 때문에 본 발명의 소둔 조건을 소둔온도 750℃이상, 소둔 냉각 속도를 10~50℃/초로 한정하였다.
본 실험예에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 강재의 경우, 비교강에 비해 2차 압연 등의 추가적인 프로세스 없이도 비교강 이상의 우수한 강도와 성형성을 가지며, 2차 압연을 행하지 않아 압연 방향 성형 특성이 우수하고, 소둔 조건이 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔이며, 900MPa급의 고강도의 강재를 생산할 수 있는 장점이 있다.

Claims (10)

  1. 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, 인 (P): 0.09~0.18%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하고, 조직이 베이나이트 단상 또는 70 vol.%이상의 베이나이트와 잔부 페라이트를 포함하며, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 극박 냉연강판.
  2. 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 고강도 극박 냉연강판.
  3. 삭제
  4. 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 고강도 극박 냉연강판.
  5. 삭제
  6. 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, 인 (P): 0.09~0.18%, 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 소둔단계를 포함하고, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4< wt% C×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3의 관계를 만족하는 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
  8. 청구항 6 또는 7에 있어서,
    상기 열연단계는 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행하는 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
  9. 청구항 6 또는 7에 있어서,
    상기 소둔 시 냉각속도가 10∼30℃/초인 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
  10. 청구항 6 또는 7에 있어서,
    상기 소둔 시 강판의 이동속도가 100~500m/min인 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
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KR20030077018A (ko) * 2001-02-23 2003-09-29 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법

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