KR100530049B1

KR100530049B1 - 평면 이방성이 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법

Info

Publication number: KR100530049B1
Application number: KR10-2001-0012538A
Authority: KR
Inventors: 한상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-03-12
Filing date: 2001-03-12
Publication date: 2005-11-22
Also published as: KR20020072623A

Abstract

본 발명은 자동차 내외판용에 사용되는 고성형성 고강도 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 인장강도 35kgf/㎟ 이상, 소성이방성계수(r값)가 2.5 이상이면서 평면이방성 또한 매우 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

중량%로, C: 0.002% 이하, Mn: 0.6~1.0%, P: 0.06~0.1%, S: 0.006% 이하, N: 0.003% 이하, 산가용 Al: 0.04% 이하, Nb: 0.0078~0.015%, B: 0.001% 이하, Ti는 하기 관계식 (2)의 범위를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 열간압연하고 680~720℃에서 권취한 다음, 산세후 77%이상의 압하율로 냉간압연하고, 이어 850℃이상의 온도로 연속소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 평면 이방성이 우수한 초고성형 고강도 강판 제조방법을 기술적 요지로 한다.

[관계식 2]

(48/14×N)+(48/12×C**)≤Ti≤((48/14×N)+(48/32×S)+(48/12×C**))

여기서, C**=C-0.4C*, C*=(12/93)Nb

Description

평면 이방성이 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법{A METHOD FOR MANUFACTURING ULTRA HIGH FORMABILITY AND HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH GOOD PLANAR ANISOTROPY}

본 발명은 자동차 내외판용에 사용되는 고성형성 고강도 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 평면 이방성이 매우 우수한 초고성형성 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 내,외판용 재료로 주로 사용되는 고성형성 고강도 강은, 목적강도 뿐 아니라 성형성 또한 동시 확보가 가능하다는 특성 때문에, 그 적용용도가 매우 급격히 증가되고 있다. 자동차 업계에서도 최근 고객의 요구 및 기호의 다변화에 적극 대응하기 위하여, 보다 높은 강도 및 우수한 성형성을 갖는 강판을 요구하고 있다. 이는 사고로부터 승객의 안전을 도모하고 차체 경량화를 통해 연비향상을 꽤하기 위함이다.

하지만, 강판의 강도증가는 성형성의 악화를 초래하기 때문에, 상기한 두 인자인 강도 및 성형성을 동시에 만족시키기란 매우 어렵다. 따라서, 이와 같은 강판을 제조하기 위해서는 고난이도의 제조기술이 필요하다.

한편, 상기한 초고성형성 고강도를 갖는 강판은 기존의 연질 냉연강판을 대체하기 위하여 개발된 것으로서, 도어, 후드, 펜더, 플로어 등 자동차 내,외판재에 주로 적용되는데, 특히 고성형성을 요구하는 특정 부위의 성형을 위해서는 기본적으로 성형성이 매우 우수하고, 강판의 인장강도 또한 기본적으로 35kgf/㎟이상 확보되어야만 한다. 아울러, 평면이방성도 우수해야 하는데, 여기서 평면이방성이란 재료에서 방향별로 가공성의 차이가 발생하는 정도를 나타내는 값을 말하며, 그 값이 절대값을 기준으로 0에 접근해야 수요가 가공시 재료의 손실이 적다.

상기한 재료특성을 갖는 고성형성 고강도 냉연강판으로서, 공지된 것들은 다음과 같다.

(1) CAMP-ISIJ, Vol.9(1996), p.386에 개시된 Ti첨가 IF강을 이용한 고성형 고강도 냉연강판을 제조방법에서는, Ti첨가 IF강에 고용강화원소인 Mn, P, Si 등을 적절히 첨가한 0.002C-1.5Mn-0.6Si-0.06P-0.04Ti의 성분계를 이용하여 인장강도 45kgf/㎟급 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다고 언급하고 있다. 이 기술은 Mn 함량을 증가시킴에 따라 미세한 Ti₄C₂S₂로부터 조대한 MnS석출로 그 석출양상을 변화시키고 Si를 첨가하여 페라이트 중 C의 함량을 증가시켜 TiC의 석출을 촉진하게 함으로써, 성형성이 우수한 고강도강을 제조하는 것이다. 하지만, 이러한 제조방법에 의해 제조된 강판은 재질특성 측면에서 부적합하다. 즉, 강판의 강도는 어느 정도 만족되지만 근본적으로 소성 이방성 계수인 r값이 1.8정도에 머물러 성형성 확보에 문제가 있다.

(2) '94년도에 개재된 TMS-AIME(1989), p.161에서는, Ti-Mn-P 복합첨가 IF강에서 Mn과 P함량이 증가됨에 따라 인장강도 뿐 아니라, r값 또한 증가하여 r값>2.2, TS≥40kgf/㎟급의 고성형 고강도강 제조가 가능하다고 보고하고 있다. 이를 위해, 열간압연후 350℃ 이하의 극저온 권취(급냉후 350℃, 1hr 유지:권취온도 재현) 및, 소둔재가열시 급속가열 등의 엄격한 제조조건이 요구되며, 또한 성형성 확보에 절대적으로 영향을 미치는 집합조직을 발달시키기 위해서는 열간압연후 표층을 표면연삭해야 한다. 그러나, 이러한 제조기술은 실조업시 많은 문제점을 안고 있다. 즉, 현재설비로 350℃ 이하의 극저온 권취 및 급속가열은 거의 불가능하며, 특히 열연판의 표면 연삭은 실수율저하를 초래하는 것이다.

(3) 일본특개평9-209039에서는, 중량%로, C:0.001~0.01%, Si: 2.0% 이하, P: 0.05~0.2%, Mn: 1.0~4.0%, Mo: 0.005~0.5%, Cu: 0.5~2.5%, Ni: 0~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.007% 이하, B: 0.0005~0.003%을 함유하고 Ti함량을 [(48/12)C + (48/14)N + (48/32)S] ~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, V: 0.01~0.1% 중 한 개 이상의 성분을 함유하는 슬라브를 Ar₃ 변태온도 이상에서 열간 마무리 압연을 행한 후, -20℃/s 이상의 냉각속도에서 450~650℃의 범위에서 권취한 다음 냉간압연 후 800~920℃에서 소둔을 행하여 -5~120℃로 냉각하여 400~650℃에서 0.5~10분간 석출 열처리를 실시하여 성형성이 우수한 고강도 냉연강판을 제조할 수 있음을 제시하고 있다. 하지만, 이러한 제조방법 역시 제조공정이 매우 복잡하고 재질특성 중 성형성 평가지수인 r값이 1.7수준에 머물러 성형성에 문제가 있다.

(4) 일본특허공개공보 JP 94-57372 및 JP 92-000957호에서도 고강도 냉연강판의 제조방법을 제시하고 있는데, 이들 대부분 역시 50ppm 이하의 극저탄소강 성분에 Mn, Si, P 등의 고용강화 원소를 첨가하여 목적강도를 확보하고 어느 정도의 성형성은 확보하고 있으나, 근본적으로 r값 수준이 낮아서 초고성형성이 요구되는 자동차 부품의 적용에는 곤란하다는 문제점을 안고 있다.

(5) 마지막으로, 대한민국특허출원 제99-35104호에서는 성형성 평가지수인 r-값이 2.5이상, 한계드로잉비가 2.4이상인 초고성형 고강도 냉연강판을 개시하고 있는데, 이 경우 역시 성형성은 매우 우수하지만 평면 이방성(Planar Anisotropy, Δr)값이 약 0.4 이상으로 높아서, 수요가 가공시 방향별 가공정도가 달라 재료의 손실이 높다는 결점을 갖고 있다.

이에, 본 발명자는 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 강의 합금성분과 그 함량의 적절한 제어를 통해 인장강도 35kgf/㎟ 이상, 소성이방성계수(r값)가 2.5 이상이면서 평면 이방성 또한 매우 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

중량%로, C: 0.002% 이하, Mn: 0.6~1.0%, P: 0.06~0.1%, S: 0.006% 이하, N: 0.003% 이하, 산가용 Al: 0.04% 이하, Nb: 0.0078~0.015%, B: 0.001% 이하, Ti는 하기 관계식 (2)의 범위를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 열간압연하고 680~720℃에서 권취한 다음, 산세후 77%이상의 압하율로 냉간압연하고, 이어 850℃이상의 온도로 연속소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 평면 이방성이 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.

[관계식 2]

(48/14×N)+(48/12×C**)≤Ti≤((48/14×N)+(48/32×S)+(48/12×C**))

여기서, C**=C-0.4C*, C*=(12/93)Nb

이하, 본 발명의 강 성분 및 제조조건에 대하여 설명한다.

본 발명에서 강중 C는 침입형 고용원소로서, 냉연 및 소둔과정에서 강판의 집합조직형성에 매우 큰 영향을 미친다. 즉, 강중 함유된 고용 탄소량이 많으면, 가공성에 유리하다고 알려진 {111}집합조직의 형성이 저해되고, {110} 및 {100}의 집합조직이 강하게 형성되어 소둔판의 성형성이 저하되기 때문에, 상기 C의 함량은 0.002중량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기 C의 함량이 0.002%를 초과하게 되면, 탄화물로 석출시키기 위한 Ti, Nb 함량이 상대적으로 높아져 재료 원가상승 측면에서 불리할 뿐 아니라, 미세한 TiC석출물이 강중에 다량 분포하게 되어 성형성이 급격히 저하된다.

강중 Mn은 고용강화 효과에 유효한 원소로서, 특히 강중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연시 S에 의한 판파단 발생 및 고온취화를 억제시킨다. 그러나, 그 함량이 0.6중량% 미만인 경우에는 목적하는 강도 상승효과를 얻을 수 없을 뿐 아니라 강중 S를 MnS로 100% 석출시키지 못하기 때문에 성형성 확보에 문제가 있어, 상기한 효과를 얻을 수 없다. 반면, 1.0중량%를 초과하게 되면 목적하는 강도는 확보되나 연신율이 급격히 감소하게 되고 소둔시 Mn산화물이 강판표면으로 심하게 용출되어 표면의 청정도 및 내산화성에 큰 영향을 미친다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.6~1.0중량%로 설정하는 것이 바람직하다.

강중 P는 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도확보에 가장 유리한 원소로서,강중 함량이 높을수록 강도상승에는 유리하지만, 과잉첨가되는 경우 취성파괴 발생의 가능성을 높여 열간압연도중 슬라브의 판파단을 유발할 수 있고, 또한 소둔완료후 결정입계로의 확산 및 편석을 용이하게 하여 성형시 2차 가공취성을 유발하기도 한다.

한편, 본 발명의 발명자는, 강중에 적정 함량의 P이 존재하면 평면 이방성이 매우 우수해지는 것을 발견하고 실험을 거듭한 결과, 상기 P의 함량을 0.06~0.1중량%로 설정하였다. 그 이유는, 강중 P의 함량과 평면 이방성값(Δr)과의 관계를 나타낸 도 1에도 나타난 바와 같이, 평면 이방성값(Δr)은 P함량의 증가에 따라 낮아지는데, 절대값으로 0.2 이하로 관리하기 위해서는, 상기 P의 함량이 0.06wt% 이상인 것이 바람직하기 때문이다. 이와 같이, P함량 증가에 따라 평면 이방성이 개선되는 이유는, 극저탄소 IF강에서는 P첨가에 따라 r 45도 값이 r 0도 값에 비해 높아지기 때문에, 결국 방향별 성형성 평가지수인 소성 이방성 계수 r-값은 유사하게 되어 평면 이방성 개선 효과가 나타나는 것이다. 즉, P첨가에 따른 방향별 r- 값의 변화는 소둔 재결정시 P함량 증가에 따라 가공성 향상에 유리한 {111}집합조직의 형성이 보다 용이하기 때문에, 가공성 개선 효과가 있는 것이다. 그러나, 평면 이방성값(Δr)이 0.1wt%를 초과하는 경우에는 Δr 이 낮아 평면 이방성은 우수하나 r-값이 다시 낮아지기 때문에, 상기 P함량의 상한은 0.1wt%로 설정하는 것이 바람직하다.

S 및 N은 강중 불순물로서 불가피하게 첨가되는 원소들이기 때문에, 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량들을 적게 관리할수록 강의 정련 비용이 높아지기 때문에, 조업조건이 가능한 범위인 S함량은 0.006중량% 이하, N함량은 0.003중량% 이하로 유지되도록 함이 바람직하다.

산가용 Al은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해서 첨가되는 원소로서, 그 함량은 통상 첨가되는 양인 0.04중량% 이하로 관리함이 바람직하다.

강중 B은 2차 가공취성 향상을 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량범위를 0.001wt% 이하로 관리하는 것이 바람직한데, 그 이유는 0.001wt%보다 많이 첨가되는 경우에는 성형성이 열화되기 때문이다.

Nb는 열간압연중 고용 C를 조대한(Ti,Nb)C로 석출시켜, 소둔중 집합조직 형성(특히 r45값)을 유리하게 함으로써 성형성을 향상시키는 원소이다. 그 함량이 0.0078중량% 미만의 경우에는 NbC로 석출되는 량이 적어, 강중 대부분의 C는 TiC로 석출됨에 따라 성형성 향상에 유리하게 작용하는 조대한 (Ti,Nb)C 복합석출물 형성가능성이 적어져 r값 향상에 기여하지 못한다. 또한, 상기Nb의 함량이 0.015중량%를 초과하게 되면 반대로 NbC로의 석출가능성이 높아짐에 따라 역시 (Ti,Nb)C로의 석출가능성이 상대적으로 적어지기 때문에, 상기 Nb의 함량은 0.0078∼0.015%로 설정하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명에서는 상기 Nb에 의해 석출되는 C의 함량을 최적화하고, 이를 이용해 강중 적정 Ti의 함량을 도출한 것에 특징이 있다. 즉, Nb에 석출되는 C의 양(이하, C*라 함)이 0.001~0.002wt%를 만족하도록, 상기 Nb의 함량을 고려해 하기 관계식 (1)을 도출해내고, 이를 이용하여 강중 적정 Ti의 함량식인 하기 관계식 (2)를 도출해낸 것이다.

[관계식 1]

C*=(12/93)Nb

(여기서, C*는 바람직하게는 0.001~0.002wt%)

[관계식 2]

(48/14×N)+(48/12×C**)≤Ti≤((48/14×N)+(48/32×S)+(48/12×C**))

여기서, C**=C-0.4C*, C*=(12/93)Nb

상기 관계식 (1)에서 C*가 0.001중량% 미만인 경우에는 C가 NbC로 석출되는 양이 적고 대부분 TiC로 석출됨에 따라 성형성 향상에 유리하게 작용하는 조대한 (Ti, Nb)C 복합석출물의 형성가능성이 적게 되며, 0.002중량%를 초과하게 되면 반대로 C가 NbC로 석출가능성이 높아짐에 따라 (Ti, Nb)C 복합석출물의 양이 상대적으로 적어져 성형성이 열화되기 때문에 바람직하지 못하다.

한편, Ti 함량범위는 상기 관계식 (2)를 통해 도출해내는 것이 바람직한데, 상기 관계식 (2)는 최종적으로 석출되고 남은 C 그리고, N, S과의 관계를 고려한 것이며, 상기 관계식 (2)에서 C**는 강중 총 C함량에서 NbC로 석출되고 남은 C함량을 의미하는 것으로, 하기 관계식 (3)에 의해 결정된다.

[관계식 3]

C**=C-αC*

여기서, α는 상수인데, 실제 조업에서 고온석출물인 NbC가 석출되는 양을 의미한다. 보통 NbC가 약 40% 정도 석출되므로 상기 관계식 (3)에서 상수 α는 0.4로 할 수 있다.

상기 Ti의 함량이 (48/14×N)+(48/12×C**)보다 적게 첨가되는 경우에는 강중 고용C 및 N를 효과적으로 석출시키지 못하여 고용원소들이 잔류함에 따라 목적하는 성형성이 확보되지 못하기 때문에 바람직하지 않고, 그 함량이 ((48/14×N)+(48/32×S)+(48/12×C**))를 초과하게 되면 고용C 및 N와 결합하고 남은 잉여 Ti이 미세한 FeTiP의 석출물을 형성하게 됨에 따라 성형성을 저해하기 때문에 바람직하지 못하다.

한편, 상기 Ti의 함량은 보다 바람직하게는 0.015∼0.026%로 설정하는 것이 좋다.

상기와 같이 조성된 강은 통상의 방법으로 열간압연한 다음 680~720℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직한데, 그 이유는 680℃보다 낮은 온도에서 권취하면 고용 C을 완전히 석출하지 못하고, 720℃보다 높은 온도에서 권취하면 고온의 스케일이 형성되기 때문이다.

이어서, 산세 및 냉간압연하는데, 이때 냉간 압하율은 높을수록 성형성에 유리하지만 현장 조업이 가능한 77%이상에서 행하는 것이 바람직하다.

그 후, 연속식 소둔로에서 850℃의 온도로 소둔을 행하는 것이 바람직한데,이때 상기 소둔온도범위는 통상 작업이 용이한 온도구간을 설정한 것으로서, 이보다 낮은 온도는 재결정 성장 둔화로 인한 성형성 확보에 문제가 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

실시예

하기 표 1과 같이 조성되는 강의 슬라브를 연속주조하여 제조한 다음 통상의 방법으로 열간압연 및 산세한 후, 하기 표 2에 나타난 바와 같이, 조건을 달리하여 권취, 냉간압연, 및 소둔열처리를 실시하였다. 이 때, 소둔열처리는 각 시편에 대하여 열처리 시뮬레이터를 이용하여 실시하였고, 그 후 , 소둔판 재질 특성은, ○: 우수 △: 보통 ×:불량으로 구분하여 평가하였다.

구분	강 성분(중량%)
구분	C	Mn	P	S	N	Ti	Nb	B
발명강1	0.0020	0.6	0.1	0.0055	0.0028	0.018	0.008	0.0004
발명강2	0.0018	0.8	0.08	0.0054	0.0027	0.019	0.009	0.0009
비교강1	0.0018	0.7	0.05	0.0052	0.0028	0.021	0.011	0.0006

구분	사용강종	권취온도(℃)	냉간압하율(%)	소둔온도(℃)	재질특성
구분	사용강종	권취온도(℃)	냉간압하율(%)	소둔온도(℃)	인장강도(kgf/㎟)	r-값	성형성	Δr
발명예1	발명강1	710	78	850	36.2	2.52	○	0.15
비교예1		712	78	840	36.8	2.35	△	0.1
발명예2		690	78	855	36.4	2.51	○	0.13
비교예2	발명강2	630	78	835	35.4	2.12	△	0.08
비교예3		710	67	850	35.2	2.25	△	0.15
발명예3		705	78	860	35.3	2.53	○	0.13
비교예4	비교강1	715	78	855	33.1	2.51	○	0.42
비교예5	비교강1	710	78	850	33.8	2.55	○	0.45

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명예(1)~(3)은 성형시 크랙발생이 없는 조건인 인장강도≥35kgf/mm², r값≥ 2.5, Δr:0.2이하를 모두 만족하고 있는 것을 알 수 있다

그러나, 본 발명의 강 성분을 모두 만족해도 제조조건에 벗어난 비교예(1)~(3)의 경우에는, 인장강도≥35kgf/mm², r값≥ 2.5, △r :0.2이하의 조건중 어느 하나가 만족되지 않음을 볼 수 있다.

또한, 비교강(1)을 이용하여 제조된 비교예(4),(5)는 모두 r값이 2.5이상이고 성형성은 우수하나, 평면 이방성을 나타내는 △r 값이 0.2 이상으로 높았다.

상기한 바와 같은 본 발명에 의하면, 성형시 크랙발생이 없는 고강도 강판을 제조할 수 있기 때문에, 초고성형성 및 고강도의 재질특성을 요하는 곳에 사용될 수 있는 효과가 있는 것이다.

도1은 P함량과 평면 이방성과의 관계를 나타내는 그래프

Claims

중량%로, C: 0.002% 이하, Mn: 0.6~1.0%, P: 0.06~0.1%, S: 0.006% 이하, N: 0.003% 이하, 산가용 Al: 0.04% 이하, Nb: 0.0078~0.015%, B: 0.001% 이하, Ti는 하기 관계식 (2)의 범위를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 열간압연하고 680~720℃에서 권취한 다음, 산세후 77%이상의 압하율로 냉간압연하고, 이어 850℃이상의 온도로 연속소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 평면 이방성이 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법

[관계식 2]

(48/14×N)+(48/12×C**)≤Ti≤((48/14×N)+(48/32×S)+(48/12×C**))

여기서, C**=C-0.4C*, C*=(12/93)Nb