KR100496532B1 - 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100496532B1
KR100496532B1 KR10-2000-0074121A KR20000074121A KR100496532B1 KR 100496532 B1 KR100496532 B1 KR 100496532B1 KR 20000074121 A KR20000074121 A KR 20000074121A KR 100496532 B1 KR100496532 B1 KR 100496532B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hardening
less
rolled steel
cold rolled
steel sheet
Prior art date
Application number
KR10-2000-0074121A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20020044880A (ko
Inventor
한성호
김성진
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR10-2000-0074121A priority Critical patent/KR100496532B1/ko
Publication of KR20020044880A publication Critical patent/KR20020044880A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100496532B1 publication Critical patent/KR100496532B1/ko

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/16—Control of thickness, width, diameter or other transverse dimensions
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/228—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length skin pass rolling or temper rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B15/00—Arrangements for performing additional metal-working operations specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B2015/0057—Coiling the rolled product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B2261/00—Product parameters
    • B21B2261/20—Temperature
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B2265/00—Forming parameters
    • B21B2265/14—Reduction rate

Abstract

본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 탄질화물 형성원소인 Nb을 적정수준으로 첨가하여 소둔후 서냉처리를 행하더라도 적정 소부경화성을 확보할 수 있고 또한, 38% 이상의 우수한 연신율을 제공할 수 있는 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C : 0.0018~0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0030% 이하, Nb : 0.008~0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 연신율이 38%이상인 성형성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 및 그 제조방법을 기술적 요지로 한다.

Description

성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법{A BAKE-HARDENABLE COLD ROLLED STEEL SHEET WITH SUPERIOR FORMABILITY, AND A METHOD FOR MANUFACTURING IT}
본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강중 Nb을 적정량 첨가하고 제조공정중 연속소둔온도를 제어함으로써, 38% 이상의 우수한 연신율 및 성형성을 확보할 수 있는 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 연비향상 및 차체의 경량화를 목적으로, 차체에 고강도강판을 사용하여 판두께를 감소시키고 내덴트성을 향상시키려는 노력이 진행되고 있다.
한편, 자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 우수한 항복강도 및 인장강도, 양호한 프레스 성형성, 스폿트(spot) 용접성, 피로특성 등이 있는데, 일반적으로 강도와 가공성은 서로 상반된 특징을 나타내며, 이러한 두가지 특성을 만족할 수 있는 강판이 요구된다. 이와 같은 강판으로는, 크게 복합조직형 냉연강판과 소부경화형 냉연강판을 들 수 있다.
복합조직형 냉연강판은, 인장강도 40kgf/㎟급 이상에서는 일반적으로 용이하게 제조할 수 있고 자동차용 소재에 있어서 스트레칭성(stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높지만, 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균 r치가 낮으며, 망간, 크롬 등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가가 높은 단점이 있다.
그러나, 소부경화형 냉연강판은 인장강도 40kgf/㎟급 이하에서도, 프레스 성형시 연질강판에 가까운 항복강도를 가지므로 연성이 우수하고, 프레스 성형후 도장소부처리시 저절로 항복강도가 상승하기 때문에, 강도가 증가하면 성형성이 악화되는 종래의 냉연강판에 비해 매우 이상적인 강으로 주목 받고 있다.
상기 소부경화는, 강중에 고용된 침입형 원소인 탄소나 질소가 변형과정에서 생성된 전위를 고착하여 발생되는 일종의 변형시효를 이용한 것으로, 고용탄소 및 질소가 증가하면 소부경화량은 증가하나, 고용원소가 많으면 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하므로, 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.
한편, 일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판은, 저탄소 P첨가 Al-killed강을 단지 저온권취(즉. 열연 권취온도가 400~500℃ 온도범위의 권취)하고, 상소둔에 의해 소부경화량을 약 4-5kgf/㎟로 하여 제조하였는데, 이와 같은 상소둔법을 이용하면 성형성 및 소부경화성을 보다 용이하게 얻을 수 있다. 반면, 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우, 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보는 용이지만, 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어, 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 그 사용이 제한되고 있다.
최근에는, 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 고용원소를 적정량으로 제어하여 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판을 제조하는 것이 가능해졌는데, 특히 Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판은, 내덴트성이 필요한 자동차 외판재 용으로 그 사용이 증가되는 추세에 있다.
일례로, 일본 특공소61-026757호는, C: 0.0005~0.015%, S+N ≤0.05%, Ti, 및 Ti, Nb복합첨가 극저탄소 냉연강판을 개시하고 있고, 일본 특공소57-89437호는 C: 0.010%이하인 Ti첨가 강을 사용하여 소부경화량이 약 4kgf/mm2이상인 강의 제조방법을 개시하고 있는데, 이들은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 제어하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하고 있다. 그러나, Ti 또는 Ti, Nb 복합첨가강의 경우, 적정 소부경화량의 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti 및 N, S의 엄격한 제어가 필요하게 되므로, 원가상승의 문제가 발생한다. 또한, 상기 Nb첨가강의 경우 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승이 예상되는 문제도 있다.
한편, 일본 특공소57-192225에서는 C: 0.008~0.02%, Mn: 0.04~1.2% 이면서 Nb함량을 1×C%~5×C%의 범위로 제어한 Nb첨가 극저탄소강에 관한 기술을 제안하고 있고, 또한 일본특공소57-31827에서는 C: 0.007%이하에서 Ti를 48/14(N-0.002%)〈 Ti ≤(48/14)N으로 제어하고 Nb함량을 93/12(C%-0.002%)〈 Nb≤93/12(C%-0.001%) 또는 0.02%이하로 제어한 Ti-Nb복합 첨가 극저탄소강을, 일본 특공소60-77957에서는 C: 0.003%, B: 0.0085~0.03% 첨가한 Nb-B복합 첨가 극저탄소강을, 일본 특공소58-84929에서는 C: 0.01%이하, B/N이 0.5~1.6이면서 Nb/C 원자비를 0.5~4로 제어한 Nb-B 복합첨가 극저탄소강의 제조방법에 대해 개시하고 있다.
그러나, 이러한 기술들은 NbC 또는 BN석출물을 이용하여 성형성과 더불어 적정한 소부경화성을 부여하고자 하였으나, 평균r치가 1.8수준으로 낮았고, 또한 보다 우수한 성형성 향상을 위해서는 B을 첨가하거나 슬라브재 가열온도(SRT)를 1100℃이하로 관리해야 할 뿐 아니라, NbC석출물의 재용해에 의해 소부경화성을 부여하기 때문에, 균열소둔후 냉각시 재석출을 방지하기 위해 소둔후 즉시 70℃/s이상의 급냉처리를 해야 하는 문제가 있다. 이러한 저온 SRT는 슬라브의 혼립조직을 발생시켜 향후 열간압연시 열연강판의 상하(top & end)부에 조직이 불균일하게 될 가능성이 있다. 또한, B은 성형성 향상에 유리한 원소라고 알려져 있으나 제강단계에서 적정 성분의 관리가 매우 어려우며 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.
한편, 최근에는 강중 Nb, V를 적정량 첨가하여 NbC, VC석출물을 형성함으로써, 열간압연단계에서 고용원소를 완전히 제거하고, 소둔공정에서 상기 NbC 및 VC 석출물을 재용해시켜서 고용탄소를 확보하는 기술도 제시되고 있다. 이 기술에서는 낮은 소둔온도를 낮추어도 고용탄소를 확보하여 적정 소부경화성을 부여할 수 있는 장점이 있다. 그러나, Nb-V계 강은 Nb 단독 첨가강보다 강중 석출물의 밀도가 크기 때문에, 소둔시 이들 석출물에 의한 결정립성장이 방해되어 연신율이 저하하게 되는 문제가 발생한다.
이에 본 발명자들은, 상기한 종래 기술들의 제반 문제점을 해결하기 위하여, 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 탄질화물 형성원소인 Nb을 적정수준으로 첨가하여 소둔후 서냉처리를 행하더라도 적정 소부경화성을 확보할 수 있고 또한, 38% 이상의 우수한 연신율을 제공할 수 있는 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C : 0.0018~0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0030% 이하, Nb : 0.008~0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200℃이상에서 균질화 열처리하고 900~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후 700~750℃의 온도범위에서 권취하고, 75~80%의 압연율로 냉간압연한 다음 850~870℃의 온도범위에서 연속소둔하고, 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 성형성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은, 중량%로, C : 0.0018~0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0030% 이하, Nb : 0.008~0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 연신율이 38%이상인 성형성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명의 발명자들은, 적정 소부경화성을 확보하면서도 연신율이 우수한 강종에 대해 연구한 결과, Nb-V계 강 대신 Nb계 강종을 이용해 VC 석출물에 의한 결정립성장 억제를 방지하고 강중 C의 함량을 낮추면 가능하다는 점에 착안하여, 본 발명을 완성시킨 것이다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 제조조건에 대하여 설명한다.
C는 고용강화 및 소부경화성을 나타내는 원소로서, 본 발명에서는 강중 V가 첨가되지 않아 고용탄소 제거효과를 기대할 수 없으므로, 그 함량을 Nb-V계 강보다 낮추어야 한다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.0018~0.0025%로 설정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 그 함량이 0.0018%미만이면 인장강도가 부족하게 되고, 절대 C량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않고, 0.0025%이상이면 850~870℃의 소둔공정에서 NbC석출물로부터 재용해되는 C와, 열연단계에서 NbC로 석출하지 못한 C의 량이 과다하게 되어, 소부경화성이 매우 높고 상온 내시효성도 확보되지 않기 때문이다. 이로 인해, 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로 성형성과 연성이 저하되는 문제가 있다.
Si은 강도를 증가시키는 원소로서, 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로, 그 첨가량을 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키고, 강중 S을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 역할을 하는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.07%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.2%이상 첨가될 경우, Mn-C 다이폴(dipole)이 형성되어 성형성이 저하하고, 소부경화성이 감소하여 평균r치 2.0이상의 냉연강판을 제조할 수 없게 되며, 고용강화에 의해 강도가 급격히 증가한다. 따라서, 그 첨가량을 0.07-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
P은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키며, 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 한다. 특히, 소부경화성의 영향측면에서, C와의 싸이트경쟁(site competition)효과에 의해, 그 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내기 때문에, 상기 P의 함량은 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.08%이상 첨가하는 경우 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P량의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취하시키는 등 연성의 현저한 저하가 발생하게 된다. 따라서, 그 첨가량은 0.05~0.08%로 설정하는 것이 바람직하다.
S은 고온에서 MnS의 황화물로 석출되는 원소이나, 그 함량이 과다한 경우 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킨다. 또한, S의 함량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도, S함량이 많으면 과도한 MnS석출물에 의한 재질열화로 인해, 2.0이상의 평균r치를 확보하기가 어려우므로, 그 첨가량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al은 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로, 그 함량이 0.02%미만이면 강중에 산화개재물이 많아져 가공성이 열화되는 등 기계적 성질에 불리하며, 특히 고용질소를 완전히 AlN으로 석출시키지 못하게 되어 고용질소에 의한 시효열화를 유발하게 된다. 또한, 0.06%이상으로 과다하게 첨가되면, 고용질소를 AlN으로 완전히 석출시켜 질소에 의한 시효열화는 방지될 수 있으나, 재질의 경화 및 제조비용의 상승을 초래하게 된다. 따라서, 상기 Sol.Al의 함량은 0.02-0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
N는 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재하여 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로, Al에 의해 고정할 필요가 있다. 그러나, 그 함량이 0.0030%이상이면 고용질소를 제거시키기 위한 Al의 함량이 증가하게 되어 재질을 경화시키고 또한 제조비용 상승을 초래하게 되므로, 그 함량을 0.0030% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb는 C와 결합해 NbC석출물을 석출시켜 강도를 증가시키고 성형성을 향상시키는 역활을 한다. 그러나, 그 함량이 0.012%이상이면, 과도한 NbC 석출물의 형성과 더불어 NbC 석출물의 재용해온도가 상승하기 때문에, 850~870℃의 소둔온도에서 NbC 석출물이 재용해되지 못하여 강중에 적정 고용탄소량의 확보가 매우 어렵다. 이 경우, NbC 석출물의 재용해를 통해 적정량의 고용탄소량을 확보하기 위해서는, 소둔온도를 870℃이상으로 증가시켜야 하는데, 소둔온도를 증가시키면 소둔시 버클링(buckling) 등의 작업성 악화를 유발하게 된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.012% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Nb의 함량이 0.008%미만이면, 본 발명에서 제시한 C성분 범위에서는 Nb가 C를 충분히 고정시키지 못하게 되어 열연단계에서부터 강중에 고용탄소를 다량 함유하게 되므로, 특수원소를 첨가하지 않은 일반 극저탄소 Al-Killed강과 같이 소부경화성은 커지지만, 평균r치 2.0이상의 고성형 소부경화강을 제조하기가 어렵다. 또한, 과다한 고용탄소로 인해 상온 내시효성의 확보가 불가능해 진다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.008~0.012%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성된 강 슬라브는 오스테나이트조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃이상에서 가열한 후, Ar3온도직상인 900~950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리한다. 상기 슬라브가열온도가 1200℃미만이면, 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립으로 되지 못하여 혼립이 발생하게 되므로, 재질의 열화가 초래된다. 상기 열연마무리 온도가 900℃미만이면, 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 또한, 950℃이상이면, 현저한 조대립이 발생하여 가공후 표면에 오렌지 필(orange peel) 등의 결함이 생기기 쉽다.
상기 열간압연후 열연판에 잔존하는 고용탄소에 의한 성형성악화를 방지하기 위해, 700~750℃의 온도범위에서 고온권취를 하는데, 그 온도가 750℃를 초과할 경우 이상립 성장이 발생하여 양호한 재질을 얻을 수 없으며, 700℃미만이면 열연조직이 세립화되어 항복강도가 상승하고 성형성이 열화되는 문제가 있다.
그 후, 통상의 방법으로 산세한 다음, 75~80%의 압연율로 냉간압연을 행한다. 즉, 본 발명에서 요구하는 2.0이상의 평균r치를 확보하기 위해서는, 상기 냉간압연율이 75%이상으로 되어야 하는 것이다. 즉, 냉간압연율이 75%미만이면 강중에 평균 r치에 영향을 주는 집합조직의 형성에 필요한 구동력이 작아, 2.0이상의 충분한 성형성 확보가 어렵다. 그러나, 냉간압연율이 80%이상이면, 집합조직을 형성시킬 수 있는 구동력은 증가하나 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기가 매우 미세해져 오히려 재질의 경화를 초래하게 되기 때문에, 바람직하지 못하다.
한편, 본 발명은 균열소둔후 서냉공정에서 석출되는 NbC 석출물의 존재여부에 관계없이 열연단계에서부터 일정량의 고용탄소를 잔존시켜 소부경화성을 확보하기 때문에, 소둔온도가 소부경화성에 미치는 영향은 무시할 수 있다. 따라서, 소둔온도는 성형성 측면에서 고려하여야 한다. 즉, 상기 냉간압연이 완료된 냉연강판을 연속소둔하는데, 본 발명에서는 NbC 석출물의 재용해에 의해 고용탄소를 확보함으로써 연신율의 증가를 도모하므로, 850~870℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 소둔온도가 850℃미만이면, 재결정 집합조직의 발달이 다소 약해 평균r치를 2.0이상으로 확보하기가 어렵고, 870℃이상이면 평균r치는 향상되지만, 과도한 소둔온도의 증가로 인해 실제 제조시 설비상의 문제, 즉, 고온소둔에 따른 강판의 텐션(tension)부여문제 및 고온버너(burner)의 개발 등의 문제가 발생하기 때문이다. 또한, 소둔온도가 높으면 고온소둔으로 NbC 석출물의 재용해가 매우 활발해져 강중 고용탄소량이 증가하여 소부경화성이 본 발명강에서 제시한 3~6kgf/mm2이상으로 되기 때문에, 내시효성이 열화하는 문제가 발생한다.
이후, 적정 소부경화성과 상온 내시효성을 확보하기 위하여, 조질압연을 행하는데, 상기 조질압연율이 1.3%미만이면, 상온유지시 단시간내에 시효가 발생하여 항복강도가 증가하고 프레스가공에 치명적인 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)이 발생하고, 2.0%이상이면 상온 내시효성은 충분히 확보될 수 있으나, 과다한 조질압연에 의한 가공경화가 발생하여 재질이 열화되므로, 우수한 성형성을 가진 연질의 소부경화형 냉연강판을 얻을 수 없다. 따라서, 상기 조질 압연은 1.3~2.0%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 방법으로 제조된 본 발명의 냉연강판은, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 연신율이 38%이상인 고강도 소부경화형 냉연강판으로 된다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 열간압연하고 75%의 압하율로 냉간압연한 후, 850℃의 온도에서 연속소둔한 다음, 1.5%의 압하율로 조질압연하였다. 그 후, 기계적 특성 및 r값, 소부경화량, 항복점 연신율을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 성분으로 제조된 발명예(1)~(4)는, 재질실적이 모두 우수하였고, 특히 연신율이 모두 38% 이었다.
한편, S의 함량이 다소 높은 비교예(1)의 경우에는, 과도한 MnS 석출물이 형성되어 평균r치가 1.91이었다. C함량이 매우 적은 비교예(2)의 경우에는, 평균r치는 2.0이상을 확보할 수 있었으나 강중 고용탄소함량의 절대치부족으로 소부경화성은 전혀 얻어지지 않았다. 또한, Mn이 과잉첨가된 비교예(3)의 경우에는 과도한 MnS이 형성되어 재질열화 뿐만아니라 Mn-C 다이폴의 형성으로 평균r치가 다소 열화하였다. 비교예(4)는 C의 함량이 많아 고용탄소가 매우 증가하여 소부경화량이 약 6.4kgf/mm2으로 매우 높아 100℃, 1hr시효처리후의 항복점 연신율이 0.7%로서 상온 내시효성의 열화가 발생하였다. 또한, 항복강도가 28kgf/mm2수준으로 매우 증가하여 자동차사의 프레스가공시 스프링 백(spring back)과 같은 결함이 발생할 가능성이 있으며 평균r치도 본 발명강의 규제조건을 벗어났다. 비교예(5)는 Nb함량이 0.013%로서 다소 높아 소부경화성이 감소하였다. 그럼에도 소부경화량이 2.6kgf/mm2으로 나타난 것은 Nb첨가에 의해 C의 고정이 충분히 많더라도 N의 함량이 본 발명강의 규제범위인 0.003%이상인 0.0046%로 매우 높아 AlN석출물을 형성하고 남은 고용질소가 소부경화성에 영향을 미친 것으로 보인다. N는 C와 같이 침입형 고용원소로서 그 함량이 증가할수록 소부경화성이 증가하지만, 강중 확산속도가 매우 크기 때문에 상온 내시효성의 열화가 발생하기 쉽기 때문에, N는 반드시 적정함량이하로 첨가하여 Al에 의한 석출물로서 고정시킬 필요가 있다. 따라서, 비교예(5)에 있어서, 소부경화량이 2.6kgf/mm2으로 나타난 것은 과도한 N첨가에 기인한 것이기 때문에, N를 현 수준보다 낮게 첨가하면 소부경화량은 보다 낮게 나타날 것으로 예상된다.
한편, 비교예(6)은 Nb-V계 강 성분을 갖는 것으로서, 강중 C가 다량 첨가된 것을 알 수 있다. 이 경우, 다른 재질실적은 본 발명예와 거의 유사하지만, V가 첨가되어 연신율이 34.6%로 낮았다. 또한, 비교예(7)은 강중 V이 다량 첨가되어 VC석출물이 증가되고, 이로 인해 소둔공정에서 VC 재용해에 의한 고용탄소의 확보가 어려웠기 때문에, 소부경화량이 1.6kgf/㎟로 낮은 것을 알 수 있다.
상기한 바와 같은 본 발명에 의하면, 평균 r값이 2.0 이상으로 성형성이 우수하고 연신율도 38% 이상인 인장강도 35kgf/㎟급 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있어서, 자동차의 내외판재 등에 적용할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

  1. 중량%로, C : 0.0018~0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0030% 이하, Nb : 0.008~0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200℃이상에서 균질화 열처리하고 900~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후 700~750℃의 온도범위에서 권취하고, 75~80%의 압연율로 냉간압연한 다음 850~870℃의 온도범위에서 연속소둔하고, 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 성형성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법
  2. 중량%로, C : 0.0018~0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0030% 이하, Nb : 0.008~0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 연신율이 38%이상인 성형성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판
KR10-2000-0074121A 2000-12-07 2000-12-07 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 KR100496532B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2000-0074121A KR100496532B1 (ko) 2000-12-07 2000-12-07 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2000-0074121A KR100496532B1 (ko) 2000-12-07 2000-12-07 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20020044880A KR20020044880A (ko) 2002-06-19
KR100496532B1 true KR100496532B1 (ko) 2005-06-22

Family

ID=27680193

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-2000-0074121A KR100496532B1 (ko) 2000-12-07 2000-12-07 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100496532B1 (ko)

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171351A (ja) * 1991-12-25 1993-07-09 Nkk Corp 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法
KR950028834A (ko) * 1994-04-30 1995-11-22 김만제 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판의 제조방법
KR960021198A (ko) * 1994-12-22 1996-07-18 김만제 우수한 성형성과 소부경화성을 가진 냉연강판 제조방법
KR970043289A (ko) * 1995-12-30 1997-07-26 김종진 성형성과 소부경화성이 우수한 유기피복형 냉연강판의 제조방법
KR19990034162A (ko) * 1997-10-28 1999-05-15 이구택 성형성이 우수한 소부경화형 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR20000015389A (ko) * 1998-08-28 2000-03-15 이구택 성형성과 소부경화성이 우수한 연질냉연강판 제조방법
KR20000038789A (ko) * 1998-12-09 2000-07-05 이구택 성형성이 우수한 고강도냉연강판의 제조방법
KR20000038942A (ko) * 1998-12-10 2000-07-05 이구택 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20020040214A (ko) * 2000-11-24 2002-05-30 이구택 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171351A (ja) * 1991-12-25 1993-07-09 Nkk Corp 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法
KR950028834A (ko) * 1994-04-30 1995-11-22 김만제 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판의 제조방법
KR960021198A (ko) * 1994-12-22 1996-07-18 김만제 우수한 성형성과 소부경화성을 가진 냉연강판 제조방법
KR970043289A (ko) * 1995-12-30 1997-07-26 김종진 성형성과 소부경화성이 우수한 유기피복형 냉연강판의 제조방법
KR100256371B1 (ko) * 1995-12-30 2000-05-15 이구택 성형성과 소부경화성이 우수한 유기피복형 냉연강판의 제조방법
KR19990034162A (ko) * 1997-10-28 1999-05-15 이구택 성형성이 우수한 소부경화형 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR20000015389A (ko) * 1998-08-28 2000-03-15 이구택 성형성과 소부경화성이 우수한 연질냉연강판 제조방법
KR20000038789A (ko) * 1998-12-09 2000-07-05 이구택 성형성이 우수한 고강도냉연강판의 제조방법
KR20000038942A (ko) * 1998-12-10 2000-07-05 이구택 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20020040214A (ko) * 2000-11-24 2002-05-30 이구택 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20020044880A (ko) 2002-06-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100723181B1 (ko) 성형성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법
KR20080061855A (ko) 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판
WO2006118423A1 (en) Cold rolled steel sheet having superior formability , process for producing the same
KR100946064B1 (ko) 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의제조방법
KR100470640B1 (ko) 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR100478726B1 (ko) 고성형 연질 소부경화형 냉연강판 제조방법
KR100496532B1 (ko) 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR0143469B1 (ko) 성형성 및 소부경화성이 우수한 상소둔형 냉연강판 제조방법
KR100544617B1 (ko) 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR100544618B1 (ko) 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판 및그 제조방법
KR20130046933A (ko) 냉연강판 및 그 제조 방법
KR100276277B1 (ko) 가공성 및 내시효성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR100325109B1 (ko) 성형성이개선된소부경화형저탄소냉연강판의제조방법
KR100273846B1 (ko) 상온 내시효성과 성형성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR101126012B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR100920598B1 (ko) 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및냉연강판의 제조방법
KR101143116B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR20090070148A (ko) 가공성 및 표면품질이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR20050054221A (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR20050055612A (ko) 가공성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그 제조방법
KR20090070505A (ko) 드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130603

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140612

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150608

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160610

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170607

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190612

Year of fee payment: 15