KR101560876B1 - 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 가전, 자동차 등의 소재로 적용되는 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
이를 위해, 본 발명에서는 알루미늄 킬드(Al-killed)강을 활용하여, 이의 합금원소 및 제조조건을 최적화함으로써 형상동결성 및 가공성이 모두 우수한 열연강판을 제공할 수 있다.

Description

형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 {FORMABLE HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SHAPE FIXABILITY AND FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 가전, 자동차 등의 소재로 적용되는 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
가전, 자동차 등의 소재로서 적용되는 강재는 형상동결성, 내시효성, 성형성 등의 물성이 요구되는데, 최종 제품에서 형상동결성을 향상시키고, 제조 프로세스의 개선으로 생산성을 높이기 위해서는 내시효성에 의한 플루팅 방지뿐만 아니라, 다양한 가공 특성이 함께 요구된다.
여기서 가공성(formability)란, 파단(fracture, tear-off, neck)이나 형상불량(wrinkle, spring-back, scaratch, galling 등) 없이 원하는 형상으로 성형되는 정도를 나타내는 의미로 사용된다.
이와 같은 성형성은 공업적으로 변형 모드에 따라 분류할 수 있으며, 상기 변형 모드는 크게 드로잉(drawing) 성형, 스트레칭(Stretching) 성형, 굽힘(Bending) 성형 및 신장 플렌지(Stretch-Flanging) 성형 등 4개의 가공 모드로 구분할 수 있다.
상기 가공 모드 중, 스트레칭(Stretching) 성형은 다이-소재 접촉면에서의 소재 유입이 거의 없으므로 딥-드로잉 성형에 비하여 성형 공정이 단순하며 주로 소재의 연성 능력(연신율)과 밀접한 관계를 가지는 가공 모드로써 드로잉 성형과는 달리 금형 조건의 영향은 적은 것으로 알려져 있다.
반면, 딥-드로잉성과 관련된 드로잉(Drawing die) 성형은 드로잉 다이(Drawing die) 위에 소재를 놓고, 블랭크 홀더(blank holder)에 의한 가압상태에서 펀치를 다이 홈 안으로 압인하여 성형하는 방법으로, 판재의 외경이 줄어드는 특징을 갖는다. 이에, 재질 특성 중 두께 방향의 변형률에 대한 폭 방향의 변형율로써 표현되는 랭크포드값(Lankford 값, 이하 'r값'이라고 칭함)과 크게 관련이 있는 것으로 알려져 있다.
특히, 압연 방향에 대하여 방향별로 측정한 r값으로부터 하기 식 (1)로 측정하는 평균 소성변형비값(이하, 'r-bar값'이라고 칭함) 및 하기 식 (2)로 측정하는 소성이방성값(이하, '△r값'이라고 칭함)은 드로잉성을 표현하는 대표적인 재질 특성 값이다.
r-bar값 = (r0 + r90 + 2r45)/4 식 (1)
△r값 = (r0 + r90 - 2r45)/2 식 (2)
(여기서, ri는 압연 방향으로부터 i°방향에서 채취한 시편에서 측정한 r값을 나타낸다.)
상기 식 (1)에서 r-bar값이 클수록 드로잉 가공시 성형 컵의 깊이를 증가시킬 수 있으므로, 딥드로잉 성형성이 좋은 것으로 판단할 수 있다.
또한, 컵 가공시 중요한 품질특성 중 하나인 면내 이방성(Planar Anisotropy)이란 소재의 물리적/기계적 성질이 방향성을 가지는 정도를 나타내는데, 면내 이방성은 근본적으로 소성변형 등을 받은 각각의 결정립들이 강한 방향성을 나타내는 것에 기인하는 것으로, 만약 가공 등을 겪은 결정립들이 랜덤하게 존재한다면 이들 결정들은 방향성을 가지지 않게 되므로 면내 이방성이 크지 않을 수 있다.
그러나, 일반적으로 강판 내의 결정립은 강한 방향성을 나타내므로 가공을 행하게 되면 소성거동의 이방성으로 나타나게 되며, 이와 같이 면내 이방성이 증가하면 컵 가공시 성형 후 컵의 이방성에 의해 가공부에서 부위별로 성형 컵의 높이 차이를 나타내는 귀 발생(Earing) 현상이 증가하여 가공불량 및 소재 손실이 증가하는 문제점이 있다.
따라서, 면내 이방성의 척도로 사용되는 △r값이 0에 가까울수록 모든 방향으로의 변형률이 일정하여 등방적(Isotropic)인 성질을 나타내므로, 드로잉 가공시 △r값을 적절히 관리하는 것도 매우 중요하다.
또한, 강의 성형 후에도 일정한 형태를 유지하는 특성인 형상동결성은 항복강도 및 소재 두께와 밀접한 관계를 가지고 있는데, 일반적으로 소재의 성형 두께는 고정되어 있으므로 형상동결성을 확보하기 위해서는 항복강도, 즉 동일한 강도 수준에서 항복강도에 대한 인장강도의 비인 항복비(YR, Yield Ratio)가 높을수록 유리하다. 따라서, 형상동경성을 확보하기 위해서는 항복비의 제어가 요구된다.
한편, 강의 형상동결성, 내시효성 및 가공성을 확보하기 위한 방안으로, 종래에는 중저탄소 알루미늄-킬드(Al-killed)강을 이용하여 열간압연 및 냉간압연을 행한 후 상소둔 방법에 의해 강 중 고용 탄소 및 질소를 효율적으로 제어함으로써 가공성을 확보하였다.
그러나, 이 경우 열처리 작업시 장시간이 소요됨에 따라 생산성이 저하될 뿐만 아니라, 불균일한 가열 및 냉각에 의해 코일 내 재질 편차가 증가하는 문제점이 발생하였다.
이를 해결하기 위해서, 연속소둔법에 의한 내시효성을 갖는 가공용 소재의 경우 극저탄소강에 고용 원소들을 석출시키기 위한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 등의 원소를 첨가함으로써 원하는 특성을 얻는 방안이 제시되었다.
하지만, 이 경우에도 고가의 합금원소를 첨가하는 것에 의한 생산원가의 상승이 불가피하고, 동시에 강의 표면특성이 열화되는 문제점이 발생하였다. 뿐만 아니라, 제강에서 이들 원소들을 첨가한다 하더라도 열간압연 단계에서 무질서한 집합조직이 형성되기 때문에 컵핑(Cupping)성과 같은 가공성의 확보가 어려웠다.
이에, 가공용 소재 제조시 열연재를 원판으로 이용하여 냉간압연 및 소둔공정을 거침으로써 가공성에 유리한 재결정 집합조직을 형성하는 방안이 적용되고 있으나, 이 경우에도 합금원소의 첨가에 의한 재료비의 증가 및 추가 공정의 경유에 따라 가공비가 증가하는 문제가 있다.
따라서, 현재에는 원가 절감 및 추가 공정의 생략 측면에서 열연재를 활용한 가공용 소재의 특성 확보 및 제조에 대한 관심이 집중되고 있다.
이와 관련된 특허문헌 1은, 탄소(C)를 0.01~0.08% 함유하는 강에 망간(Mn) 및 보론(B)을 일정량 첨가하여 Ar3 변태온도를 낮추고, 1150℃로 재가열한 후 Ar3 온도 이상에서 1차 권취하여 접합하는 연연속 작업 방법에 의해 극박 열연재를 제조하는 방법에 관한 것으로, 특히 최종 권취를 500℃ 이상에서 실시함으로써 가공용 극박 열연강판을 제조할 수 있다고 개시하고 있다. 그러나, 이 경우 열연판의 연신율을 45% 이상으로 확보 가능하여 목표하는 스트레칭 가공성은 확보 가능한 반면, 드로잉 가공에 대한 개선 효과는 나타내지 못하였다.
또한, 특허문헌 2에서는 티타늄(Ti) 및/또는 니오븀(Nb)을 첨가한 극저탄소강을 활용하여 연연속 열간압연 공정을 통해 페라이트(Ferrite) 단상역에서 마무리 열간압연을 실시한 후 마무리 열간압연 온도와 권취온도의 차이를 100℃ 이하로 제어함으로써 자체적인 열처리(Self-annealing) 효과에 의해 드로잉 특성을 확보할 수 있다고 제안하고 있다. 그러나, 이 경우 강 내 고용원소를 고착하기 위해 니오븀 등의 고가의 합금 원소를 첨가하고 있을 뿐만 아니라, 열간압연 공정에서의 재결정립 확보를 위해서 마무리 압연온도와 권취온도의 엄격한 관리를 요구함으로써 제품의 안정적인 생산이 곤란한 문제점이 있다.
일본 공개특허공보 특개평9-227950호 일본 공개특허공보 특개평2-141529호
본 발명의 일 측면은, 강재의 성분조성과 함께 제조조건을 제어함으로써, Ti, Nb와 같은 고가의 합금원소를 첨가하지 않음에도 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.010%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 실리콘(Si): 0.03% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.03~0.08%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0005~0.0020%, 인(P): 0.02~0.06%, 황(S): 0.001~0.015%, 바나듐(V): 0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비가 4~14인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 갖는 강재를 1100~1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 600℃~(Ar3-50℃)의 열간 마무리 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 550~650℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 디스케일링하는 단계를 포함하고, 상기 열간압연시 압연롤과 강재의 마찰계수가 0.05~0.2이고, 전체 스텐드의 총 압하율(Rt)에 대한 후단 2패스의 압하율(Rf)의 비(Rf/Rt)가 0.2~0.3인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 강의 합금성분뿐만 아니라 제조조건을 최적화함으로써 스트레칭 가공성, 드로잉 가공성 및 내시효성이 모두 우수할 뿐만 아니라, 형상동결설이 우수하여 가공용 소재로서 적용하기에 적합한 열연강판을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명은 기존 냉연강판을 대체할 수 있는 극박 열연강판을 제공함에 그 의의가 있다.
본 발명의 발명자들은 기존 냉연강판 수준의 드로잉성을 확보하면서도 내시효성을 확보하는 것에 의해 냉연강판을 대체할 수 있는 열연강판을 제공하기 위하여 깊이 연구한 결과, 합금의 성분조성 및 제조공정 특히 압연공정의 제어로부터 후속되는 열처리를 행하지 않고도 가공성 및 형상동결성이 우수한 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하에서는, 본 발명에 따른 가공용 열연강판 및 이를 제조하는 방법에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만, 본 발명은 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 형상동결성 및 가공성이 우수한 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.010%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 실리콘(Si): 0.03% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.03~0.08%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0005~0.0020%, 인(P): 0.02~0.06%, 황(S): 0.001~0.015%, 바나듐(V): 0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비가 4~14인 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 열연강판에서 이와 같이 합금 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 기재가 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.001~0.010%
탄소(C)는 강판의 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이지만, 강 중에 고용 원소로 존재할 경우 시효를 일으킬 수 있는 대표적인 원소이다.
이러한 C의 함량이 0.010%를 초과하게 되면, 강 내 고용 탄소의 증가로 인해 최종 열연판에서 목적하는 가공성을 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 강의 시효성에도 악영향을 미치며, 또한 고용 원소의 증가로 인해 드로잉 가공성이 현저히 열화되는 문제가 있다. 반면, C의 함량이 0.001% 미만이면 제강 공정에서 극한의 탄소함량 제어로 제강 원가가 급격히 상승함과 동시에, 제품의 형상동결성과 제강 조업성이 현저히 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 목표로 하는 가공성 및 내시효성을 안정적으로 확보하기 위하여, C의 함량을 0.001~0.010%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.3~0.8%
망간(Mn)은 황(S)에 의해 유발되는 적열 취성을 방지하기 위하여 첨가하는 원소로서, 상술한 효과와 함께 목표로 하는 형상동결성 및 가공성의 확보를 위하여 0.3% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Mn의 함량이 0.8%를 초과하게 되면, 고용 원소의 잔존에 의해 드로잉 가공성이 열화될 뿐만 아니라, 강 내 미소 편석(micro-segregation)을 유발하여 성형성을 악화시키는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.3~0.8%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.03% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 산소 등과 결합하여 강 표면에 산화층을 형성하여 도금성 및 표면특성을 열화시키는 원소이므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정을 고려하여 그 상한을 0.03% 이하로 제한한다.
Al: 0.03~0.08%
알루미늄(Al)은 알루미늄-킬드(Al-killed)강에서 탈산제 및 시효에 의한 재질 열화를 방지할 목적으로 첨가하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Al을 0.03% 이상으로 첨가될 필요가 있으나, 너무 과다하게 첨가하면 탈산 효과가 포화될 뿐만 아니라, 알루미늄-옥사이드(Al2O3)와 같은 표면 개재물이 급증하여 열연재의 표면 특성을 악화시키는 문제점이 있으므로, 그 함량의 상한을 0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.0020%
보론(B)은 강 내의 고용 원소와 결합하여 보론(B)계 석출물을 형성하여 가공성 및 내시효성을 개선하고, 석출물 형성에 의해 고온 유지 조건에서도 강의 결정립 성장을 억제하여 페라이트의 입자를 미세화하는 효과가 있다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 B을 0.0005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하지만, B의 함량이 너무 과다하면 오히려 가공성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량의 상한을 0.0020%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.0005~0.0020%
질소(N)는 강 내에 침입하여 강화 특성을 나타내는 대표적인 침입형 강화 원소로서, 목표로 하는 강도 특성을 확보하는데 유리한 원소이다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 N를 0.0005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하지만, N의 함량이 너무 과다하면 내시효성이 급격히 나빠질 뿐만 아니라 제강 단계에서 탈질에 대한 부담이 증가되어 제강 작업성이 악화되는 문제가 있으므로, 그 함량의 상한을 0.0020%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.02~0.06%
인(P)은 강 중 고용 원소로 존재하면서 고용 강화를 일으켜 강의 강도 및 경도를 향상시키데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 P를 첨가하는 것이 필요하지만, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 주조시 중심 편석을 일으켜 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 P의 함량을 0.02~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.001~0.015%
황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 부식 개시점 역할을 하는 비금속 개재물을 형성하고, 적열 취성(red shortness)의 요인이 되므로, 가능한 그 함량을 저감시키는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정을 고려하여 S의 하한을 0.001%로 제한한다. 더불어 S의 함량이 너무 과다하면 S의 일부가 강 중 Mn과 결합하여 망간-황산염(sulfite)계 석출물의 크기를 조대화시키는 문제가 있으므로, 그 함량의 상한을 0.015%로 제한한다.
V: 0.03~0.09%
바나듐(V)은 일정 함량으로 첨가시 페라이트의 재결정을 지연시키는 효과와 함께 강 중 C, N 등과 결합하여 석출됨으로써 강의 강도를 향상시키는 효과를 나타내는 원소이다.
상술한 효과와 함께 목적하는 강도 및 형상동결성을 확보하기 위하여 0.03% 이상으로 V를 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하여 0.09%를 초과하게 되면 제조원가의 상승과 더불어 열연 작업성을 저하시키는 요인이 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 V의 함량을 0.03~0.09%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상기와 같이 조성되는 강재에서 형상동결성 및 가공성을 확보함으로써 소재의 특성 개선 및 목표 물성을 얻기 위해서는 강 내 원소들과 결합하여 탄화물, 질화물 계통의 석출물을 형성하는 원소들의 함량비를 제어함이 바람직하다.
본 발명에서는 상술한 성분 범위를 갖는 열연강판에 있어서, 질화물을 형성하는 첨가원소 중 Al의 경우, 열연강판의 내시효성 및 드로잉 가공성을 확보하기 위해서 Al, B 및 N의 함량비를 하기 관계식 1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하며, 또한 열연강판의 형상동결성 및 가공성의 확보를 위해서는 탄화물 형성원소인 V와 C의 원자비를 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
0.025 ≤ (Al×B)/N ≤ 0.07
(상기 관계식 1에서, Al, B, N의 단위는 중량% 이다.)
[관계식 2]
1.9 ≤ V/C ≤ 3.2
(상기 관계식 2의 수치는 V와 C의 원자비를 의미한다.)
본 발명에서, (Al×B)/N이 0.025 미만이면 강 내에 고용 상태로 존재하는 N의 양이 증가하여 최종 제품의 내시효성 및 가공성을 저하시키며, 반면 (Al×B)/N이 0.07을 초과하게 되면 내시효성 확보 측면에서는 효과적이지만, 열연판의 재결정 온도를 상상시키고 고가의 합금원소 첨가량이 증가하여 제조원가를 상승시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 우수한 내시효성 및 드로잉 가공성의 확보를 위해 Al, B 및 N의 함량비((Al×B)/N)를 0.025~0.07로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서 (V/C) 원자비가 1.9 미만이면 고용 원소의 발현에 의해 내꺽임성 및 가공성의 확보가 곤란하며, 반면 (V/C) 원자비가 3.2를 초과하게 되면 가공성 확보 측면에서는 유리하지만, V의 과대한 첨가로 인해 표면결함 및 생산성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 우수한 형상동결성 및 가공성의 확보를 위해 V, C의 원자비(V/C)를 1.9~3.2로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 강의 성형성과 밀접한 관련이 있는 집합조직 파이버(Fiber)의 면강도비를 제어함으로써, 목적하는 드로잉 가공성을 확보할 수 있다.
일반적으로, 결정 내부에 생성된 일정한 면과 방위를 가지는 배열을 집합조직(texture)이라고 하며, 이들 집합조직이 일정한 방향으로 대상(band)으로 발달한 양상을 집합조직 파이버라고 한다. 그 중, 집합조직들의 (111)면에 직각인 방향으로 생성되는 방위의 집합조직군을 감마(γ)-파이버라고 하며, <110>방위에 평행된 면으로 형성된 집합조직군을 알파(α)-파이버라고 한다.
이와 같이, 결정의 집합성을 나타내는 집합조직은 드로잉 가공성과 밀접한 관계를 가지고 있는데, 이들 집합조직 중 (111)면에 직각으로 생성되는 감마(γ)-파이버 성분의 면강도 값이 높을수록 드로잉 가공성이 개선되는 것으로 알려져 있지만, 본 발명에서는 <110>방위에 평형하게 발달하는 알파(α)-파이버의 면 강도비와 복합적인 관계가 드로잉성에 직접적인 연관성이 큼을 밝혀내고, 이들을 지표화하여 관리함으로써 드로잉 가공성을 확보할 수 있다.
보다 구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비를 4~14 수준으로 관리함으로써, 적절한 드로잉 가공성을 확보할 수 있다.
감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비가 4 미만이면 드로잉 가공에 유리한 (111)면으로의 집합조직의 형성이 미흡하여 목적하는 드로잉 가공성을 확보할 수 없으며, 반면 감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비가 14를 초과하게 되면 가공성은 우수하지만 이방성이 증가함에 따라 귀발생(Earing) 현상이 심하여 소재 손실이 증가하는 문제가 있다.
이때, 감마(γ)-파이버 집합조직은 (111)<121>, (111)<112> 및 (554)<225> 중 1종 이상의 집합조직인 것이 바람직하며, 상기 알파(α)-파이버 집합조직은 (001)<110>, (112)<110> 및 (225)<110> 중 1종 이상의 집합조직인 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이 성분조성, 성분관계 및 집합조직 파이버(Fiber)의 면강도비를 만족하는 본 발명의 열연강판은 그 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 만일, 페라이트 상이 90% 미만이면 열연강판 내의 높은 전위 밀도에 의하여 가공성이 현저히 저하되어 드로잉 가공시 가공 크랙 (Crack)이 발생하는 문제점이 있다.
본 발명의 열연강판은 페라이트 이외에도 일부 석출된 세멘타이트를 포함할 수 있다.
이러한, 본 발명의 열연강판은 평균 소성변형비(r-bar) 값 1.3 이상, 소성이방성(△r) 값 0.15 이하로 확보할 수 있으며, 70% 이상의 항복비, 40% 이상의 연신율 및 2kgf/mm2 이하의 시효지수를 갖는 열연강판으로서, 가공성 및 내시효성이 우수하다.
더불어, 본 발명의 열연강판은 극박 강판으로 제조되기 위하여, 그 두께를 0.8~2.4mm로 제어하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 따른 열연강판은 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강재를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 디스케일링 공정에 의해 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.
(재가열 단계)
상술한 성분조성을 만족하는 알루미늄-킬드 강재를 재가열하는 것이 바람직하며, 이때 재가열 공정은 후속되는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목적하는 물성을 확보하기 위한 목적으로 실시되는 것이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 수행되는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 강재를 재가열시 초기 오스테나이트 조직을 가능한 한 조대화 시킬 수 있는 오스테나이트 단상역에서 행하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로 상기 강재는 1100~1200℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 알루미늄-나이트라이드(AlN)의 석출이 억제되는 문제가 있으며, 반면 상기 재가열 온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 열연 롤(roll) 사이의 통과 시간이 늘어남에 따라 결정립의 이상 성장이 발생하여 제품 가공성을 저하시킬 수 있으며, 표면 스케일이 증가하여 표면 결함 발생 가능성이 높아지는 문제가 있다.
(열간압연 공정)
상기 재가열된 강재를 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다.
이때, 열간 마무리 압연은 600℃~(Ar3변태점-50℃)의 페라이트 단상역에서 행하는 것이 바람직하다. 즉, 저온 페라이트 온도역에서 열간 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다.
이와 같이, 페라이트 온도역에서 열간압연을 실시하는 경우, 후속되는 냉각과정에서 페라이트 역에서 재결정된 미세조직을 확보하는 것이 가능하다.
보다 바람직하게, 상기 열간 마무리 압연은 600~800℃에서 수행되는 것이 바람직하며, 열간 마무리 압연 온도가 600℃ 미만이면 가공성 확보 측면에서 유리하나 후속되는 권취 공정에서 권취온도의 확보가 곤란하여 열간압연의 부하를 증가시키고 연속 작업성을 현저히 저하시키는 문제가 있다. 반면, 열간 마무리 압연 온도가 800℃를 초과하게 되면 열간압연 단계에서의 가공 페라이트 분율이 낮아져 재결정이 이루어지기 위한 구동력이 감소하게 되어 가공성을 확보하기 어려워지는 문제가 있다.
특히, 본 발명에서는 상기 열간 마무리 압연시 입측에서의 미세조직은 가공 페라이트, 변태 페라이트 및 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하며, 이때 상기 가공 페라이트는 면적분율로 5~20% 포함하는 것이 보다 바람직하다.
상기 가공 페라이트의 분율이 5% 미만이면 열간 마무리 압연 출측에서의 목표 온도 확보가 어려우며, 충분한 가공성의 확보가 곤란하다. 반면, 20%를 초과하게 되면 열간압연시 압연 부하가 증가하여 작업성을 현저히 저하시키는 문제가 있다.
더불어, 기존의 냉연강판과 동등 또는 그 이상의 가공성을 갖는 열연강판을 제공하기 위하여, 이미 전술한 바와 같은 집합조직을 형성하는 것이 바람직하다. 즉, 감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직의 형성을 발달시켜 높은 평균 소성변형비(r-bar) 값 및 낮은 소성이방성(△r) 값을 확보함으로써 가공 후 변형이 균일하여 원하는 부품으로의 제조가 용이하도록 압연공정을 제어하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 본 발명에서는 드로잉 가공성의 확보를 위하여, 열간압연시 윤활압연을 실시하는 것이 바람직하며, 이때 압연롤(roll)과 강재의 마찰계수를 0.05~0.20으로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 압연롤과 강의 마찰계수가 0.05 미만이면 열간압연 시 강의 표면에서 미끄럼 현상이 발생하여 적정한 압연 및 표면 특성을 확보할 수 없으며, 반면 상기 롤과 강의 마찰계수가 0.20을 초과하는 경우에는 롤의 피로특성이 열화되어 롤 수명이 단축될 뿐만 아니라 강판의 표면에 가공성이 불리한 전단대(Shear band)가 형성되어 제품의 가공성이 저하되는 문제가 있다. 즉, 마찰계수가 0.20을 초과하는 경우 표면에 (112)<110> 성분을 갖는 알파(α)-파이버 전단 집합조직(Shear-Texture)이 형성되어 압연 후 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버 집합조직의 형성을 억제하므로 목표로 하는 드로잉 가공성을 확보하지 못하게 된다.
상기 압연롤과 강재 마찰계수를 제어함과 동시에, 본 발명에서는 압연단계별 롤의 압하 배분을 제어함으로써, 목적하는 드로잉 가공성을 보다 유리하게 확보할 수 있다. 열간압연 시 압하 배분은 조업의 작업성 및 강의 회복, 재결정 거동을 포함한 강의 상 분율과도 밀접한 관계를 가진다.
보다 구체적으로, 전체 스텐드의 총 압하율(Rt)에 대한 후단 2패스(pass)의 압하율(Rf)의 비(Rf/Rt)가 0.2~0.3을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
압하율 비, 즉 (Rf/Rt)가 0.3을 초과하게 되면 후단 롤(roll)의 압연 부하가 증가하여 목적하는 두께의 열연강판을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 두께 편차가 발생하는 문제가 있으며, 압하율 비, (Rf/Rt)가 0.2 미만이면 재결정을 위한 구동력이 감소하여 원하는 집합조직의 형성이 곤란하여 드로잉 가공성의 확보가 어려운 문제가 있다.
상술한 바와 같은 열연조건으로 마무리 열간압연을 행함으로써, 종래의 열연강판에서는 확보될 수 없는 1.3 이상의 평균 소성변형비(r-bar) 값과 0.15 이하의 소성이방성(△r) 값을 확보할 수 있다.
(권취 단계)
상기 열간압연하여 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 본 발명에서 상기 권취 단계는 가공된 페라이트 조직의 재결정 및 열간압연 단계에서 구축된 집합 조직의 재배열이 일어나는 공정이다. 따라서, 권취 공정을 최적화하는 것에 의해 목적하는 내시효성 및 드로잉 가공성을 확보할 수 있다.
바람직하게, 상기 권취는 550~650℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
권취시 권취온도가 550℃ 미만이면 강 내 고용 N의 석출 거동이 불충분하여 최종 열연강판의 내시효성 저하 및 일부 미재결정립의 발생으로 드로잉 가공성을 확보할 수 없다. 반면에, 상기 권취온도가 650℃를 초과하는 경우에는 재결정 및 재질의 연화에는 유리하지만 결정립의 이상 성장에 의해 가공재의 표면에 오렌지 표면과 같은 형상의 가공 결함이 발생하는 오렌지-필(Orange-peel)과 같은 결함을 유발하여 드로잉성이 저하되는 문제가 있다.
상기와 같은 권취 공정을 거친 본 발명의 열연강판은 재결정율이 90% 이상인 페라이트 상을 포함하며, 이때 석출된 세멘타이트를 일부 포함할 수 있다. 만일, 페라이트 상의 재결정율이 90% 미만이면 열연강판 내의 높은 전위 밀도에 의해 가공성이 현저히 저하되어 드로잉 가공시 가공 크랙(crack)이 발생하는 문제점이 있다.
(디스케일링 단계)
일반적으로, 열연강판 표면의 산화층을 제거하기 위하여 디스케일링 공정을 행한다.
본 발명의 경우, 상술한 바에 따라 제조된 열연강판 표면의 산화층을 제어하는 효과와 동시에, 열연강판 표면에 적절한 압축응력을 도입하여 전위밀도, 그 중에서 가동전위 밀도가 크게 증가된 페라이트 결정립을 생성함으로써, 고용 원소에 의한 전위의 고착 현상을 감소시켜 소재의 내시효성을 향상시키고자, 디스케일링을 행한다.
이때, 상기 디스케일링 공정은 기계적 디스케일링 방법을 이용하는 것이 바람직하며, 일 예로 숏 블라스팅(shor blasting)을 이용할 수 있다.
상기 숏 블라스팅은 직경 0.05~0.15mm의 숏 볼을 25~50m/s의 분사속도로 분사함으로써 행해질 수 있다.
상기 숏 볼의 직경이 0.05mm 미만이면 열연강판 표면층의 기계적 박리 효과가 작아, 본 발명에서 확보하고자 하는 만큼의 잔류 응력 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 숏 볼의 직경이 0.15mm를 초과하게 되면 열연강판 표면의 최대 거칠기가 급격히 상승하여 가공시 가공 균열이 발생하는 요인으로 작용하는 문제가 있다.
또한, 숏 블라스팅의 분사속도가 25m/s 미만이면 열연강판 표면층에 작용하는 숏 볼의 충격 압력이 낮아 목적하는 내시효성 및 가공성의 확보가 어려우며, 반면 분사속도가 50m를 초과하게 되면 표면 경화층의 깊이가 열연강판의 두께 방향으로 10% 이상 형성됨에 따라 불균일한 가공을 유발하는 요인으로 작용하는 문제가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분조성을 갖는 강재에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열, 열간압연, 권취 및 디스케일링 단계를 거쳐 최종 열연강판으로 제조하였다.
이후, 상기 각각의 열연강판에 대하여 미세조직, 소성변형비, 소성이방성, 집합조직 면강도비, 형상동결성, 드로잉 가공성, 스트레칭 가공성 및 내시효성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 성분조성 (중량%) (Al×B)/N V/C 구분
C Mn Si S Al P N B V
A1 0.0037 0.46 0.008 0.011 0.046 0.038 0.0014 0.0012 0.036 0.0394 2.289 발명강
A2 0.0043 0.51 0.011 0.007 0.054 0.051 0.0012 0.0007 0.051 0.0315 2.791 발명강
A3 0.0051 0.69 0.016 0.009 0.065 0.049 0.0018 0.0016 0.064 0.0578 2.953 발명강
A4 0.0031 0.24 0.011 0.012 0.015 0.011 0.0039 0.0003 0.021 0.0012 1.594 비교강
A5 0.0061 0.65 0.020 0.008 0.056 0.034 0.0015 - 0.044 - 1.697 비교강
A6 0.0045 0.46 0.009 0.011 0.042 0.049 0.0065 0.0013 0.039 0.0084 2.039 비교강
A7 0.0074 1.15 0.591 0.019 0.009 0.096 0.0014 0.0032 0.121 0.0206 3.847 비교강
A8 0.0310 0.09 0.011 0.009 0.123 0.035 0.0016 0.0009 0.051 0.0692 0.387 비교강
(상기 표 1에서 (Al×B)/N 은 중량비를 나타낸 것이며, (V/C)는 원자비를 나타낸 것이다.
상기 (V/C) 원자비는 [(V 중량비)/51]/[(C중량비)/12] 로 계산한 값을 나타낸 것이다.)
강종 재가열 열간압연 권취 디스케일링 구분
온도
(℃)		 마찰
계수		 마무리
압연온도(℃)		 압하율비
(Rf/Rt)		 온도
(℃)		 숏볼직경
(mm)		 분사속도
(℃/s)
A1 1130 0.13 720 0.25 620 0.12 45 발명예1
A1 1160 0.16 730 0.22 620 0.11 48 발명예2
A2 1150 0.11 730 0.26 600 0.10 35 발명예3
A2 1150 0.15 740 0.26 600 0.08 41 발명예4
A3 1140 0.11 660 0.24 560 0.12 30 발명예5
A3 1180 0.15 660 0.25 560 0.08 38 발명예6
A1 1130 0.38 740 0.23 620 0.08 40 비교예1
A1 1130 0.13 920 0.21 620 0.08 40 비교예2
A2 1150 0.09 720 0.29 400 0.12 42 비교예3
A2 1150 0.12 760 0.51 620 0.11 40 비교예4
A3 1140 0.15 740 0.11 580 0.12 70 비교예5
A3 1180 0.18 760 0.21 580 - - 비교예6
A4 1160 0.14 760 0.25 620 0.08 35 비교예7
A5 1160 0.15 750 0.23 620 0.12 46 비교예8
A6 1150 0.15 760 0.25 580 0.10 26 비교예9
A7 1150 0.15 760 0.26 600 0.10 38 비교예10
A8 1150 0.16 910 0.22 600 0.12 28 비교예11
구분 미세조직 r-Bar
값
 △r
값		 γ/α
파이버
집합조직
면강도비		 물성
가공
페라이트		 재결정
페라이트		 형상
동결성		 드로잉가공성 스트레칭가공성 내시효성
발명예1 10 95 ○ ○ 9.6 ○ ○ ○ ○
발명예2 14 97 ○ ○ 7.5 ○ ○ ○ ○
발명예3 12 99 ○ ○ 6.8 ○ ○ ○ ○
발명예4 9 95 ○ ○ 8.7 ○ ○ ○ ○
발명예5 15 98 ○ ○ 10.4 ○ ○ ○ ○
발명예6 16 94 ○ ○ 11.2 ○ ○ ○ ○
비교예1 3 86 × × 2.1 ○ × × ○
비교예2 0 100 × × 1.5 × × ○ ○
비교예3 4 65 × × 1.1 ○ × × ×
비교예4 10 71 × × 3.2 × × × ×
비교예5 2 91 × × 1.9 × × ○ ○
비교예6 9 92 ○ × 5.1 ○ △ ○ ×
비교예7 3 93 × × 3.1 × × ○ ×
비교예8 4 82 × × 2.2 × × × ×
비교예9 4 71 × × 2.6 ○ × × ×
비교예10 1 92 ○ × 6.0 ○ △ × ○
비교예11 0 100 × × 1.2 × × × ×
- 소성변형비(r-bar) 값: ○; r-bar값 ≥1.3, ×; r-bar값 < 1.3
- 소성이방성(△r) 값: ○; △r값 ±0.15 이내, ×; △r값 ±0.15 이상
- 형상동결성: ○; 항복비 ≥ 70%, ×; 항복비 < 70%
(항복비는 (항복강도/인장강도)*100 으로 나타냄)
- 드로잉 가공성(드로잉비 1.9 적용): ○; 가공성 양호, △; Earing 불량, ×; 가공 균열 발생
(드로잉비는 드로잉 가공시 (가공 blank 직경)/(가공 펀치 직경) 값으로 나타냄)
- 스트레칭 가공성: ○; 연신율≥40%, ×; 연신율<40%
- 내시효성: ○; 시효지수 2kgf/mm2 이하, ×; 시효지수 2kgf/mm2 이상
상기 표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 제안한 성분범위를 모두 만족하는 강재를 이용하여 본 발명에서 제안하는 제조방법에 따라 제조된 발명예 1 내지 6의 경우, 미세조직의 분율, 재질(소성변형비 및 소성이방성 값) 및 집합조직 면강도비가 본 발명에서 목적하는 범위 내로 확보할 수 있었을 뿐만 아니라, 형상동결성, 내시효 특성, 스트레칭 가공성 및 드로잉 가공성이 모두 우수한 열연강판을 제공할 수 있음을 확인할 수 있다.
즉, 본 발명강의 경우 본 발명의 제조조건 하에서 변형 시효 현상을 억제하였으며 또한 드로잉 가공성에 유리한 집합조직을 효율적으로 제어할 수 있어 면강도비 및 미세조직 분율도 관리 범위를 만족함으로써 목표 수준의 형상동결성 및 가공성을 확보할 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 6과 같이, 본 발명이 제안하는 발명강을 이용함에도 불구하고, 본 발명이 제안하는 제조방법을 만족하지 아니한 경우, 형상동결성, 내시효 특성, 스트레칭 가공성 및 드로잉 가공성 중 어느 한 가지 이상이 열위하였다. 즉, 형상동결성 및 가공성을 모두 우수하게 갖는 열연강판을 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교예 7 내지 10과 같이, 본 발명에서 제안하는 제조방법으로 제조함에도 불구하고, 본 발명이 제안하는 성분조성을 벗어나는 경우에도 역시 형상동결성, 내시효 특성, 스트레칭 가공성 및 드로잉 가공성 중 어느 한 가지 이상이 열위하여, 형상동결성 및 가공성이 모두 우수한 열연강판을 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
더불어, 비교예 11의 경우 본 발명이 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하지 아니한 경우로서, 형상동결성, 내시효 특성, 스트레칭 가공성 및 드로잉 가공성 모두 열위한 열연강판이 얻어지는 것을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.010%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 실리콘(Si): 0.03% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.03~0.08%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0005~0.0020%, 인(P): 0.02~0.06%, 황(S): 0.001~0.015%, 바나듐(V): 0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Al, B 및 N의 관계가 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 V 및 C의 관계가 하기 관계식 2를 만족하고,
    감마(γ)-파이버/알파(α)-파이버 집합조직 면강도비가 4~14인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판.
    (상기 감마(γ)-파이버 집합조직은 집합조직들의 (111)면에 직각인 방향으로 생성되는 방위의 집합조직군을 의미하며, 상기 알파(α)-파이버 집합조직은 <110>방위에 평행된 면으로 형성된 집합조직군을 의미한다.)
    [관계식 1]
    0.025 ≤ (Al×B)/N ≤ 0.07
    (상기 관계식 1에서, Al, B, N의 단위는 중량% 이다.)
    [관계식 2]
    1.9 ≤ V/C ≤ 3.2
    (상기 관계식 2의 수치는 V와 C의 원자비를 의미한다.)
  2. 삭제
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 페라이트를 포함하는 것인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.010%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 실리콘(Si): 0.03% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.03~0.08%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0005~0.0020%, 인(P): 0.02~0.06%, 황(S): 0.001~0.015%, 바나듐(V): 0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Al, B 및 N의 관계가 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 V 및 C의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 강재를 1100~1200℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 600℃~800℃의 열간 마무리 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 550~650℃에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 디스케일링하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연시 압연롤과 강재의 마찰계수가 0.05~0.2이고, 전체 스텐드의 총 압하율(Rt)에 대한 후단 2패스의 압하율(Rf)의 비(Rf/Rt)가 0.2~0.3인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.025 ≤ (Al×B)/N ≤ 0.07
    (상기 관계식 1에서, Al, B, N의 단위는 중량% 이다.)
    [관계식 2]
    1.9 ≤ V/C ≤ 3.2
    (상기 관계식 2의 수치는 V와 C의 원자비를 의미한다.)
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 디스케일링은 숏 블라스팅으로 실시하고,
    상기 숏 블라스팅은 직경 0.05~0.15mm의 숏 볼을 25~50m/s의 분사속도로 분사하는 것인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판의 제조방법.
  8. 제 4항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 입측에서 강재의 미세조직은 면적분율 5~20%의 가공 페라이트를 포함하는 것인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판의 제조방법.
  9. 제 4항에 있어서,
    상기 권취 후 열연강판의 미세조직은 면적분율 90% 이상의 페라이트를 포함하는 것인 형상동결성 및 가공성이 우수한 가공용 열연강판의 제조방법.

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