KR100273846B1 - 상온 내시효성과 성형성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 연속 소둔 설비의 특별한 개조없이 강중에 탄화물 핵생성 사이트로서 작용하는 MnS 석출물의 적정크기 제어를 통한 상온 내시효성확보를 위해 단순히 탄소, 망간 및 황 등의 원소들의 적정 성분제어 및 엄격한 제조조건을 이용하여통상의 연속소둔함으로써 가공성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 중량%로 탄소(C): 0.01-0.03%, 망간(Mn): 0.1-0.6%, 인(P): 0.008-0.09%, 황(S): 0.02-0.05%, 가용(soluble)알루미늄: 0.02-0.08, 질소(N): 0.0040% 이하이며 티타늄(Ti)을 0.01-0.05%의 범위로 제어한 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed)강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리후 900-950°C의 온도범위에서 마무리 열간압연, 700-750℃의 온도 범위에서 권취,75%의 냉간압연을 행한 후 경사과 시효를 행하는 연속소둔을 실시하고 1.0-2.0% 의 조질압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조하는 방법을 개시한다.

Description

상온 내시효성과 성형성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법

본 발명은 자동차의 내외판재 등에 사용되고 있는 냉간압연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성과 내시표성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 경량화에 의한 연비향상과 차체의 경량화를 목적으로 자동차용 냉연강판의 고강도화 및 성형성 향상에 대한 요구가 한층 커지고 있다. 자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 고항복강도, 고인장강도, 양호한 프레스 성형성, 양호한 스폿트(spot) 용접성 및 양호한 상온 내시효성 등이 있다.

특히, 저탄소 냉연강판에 있어서 제품의 상온 내시효성은 매우 중요한 특성 중의 하나이다. 이러한 시효는 강중에 잔존하고 있는 침입형 고용원소인 탄소 및 질소가 최종 공정인 프레스 가공과정에서 생성된 전위를 고착함에 따라 경화가 일어나는 일종의 변형시효 현상이다. 즉, 강중에 탄소 및 질소가 증가하면 고용원소 과다로 인해 상온시효가 수반되므로, 성형시 항복강도와 항복점 연신을 나타내는 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)을 발생시키며 성형성을 악화시킨다. 따라서, 이와 같은 불량발생 방지를 위해서는 가능한 고용원소를 낮추는 것이 바람직하다.

일반적으로, 강판에 있어서, 성형성과 내시효성은 서로 상반된 특징을 가지고 있다. 즉, 냉연강판에 있어서 양 특성을 만족시킬수 있는 종래의 소둔방법으로서 상소둔에 의한 저탄소 냉연강판을 제조하는 것이 통상의 방법이었다. 그러나, 상소둔 방법은 재질의 균일성 측면과 제조원가의 측면에서 매우 불리하므로 현재는 연속소둔법에 의한 냉연강판의 제조가 주류를 이루고 있다. 이는 연속소둔법이 작업의 연속화, 노동력 절감, 제품의 균일성 및 단시간 작업 등에 있어서 매우 큰 이점을 가지고 있기 때문이었다. 그러나, 연속소둔법에 의해 제조된 저탄소 냉연강판은 상소둔 강판에 비해 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성 및 내시효성이 열화되어 가공성이 요구되지 않는 부위에만 부분적으로 적용되고 있다.

최근, 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 극저탄소강을 이용하여 티타늄(Ti) 또는 니오븀(Nb) 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강판의 사용으로 내시효성과 성형성이 우수한 냉연강판이 제조되어 자동차 외판재용으로 사용이 증가 추세에 있다.

그러나, 극저탄소강의 제조를 위해서는 제강단계에서 진공 탈가스(vacuum degassing) 공정의 추가 및 특수원소 첨가에 의한 제조원가 상승을 초래하게 되며, 특히 니오븀(Nb) 첨가강의 경우 고온소둔에 의한 작업성 약화 등의 문제가 발생한다.

한편, 상온 내시효성을 확보하기 위한 방법으로서 일본 특허공보(평2-232316호)의 경우 탄소(C) 0.01% 이하, 망간(Mn) 0.2 내지 2.0%, 붕소(B) 0.0005 내지 0.1% 첨가하고, 니오븀(Nb) 0.005 내지 0.1% 및 티타늄(Ti) 0.005 내지 0.05%를 단독 혹은 복합으로 첨가하여 소부경화성과 함께 상온 내시효성을 확보하기 위한 제조방법에 대해 나타내고 있다. 그러나, 이러한 방법은 극저탄소강을 이용함으로써 제강시 진공 탈가스(vacuum degassing) 공정 추가로 인한 원가 상승 및 다량의 티타늄, 니오븀 첨가에 의한 제조원가의 상승이 발생하는 문제점이 있다.

또한, 저탄소강을 이용하여 내시효성을 확보하기 위한 방법으로서 일본 특허공보(평5-55573호)의 경우 탄소(C) 0.01 내지 0.06%, 황(S) 0.002 내지 0.025%, 망간(Mn) 0.05 내지 0.4%로 제어하고 슬라브(slab)를 1000 내지 1130℃의 재가열온도에서 저온 가열한 냉연강판을 연속소둔시 50 내지 200℃/s의 급속냉각, 200 내지 310℃에서 수초간 유지후 재가열 및 경사과시효를 이용한 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법에 대해 소개하고 있다. 그러나, 이러한 방법은 성분의 엄격한 제어 뿐만 아니라 연속소둔시 급냉후 재가열, 경사과시효라는 특수한 소둔 방법을 이용하고 있기 때문에 내시효성이 우수한 냉연강판을 제조하기 위해서는 소둔 설비의 전면개조가 불가피하며 저온 슬라브 재가열온도로 인해 열간압연시 혼립조직에 의한 재질열화가 예상된다.

본 발명은 상술한 문제점들을 해결하게 위한 것으로서, 연속소둔설비의 개조 없이 단순히 탄소, 망간 및 황 등의 원소들의 적정 성분제어 및 엄격한 제조조건을 이용하여 통상의 연속소둔방법에 의한 성형성 및 내시효성이 우수한 인장강도 30 내지 35kgf/mm²급의 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강판을 제조하는 것을 목적으로 한다.

상기한 목적은 중량%로 탄소(C): 0.01 내지 0.03%, 망간(Mn): 0.1 내지 0.6%, 인(P): 0.008 내지 0.09% 황(S): 0.02 내지 0.05%, 가용(Soluble) 알루미늄: 0.02 내지 0.008%, 질소(N): 0.0040% 이하이며, 티타늄(Ti)을 0.01 내지 0.05%의 범위로 제어한 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리후 900 내지 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연, 700 내지 750℃의 온도 범위에서 권취, 75%의 냉간압연을 행한 후 경사과 시효를 행하는 연속소둔을 실시하고, 1.0 내지 2.0% 의 조질압연을 실시함으로써 성형성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조하는 방법에 의하여 달성된다.

이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

본 발명은 중량%로 탄소: 0.01 내지 0.03%, 망간: 0.1 내지 0.6%, 인: 0.008 내지 0.09%, 황: 0.02 내지 0.05%, 가용(soluble) 알루미늄: 0.02 내지 0.08%, 질소(N): 0.0040% 이하이며, 티타늄을 0.01 내지 0.05%의 범위로 제어한 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리후 900 내지 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연, 700 내지 750℃의 온도 범위에서 권취, 75%의 냉간압연 및 770-860℃의 온도범위에서 통상의 방법으로 연속소둔을 실시하고 1.0 내지 2.0%의 조질압연을 실시함으로써 성형성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명의 합금성분 및 제조 방법에 대해 상세히 설명한다.

탄소(C)는 고용강화와 더불어 내시효성에 치명적인 영향을 미치는 원소로서 그 함량이 적을수록 성형성 및 내시효성 향상에 유리하다. 탄소함량이 0.01% 이하인 경우 인장강도가 부족하며 탄소함량을 낮추기 위해 제강단계에서 진공 탈가스(vacuum degassing) 작업 등으로 제조원가 측면에서 불리하다. 또한 0.03% 이상이 되면 고용탄소량이 과다하게 되어 상온 내시효성 확보에 매우 불리하므로 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하게 되는 등 성형성과 연성이 저하된다.

망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중의 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하기 위한 원소이며, 특히 내시효성을 확보하기 위해 본 발명에서 제시하는 기술인 황과 더불어 탄화물의 우선 핵생성 사이트(Site)로서 강중에서 MnS 및 티타늄계 석출물을 이용하기 위해서는 MnS 및 티타늄계 석출물들의 적정크기 제어가 매우 중요하다. 따라서, 망간함량이 0.1%이하인 경우 강도의 저하와 더불어 적정 MnS석출물 크기의 제어가 곤란하며 0.6% 이상 첨가된 경우 고용강화에 의해 강도는 급격히 증가하는데 비해 연성의 저하가 불가피하게 되며, 또한 내시효성 확보를 위해 적정 MnS석출물 크기를 확보하기 위해서는 황의 함량이 증가하게 되어 재질의 열화가 발생하게 되므로 그 함량을 0.1 내지 0.6%로 제한한다.

인(P)은 내시효성 개선에는 큰영향이 없는 원소이나 강중에서 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 결정면 내 이방성을 개선하고 강도를 증가시키는 역활을 한다. 그러나, 인의 함량이 0.008% 이하인 경우 상술한 효과는 얻을수 없으며 0.09% 이상으로 첨가한 경우 급격한 강도상승과 더불어 입계에 편석하여 재료를 취화시키는 등 연성의 저하가 불가피하므로 그 첨가량을 0.008 내지 0.09%로 제한한다.

황(S)은 고온에서 망간과 더불어 MnS 또는 티타늄의 첨가에 의한 TiS의 황화물로 석출된다. 황 함량이 0.02% 이하인 경우 MnS 및 TiS 석출물의 적정 크기를 확보하기가 어려우며, 0.05% 이상으로 첨가될 경우 내시효성 확보를 위한 티타늄 및 망간의 첨가량이 많아져 입내 석출물 증가로 인한 강도 상승과 더불어 이에 따른 연성의 저하가 불가피하므로 그 첨가량을 0.02 내지 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)은 강의 탈산 및 탈질을 위해 첨가하는 원소로서 0.02% 이하로 첨가될 경우 강중에 산화개재물이 많아져 성형성이 열화되는 등 기계적 성질에 불리하다. 또한, 0.08% 이상으로 과다하게 첨가될 경우 재질의 경화 및 제조비용의 상승을 초래하게 되므로 그 함량을 0.02 내지 0.080%로 제한함이 바람직하다.

질소(N)는 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로 티타늄에 의해 고정시킬 필요가 있다. 그러나, 그 함량이 0.0040% 이상이 될 경우 TiN석출을 위한 티타늄 첨가량이 증가하여 재질이 열화되며 또한 과도한 티타늄첨가에 의해 제조원가의 상승이 예상되므로 그 함량을 0.0040% 이하로 제한할 필요가 있다.

티타늄(Ti)은 고온에서 상온 내시효성을 확보하기 위해 TiN 및 TiS를 고온에서 석출시키며 소량의 TiC 탄화물을 석출시킴으로써 고용탄소를 감소시킨다. 그러나, 티타늄량을 0.01% 이하로 첨가한 경우 또다른 탄화물 핵생성 사이트로 작용하는 석출물들의 충분한 석출이 일어나지 않으며 0.05% 이상으로 첨가될 경우 핵생성 사이트로 작용하는 석출물들이 증가하며 TiC 탄화물의 증가로 인해 내시효성은 확보되나 강중의 석출물들이 다량 분포하므로 인해 소둔시 재결정립 성장이 지연되는등 재질의 열화가 불가피하므로 그 첨가량을 0.01 내지 0.05%로 제한함이 바람직하다.

상기의 조성으로 전로에서 용해한 후 연속주조된 슬라브는 연간압연 전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃ 이상에 가열하여 Ar³온도 직상인 900-950℃의 온도 범위에서 열간압연을 마무리 한다.

슬라브 균열온도가 1200℃ 이하인 경우 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이 되지 못하여 혼립이 발생하게 되며, 특히 강중에서 MnS 및 Ti계 석출물들이 조대화되는 문제점 등이 발생하게 되므로 탄화물 핵생성 사이트로서 역활을 할 수 있는 MnS 및 티타늄계 석출물의 적정크기 제어가 어려워 내시효성 확보가 어렵다.

열연 마무리 온도가 900℃ 이하일 경우, 열연코일의 상부(top), 하부(tail) 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성 증가 및 성형성이 열화된다. 또한, 950℃ 이상인 경우 현저한 조대립이 발생하여 가공후에 표면에 오렌지 필(orange peel) 등의 결함이 생기기 쉽다.

상기의 열간압연 가공후 열연강판에 잔존하는 고용탄소에 의한 성형성 악화를 방지하기 위해 700 내지 750℃의 고온권취가 바람직하다. 그러나, 권취온도가 750℃를 초과한 경우 이상립 성장이 발생하여 양호한 재질을 얻을 수 없으며, 또한 700℃ 이하인 경우 열연조직의 세립화에 기인한 항복강도 상승 및 성형성의 열화가 초래된다.

열간압연이 완료된 강은 통상의 방법으로 산세를 행한후 75%의 냉간압연율로 0.8mm 두께까지 냉간압연을 행하고, 또한 통상의 방법인 승온속도 8 내지 10℃/sec 로 승온후 재결정이 완료되고, 충분한 페라이트 결정립 성장이 일어날 수 있는 770 내지 860℃의 온도 범위에서 균열온도 열처리후 3 내지 6℃/sec의 냉각속도로 서냉, 30 내지 50℃/sec 냉각속도로 급냉후 과시효 초기온도 350 내지 450℃/sec에서 300-400℃의 온도로 3 내지 5분간 경사과시효 처리후 공냉하는 열처리를 행한다. 특히, 소둔균열온도가 860℃ 이상이 되면 고온소둔으로 인한 연속소둔시 장력제어가 어렵게되며 버너의 수명이 감소되는 등 작업성 악화가 예상되므로 그 온도범위를 770 내지 860℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기의 제조 방법으로 제조된 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강을 이용하여 내시효성을 확보하기 위한 수단으로 통상의 조질압연율보다 다 소 높은 1.0 내지 2.0%의 조질압연을 행한다. 조질압연율이 1.0% 이하인 경우 상온에서 장시간 보전시 시효가 발생하여 항복강도가 증가하고 프레스 가공시 치명적인 항복점 연신율이 재현되는 등 내시효성 측면에서 매우 불리하다. 그러나, 조질압연율이 2.0% 이상인 경우 과다한 조질압연에 의한 가공 경화가 발생하여 강도가 증가하고 연성이 저하되는 등 재질의 열화가 발생한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

하기 [표 1]은 탄소, 망간, 황을 엄격하게 제어한 발명강과 비교강의 화학성분 및 제조건을 나타낸 것으로 1-4번의 강이 발명강이며 5-8번의 강이 비교강이다.

상기 [표 1]의 강을 열간압연을 행하고 통상의 조건에 의해 냉간압연후, 또한 승온속도 8℃/sec, 800℃ 의 소둔온도에서 균열처리후 5℃/sec의 냉각속도로 서냉, 40℃/sec의 냉각속도로 급냉처리후 과시효 초기온도 400℃에서 350℃까지 3분간 경사과시효 후 공냉하는 연속소둔을 행한 후 약 1.5%의 조질압연을 행한 후 기계적 성질을 측정하였으며 그 결과를 하기 [표 2]에 나타내었다.

탄소 약 0.015%, 망간 0.01 내지 0.025%, 인 0.013 내지 0.014%, 황 0.024 내지 0.048%, 질소 0.0031 내지 0.0039%, 티타늄 0.01 내지 0.043%이면서 슬라브재가열온도를 1250℃로 제어한 발명강 1-4번은 시효지수(Al)가 2.6 내지 2.8kgf/㎟, 연신율 40.5 내지 45.3%, 인장강도 32.6 내지 34.3kgf/㎟을 나타내어 본 발명에 의해 성형성과 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.

5번 비교강에 있어서, 다른 원소들은 본 발명강의 성분범위를 잘 만족하고 있으나, 황의 함량이 0.007%로서 매우 낮으므로 강중에 적정한 크기의 MnS 석출물을 석출시키지 못하여 충분한 탄화물을 형성하지 못하였고 또한 티타늄을 첨가하지 않음으로 인해 티타늄계 석출물들의 탄화물 핵생성 사이트로서의 역활을 기대할수 없으므로 다른 기계적인 성질은 우수하나 시효지수가 3.4kgf/㎟로써 완전한 상온 내시효성을 기대할 수 없었다.

6번 비교강에 있어서, 또한 다른 성분들은 본 발명강의 성분범위를 잘 만족하고 있으나, 황의 함량이 0.012%로서 본 발명강의 성분규제 범위보다 낮아서 강중에 적정한 크기의 MnS 및 티타늄게 석출물들이 충분히 형성되지 못하였고, 또한 탄소의 함량이 0.025%로서 매우 높아 재질이 열화되었고 시효지수가 4.3kgf/㎟로서 매우 높았다.

7번 비교강은 망간 및 황의 함량이 각각 0.005% 및 0.01%로서 본 발명강의 성분규제범위를 벗어나 있으므로 충분한 내시효성이 확보되지 않았다.

8번 비교강의 성분은 본 발명강의 성분규제범위를 잘 만족하고 있으나, 제조조건에 있어서 슬라브 재가열온도(SRT)가 본 발명강의 제조시 규제조건보다 낮은 1020℃이므로 강중의 MnS 및 티타늄계 석출물들이 탄화물 핵생성 사이트로서의 역활을 할 수 있는 적정 크기보다 매우 조대하게 성장하게 되므로 시효지수가 3.4kgf/㎟로서 매우 높아 상온 내시효성이 확보되지 않았다.

본 발명에 의하여 시효지수 3.0kgf/㎟이하 연신율 40% 이상, 인장강도 30 내지 35kgf/㎟급의 성형성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판을 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

1. 중량%로 탄소(C): 0.01 내지 0.03%, 망간(Mn): 0.1 내지 0.6%, 인(P): 0.008 내지 0.09%, 황(S): 0.02 내지 0.05%, 가용(soluble)알루미늄: 0.02 내지 0.08%, 질소(N): 0.0040% 이하로 조성되고, 티타늄(Ti)을 0.01 내지 0.05%의 범위로 제어한 저탄소 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리후 900 내지 950℃의 온도범위에서 마무리 연간압연하고, 700 내지 750℃의 온도 범위에서 권취하며, 75%의 냉간압연을 행한 후, 770 내지 860℃의 온도범위에서 균열온도 열처리후 냉각속도 30 내지 50℃/sec로 급냉한 후, 경사과시효를 행하는 연속소둔을 실시하고, 1.0 내지 2.0% 의 조질압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판 제조방법.