KR100359241B1 - 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 자동차 내, 외판용으로 사용되는 가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 있어서, 알루미늄 킬드(IF : Interstitial Free)강으로 제조되는 합금화 용융아연도금강판 보다 우수한 성형성 및 인장강도를 보유하는 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하는 데 그 목적이 있다.
본 발명에 따르면, 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 있어서, 강의 성분조성단계와, 마무리 열간압연단계와, 권취단계 및, 연속 소둔로에서 재결정 소둔하는 소둔단계를 포함하며, 상기 강의 성분조성단계에서는 0.002wt%이하의 C, 0.5~1.2wt%의 Mn, 0.04~0.05wt%의 P, 0.003wt%의 N, 0.006wt%이하의 S, 0.04wt%이하의 산가용 Al, Ti의 성분비는 {(48/14×N의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}≤Ti≤{(48/14×N의 wt%)+(48/32×S의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}이고, Cr의 성분비는 8≤{Cr의 wt%/P의 wt%}≤16이며, 잔부의 Fe 및 기타 불순물로 구성되는 강을 조성하며, 상기 마무리 열간압연단계에서는 강을 910℃이상에서 마무리 열간압연을 하고, 상기 권취단계에서는 700℃이상에서 고온 권취를 하며, 상기 소둔단계에서는 840~860℃의 온도범위에서 재결정소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 초고성형성 고강도 용융아연도금강판의 제조방법이 제공된다.
Description
본 발명은 자동차 내, 외판재로 사용되는 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이며, 특히, 강의 조성성분과 압연조건 및 열처리에 의해 성형성 및 인장강도가 매우 우수한 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로, 자동차용 강판 성형품의 복잡화, 입체화의 경향으로 성형성이 우수한 재료가 요구되고, 이에 따라 제강 및 연주공정 단계에서부터 강판의 가공성을 저해시키는 고용탄소(C), 고용질소(N) 및, 고용황(S) 등의 원소들이 강내로 유입되는 것을 최대한 억제한다.
상기 고용원소들은 공정에서 필연적으로 슬래브(Slab)내에 미량 잔존하여 성형성을 저하시키기 때문에, Ti 또는 Nb 등을 첨가하여 열간압연단계에서 미량의 공용원소까지도 탄, 질화물로 석출시켜 성형성을 확보하는 IF강(Interstitial Free Steel)을 제조한다.
상기 IF강은 열간압연, 산세, 냉간압연, 연속용융아연도금의 제조공정을 거치면서 성형성이 우수한 합금화 용융아연도금강판으로 제조된다.
이러한 IF강에 강도를 확보하기 위하여 강도상승에 효과적인 P를 다량 첨가하고, 기타 성분 등의 적절한 조합에 의해 인장강도 35Kgf/mm2이상의 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판을 제조한다.
그러나 상기 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판은 일정수준이상의 강도를 확보하고 있지만, 슬래브의 재가열 또는 열간압연단계에서 고용P가 결정입계에 편석되어 압연시에 판파단 및 2차 가공취성이 발생하기 쉬운 단점이 있다.
이를 방지하기 위해 최근 열간압연 후, 550℃이하의 저온에서 권취함으로써, 상기 문제를 해결하고 있지만, 저온권취로 인하여 가공성 평가지수인 r값의 저하를 가져와 가공성이 나빠지는 문제점이 있다.
이와 관련하여 일본특허 공개정보(JP95-252622)에서는 탄소함량 0.3~0.5wt%를 함유하는 저탄소강을 이용하여 Si, Mn, P등의 강화원소를 적절히 첨가하여 인장강도 40Kgf/mm2이상의 고강도를 확보하고 있지만, 가공성이 매우 나빠진다는 단점이 있다.
또한, 일본특허 공개정보(JP97-316619)에서는 극저탄소강을 기준으로 Cu석출물의 형태 및 금속 조직의 제어에 의해 목적강도를 확보하고 있으나, 이 경우에도 r값이 1.6~1.7수준으로, 고성형이 요구되는 자동차의 부품에는 적합하지 못하다는 문제점이 있다.
본 발명은 앞서 설명한 바와 같은 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 제공된 것으로서, IF강으로 제조되는 합금화 용융아연도금강판보다 우수한 성형성 및 인장강도를 보유하는 초고가공 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하는 데 그 목적이 있다.
도 1은 본 발명에 따른 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 나타낸 블록도이다.
앞서 설명한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따르면, 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 있어서, 강의 성분조성단계와, 마무리 열간압연단계와, 권취단계 및, 연속 소둔로에서 재결정 소둔하는 소둔단계를 포함하며, 상기 강의 성분조성단계에서는 0.002wt%이하의 C, 0.5~1.2wt%의 Mn, 0.04~0.05wt%의 P, 0.003wt%의 N, 0.006wt%이하의 S, 0.04wt%이하의 산가용 Al, Ti의 성분비는 {(48/14×N의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}≤Ti≤{(48/14×N의 wt%)+(48/32×S의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}이고, Cr의 성분비는 8≤{Cr의 wt%/P의 wt%}≤16이며, 잔부의 Fe 및 기타 불순물로 구성되는 강을 조성하며, 상기 마무리 열간압연단계에서는 강을 910℃이상에서 마무리 열간압연을 하고, 상기 권취단계에서는 700℃이상에서 고온 권취를 하며, 상기 소둔단계에서는 840~860℃의 온도범위에서 재결정소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 초고성형성 고강도 용융아연도금강판의 제조방법이 제공된다.
아래에서, 본 발명에 따른 초고성형성 고강도 용융아연도금강판의 제조방법의 양호한 실시예를 첨부한 도면을 참조로 하여 상세히 설명하겠다.
도면에서, 도 1은 본 발명에 따른 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 나타낸 블록도이다.
도 1에 도시된 바와 같이, 강의 성분조성단계와, 마무리 열간압연단계와, 권취단계 및, 연속 소둔로에서 재결정 소둔하는 소둔단계를 포함한다.
상기 강의 성분조성단계에서 강의 성분은 0.002wt%이하의 C, 0.5~1.2wt%의 Mn, 0.04~0.05wt%의 P, 0.003wt%의 N, 0.006wt%이하의 S, 0.04wt%이하의 산가용 Al, 0.018~0.027wt%의 Ti, 0.4~0.8wt%의 Cr, 잔부의 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 이 때, 상기 Ti의 성분비는 {(48/14×N의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}≤Ti≤{(48/14×N의 wt%)+(48/32×S의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}이며, Cr의 성분비는 8≤{Cr의 wt%/P의 wt%}≤16의 관계를 만족하여야 한다(S1).
상기 마무리 열간압연단계에서는 강의 성분조성단계에서 조성된 강의 슬래브를 910℃이상에서 마무리 열간압연을 한다(S2).
상기 권취단계에서는 700℃이상의 온도로 고온 권취한(S3) 다음, 산세 후(S4), 냉간압연을 실시한다.
그리고 소둔단계에서는 강내의 조직이 재결정되도록 연속소둔로에서 840℃~860℃의 온도범위에서 소둔을 행함으로써, 고성형성 소부경화형 고강도 냉연강판이 제조된다(S5).
강내에 함유된 C는 침입형 고용원소로서, 냉연 및 소둔과정에서 강판의 집합조직형성에 매우 큰 영향을 미친다. 강내에 포함된 고용탄소량이 많을수록 가공성에 유리한 밀러지수(111) 집합조직의 형성을 저해할 뿐만 아니라, 특히 열간압연 후, 마무리단계에서 가공성을 저해하는 (110) 및 (100)의 집합조직을 형성시켜, 가공성을 떨어뜨린다.
따라서, 본 발명의 강의 C성분은 0.002wt%이하로 제한한다.
강내의 Mn의 성분함량이 0.5%미만의 경우에는 강내의 잔존된 S를 MnS로 완전히 석출시키지 못할 뿐만 아니라, 강도확보에도 문제가 있다. 그리고, 1.2%이상의 경우에는 목적하는 강도는 확보되나 연신율의 급격한 감소를 가져오고 또한 소둔시에 Mn산화물이 강판 표면에 석출되어 표면의 청정도 및 내산화성에 영향을 미친다. 따라서, Mn조성성분의 적정 범위는 0.5~1.2wt%이다.
Ti의 첨가는 강내에 혼입되어 잔존된 고용질소 및 고용탄소를 Ti석출물로 완전하게 석출시키기 위해서이다.
강내의 Ti첨가의 성분함량은 질소와 탄소를 완전히 석출시키기 위해 {(48/14×N의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}≤Ti의 관계가 충족되며, 또한 과잉의 고용 Ti가 P와 결합하여 가공성의 저해요소인 FeTiP가 석출되지 않게하며 가공성 및 고용 P의 강도 보상효과가 최대한 발휘할 수 있도록 Ti≤{(48/14×N의 wt%)+(48/32×S의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}의 관계가 충족되도록 첨가함이 바람직하다.
강내의 P는 성형성을 해치지 않고 강도 확보가 매우 유리한 원소이므로 가급적 다량 첨가하는 것이 목적하는 강도의 확보에 유리하지만, 너무 과잉으로 첨가시에는 취성파괴 발생 가능성을 높여 열간압연 도중에 슬래브와 판파단의 발생 가능성이 증가될 뿐만 아니라, 소둔완료 후, 결정입계쪽에 확산 및 편석이 용이하게 발생함에 따라 성형시 2차 가공취성 발생에 대한 문제점이 커진다.
따라서, P의 함량의 적정범위는 0.04~0.06%로 제한한다.
강내의 Cr은 열간압연 및 소둔단계에서 고용탄소와 결합하여 CrC를 형성함에 따라 가공성에 유해한 잔존 고용탄소를 어느 정도 효과적으로 제거하고 열연단계에서 고용P의 결정입계 이동을 방지하여 입계 P편석량을 현저히 감소시켜 2차 가공취성을 방지한다.
Cr의 성분비는 8≤{Cr의 wt%/P의 wt%}≤16의 조건으로 계산한다.
강내의 Al은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서 그 함량은 일반적으로 첨가되는 범위인 0.04%이하가 바람직하다.
강내의 S 및 N은 가능한 낮게 관리한다.
따라서 각각 0.006%이하, 0.003%이하로 유지한다.
[실시예]
표 1은 강의 조성성분을 나타내며, 표 2는 표 1로 조성된 강을 열처리온도와 냉연조건에 따라 나타나는 재질특성을 비교한 표이다.
표 1과 같이 조성된 강을 910℃이상에서 마무리 열간압연하여 권취한 후 산세처리하고, 77%의 냉간압하율을 적용하여 두께 0.6mm의 냉연강판을 제작하여 임의의 소둔 온도를 적용하여 열처리를 시행한다.
그리고 소둔된 강판의 재질특성(YS, TS, El) 및 컵핑 테스트(Cupping Test)로 성형성을 평가하였다.
소둔된 강판의 재질특성은 아메리카재료시험학회(ASTM)의 표준 사이즈를 이용하여 압연방향, 45도 방향, 90도 방향의 각각에 대하여 조건 당 3개씩실험을 행하고, 그 평균값을 구하여 그 강종조건에 대한 대표값으로 취하였다.
성형성 평가는 컵핑 테스트로 행하였으며, 이 때, 성형조건으로 펀치 스피드 300mm/min, 펀치직경 40mm, 다이직경 43mm, 드로잉비 2.45, 시편유지 압력(BHF) 0.5톤의 조건으로 행하여 성형 가능 유무로 성형성을 판단한다.
| 구분 | 성 분 계(wt%) | 비고 | |||||||
| C | Mn | P | S | N | S.Al | Ti | Cr | ||
| 비교강 1 | 0.0031 | 0.07 | 0.008 | 0.0055 | 0.0033 | 0.045 | 0.052 | 0 | 극저탄소 IF강 |
| 비교강 2 | 0.0028 | 0.5 | 0.06 | 0.0048 | 0.0031 | 0.04 | 0.057 | 0 | P첨가 극저탄소 IF강 |
| 발명강 1 | 0.0019 | 0.6 | 0.041 | 0.0052 | 0.0025 | 0.038 | 0.018 | 0.5 | 초고성고강도 도금강판 |
| 발명강 2 | 0.0020 | 0.8 | 0.05 | 0.0054 | 0.0024 | 0.035 | 0.022 | 0.6 | 초고성고강도 도금강판 |
| 발명강 3 | 0.0017 | 1.1 | 0.058 | 0.0048 | 0.0023 | 0.04 | 0.027 | 0.7 | 초고성고강도 도금강판 |
| 구분 | 압연조건 | 소둔온도(℃) | 재질특성 | r값 | 성형성 상태 | 특 징 | 비고 | |||||
| 강종 | 조건 | FT | CT | YS | TS | El(%) | ||||||
| 비교강 1 | 비교예 1 | 910 | 721 | 840 | 17.8 | 28.9 | 47 | 2.03 | 크랙 | △ | 비교예(r값하한) | IF강 |
| 비교강 2 | 비교예 2 | 920 | 630 | 840 | 24.2 | 35.6 | 39 | 1.75 | 크랙 | × | 비교예(r값하한) | P첨가 IF강 |
| 발명강 1 | 발명예 1 | 920 | 705 | 855 | 23.3 | 35.2 | 41 | 2.23 | 성형 | Ｏ | 발명예 | 발명강 |
| 발명예 2 | 915 | 704 | 843 | 22.6 | 35.5 | 40 | 2.19 | 성형 | Ｏ | 발명예 | ||
| 발명강 2 | 비교예 3 | 918 | 703 | 800 | 24.3 | 35.8 | 37.5 | 1.82 | 크랙 | △ | 비교예(저온소둔)(r값하한) | 발명강 |
| 발명예 3 | 920 | 710 | 850 | 22.8 | 35.3 | 40 | 2.25 | 성형 | Ｏ | 발명예 | ||
| 발명강 3 | 발명예 4 | 917 | 705 | 840 | 23.5 | 35.6 | 39 | 2.13 | 성형 | Ｏ | 발명예 | 발명강 |
| 비교예 4 | 922 | 630 | 850 | 23.4 | 35.2 | 38 | 1.75 | 크랙 | × | 비료예(저온소둔)(r값하한) |
FT : 열간 마무리 온도, CT : 권취온도, TS : 인장강도(Kgf/mm2), YS : 항복강도(Kgf/mm2), El : 연신율, Ｏ : 양호, △ : 보통, ×: 나쁨.
이러한 시험결과로 발명예는 기본적인 35kgf/mm2이상의 인장강도, 2.1이상의 r값의 조건을 만족하고 성형시에도 크랙이 발생하지 않았다.
앞서 상세히 설명한 바와 같이, 본 발명의 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법은 강성분을 적절히 조합하고 열연조업조건과 소둔온도를 제어함으로써, 강도와 성형성이 동시에 우수한 초고성형 합금화 고강도 용융아연도금강판을 생산함으로써, 자동차 내외판재의 고성형 고강도를 요구하는 부품의 소재로 사용 가능하다는 장점이 있다.
이상에서 본 발명의 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대한 기술사상을 첨부도면과 함께 서술하였지만, 이는 본 발명의 가장 양호한 실시예를 예시적으로 설명한 것이지 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또한, 이 기술분야의 통상의 지식을 가진 자이면 누구나 본 발명의 기술사상의 범주를 이탈하지 않는 범위 내에서 다양한 변형 및 모방이 가능함은 명백한 사실이다.
Claims (1)
- 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 있어서,강의 성분조성단계와, 마무리 열간압연단계와, 권취단계 및, 연속 소둔로에서 재결정 소둔하는 소둔단계를 포함하며,상기 강의 성분조성단계에서는 0.002wt%이하의 C, 0.5~1.2wt%의 Mn, 0.04~0.05wt%의 P, 0.003wt%의 N, 0.006wt%이하의 S, 0.04wt%이하의 산가용 Al, Ti의 성분비는 {(48/14×N의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}≤Ti≤{(48/14×N의 wt%)+(48/32×S의 wt%)+(48/12×C의 wt%)}이고, Cr의 성분비는 8≤{Cr의 wt%/P의 wt%}≤16이며, 잔부의 Fe 및 기타 불순물로 구성되는 강을 조성하며,상기 마무리 열간압연단계에서는 강을 910℃이상에서 마무리 열간압연을 하고,상기 권취단계에서는 700℃이상에서 고온 권취를 하며,상기 소둔단계에서는 840~860℃의 온도범위에서 재결정소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 초고성형성 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
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|---|---|---|---|
| KR1019980053896A KR100359241B1 (ko) | 1998-12-09 | 1998-12-09 | 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
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1998
- 1998-12-09 KR KR1019980053896A patent/KR100359241B1/ko not_active IP Right Cessation
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