KR100227572B1

KR100227572B1 - 패널 외관과 패널 성형후의 덴트 저항이 우수한 강판

Info

Publication number: KR100227572B1
Application number: KR1019970017331A
Authority: KR
Inventors: 요시히로 호소야; 후사토 기타노; 야스노부 나가타키
Original assignee: 야마오카 요지로; 닛폰 고칸 가부시키가이샤
Priority date: 1996-05-07
Filing date: 1997-05-06
Publication date: 1999-11-01
Also published as: KR970074962A; CA2204473C; EP0816524A1; TW415969B; US5853903A; EP0816524B1; CA2204473A1; DE69716518D1; DE69716518T2

Abstract

냉연강판, 또는 아연 또는 아연합금층으로 피복된 냉연강판에 있어서, 0.0010-0.01wt% C를 포함하고, 공식 {(12/93)Nb + (12/48)Ti^*}≥0.0005, 0≤C-{(12/93)Nb + (12/48)Ti^*}≤0.0015, 여기서 Ti^*= Ti-{(48/32)S + (48/14)N}에 의하여 주어지는 범위내의 하나 또는 두 종류의 0.005-0.08wt% Nb,와 0.01-0.07wt% Ti를 포함하는 화학조성을 가지며, 여기서 상기 냉연강판은 2%의 인장 기변형(prestrain)과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10-35MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고, 상기 강판의 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 공식, BH≥exp(-0.115·YP+23.0) 0.67·BH+160≤YP≤-0.8·BH+280에 의하여 주어진 범위내를 만족하는 냉연강판.

Description

패널 외관과 패널 성형후의 덴트 저항이 우수한 강판

제1도는 연신성(stretchability, LDH₀)에 대한 초 저탄소 냉연강판과 저탄소 냉연강판의 2%BH의 영향을 나타내는 도표.

제2도는 한계 드로오잉 비(LDR)에 대한 초 저탄소 냉연강판과 저탄소 냉연강판의 2%BH의 영향을 나타내는 도표.

제3도는 시험용으로 사용된 모델 패널의 성형 방법과 형상의 설명도.

제4도는 패널 성형 전·후에 측정된 파고(waveness, Wca)의 변화(△Wca)에 대한 38℃×6개월의 인공시효 후에 제3도에 도시된 모델 패널로 각각 성형된 초 저탄소 냉연강판과 저탄소 냉연강판의 2%BH의 영향을 나타내는 도표.

제5도는 패널의 덴트 저항(텐트 로드)에 대한 초 저탄소 냉연강판과 저탄소 냉연강판의 2%BH의 영향을 나타내는 도표.

제6도는 두 종류의 변형률에서 측정된 강판의 가공경화 지수 n과 △Wca에 대한 탄소 C의 영향을 나타내는 도표.

제7도는 170℃×20min에서 베이킹이 뒤따르는 제3도에 도시한 모델 패널로 형성된 패널의 덴트 저항(덴트 로드)에 대한 초 저탄소 냉연강판의 YP와 2%BH의 영향을 나타내는 도표.

제8도는 170℃×20min에서 베이킹이 뒤따르는 제3도에 도시한 모델 패널로 강판을 형성하기 전·후에 측정된 파고(Wca)의 변화(△Wca)에 대한 초 저탄소 냉연강판의 YP와 2%BH의 영향을 나타내는 도표.(강판이 도어 핸들 좌석에 상응하는 패널의 평평한 부분상에 볼록한 부분(bulged part)을 갖는 모델패널로 형성될 때 핸들 주위의 불균일한 표면상에서)

[발명의 목적]

[발명이 속하는 기술분야 및 그 분야의 종래기술]

본 발명은 자동차 등의 외부 패널용 강판에 관한 것으로, 특히 뛰어난 성형성과 비시효성(nonaging) 성질을 지니며, 프레스 성형시 표면결함을 발생하지 않고, 베이킹(baking)후의 뛰어난 덴트 저항성을 나타내는 냉연강판과 아연 또는 아연합금층으로 피복된 냉연강판에 관한 것이다.

사실, 자동차 등의 외부 패널에 사용되는 냉연강판은 성형성, 형상 고정성(shape fixability) 그리고 표면 균일성(평면 변형)과 같은 우수한 특성을 지닐 것이 요구되어진다. 게다가, 그러한 특성은 또한 강판으로 된 자동차 몸체가 국부적인 외부 응력에 의하여 쉽게 손상 내지 움푹들어가게 되지 않을 것을 필요로 하고 있다. 전자에 관한 여러 특성들에 관한 많은 기술들이 공개되어져 있다. 이에 따르면, 연신값, n값과 같은 것이 향상된 강판의 성형성을 측정하기 위하여 여러 가지의 파라미터로 종래부터 사용되었다. 한편, 후자의 특성에 관하여는, 강판의 항복강도의 증가를 자동차 연료 비용을 감소시키기 위하여 차체의 무게를 감소시키기 위한 강판 두께 감소와 동시에 측정한다. 이는 강판의 덴트 로드(dent load)가 영 모듈러스(Young's modulus), [강판의 두께]², 그리고 항복강도에 따라 증가하기 때문이다. 그러나, 강판의 항복강도의 증가는 프레스 성형에서 스프링 백(spring back)을 증가시켜서, 표면 불균일성이 형상 고정성의 악화에 수반하여 도어 핸들(door handles) 주위에서 발생하기 쉽다. 종래에, 표면 불균일성은 강판의 항복강도가 정상적인 프레스 성형 조건하에서 240MPa를 초과할 때 쉽게 발생하였다.

소위 BH강판으로 지칭되는 것(베이크 경화능력을 가진 강판)은 항복강도가 프레스 성형에서 낮고, 베이킹 후에(일반적으로 대략 20분 동안 170℃에서 가열) 변형시효 현상에 의하여 증가되는 특성을 가지고 있는데, 상기의 문제점을 해결하기 위하여 이와 같은 타입의 강판에 관한 많은 개량된 기술이 공개되어져 있다. 이들 BH강판은 베이킹 후의 변형시효에 의하여 강판의 고용체내의 C의 양이 조금 남아있음으로서 항복강도가 증가하는 현상에 의하여 특징지워진다. 그러나, 그와 같은 변형시효 현상을 이용할 때, 시효 열화(항복점 연신의 재현)가 상온에서 방치되는 동안 비시효 강판에 비하여 더욱 쉽게 발생하므로, 연신기(stretcher) 변형에 기인한 표면결함이 프레스 성형시에 쉽게 발생한다.

그러므로, 이상 구조(two-phase structure)를 가진 강판이 개발되어져 왔는데, 이는 항복점 연신이 시효동안 강판내에 쉽게 나타나지 않기 때문이다. 이상 구조에서, 페라이트(ferrite)내에 분산된 마르텐사이트(martensite) 사이의 저온 변태 상온 연속 소둔(annealing)과정에 의하여 형성된다. 비록 이와 같은 타입의 강판은 대략 100MPa 정도의 높은 BH를 가지고 있을지라도, 대략 0.02에서 0.06wt%의 C를 함유하는 저탄소강으로 제조되므로, 이와 같은 타입의 강판은 오늘날의 자동차 외부 패널에 요구되는 성형성을 만족시켜줄 수 없고, 게다가, 강판이 갈바나이즈(galvanized) 용해 도금(hot-dip) 처리를 행할 때, 급냉(quenching) 또는 템퍼링(tempering)에 영향을 받지 않으므로, 원하는 미세조직을 얻을 수 없다. 더 나아가, 연신-플랜지성형성(stretch-flangeability)의 열화와 이상 구조에 나타나는 유사한 특성들은 이와 같은 강판이 외부 패널에 사용되어지지 못하게 한다.

한편, 소위 초 저탄소 BH강판이 초 저탄소 강을 이용하여 개발되어 왔다. 이 강판에서는 C의 양이 0.005wt% 이상을 초과하지 않는다. 그리고 C의 양에 대하여 화학양론적 이상을 초과하지 않는 양의 Nb, Ti와 같은 탄화물 형성 원소를 첨가한다. 그리고 이들 초 저탄소 BH강판은 고용체내의 잔류 C에 기인하여 베이크 경화 능력을 나타낼 수 있고 한편, 초 저탄소강에 독특한 디프 드로잉성(deep drawbility)과 같은 우수한 성질을 유지한다. 그리고 이와 같은 타입의 강판은 강판에 피복된 아연 또는 아연 합금층에 적용할 수 있기 때문에 자동차 등의 외부 패널에 폭 넓게 적용되어지고 있다. 그러나, 실제적인 관점에서, 이와 같은 타입의 BH강판은 강판이 항복점 연신의 재현을 막을 수 있는 견고한 제2상을 포함하지 않기 때문에 대략 60MPa 미만으로 감소된다.

종래에, 초 저탄소 강판에 관한 많은 향상된 기술(예를 들어 일본공개공보 No.57-70258)이 다음과 같이 제안되어 왔다. 예를 들어, 결정입 성장에 의한 r값의 상승과 탄화물의 재용해에 의한 BH값의 상승을 위하여 900℃ 근처의 고온에서 연속 어닐링 처리하는 기술(예를 들어 일본공개공보 No.61-276931); 상술한 이상 구조강에 유사하며 항복점 연신의 재현을 억제하기 위한 목적의 강판 제조기술, 여기서 강판은 Ac₃부근까지 가열한 후에 재결정된 페라이트 상과 오스테나이트로부터 변태된 고 전위 밀도 페라이트 상을 얻기 위하여 냉각시킨다.(예를 들어, 일본공개공보 No.3-277741)

그러나, 이들 각각의 기술은 880℃ 이상의 온도에서 900℃의 온도까지의 높은 온도에서 어닐링을 필요로 하므로 에너지 비용과 생산성에서 불리할 뿐만 아니라, 고온 어닐링시에 성장한 조대한 입자에 기인하여 프레스 성형시에 표면결함이 쉽게 형성된다. 게다가 고온 어닐링은 어쩔수 없이 강판의 강도를 감소시키므로, 프레스 성형시의 강판의 항복강도는 BH가 높을 때도 항상 높지 않게 된다. 따라서 높은 BH 자체만으로는 덴트 저항을 향상시키기가 곤란하였다.

[발명이 이루고자 하는 기술적 과제]

본 발명의 목적은 실질적으로 상온에서 비시효성질과 우수한 성형성, 그리고 패널 성형후의 우수한 패널 외관성, 게다가 베이킹 후의 우수한 덴트 저항성을 갖는 저탄소 BH강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 다음의 냉연강판에 의하여 얻을 수 있다.

1. 냉연강판에 있어서, 화학조성이 0.0010-0.01wt% C, 0-0.2wt% Si, 0.1-1.5wt% Mn, 0-0.05wt% P, 0-0.02wt% S, 0.03-0.10wt% sol.Al. 0-0.0040wt% N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 하나 또는 두 종류의 0.005-0.08wt% Nb,와 0.01-0.07wt% Ti로 되며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

상기 냉연강판은 2%의 인장 기변형(prestrain)과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10-35MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고,

상기 강판의 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 다음의 공식(3a),(4a)를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.

2. 냉연강판에 있어서, 화학조성이 0.0010-0.01wt% C, 0-0.2wt% Si, 0.1-1.5wt% Mn, 0-0.05wt% P, 0-0.02wt% S, 0.03-0.10wt% sol.Al. 0-0.0040wt% N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 하나 또는 두 종류의 0.005-0.08wt% Nb,와 0.01-0.07wt% Ti로 되며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

상기 강판의 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 다음의 공식(3b),(4b)를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.

3. 냉연강판에 있어서, 화학조성이 0.0010-0.0025wt% C, 0-0.2wt% Si, 0.1-1.5wt% Mn, 0-0.05wt% P, 0-0.02wt% S, 0.03-0.10wt% sol.Al. 0-0.0040wt% N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 하나 또는 두 종류의 0.005-0.02wt% Nb,와 0.01-0.05wt% Ti로 되며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

4. 냉연강판에 있어서, 화학조성이 0.0010-0.0025wt% C, 0-0.2wt% Si, 0.1-1.5wt% Mn, 0-0.05wt% P, 0-0.02wt% S, 0.03-0.10wt% sol.Al. 0-0.0040wt% N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 하나 또는 두 종류의 0.005-0.020wt% Nb,와 0.01-0.05wt% Ti로 되며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

상기 냉연강판은 2%의 인장 기변형(prestrain)과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10-30MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고,

본 발명에서는 또한 0.0002wt% B를 포함하는 또는 아연 또는 아연합금층으로 피복된 냉연강판1을 얻는 것도 가능하다.

[발명의 구성 및 작용]

[바람직한 실시예의 설명]

종래의 초 저탄소 BH강판의 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명의 발명자들은 덴트 저항을 조절할 수 있는 인자를 상세히 조사하였다. 그리고 그 결과로서, 다음의 것을 발견하였다. 즉, 비록 베이크 경화능이 강판의 항복강도를 상승시키는데 어느 정도는 잇점이 있으나, 덴트 저항에 대한 BH의 기여는 BH강판이 50MPa 미만일 때는 상대적으로 작다. 그리고 역으로, 덴트 저항뿐만 아니라 패널 외관에서도 더욱 역효과를 나타내는 현상을 발견하였다; r값 또는 n값의 감소는 플랜지 부로부터 패널 외관내로 강판의 유동을 방해하고 패널 외관 위로 균일한 변형 증식에 의하여 강판의 가공경화를 저해하는 고용체 내의 많은 C를 남겨 둠으로서 어쩔 수 없이 야기된다. 바꾸어 말하면, 종래에 알려져 있던 지식 "자동차의 외부 패널의 덴트 저항을 향상시키기 위하여 가장 좋은 방법을 베이크 경화능을 증가시키는 것"에 반하여, 베이크 경화능의 증가가 항상 덴트 저항의 향상을 가져오지 않는 다는 것이 명백해졌다. 한편, 베이크 경화능이 적어도 35MPa 일 때, 항복점 연신은 템퍼 롤링(temper rolling)후에 오랜 기간 방치하는 동안 재현되고, 결과적으로 패널 형성에서 표면 결함을 낳는다. 그런데 이는 외부 패널에 치명적이고 게다가 연신에도 좋지 않다.

다음에서는 본 발명의 특성과 본 발명을 얻기 위한 방법이 설명될 것이다.

먼저, 강판의 성형성과 패널 성형후의 표면 결함에 대한 2% BH의 영향에 대하여 연구되었다. 이 연구에서, 0.7mm 두께의 초 저탄소 냉연강판(0.0015-0.0042wt% C, 0.01-0.02wt% Si, 0.5-0.6wt% Mn, 0.03-0.04wt% P, 0.008-0.0011wt% S, 0.040-0.045wt% sol.Al. 0.0020-0.0024wt% N, 그리고 0.005-0.012wt% Nb) 그리고 0.7mm 두께의 저탄소 냉연강판(0.028-0.038wt% C, 0.01wt% Si, 0.15-0.16wt% Mn, 0.02-0.03wt% P, 0.005-0.010wt% S, 0.035-0.042wt% sol.Al. 0.0025-0.0030wt% N), 다른 2% BH이 사용되었다. 연신성(stretchability)과 디프 드로잉성(deep drawability)은 각각 50mmψ 블랭크의 실린더 성형에서 LDH₀(limiting stretching height)와 LDR(limiting drawing ratio)에 의하여 각각 측정한다. 제1도와 제2도는 그 결과를 나타낸다.

제1도와 제2도에는 초 저탄소 BH강판이 저 탄소 BH강판에 바하여 우수한 연신성과 디프 드로잉성을 갖고 있다는 것을 보여주고 있다. 초 저탄소 BH강판의 LDH₀와 LDR은 2%BH가 30MPa 미만일 때는 2%BH에 의존하지 않고 결과적으로 뛰어난 성형성을 나타낸다. 또한 LDH₀와 LDR의 열화(deterioration)는 2% BH가 30에서 35MPa의 범위에 있는 전이지역으로 간주되는 지역에서 상대적으로 작다. 그러나 2% BH가 35MPa를 초과하면, LDH₀와 LDR은 급속하게 감소한다. 이들 결과가 암시하는 것은 강판의 BH의 증가에 기인한 LDH₀의 감소는 프레스 성형시 고변형 구역에서 소성 변형의 균일한 증식을 어렵게 하고, 강판의 BH의 증가에 기인한 LDR의 감소는 플랜지부에서 패널 외관으로의 재료의 유동의 방해를 일으킨다. 따라서 패널 외관의 강판 두께의 감소를 가속화하거나 또는 불균일한 강판 두께를 제공한다.

다음에, 제1도와 제2도에서 사용된 동일한 강판이 38℃×6월의 오랜 인공 시효를 거친 후, 형성된 패널이 모델 패널로서 제3도에 도시되었고, 패널 성형 전후의 파고(Wca)의 변화(△Wca)를 측정함으로서 표면 결함 정도를 보여준다. 제4도는 결과를 보여 주고 있다.

제4도는 38℃×6월의 오랜 인공 시효를 거친 후, 패널의 Wca가 BH가 30MPa 미만일 경우 전혀 변하지 않는 것을 나타낸다. 한편, 패널의 Wca는 2% BH가 30MPa를 초과할 경우에 증가하기 시작하고, Wca는 2% BH가 35MPa를 초과하는 경우 표면 결함이 시각적으로 환식할 수 있는 정도에서 급속하게 증가한다. 특히 초 저탄소 BH강판의 경우에 표면결함은 2% BH의 상승과 함께 현저하다. 실제적인 관점에서 베이킹 후의 패널 외관은 Wca≤0.2μm의 범위에서는 문제가 없다. 따라서 35MPa까지 상승한 2% BH는 Wca≤0.2μm의 범위를 얻기 위하여 허용된다. 또한 30MPa까지 상승한 2% BH는 Wca=0μm를 얻기 위하여 허용된다.

제1,2,4도의 결과로부터 35MPa 미만의 2% BH를 갖는 초 저탄소 BH강판, 바람직하게는 30MPa를 갖는 BH강판은 뛰어난 성형성를 나타내고 우수한 외관을 구비한 성형 패널로 될 수 있다. 그러므로 본 발명에서 초 저탄소 BH강판의 2% BH의 상부한계는 35MPa에 맞추어지고 더욱 바람직하게는 30MPa에 맞추어진다.

한편, 2% BH의 하부한계는 본 발명에서의 초 저탄소 BH강판에 대하여 패널 성형후 즉시 덴트 저항을 향상하기 위하여 다음과 같이 맞추어진다. 제1도와 제2도에 사용된 동일한 강판이 사용되고 200×200mm의 각 강판의 블랭크가 5mm 높이의 원뿔대로 150mm의 직경을 갖는 플랫 보텀 펀치(flat bottom punch)에 의하여 패널 성형된다. 그리고 패널의 성형 후에 즉시 패널의 덴트 저항에 대한 2% BH의 효과를 연구하기 위하여 패널의 평평부의 중심에 20mmR 볼-포인트 펀치를 밀어서 0.1mm의 영구적인 덴트를 일으키는 로드(덴트 로드)에 기초하여 덴트 저항이 산정된다. 제5도는 그 결과를 보여주고 있다.

종래에, BH는 베이킹 공정에서 덴트 저항을 향상시키는 것으로 간주되었다. 그러나, 제5도의 결과로부터 패널의 덴트 저항은 또한 극히 낮은 2% BH의 지역에서 강판의 2% BH에 또한 의존한다는 것이 발견되었다. 특히 이 경향은 초 저탄소 강판에서 현저하게 나타난다. 그와 같은 결과가 암시하는 것은 강판이 미리 변형된 것과 다른 방향에서 변형된다면, 비록 BH를 갖지 않는(IF 강) 초 저탄소 강판이 바우징거 효과(Barschinger effect)에 기인한 작은 응력에 의하여 항복 현상을 일으킬 지라도 약간의 BH를 갖는 초 저탄소 강판에서 바우징거 효과는 고용체내의 작은 양의 C에 의하여 감소한다. 다시 말하면, IF 강은 소프트(soft)하고 우수한 성형성을 갖고 있다. 그러나 페라이트내의 전위는 매우 작은 장애물로 쉽게 움직인다; 그래서 강판의 변형과정중에 응력방향이 역으로 될 때, 전위 셀(cell)내에서 전위의 역 이동 또는 합체 상쇄(coalescent disappering)등이 전이 연화 구역(transition softening region)에서 쉽게 발생하여 결국 덴트 저항을 열화시킨다. 그와 같은 강판은 패널 성형직후의 패널의 덴트 저항의 관점에서 볼 때 바람직하지 않다. 또한 베이킹 후의 항복강도의 상승은 전혀 기대할 수 없다.

한편, 최소한 10MPa의 2% BH를 갖는 초 저탄소 BH강판에서, 덴트 저항은 크게 향상된다. 이는 제5도에 잘 나타나 있다. 이 현상은 다음의 사실에 기인한 것으로 여겨진다; 초 저탄소 BH강판에서, 고용체 내의 작은 양의 C가 미리 변형된 과정중에 또는 변형 직후에 전위와 상호작용하여서 전위가 고용체내의 C에 의하여 동적 또는 정적으로 고정된다; 그래서 전위 셀내에서 전위의 역 이동 또는 합체 상쇄등이 전이 연화 구역에서 쉽게 발생하지 않는다. 결과적으로 감소된 바우징거 효과를 낳는다. 특히, 미리 변형된 단계동안 전위와 고용체내의 C의 동적 상호작용은 변형의 초기 단계에서 강판의 가공경화에 기인한 것으로 여겨진다. 그러므로, 패널 성형 직후의 패널의 덴트 저항의 관점에서 볼 때, 자동차의 외부 패널에 응용된 강판에 10MPa 미만의 2% BH를 제공하는 것이 바람직하다. 그래서 초 저탄소 BH강판을 위한 2% BH이 하부한계는 본 발명에서는 10MPa로 맞춰진다.

5% 미만의 변형구역에서 두 종류의 변형률(strain rates)을 가지고 가공경화 행동에 대한 연구가 수행되었다. 상기 행동은 덴트 저항에 기여하는 중요한 특성으로 간주된다. 제6도는 실제 압연조건과 유사한 3×10^-3/s의 정적 변형률과 3×10^-1/S의 동적 변형률에서 0.5에서 2%의 작은 변형구역내의 패널 성형에서 △Wca와 가공 경화지수 n과 에 대한 탄소 C의 영향을 나타내고 있다. 여기서는 0.0005-0.011wt% C, 0.01-0.02wt% Si, 0.5-0.6wt% Mn, 0.03-0.04wt% P, 0.008-0.011wt% S, 0.040-0.045wt% sol.Al. 0.0020-0.0024wt% N, 0-0.08wt% Nb, 그리고 0-0.07wt% Ti의 조성으로 이루어진 0.7mm 두께의 초 저탄소 냉연강판이 이용되었다.

제6도에서 볼 때, 총 C가 100ppm 미만, {(12/93)Nb+(12/48)Ti^*}, 평형 조건에서 탄소의 석출 양을 나타내는 매개변소(탄소는 페라이트 상내에서 NbC 또는 TiC로 석출)는 5ppm 이상, 그리고 C-{(12/93)Nb+(12/48)Ti^*}, 평형 조건에서 고용체내의 C를 나타내는 매개변수는 15ppm 이상, 여기서 Ti^*=Ti-{(48/32)S+(48/14)N}과 같은 조건하에서 동적 변형률 3×10^-1/s하에 높은 n값이 얻어진다. 총 C가 25ppm 미만일 때, 3×10^-3/s의 정적 변형률에서도 높은 n값이 얻어진다. 제4도에서와 같은 방법으로, △Wca≤0.2μm의 관계가 C-{(12/93)Nb+(12/48)Ti^*}가 15ppm 미만일 때 얻어진다. 더 나아가, 상기 매개변수가 0ppm 이상일 때, 10MPa 이상의 BH가 보장된다. 그러므로, 강의 화학조성이 하나 또는 두 종류의 Nb, Ti를 포함하는 초 저탄소 강판에서, Nb, Ti는 {(12/93)Nb+(12/48)Ti^*}≥0.0005와 0≤C-{(12/93)Nb+(12/48)Ti^*}≤0.0015를 만족하는 것이 필요하다. 그러므로 본 발명에서는 강의 화학조성에서 Nb, Ti의 양은 다음의 공식 (1)과 (2)에 의하여 주어진 범위에 맞추어진다.

여기서 Ti^*=Ti-{(48/32)S+(48/14)N}

본 발명의 가장 중요한 요소에서 다음의 조사가 수행된다. 즉, 패널 성형 전의 항복 강도와 패널 성형 후의 덴트 저항을 보정하는 관점에서 2% BH, 초 저탄소 냉연강판(0.0005-0.012wt% C, 0.01-0.02wt% Si, 0.5-0.6wt% Mn, 0.03-0.04wt% P, 0.008-0.011wt% S, 0.040-0.045wt% sol.Al. 0.0020-0.0024wt% N, 0.020-0.08wt% Nb)은 다양한 항복강도 값과 2% BH를 갖고 제3도에 도시한 바와 같이 모델 패널로 패널 성형되고, 베이킹 고정에 상응하는 열처리를 받는다. 그리고 패널 외관의 중심부에서 △Wca의 값을 구한다. 게다가, 패널의 평평부의 중심부에 50mmR 볼 포인트 펀치를 밀어서 0.1mm 영구적인 덴트를 일으키는 로드(덴트 로드)가 측정된다. 더 나아가, 핸들 주위의 평면 변형을 조사하기 위하여 도어 핸들 좌석에 상응하는 평평한 부위에서 벌지(bulge)가 형성된 부위로 제3도에 나타난 것과 동일한 모양을 가진 패널로 동일한 강판이 패널 성형된다. 제7도와 제8도는 그 결과를 보여준다.

제7도와 제8도는 패널의 덴트 로드가 초기 항복 강도 YP와 2% BH를 증가함으로서 상승하는 것을 보여주고 있다. YP의 영향에 대하여 덴트 로드는 YP가 170MPa 미만인 곳에서 급속하게 감소한다. 그래서 2% BH는 보충을 위하여 최소한 40MPa에 맞추어져야 한다. 한편, 2% BH의 영향에 관하여 덴트 로드는 2% BH가 10MPa 미만인 지역에서 급속하게 감소한다. 그리고 150N 이상의 덴트 로드는 1MPa보다 작은 2% BH를 갖는 실질적인 비시효 강판에서 얻을 수 없다. YP가 200MPa 이하인 지역에서, YP와 덴트 로드를 위한 2% BH의 사이에서 임계조건이 존재한다. 그리고 최소한 150N의 덴트 로드를 갖는 덴트 저항을 얻기 위하여는 2% BH≥exp(-0.115·YP+23.0)를 갖는 것이 필요하고 최소한 170N 이상의 덴트 로드를 갖는 덴트 저항을 얻기 위하여는 2% BH≥exp(-0.115·YP+25.3)를 갖는 것이 필요하다. 그러므로 본 발명에 의하면, 2% BH(MPa)와 항복 강도 YP(MPa)는 다음 공식(3a), 바람직하기로는 우수한 덴트 저항을 보장하기 위한 관점에서 공식(3b)를 만족하기 위하여 조절된다.

게다가, 외부 패널용으로 요구되는 우수한 패널 외관의 관점에서 적당한 값으로 2% BH와 YP를 맞추는 것이 필요하다. 패널의 표면 결함은 YP의 감소와 2% BH의 증가와 함께 현저하게 되는데 이는 제8도에 도시되었다. 한편, 핸들 주위의 표면의 불균일성은 YP의 증가와 2% BH의 감소의 경우에는 두드러진다. 상기의 결과로부터, 2% BH와 YP를 위한 조건에 관하여, 35MPa 미만의 2% BH와 0.67·BH+160≤YP≤-0.8·BH+280이 핸들 주위의 표면의 불균일성 또는 패널 외관의 표면 결함의 실제적인 문제를 일으키지 않기 위하여 요구된다; 그리고 30MPa 미만의 2% BH와 0.67·BH+177≤YP≤-0.8·BH+260이 핸들 부근의 불균일성 또는 패널의 관에 어떤 표면 결함도 갖지 않기 위하여 요구된다.

그러므로, 본 발명에서 강판의 2% BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 다음 공식(4a), 바람직하기로는 공식(4b)를 만족하기 위하여 조절된다.

본 발명의 강판에 있어서 그 화학조성을 한정하는 이유가 지금부터 설명되어질 것이다.

C : 상술한 바와 같이, 본 발명에서, 대응하는 C의 양(평형 조건에서)으로서 표현된 최소한 5ppm 정도로 강의 NbC와 TiC와 같은 미세한 석출물의 양을 맞추는 것이 필요하다. 게다가, 최소한 10MPa의 2% BH을 얻기 위하여 고용체내의 C를 확보하는 것도 필요하다. 강판내의 총 C가 0.0010wt%보다 작으면, 필요한 2% BH는 얻을 수 없다. 한편, C가 0.01wt%를 초과하면, 가공경화 지수 n은 감소한다. 그러므로 총 C는 0.0010-0.01wt%로 고정된다. 그리고 바람직하기로는 상술한 바와 같이 높은 n값을 위하여 0.0025wt% 이하인 것이 좋다.

Si ; 매우 큰 양의 Si가 추가될 때, 화학적 변환 처리 성질이 냉연강판의 경우에서는 악화한다. 그리고 아연 또는 아연합금으로 피복된 강판의 경우에는 피복층의 부착을 악화시킨다; 그러므로 Si의 양은 0.2wt% 이하에 맞추어진다.(0wt% 포함)

Mn ; Mn은 강에서 필요불가결한 성분이다. 왜냐하면, 이것은 강내의 MnS로서 S를 석출함으로서 슬랩의 열간취성을 막아주기 때문이다. 게다가, Mn은 아연 피복 층의 부착을 악화시키지 않고 강의 고용체 강화를 가능하게 하는 성분이다. 그러나 과다한 양이 첨가되면 바람직하지 않은데, 그 이유는 악화된 r값과 과다하게 증가된 항복강도를 낳기 때문이다. 그러므로 Mn의 하부 한계는 0.1wt%로 하는데 이 값은 S를 석출하고 고정하기 위한 최소의 필요량이다. 그리고 상부한계는 1.5wt%로 하는데 이 값은 크게 악화된 r값을 회피하고 240MPa의 항복강도를 초과하지 않기 위한 한계이다.

P ; P는 열간 딥 갈바나이징(hot-dip galvanizing)에서 합금 성질을 악화시키고 또한 미세 석출물 P에 기인한 패널 외관에 표면결함을 야기한다. P의 양은 바람직하게는 가능한 작은 것이 좋고 0.05wt%를 초과하지 않게 조절된다.(0wt%를 포함)

S ; S는 강내에서 MnS로서 함유된다. 그리고 강판이 Ti를 함유하면, 강내에서 Ti₄C₂S₂로서 석출된다; 과다한 양의 S는 연신-플랜지성형성(stretch-flangeability) 등을 악화시키므로, S의 양은 0.02wt% 이하로 조절된다.(0wt% 포함), 이 범위는 실제적인 성형성 또는 표면 처리성에서 문제를 일으키지 않는다.

sol.Al ; sol.Al은 강내에서 AlN으로서 N을 석출하는 기능을 가지고 있고 N고용체에 기인하여 해로운 영향을 감소시킨다. 이 해로운 영향은 동적 변형시효에 의하여 강의 연성(ductility)을 감소시키는데, 고용체 내의 C와 유사한다. sol.Al의 양이 0.03wt% 보다 작으면, 상기 효과는 얻을 수 없고, 한편 0.10wt% 이상의 첨가는 추가된 양에 상응하는 효과를 낳지 않는다; 그러므로, sol.Al의 양은 0.03-0.01wt%이다.

N ; 비록 N이 AlN으로서, B가 첨가될 때는 BN으로서 석출함으로서 해로움을 끼치지 않을 지라도, N의 양은 강 제조 기술면에서 볼 때 가능한 작은 것이 바람직하다. 그러므로, N은 0.0040wt%(0wt% 포함) 이하로 조절된다.

Nb와 Ti ; 하나 또는 두 종류의 0.005-0.08wt%의 Nb와 0.01-0.07wt%의 Ti는 본 발명의 필수 요소로서 강판에 첨가된다. 이들 성분은 최소한 5ppm의 NbC, TiC등과 같은 강내의 미세 석출물의 양을 조절하기 위하여 첨가되어지고, 이 값은 강내의 대응 C의 양에 의하여 표현되고(평형 조건하에서), 초기 변형 단계에서 가공경화 지수 n을 증가시키고 또한 15ppm 미만으로 고용체 내의 잔류 C의 양을 조절하기 위하여 NbC 또는 TiC로서 과잉 C를 고정하기 위한 것이다. 첨가된 Nb, Ti의 양이 각각 Nb가 0.005wt%, Ti가 0.07wt%를 초과하면, 바람직한 BH성질을 얻기 위하여 필요한 고용체 내의 C양을 확보하기가 어렵게 된다. 이들 상부 한계는 더욱 바람직하기로는 Nb가 0.020wt%, Ti가 0.05wt%로 조절하는 것이 좋다.

B ; 비록 상술한 화학 조성의 한계가 본 발명을 얻기에는 충분할 지라도, 0.0002-0.0015wt%의 B를 첨가하는 것은 표면의 질을 안정화하고 덴트 저항에 유리하다. Ar₃변태온도는 B의 첨가에 의하여 떨어지고, 결과적으로 초 저탄소 열연강판의 완전한 길이와 너비위로 균일하고 미세한 구조를 낳는다. 결과적으로 냉연과 어닐링 후의 표면의 질의 향상된다; 그리고 어닐링 동안에 페라이트 결정 입자내에 편석(segregated)된 B의 작은 양은 고용체내의 C가 냉각동안 결정입계내에 석출하는 것을 막는다. 그래서 고용체내의 C의 상대적인 안정한 양이 고온 어닐링이 없이도 강내에 남겨질 수 있다. 첨가된 B의 양이 0.002wt%보다 작을 때, 상술한 효과는 충분히 얻을 수 없다; 그리고 한편, 딥 드로잉성과 같은 성형성은 첨가된 양이 0.015wt%를 초과할 때 악화한다. 그러므로, 첨가된 B의 경우에 그것에 대한 첨가양은 0.0002-0.0015wt%로 조절된다.

잔부 ; 비록 잔부는 실질적으로 Fe로 구성되지만 다른 성분이 본 발명의 상술한 효과를 악화시키지 않는 한계내에서 첨가될 수 있다.

비록 본 발명의 강판은 냉연강판으로서 사용될 수 있지만, 또한 냉연강판에 아연 전기도금 또는 열간 딥 갈바나니징에 의하여 강판에 피복된 아연 또는 아연 합금층으로서 사용될 수도 있다. 그리고 이 경우에는 또한 원하는 표면의 질과 덴트 저항이 프레스 성형후에 얻을 수 있다.

순수한 아연 도금, 합금화된 아연 도금, 아연 Ni 합금 도금등이 아연 또는 아연 합금층 코팅으로서 이용될 수 있고, 유사한 성질이 아연 도금후의 조직 코팅(oragnic coating)에 의하여 처리된 강판에서 얻을 수 있다.

본 발명의 강판을 제조하는 방법이 설명될 것이다.

본 발명의 강판은 열간 압연, 피클링(pickling), 냉간 압연, 어닐링을 포함한 일련의 제조공정을 통하여 제조되고, 필요하다면 아연 도금으로 처리된다. 본 발명의 강판을 제조하기 위하여 열간 압연의 최종 온도는 외부 패널에 필요한 균일한 성질과 우수한 표면 질을 확보하기 위하여 Ar₃온도 이상으로 맞추어진다. 게다가, 비록 슬랩 가열(slab-heating) 후의 열간 압연의 방법과 슬랩 가열이 없는 열간 압연법이 열간 압연 공정에 이용될 지라도, 열간 압연에서 생산된 1차 스케일뿐만 아니라 2차 스케일이 외부 패널에서 충분하게 제거되는 것이 바람직하다. 추가하여, 열간 압연 후의 바람직한 냉각온도는 680℃ 이하가 좋다. 더욱 바람직하기로는 660℃ 이하인데 이는 제조품의 안정성과 피클링에서 스케일 제거의 관점에서 본 것이다.

또한 냉각 온도의 바람직한 하부한계는 연속 어닐링에서는 600℃이고, 박스 어닐링에서는 540℃인데 어느 정도까지 탄화물의 성장에 의한 재결정 섬유조직의 형성에 의한 역효과를 피하기 위함이다.

스케일을 제거한 후에 열간 압연된 강판을 냉간 압연하기 위하여, 70% 이상으로 냉간 압연 감소율을 조절하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하기로는 외부 패널에 필요한 딥 드로잉성을 얻기 위하여는 75% 이상이 좋다. 추가하여, 연속 어닐링이 냉간 압연 강판을 어닐링 하기 위하여 이용될 때, 바람직한 어닐링 온도는 780-880℃이고 더욱 바람직하기로는 780-860℃이다. 이것은 780℃ 이상의 온도에서 어닐링은 재결정후에 딥 드로잉성에 원하는 조직을 전개하는데 필요로 하기 때문이고, 한편, 860℃ 이상의 온도에서의 어닐링에서는 YP는 감소하고 또한 패널 성형시에 나타나는 표면결함이 현저하게 된다. 한편, 박스 어닐링이 어닐링을 위하여 이용될 때, 균일한 재결정 구조를 680℃ 이상의 어닐링 온도에서 얻을 수 있다. 그 이유는 박스 어닐링의 오랜 쇼오킹(soaking) 시간 때문이다. 그러나 바람직한 어닐링 온도의 상부 한계는 입자의 조대화를 억제하기 위하여 750℃이다.

[실시예 1]

표 1과 표 2에 나타난 화학조성을 갖는 No. 1에서 No. 30까지의 강은 용융되고 220mm 두께의 슬랩으로 연속 주조된다. 이들 슬랩은 1200℃까지 가열된 후, 열간 압연 강판으로 2.8mm 두께로 열간 압연된다. 이때 최종온도는 860℃(No. 1), 880℃-910℃(No. 2-30), 그리고 540℃-560℃의 냉각온도(박스 어닐링용), 그리고 600℃-640℃(연속 어닐링과 연속 어닐링 열간 딥 갈바나이징), 이들 열간 압연 강판은 희박산수(pickled)되고, 0.7mm 두께까지 냉간 압연된다. 이어서 다음 어닐링 과정의 하나가 이어진다: 연속 어닐링(840-860℃), 박스 어닐링(680-720℃), 그리고 연속 어닐링 열간 딥 갈바나이징(850-860℃), 연속 어닐링 열간 딥 갈바나이징에서, 열간 딥 갈바나이징은 어닐링 후에 460℃에서 수행되고 그 다음에 결과물은 500℃에서 인라인 합금화 로(inline alloying furnace)에서 합금화 처리된다. 게다가, 어닐링 또는 어닐링 열간 딥 갈바나이징 후의 강판은 1.2%의 압연 감소율에서 템퍼 압연된다.

강판의 기계적 특성은 정적 변형률 3×10^-3/s에서 측정된다. 가공 경화 지수 n은 또한 동적 변형률 3×10^-1/s에서 측정되어 가공 경화 행동을 산정한다. 이것을 실제 압연조건하에서 수행된다. 이들 강판은 프레스 성형되어 평가된다. 직경 50mm의 실린더를 형성함에 의해 LDH₀(limiting stretchability height)와 LDR(limiting drawing ratio); 제3도에 도시된 패널로 형성될 때, 표면 결함, 평면 변형, 덴트 저항; 그리고 더 나아가, 베이킹 후의 덴트 저항, 테이블 3-5는 그 결과를 보여준다.

[실시예 2]

No. 5,6,12,21,25,26의 강, 각각은 표 1과 표 2에 나타난 조성을 갖고, 먼저 용융되어 220mm 두께의 슬랩으로 연속 주조된다. 이들 슬랩은 1200℃로 가열되고 그 다음에 880-900℃의 최종 온도에서 2.8mm 두께로 열간 압연된다. 그리고 640-720℃의 냉각온도에서 냉각된다. 이들 열간 강판은 희박산수(pickled)되고, 0.7mm 두께로 냉간 압연되고 840-920℃에서 연속 어닐링되고 1.2%의 압연 감소율에서 템퍼 압연된다. 이들 강판은 프레스 성형되어 측정되는데; 50mm 직경을 가진 실린더로 형성되어 LDH₀(limiting stretchability height)와 LDR(limiting drawing ratio); 제3도에 도시된 바와 같은 패널로 성형될 때, 표면 결함, 평면 변형, 덴트 저항; 그리고 베이킹 후의 덴트 저항, 표 6과 표 7은 강판의 특성값을 가지고 결과를 도시한다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 강판은 상온에서 실제적인 비시효 성질을 가지고 있고, 우수한 성형성, 그리고 패널 성형후의 우수한 패널 외관, 게다가 베이킹 후의 우수한 덴트 저항을 갖는다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

[표 6]

[표 7]

Claims

조성이 0.0010∼0.01wt% C, 0.2wt% 이하의 Si, 0.1∼1.5wt% Mn, 0.05wt% 이하의 P, 0.02wt% 이하의 S, 0.03∼0.10wt% sol.Al. 0.0040wt% 이하의 N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 0.005∼0.08wt% Nb와 0.01∼0.07wt% Ti중 하나 또는 두 가지를 포함하며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

2%의 인장 기변형(tensile prestrain)과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10∼35MPa의 베이크 경화능(bake hardenablility) BH를 갖고, 상기 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도(yield strength) YP(MPa)는 다음의 공식(3a),(4a)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 패널 형성 후 우수한 패널 외관과 덴트 저항(dent resistance)을 위한 냉연강판.
조성이 0.0010∼0.01wt% C, 0.2wt% 이하의 Si, 0.1∼1.5wt% Mn, 0.05wt% 이하의 P, 0.02wt% 이하의 S, 0.03-0.10wt% sol.Al. 0.0040wt% 이하의 N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 0.005∼0.08wt% Nb와 0.01∼0.07wt% Ti 중 하나 또는 두 가지를 포함하며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

2%의 인장 기변형과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10∼30MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고, 상기 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 다음의 공식(3b),(4b)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 패널 형성 후 우수한 패널 외관과 덴트 저항을 위한 냉연강판.
조성이 0.0010∼0.0025wt% C, 0.2wt% 이하의 Si, 0.1∼1.5wt% Mn, 0.05wt% 이하의 P, 0.02wt% 이하의 S, 0.03∼0.10wt% sol.Al. 0.0040wt% 이하의 N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 0.005∼0.02wt% Nb와 0.01∼0.05wt% Ti 중 하나 또는 두 가지를 포함하며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

2%의 인장 기변형과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10∼35MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고, 상기 강판의 베이크 경화능 BH(MPa)와 항복강도 YP(MPa)는 다음의 공식(3a),(4a)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 패널 형성 후 우수한 패널 외관과 덴트 저항을 위한 냉연강판.
조성이 0.0010∼0.0025wt% C, 0.2wt% 이하의 Si, 0.1∼1.5wt% Mn, 0.05wt% 이하의 P, 0.02wt% 이하의 S, 0.03∼0.10wt% sol.Al. 0.0040wt% 이하의 N, 그리고 하기의 공식(1),(2)에 의하여 주어지는 범위내의 0.005∼0.020wt% Nb와 0.01∼0.05wt% Ti 중 하나 또는 두 가지를 포함하며,

(여기서 Ti^*= Ti - {(48/32)S + (48/14)N}

2%의 인장 기변형(prestrain)과 170℃×20min의 열처리에 의하여 얻어진 10∼30MPa의 베이크 경화능 BH를 갖고, 상기 베이크 경화능 BH(MPa)와 내력강도 YP(MPa)는 다음의 공식(3b),(4b)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 패널 형성 후 우수한 패널 외관과 덴트 저항을 위한 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 강의 조성은 0.0002∼0.0015wt% B를 포함하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 아연 또는 아연합금층으로 피복된 것을 특징으로 하는 냉연강판.