KR100400866B1 - 산세성및내구멍부식성이우수한고가공용고강도냉연강판및그제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 인장가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없고, 산세성 및 내구멍 부식성이 우수하여 표면처리없이 자동차 부품용 강재로 사용할 수 있는 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로 탄소 : 0.05-0.15%, 질소 : 0.005% 이하, 황 : 0.02% 이하, 망간 : 1.0-2.0%, 실리콘 : 0.5-1.5%, 알루미늄 : 0.03-0.06%, 인 : 0.03-0.12%, 동 : 0.2-1.2%, 니켈 : 0.2-1.2%, Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 원소로 구성되고, Si+10P를 1.2% 이상 조절한 강판을 1050-1300℃의 온도범위에서 균질화 처리하는 단계와; Ar3 변태점 직상인 850-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계와; 450-700℃의 온도범위에서 열연권취하는 단계와; 40-80%의 냉간압하율로 압연을 실시하는 단계와; 750-900℃의 온도범위에서 연속소둔의 냉각과정을 실시하는 단계로 이루어지므로, 표면처리를 행하지 않고 자동차용 강판으로 상용할 수 있는 장점이 있고, 열연강판의 산세특성이 우수하여 냉연강판의 표면이 미려하고, 압연시 조도변화에 의한 판파단을 방지할 수 있고, 통상의 연속소둔라인의 소둔 열사이클을 이용하여 가공성이 우수한 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.

Description

산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

본 발명은 인장가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없고, 산세성 및 내구멍 부식성이 우수하여 표면처리없이 자동차 부품용 강재로 사용할 수 있는 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이고, 특히 저탄소 알루미늄 킬드강을 이용하여 인장가공성이 우수하여 심한 프레스 가공이 필요한 부품, 충격에너지 흡수성이 높기 때문에 내충격 흡수성을 필요로 하는 부품, 내구멍 부식성을 필요로 하는 자동차 내외판재 등 자동차 부품용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래 알려진 고강도 냉연강판은 저탄소 알루미늄 킬드강에 고용강화원소인 망간(Mn), 인(P) 등의 치환형원소를 첨가하여 이들의 단순한 고용강화 효과를 이용하거나 또는 석출물 형성원소인 나오브(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 등을 첨가하여 이들의 석출물을 이용하여 제조되었다. 그러나, 망간(Mn), 인(P) 등을 첨가한 고용강화강과 석출물을 형성하여 강화하는 석출강화강의 경우 강도는 상승하지만 연신율이 크게 감소하는 단점이 있다.

그리고, 석출강화강이나 고용강화강은 인장강도에 비해서 항복강도가 높아 항복비(항복강도/인장강도)가 높기 때문에 프레스 가공시 가공이 어렵고, 스프링 백(spring back) 형상이 나타나기 때문에 형상동결성이 나쁘다고 하는 문제점이 있다.

최근에는 저탄소 알루미늄 킬드강에 강화능이 큰 원소인 망간(Mn), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 등을 첨가하고 연속 소둔공정의 급냉영역에서 냉각속도를 빠르게 하여 마르텐사이트(Martensite)와 페라이트(Ferrite)가 동시에 존재한 복합조직강을 제조하고 있다.

그러나, 이 방법의 경우 연속 소둔공정의 급냉영역에서 냉각속도를 매우 높게 해야 마르텐사이트가 생성되기 때문에 연속 소둔설비에 부가적인 냉각설비가 필요하게 되어 제조원가를 상승시키게 된다. 그리고, 저속의 냉각속도 하에서도 마르텐사이트를 생성시키기 위하여 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 망간(Mn)과 함께 복합 첨가하는 경우도 있지만 이 경우 다량의 크롬과 몰리브덴 첨가에 의한 제강에서의 성분 조정이 어렵고 냉연강판의 표면성질을 나쁘게 할 뿐만 아니라 제조원가를 크게 상승시키는 단점이 있다. 그리고, 통상적으로 400-450℃에서 실시하는 과시효 처리에서는 대부분의 마르텐사이트가 분해되기 때문에 통상적인 연속소둔공정에서는 복합조직강을 제조하기 어려운 단점이 있다.

그리고, 이제까지 제조된 고장력강은 첨가되는 합금원소가 많기 때문에, 열연강판의 과산세에 의한 냉연강판의 표면특성을 나쁘게 하고, 뿐만 아니라 도금강판의 표면처리성이 나쁘다고 하는 문제점을 안고 있다.

본 발명은 상기의 제반 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 인장가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없고, 산세성 및 내구멍 부식성이 우수하며, 플래시버트 용접성이 양호하여 표면처리없이 자동차 부품용 강재로 사용할 수 있는 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여, 중량%로 탄소 : 0.05-0.15%, 질소 : 0.005% 이하, 황 : 0.02% 이하, 망간 : 1.0-2.0%, 실리콘 : 0.5-1.5%, 알루미늄 : 0.03-0.06%, 인 : 0.03-0.12%, 동 : 0.2-1.2%, 니켈 : 0.2-1.2%, Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 원소로 구성되고, Si+10P를 1.2% 이상 조절한 알루미늄 킬드강을 이용한 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연 강판을 제공하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 상기 조성으로 이루어진 알루미늄 킬드강판을 먼저 1050-1300℃의 온도범위에서 균질화 처리하는 단계와; Ar₃변태점 직상인 850-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계와; 450-700℃의 온도범위에서 열연권취하는 단계와; 40-80%의 냉간압하율로 압연을 실시하는 단계와; 750-900℃의 온도범위에서 연속소둔을 실시하는 단계로 이루어진 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

더욱이, 본 발명은 상기의 제조방법에서 연속소둔의 서냉영역에서의 냉각속도는 -7℃/sec 이하로 하고, 급냉영역의 냉각속도는 통상의 급냉속도로 실시하되 -5℃/sec 이상을 유지하도록 하며, 상기 연속소둔의 급냉시작온도는 600℃ 이상에서 실시하고, 급냉종점온도는 강의 마르텐사이트 변태 시작온도(Ms) 이상으로 실시하며, 연속소둔 과시효 처리는 500-350℃의 온도범위에서 실시하는 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

이하, 본 발명을 더욱 상세히 설명하기로 한다.

본 발명에 따른 복합 조직형 고강도 냉연강판은 저탄소 알루미늄 킬드(Al-killed)강에 망간(Mn), 실리콘(Si), 인(P), 동(Cu) 등의 첨가량 및 첨가비를 적절하게 조절하여 페라이트상 내부에 잔류오스테나이트(retained austenite)를 균일하게 분산시켜 균일연신율과 가공경화지수가 높으므로, 인장가공이 주로 요구되는 자동차용 내외판재의 프레스용 소지강판으로 사용할 수 있고, 또한 충격흡수성이 높기 때문에 자동차의 충돌시 충돌에너지를 흡수하는 자동차의 프론트 사이드 멤버(front side member), 필라(pillar) 등의 구조용 부품에 사용할 수 있다.

본 발명에 의하면, 내구멍 부식성이 우수하기 때문에 표면처리를 행하지 않고 자동차용 강판으로 사용할 수 있으며, 그리고 열연강판의 산세특성이 우수하여 냉연강판의 표면이 미려하고, 압연시 조도변화에 의한 판파단을 방지할 수 있고, 통상의 연속소둔라인의 소둔 열사이클을 이용하여 가공성이 우수하고, 내구멍 부식성이 우수한 고강도 냉연강판을 제조할 수 있는 방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 망간, 실리콘, 인 및 동의 첨가량 및 첨가비를 적절하게조절하여 첨가함으로써 기존의 연속소둔설비의 소둔사이클 설비를 이용하여 페라이트를 청정화하여 균일 연신율 및 가공경화지수가 높아 인장가공성이 우수할 뿐만아니라 내구멍 부식성이 우수한 프레스 가공용 냉연강판을 제조할 수 있게 된다.

이하에서는 본 발명강의 조성범위 한정이유에 대하여 설명한다.

일반적으로, 상온까지 잔류된 오스테나이트는 소성가공시 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도를 증가시킬 뿐만 아니라 국부적 네킹발생을 억제하기 때문에 연신율을 증가시키는 역할을 한다.

그러나, 탄소(C) 양이 0.05중량%(이하, '%'라고 함) 미만이면, 소둔공정에서 오스테나이트상에 탄소의 양이 충분히 농화되지 않기 때문에 상온까지 오스테나이트를 잔류시킬 수 없다. 또한, 탄소에 의한 고용 강화효과 및 석출물 강화효과가 감소하기 때문에 인장강도가 감소한다. 따라서, 충분한 인장강도와 연신율을 확보하기 위해서 탄소의 첨가량을 0.05% 이상으로 제한하였다. 한편, 탄소의 양이 0.15%를 초과하면, 인장강도가 증가하지만 연신율이 감소하고, 탄소함량이 증가함에 따라 용접성이 악화된다. 따라서, 탄소의 상한 첨가량을 0.15%로 제한하였다.

망간(Mn)은 1.0% 미만으로 첨가될 때에는 인장강도의 확보가 어렵다. 그리고, 망간은 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에 2상 영역에서 소둔 후 급냉시에 페라이트의 변태를 지연시켜 주는 역할을 한다. 따라서 망간이 충분히 첨가될 경우 상온에서 많은 양의 잔류오스테나이트를 확보할 수 있다. 그리고, 망간은 고용강화효과가 비교적 큰 원소로 알려져 있기 때문에 인장강도를 확보하기 위해서도 망간의 첨가량은 1.0% 이상이 필요하다. 그러나, 망간의 첨가량이 2.0%를 초과하면 망간의 고용강화 효과에 의해서 강도는 증가하지만 연신율이 감소하여 가공성이 열화되는 단점이 있고 다량의 망간 첨가는 제조원가의 큰 상승을 의미하므로 고망간 고강도강은 상업적으로 사용되기 어렵다. 그리고, 망간의 증가는 탄소당량을 증가시키므로 용접성을 악화시키는 작용도 한다. 따라서, 망간의 첨가범위를 1.0-2.0%로 제한하였다.

일반적으로, 황과 질소는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로, 각각의 첨가 범위를 0.02% 이하와 0.005% 이하로 제한하였다.

실리콘(Si)은, 강판의 제조에 있어서, 2상 영역에서 소둔시 실리콘의 탄소와의 반발력 및 탄소의 활동도 증가효과를 이용하여 페라이트상 내의 탄소를 청정화시키고 오스테나이트의 탄소농도를 증가시키는 역할을 한다. 그리고, 인과 동은 실리콘과 같은 작용을 하므로, 3가지 원소를 적절하게 조절함으로써 가공성이 우수한 고강도강을 제조할 수 있다.

또한, 실리콘은 페라이트 변태를 촉진시키는 페라이트 안정화 원소로 알려져 있고, 탄소의 활동도를 증가시켜 소둔시 페라이트 내부에 존재하는 탄소를 오스테나이트로 방출하는 역할을 하여 페라이트를 청정화시킬 뿐만 아니라, 과시효 공정에서 형성되는 탄화물의 생성을 억제하기 때문에 오스테나이트 내부에 존재하는 탄소의 양을 증가시켜 마르텐사이트 변태시작온도를 상온 이하로 떨어뜨림으로써, 상온까지 오스테나이트를 존재할 수 있게 하는 역할을 한다.

페라이트가 청정화되면 연신율 향상에 큰 역할을 하기 때문에 냉연강판의 가공성을 크게 향상시킨다. 그리고, 상온에 존재하는 오스테나이트는 준안정상이기때문에 가공시 가해지는 응력에 의해서 마르텐사이트로 변태를 일으킨다. 이때, 형성되는 마르텐사이트는 인장강도를 증가시키는 역할을 수행할 뿐만 아니라, 탄소의 양에 따라 오스테나이트의 안정도가 다르기 때문에 응력이 증가하면 안정도에 따라 차례로 마르텐사이트로 변태하게 된다. 이 경우, 국부적으로 발생하는 네킹 현상을 방지할 수 있어 균일 연신율을 크게 증가시키는 역할을 한다. 이때, 자연히 가공경화지수도 증가한다.

연신율의 증가와 가공경화지수의 증가는 프레스 가공성을 향상시킬 뿐만 아니라 스트레칭성을 크게 향상시키기 때문에 판재의 가공성을 크게 향상시킨다. 실리콘의 양이 0.5% 미만이면, 페라이트상의 청정화가 어렵고 상온에서 충분한 양의 잔류오스테나이트를 얻기 어렵기 때문에 실리콘의 하한 첨가량을 0.5%로 제한하였다. 그리고, 실리콘은 고용강화 효과가 있기 때문에, 충분한 강도를 확보하기 위해서도 0.5% 이상의 실리콘을 첨가하여야 한다. 그러나, 다량 첨가될 경우 연신율이 감소하여 가공성을 악화시키는 단점이 있고, 특히 1.5%를 초과하여 첨가되면 플래시버트 용접성(flash butt weldability)을 크게 악화시키기 때문에 그 상한 첨가량을 1.5%로 제한하였다.

고강도강에서 인(P)은 고용강화원소로 종종 첨가된다. 그러나, 본 발명에 따르면, 인은 과시효공정에서 형성되는 탄화물의 생성을 억제하기 위해서 첨가된다. 이 경우 인은 실리콘과 동일한 역할을 한다. 따라서, 인이 너무 적게 첨가되면, 강중에 존재하는 잔류 오스테나이트의 양이 감소하고, 고용강화 효과가 크지 않기 때문에 강의 연신율이 감소하고 인장강도도 크게 증가하지 않는다. 따라서, 인의 하한 첨가량을 0.03%로 한정하였다. 한편, 인의 첨가량이 0.12%를 초과하면 용접성이 악화되고 연주시 일어나는 중심편석에 의해서 부위별로 강의 재질편차를 크게 하는 단점이 있다. 따라서, 인의 상한 첨가량을 0.12%로 제한하였다.

실리콘 및 탄소의 첨가량이 너무 많으면, 플래시버트 용접성을 크게 악화시키는 단점이 있어 실리콘 및 탄소의 양을 감소시키고, 탄화물 형성억제 원소인 인을 첨가시켜 같은 효과를 얻을 수 있고, 고용질소를 이용함으로써 고용탄소가 잔류오스테나이트에 기여하는 효과를 얻을 수 있다. 따라서, 실리콘과 인, 질소의 양에 의해서 재질의 영향을 받게 되는데, Si+10P의 양이 1.2% 미만이면 페라이트의 청정화가 어렵고 잔류오스테나이트의 생성이 어렵게 된다. 따라서, Si+10P의 하한 첨가량을 1.2%로 하였다.

동(Cu)은 강판의 내식성과 산세성을 증가시키기 위해서 첨가되는데, 동과 인을 동시에 첨가하면 강판표면에 비정질층이 형성되어 강판의 내구멍 부식성을 크게 향상시킨다. 그리고, 동은 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에 강판에 잔류되는 오스테나이트의 안정도를 증가시킨다.

한편, 고강도강의 경우 다량의 합금 첨가에 의해서 열연판 산세시 고산세의 우려가 있다. 그러나, 동은 염산에 의한 침식 속도를 늦추어 주기 때문에, 동의 첨가에 의하여 과산화에 의한 강판의 표면불량을 방지하게 된다. 이때, 동의 첨가량이 너무 적으면 과산세를 억제하는 효과가 거의 없으며, 내구멍부식성이 증가하지 않기 때문에 하한 첨가량을 0.2%로 제한하였다. 그러나, 동의 첨가량이 너무 많으면 동에 의한 액상취성이 발생할 수 있어 동의 상한 첨가량을 1.2%로 제한하였다.

한편, 동은, 탄소와 마찬가지로 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에, 열처리후 잔류오스테나이트의 안정도를 크게 증가시키는 역할을 한다. 즉, 동은 연속 소둔공정의 과시효 처리시 오스테나이트의 안정화를 촉진할 수 있어 강도증가 뿐만아니라 연성증가에도 기여하게 된다. 그리고, 동(Cu)이 인과 같이 첨가될 경우 산세특성이 우수하여 냉연강판의 표면이 우수하고, 조도변화에 의한 판파단을 방지할 수 있고 또한 내구멍부식성을 크게 향상시키기 때문에 표면처리가 필요없는 냉연강판의 제조가 가능하다. 그리고, 동의 첨가는 플래시버트 용접에 문제가 되는 실리콘과 같은 특수원소의 첨가를 줄일 수 있는 장점이 있다.

니켈은 동에 의한 액상취성을 방지하기 위해서 첨가되는데 그 첨가범위를 0.2%-1.2%로 제한하였다.

알루미늄(Al)은 강중의 탈산을 위하여 첨가되며, 알루미늄의 첨가량이 0.03% 미만이면 강중에 산소가 존재하므로 제강시 망간, 실리콘 등 산화물 형성원소가 첨가되는 경우 망간산화물, 실리콘산화물 등을 형성하기 때문에 망간, 실리콘 등의 성분제어가 힘들게 된다. 그리고, 알루미늄의 양이 0.06%를 초과하면 알루미늄의 양이 필요이상으로 첨가되어 제조원가가 상승하고 강판의 표면 결함을 다량 발생시키므로 알루미늄의 상한 첨가량을 0.06%로 제한하였다.

다음은 상기의 조성으로 이루어진 본 발명강의 제조방법에 대하여 설명하기로 한다.

먼저, 상기 조성의 강판을 1050-1300℃ 정도에서 균질화 처리를 실시한다. 균질화 처리온도가 1050℃ 미만이면 강판의 온도가 낮아 열간압연이 어렵고 1300℃를 초과하면 주로 미세한 석출물이 석출되므로 가공성이 나빠진다. 따라서, 균질화 처리 온도범위는 1050-1300℃로 제한하였다.

균질화 처리가 끝난 시편은 Ar₃온도 직상인 850-950℃에서 마무리 열간압연되고 450-700℃에서 권취되므로, 미세한 석출물이 분포된 열연판 조직을 얻을 수 있도록 한다.

마무리 온도가 850℃ 미만이면 혼립이 생겨 가공성이 크게 감소하고 950℃를 초과하면 열간압연직후 결정립 성장속도가 증가하여 조대한 결정립이 얻어져 가공성이 열화된다. 그리고, 열연권취온도를 700℃ 이하로 하여 열연판에 석출되는 탄화물의 크기를 미세화하여 소둔공정에서 쉽게 분해될 수 있도록 한다. 즉, 탄화물이 미세할 경우 소둔공정에서 쉽게 용해되어 탄소가 오스테나이트로 농화되기 쉽고 페라이트를 청정화할 수 있다. 열연권취온도가 700℃ 이상이 되면 강중에 조대한 퍼얼라이트가 형성되어 소둔시에 분해되기 어렵기 때문에 오스테나이트로의 탄소농화가 어려워진다. 따라서, 상온에서 존재하는 잔류오스테나이트의 양이 적고, 페라이트의 청정화가 이루어지지 않기 때문에 연신율이 낮고, 가공경화지수가 낮게 되어 냉연강판에서의 가공성이 크게 열화된다. 따라서, 권취온도의 상한값을 700℃로 제한하였다.

그리고, 권취온도가 450℃ 이하가 되면, 마무리 압연후 급냉을 실시하여야 하기 때문에 열연판의 형상이 불량하여 열간압연 후 권취가 어렵게 되므로 그 하한온도를 450℃로 제한하였다.

압하율이 재질에 미치는 영향은 크지 않지만 압하율이 충분하지 않으면 가공성이 낮기 때문에 압하율의 하한을 40%로 하였고, 압하율이 증가하면 결정립이 미세해지고 가공성은 증가하지만, 고강도강의 경우 압하율이 80% 이상이 되면 냉간압연시 압연기의 부하가 크게 걸리기 때문에 압하율 상한을 80%로 설정하였다.

냉간압연이 끝나면 소둔을 실시하는데, 이 때 소둔온도 750-900℃ 범위에서 연속소둔의 냉각과정을 실시한다. 연속소둔은 2상영역에서 실시하여 페라이트내의 고용탄소를 오스테나이트로 방출하여 오스테나이트의 탄소 및 망간의 양을 증가시켜 급냉후 존재하는 오스테나이트의 양을 증가시키기 위하여 그 하한온도와 상한온도를 각각 750℃, 900℃로 제한하였다.

냉각을 개시하기 전에 상기 온도에서 균열처리를 실시함으로써, 페라이트를 청정화하고 오스테나이트의 탄소와 망간을 농화시킨다. 그리고, 오스테나이트의 탄소 양을 더욱 농화시키기 위해서는 2상영역에서 균열가열후 서냉공정이 필요하다. 이는 균열시 형성된 일부 오스테나이트가 초석페라이트로 변태하면서 오스테나이트의 탄소 양을 더욱 증가시키기 때문이다.

이때, 연속소둔의 급냉은 600℃ 이상의 온도에서 실시하여야 하는데, 이는 서냉종점온도가 600℃ 미만이면 다량의 오스테나이트가 페라이트로 변태하고 일부 오스테나이트가 퍼얼라이트로 변태하기 때문이다. 즉, 급냉후 잔류되는 오스테나이트의 양이 감소되어 강도가 감소하고 연신율이 감소하기 때문에 서냉종점온도의 하한을 600℃ 미만으로 설정하였다.

강의 제조에 있어서 서냉구역에서의 냉각속도는 페라이트상의 청정화에 큰역할을 하므로 냉각속도를 가능한 낮추는 것이 유리하다. 서냉영역에서 냉각속도는 오스테나이트가 퍼얼라이트로 변태하지 않을 정도로 가능한 낮게 하여 페라이트내의 탄소를 오스테나이트로 방출시켜야 한다. 즉, 냉각속도가 너무 빠르면 오스테나이트가 페라이트로 충분히 변태되지 않아 페라이트의 청정화가 어렵고, 오스테나이트의 탄소 농화가 충분히 이루어지지 않게 되므로 그 상한 속도를 -7℃/sec로 제한하였다.

급냉영역의 냉각속도는 통상의 급냉속도로 실시하되 -5℃/sec 이상은 유지하여야 한다. 이것은 서냉후 잔류한 오스테나이트를 퍼얼라이트로의 변태없이 과시효공정까지 그대로 잔류시키기 위해서이다. 그리고, 급냉종점온도는 강의 마르텐사이트 변태시작온도(Ms) 이상에서 반드시 유지하여야 한다. 급냉종점온도가 마르텐사이트 변태시작온도 이하로 되면 대부분의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기 때문에 연신율이 크게 감소하는 단점이 있기 때문이다.

발명강의 제조에 있어서 과시효는 연신율을 향상시키는데 중요한 역할을 한다. 이는 과시효공정에서는 급냉후 잔류된 오스테나이트의 일부가 베이나이트로 변태하면서 오스테나이트에 더욱 탄소를 농화시키는 역할을 하기 때문이다. 따라서, 강의 통상 베이나이트 변태온도구간인 500-350℃ 사이에서 과시효가 실시되어져야 한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

하기 [표 1]은 본 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로 용해된 강의 강괴를 1250℃ 가열로에서 한시간 유지한 후 열간압연을 실시하였다. 이때, 열간압연 마무리 온도는 900℃, 권취온도는 550℃로 하였으며, 냉간압하율을 48%로 하여 냉간압연한 후 소둔공정의 냉각개시온도를 800, 830℃로 하여 연속소둔을 실시하였다.

연속소둔시 급냉대의 냉각속도는 -30℃/sec로 하고, 소둔시간은 60초로 하였다. 연속 소둔이 끝난 시편은 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다. 그리고, 백색도 측정은 18wt% HCl 수용액의 85℃에서 5분간 침적한 후 수행되었다. 이때, 백색도 50 이하이면 과산세를 의미한다.

[표 2]는 본 발명강과 비교강의 소둔온도에 따른 기계적 성질의 변화를 나타낸 것이다.

본 발명강 1-2는 인장강도 60kgf/mm²이상, 연신율 30% 이상, 가공경화지수 0.24 이상, 항복강도 × 인장강도 2000 이상으로 고강도이면서도 가공성이 우수한 특성을 보여주고 있다. 인장강도가 높은데 비하여 균일 연신율이 높고 가공경화지수가 높기 때문에 인장가공이 매우 우수하다. 산세시험에서도 백색도가 55 이상으로 산세성이 아주 우수하다.

그러나, 비교강 3의 경우 실리콘의 첨가량이 충분하지 않기 때문에 소둔공정에서 페라이트상의 청정화가 일어나기 어렵고, 상온에서 잔류 오스테나이트의 생성이 어렵기 때문에 연신율이 높지 않고, 가공경화지수가 낮기 때문에 가공성이 좋지 않다. 그리고, 동이 첨가되지 않았기 때문에 내구멍부식성이 나쁘다.

비교강 4의 경우, 망간의 양이 충분하지 않기 때문에 소둔공정에서 균열처리후 급냉시에 쉽게 퍼얼라이트 변태가 일어나 상온에서 잔류하는 오스테나이트의 양이 크게 감소한다. 따라서, 연신율이 낮아서 가공성이 높지 않다. 그리고, 실리콘과 망간의 양이 충분하지 않기 때문에 이들의 고용강화 효과에 의한 60kgf/mm²이상의 인장강도의 확보가 불가능하다.

비교강 5의 경우, 강중에 실리콘은 충분히 첨가되었지만, 인이 충분히 첨가되어 있지 않아 Si+10P의 양이 상대적으로 높지 않다. 강중에 실리콘이 상대적으로 다량 첨가되어 열연강판의 연속산세공정에서 실시하는 플래시버트 용접성을 악화시킨다. 따라서 실리콘 대신 비슷한 효과를 갖는 인 및 동을 첨가하여 같은 효과를 볼 수 있으나, 동과 인의 첨가량이 충분하지 않기 때문에 가공성이 높지 않다. 그리고, 내구멍부식성도 나쁘다. 즉, 비교강 5의 경우 인이 충분히 첨가되지 않았기 때문에 인장강도가 낮고 연신율이 높지 않다.

비교강 6은 탄소와 티타늄의 석출물에 의한 강화가 일어나는 석출경화형 고장력강이다. 석출경화형 고장력강은 인장강도는 높지만 연신율이 낮고, 가공경화지수가 낮기 때문에 고가공용으로 적용하기 어려운 단점이 있다.

[표 1]

발명강과 비교강의 화학성분

[표 2]

발명강과 비교강의 소둔온도에 따른 기계적 성질의 변화

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 내구멍 부식성이 우수하기 때문에 표면처리를 행하지 않고 자동차용 강판으로 상용할 수 있는 장점이 있다. 그리고, 열연강판의 산세특성이 우수하여 냉연강판의 표면이 미려하고, 압연시 조도변화에 의한 판파단을 방지할 수 있고, 통상의 연속소둔라인의 소둔 열사이클을 이용하여 가공성이 우수하고, 내구멍 부식성이 우수하며 플래시버트 용접성이 양호한 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.

Claims (5)

1. 중량%로 탄소 : 0.05 - 0.15%, 질소 : 0.005% 이하, 황 : 0.02% 이하, 망간 : 1.0-2.0%, 실리콘 : 0.5-1.5%, 알루미늄 : 0.03-0.06%, 인 : 0.03-0.12%, 동 : 0.2-1.2%, 니켈 : 0.2-1.2%, Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 원소로 구성되고,

   Si-10P를 1.2% 이상으로 저절한 것을 특징으로 하는 알루미늄 킬드강을 이용한 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가용용 고강도 냉연강판.
2. 중량%로 탄소 : 0.05-0.15%, 질소 : 0.005% 이하, 황 : 0.02% 이하, 망간 : 1.0-2.0%, 실리콘 : 0.5-1.5%, 알루미늄 : 0.03-0.06%, 인 : 0.03-0.12%, 동 : 0.2-1.2%, 니켈 : 0.2-1.2%, Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 원소로 구성되고, Si+10P를 1.2% 이상으로 조절한 알루미늄 킬드강을 1050-1300℃의 온도범위에서 균질화 처리하는 단계와;

   850-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계와,

   450-700℃의 온도범위에서 열연권취하는 단계와,

   40-80%의 냉간압하율로 압연을 실시하는 단계와,

   750-900℃의 온도범위에서 연속소둔의 냉각과정을 실시하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하는 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
3. 제2항에 있어서,

   상기 연속소둔의 냉각과정에서, 서냉영역에서의 냉각속도는 -7℃/sec 이하이고, 급냉영역의 냉각속도는 -5℃/sec 이상으로 유지하는 것을 특징으로 하는 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
4. 제2항에 있어서,

   상기 연속소둔의 냉각과정에서, 급냉개시온도는 600℃ 이상에서 실시하며, 급냉종점온도는 강의 마르텐사이트 변태시작온도(Ms) 이상으로 실시하는 것을 특징으로 하는 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
5. 제2항에 있어서,

   연속소둔의 과시효 처리는 500-350℃의 온도범위에서 실시되는 것을 특징으로 하는 산세성 및 내구멍부식성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.