KR100544617B1 - 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100544617B1
KR100544617B1 KR1020010083741A KR20010083741A KR100544617B1 KR 100544617 B1 KR100544617 B1 KR 100544617B1 KR 1020010083741 A KR1020010083741 A KR 1020010083741A KR 20010083741 A KR20010083741 A KR 20010083741A KR 100544617 B1 KR100544617 B1 KR 100544617B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
steel sheet
hardening
cold rolled
content
Prior art date
Application number
KR1020010083741A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20030053751A (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 KR1020010083741A priority Critical patent/KR100544617B1/ko
Publication of KR20030053751A publication Critical patent/KR20030053751A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100544617B1 publication Critical patent/KR100544617B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 자동차의 외판재등에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, Nb첨가 극저탄소강에서 Al과 N 함량을 적절히 제어하여 결정립을 미세화시킴으로써 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화강을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
본 발명은 중량%로 C : 0.002-0.003%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07-0.2%, P : 0.05-0.08%, S : 0.008% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.05-0.1%, N : 0.005-0.01%, Nb : 0.008-0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 평균r치가 1.6이상이고 동시에 인장강도가 35kgf/mm2급이고, 그리고 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
내시효성, 고강도, 소부경화성, 냉연강판, 결정립미세화

Description

고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법{High Strength Cold Rolled Steel Sheet with Excellent Bake Hardenability, and Method for Manufacturing the Steel Sheet}
본 발명은 자동차의 외판재등에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 평균r치 기준으로 1.6이상이며 상온 내시효성이 우수한 인장강도 35kgf/mm2급 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 연비향상과 차체의 경량화를 목적으로 차체에 고강도강판을 사용함으로써 판두께 감소와 더불어 내덴트성을 향상시키고자 하는 요구가 한층 커지고 있다.
자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 항복강도, 인장강도, 양호한 프레스 성형성, 스폿트(spot) 용접성, 피로특성 등이 있다.
일반적으로 강판은 강도와 가공성이 서로 상반된 특징을 나타내는 것이 보통이다.
이러한 두가지 특성을 만족할 수 있는 강으로서 크게 복합조직형 냉연강판과 소 부경화형 냉연강판이 있다.
일반적으로 용이하게 제조할 수 있는 복합조직강은 인장강도가 40kgf/mm2급 이상으로 자동차에 사용되는 소재로는 높은 인장강도에 비해 스트레칭성(stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높으나 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균r치가 낮으며 망간, 크롬등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가의 상승을 초래한다.
그러나, 소부경화강은 인장강도 40kgf/mm2이하인 강에서 프레스 성형시 연질강판에 가까운 항복강도를 가지므로 연성이 우수하며 프레스 성형후 도장소부처리시 저절로 항복강도가 상승하는 강으로서 강도가 증가하면 성형성이 악화되는 종래의 냉연강판에 비해 매우 이상적인 강으로 주목 받고 있다.
소부경화는 강중에 고용된 침입형 원소인 탄소나 질소가 변형과정에서 생성된 전위를 고착하여 발생되는 일종의 변형시효를 이용한 것으로 고용탄소 및 질소가 증가하면 소부경화량은 증가하나 고용원소의 과다로 인해 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하게 되므로 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판의 제조방법으로는 저탄소 P첨가 Al-killed강을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400-500℃ 온도범위인 저온권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 4-5kgf/mm2 정도인 강을 제조하는 방법이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이한 때문이었다.
연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 제한되고 있다.
최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고 Ti 또는 Nb등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 증가 추세에 있다.
일본 특허공보 (소) 61-026757호에는 C 0.0005-0.015%, S+N 함량≤005%의 Ti 및 Ti, Nb복합첨가 극저탄소 냉연강판이 제시되어 있고, 또는 일본 특허공보 (소) 57-089437호에는 C 0.010%이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 4kgf/mm2이상인 강의 제조방법이 제시되어 있다.
이 기술들은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시의 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 조절하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것이다.
그러나, 상기한Ti 또는 Ti, Nb 복합첨가강의 경우에는 적정 소부경화량의 확보를 위하여 제강공정에서 Ti 및 질소, 황의 엄격한 제어가 필요하게 되므로 원가상승의 문제가 발생한다.
또한, 상기 특허에서의 Nb첨가강의 경우 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승이 예상되며, 특히 강중의 고용탄소의 존재로 인해 단시간에 시효열화의 가능성이 있다.
한편, 미국특허 제5,556,485호 및 제5,656,102호[미국 베들레헴 스틸 (Bethlehem Steel)]에는 C 0.0005-0.1%, Mn 0-2.5%, Al 0-0.5%, N 0-0.04% 이면서 Ti함량을 0-0.5%, V함량을 0.005-0.6%의 범위로 제어한 Ti-V계 극저탄소강을 이용한 소부경화형 냉연강판의 제조방법이 제시되어 있다.
일반적으로, V는 Ti나 Nb와 같은 탄질화물원소보다 더욱 안정하여 소둔온도를 낮출 수 있기 때문에 열간압연중에 V에 의해 생성된 탄화물인 VC등을 Nb계보다 소둔온도를 낮게 관리하여도 재용해에 의한 소부경화성을 확보할 수 있다.
그러나, V는 VC와 같은 탄화물을 형성하기는 하지만 재용해 온도가 매우 낮아 실질적으로 성형성 향상에는 큰 도움을 주지 못하기 때문에 상기의 미국특허에서는 Ti를 약 0.02%이상 첨가하여 성형성을 도모하고 있다.
따라서, 상기한 미국특허에 의해 소부경화형 냉연강판을 제조하는 경우에는 다량의 Ti첨가에 의한 제조원가 상승 뿐만 아니라 결정립크기가 크기 때문에 내시효성측면에서도 다소 불리하다는 문제점이 있다.
본 발명자들은 상기한 종래기술의 제반 문제점을 해결하기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 Nb첨가 극저탄소강에서 Al과 N 함량을 적절히 제어하여 결정립을 미세화시킴으로써 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화강을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로 C : 0.002-0.003%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07-0.2%, P : 0.05-0.08%, S : 0.008% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.05-0.1%, N : 0.005-0.01%, Nb : 0.008-0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 평균r치가 1.6이상이고 동시에 인장강도가 35kgf/mm2급이고, 그리고 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로 C : 0.002-0.003%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07-0.2%, P : 0.05-0.08%, S : 0.008% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.05-0.1%, N : 0.005-0.01%, Nb : 0.008-0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 극저탄소 Al-Killed강을 1200℃이상에서 균질화 열처리한 후 900-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하고 700-750℃의 온도범위에서 권취한 다음, 70-80%의 압연율로 냉간압연하고, 830-850℃의 온도범위에서 연속소둔한 후, 0.8-1.2%의 압연율로 조질압연하여 고강도 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
일반적으로 Al은 탈산효과를 가지며 강중의 고용질소를 고정시켜 내시효성을 개선시키는 역할을 한다. 통상의 수준인 Al 0.02-0.06%의 첨가시 약 30ppm의 질소와 결합하여 AlN을 형성시키게 되나 그 양을 다소 증가시키면서 이에 따른 N함량을 제어 할 경우 열연단계에서부터 생성되는 AlN 석출물에 의해 소둔결정립의 미세화 효과를 발휘하게 된다.
그러나, 이러한 AlN석출물을 이용하기 위해서는 Al 및 N함량을 엄격히 제어 할 필요가 있다. Al함량이 N에 비해 과도하게 높을 경우 고용Al에 의해 슬라브(Slab)표면이 열화할 수 있으며, 또한 N함량에 비해 Al이 낮을 경우는 고용질소에 의한 재질열화를 초래하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 탄질화물 형성원소중 결정립 미세화 효과가 가장 큰 Nb첨가 극 저탄소강에서 적절한 Al과 N 함량을 제어함으로써 결정립 미세화에 의한 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화강을 제조하고자 한 것이다.
상기 탄소(C)는 고용강화와 소부경화성을 나타내는 원소로서, 탄소함량이 0.0020%이하인 경우에는 매우 낮은 탄소함량에 의해 인장강도가 부족하고, 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않고, 0.0030%이상인 경우에는 본 발명강에서 요구하는 Nb량의 범위 및 소둔공정(830-850℃)에서 NbC석출물에서 재용해되는 탄소 뿐만 아니라 열연단계에서 미처 NbC로 석출하지 못한 탄소함량이 과다하게 되어 소부경화성이 매우 높고 또한 상온 내시효성이 확보되지 않아 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로 성형성과 연성이 저하된다.
따라서, 상기 탄소의 함량은 0.002-0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 실리콘(Si)은 강도를 증가시키는 원소로서 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로 그 첨가량은 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하기 위하여 참가되는 것으로서, 그 첨가효과를 얻기 위해서는 0.07%이상 첨가하는 것이 필요하고, 그 첨가량이 0.2%이상인 경우에는 본 발명자의 연구결과 Mn-C dipole의 형성에 의해 성형성의 현저한 열화와 더불어 소부경화성이 감소하고, 또한 고용강화에 의해 강도가 급격히 증가하게 되므로 그 첨가량은 0.07-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
삭제
상기 인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다.
또한 본 발명자의 연구결과 P는 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 하며, 특히 소부경화성의 영향측면에서 탄소와의 site competition효과에 의해 인의 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내는 것을 확인할 수 있었다.
상기 인의 함량이 0.05% 이하인 경우 상술한 효과는 얻을 수 없으며 0.08%이상으로 첨가한 경우 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P량의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취화시키는 등 연성의 현저한 저하가 발생하게 된다.
따라서, 그 첨가량을 0.05-0.08%로 제한할 필요가 있다.
상기 황(S)은 고온에서 MnS의 황화물로 석출한다. 그러나 S의 함량이 과다한 경우 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킨다. 또한 S의 첨가량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도 S함량이 많을 경우 과도한 MnS석출물에 의한 재질열화가 발생하므로 그 첨가량은 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명강에서 상온 내시효성을 개선시키기 위해 질소와 더불어 가장 중요시 여기는 원소중의 하나이다. 일반적으로 Al은 강의 탈산을 위해 첨가하게 되며 통상의 질소범위인 30ppm 이하의 범위에서 Al함량을 0.02-0.06%로 제어할 경우 AlN의 석출로 인해 강중 고용질소에 의한 시효열화를 방지할 수 있다.
그러나, 본 발명강의 경우는 AlN 석출물에 의한 결정립 미세화를 도모함으로써 상온 내시효성을 개선시키기 위해서는 통상의 수준보다 다량의 Al을 첨가할 필요가 있었다. 즉 다량의 AlN 석출물을 강중에 분포시킴으로써 소둔 재결정단계에서 결정립의 성장을 억제하여야 한다.
이를 위해서는 최소 0.05%이상의 Al첨가가 필요하다. 만약 Al의 첨가가 0.05%이하일 경우는 AlN 석출을 위해 첨가하는 다량의 질소함량에 비해 Al함량이 부족하여 강중에 고용질소가 존재하게 된다.
또한, 0.1%이상으로 과다하게 첨가하게 되면 고용질소를 AlN으로 완전히 석출시켜 질소에 의해 시효열화는 방지될 수 있으나 다량의 Al첨가로 인한 재질의 경화가 심각해 지게 되며 제조비용의 과도한 상승을 초래하게 된다.
따라서 상술한 바와 같이 상기의 문제를 해결하기 위해서는 Al함량은 0.05-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 질소(N)는 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로 Al에 의해 고정할 필요가 있다.
또한, 본 발명강의 경우에서는 AlN석출물에 의한 결정립 미세화효과를 도모하기 위해 다량의 Al첨가 뿐만 아니라 질소의 함량도 0.005%보다 증가시킬 필요가 있다. 만약 질소의 함량이 0.005%이하일 경우 AlN석출물의 크기 및 분포가 불균일해져 충분한 결정립 미세화가 발생하지 않는다.
삭제
또한, 질소의 함량을 0.01%이상으로 첨가하게 되면 고용질소를 제거시키기 위한 Al의 함량이 과도하게 증가하게 되어 재질의 열화가 심각해 지고, 또한 Al함량 증가에 따른 제조비용의 상승을 초래하게 되므로 그 함량은 0.005-0.01%로 제한할 필요가 있다.
상기 Nb는 탄질화물 형성원소중 결정립 미세화에 가장 큰 영향을 미치는 원소로서 탄소와 결합하여 NbC석출물을 석출시켜 강도의 증가 및 성형성을 향상시키는 역할을 하며 적절한 첨가에 의해 동일 소부경화량에서도 상온 내시효성을 개선하는 효과를 발휘한다.
그러나, 0.008%이하로 첨가될 경우 본 발명에서 제시한 탄소성분의 범위에서는 Nb가 탄소를 충분히 고정시키지 못하게 되어 열연단계에서부터 강중에 고용탄소를 다량 함유하게 되어 소부경화값이 매우 커지게 되며, 또한 결정립 미세화 효과가 충분하지 않기 때문에 상온 내시효성이 열화된다.
한편, Nb량이 0.012%이상 첨가되면 결정립 미세화에 의해 내시효성은 다소 개선되나 과도한 NbC 석출물이 형성되어 AlN 석출물과 더불어 소둔 재결정립을 과도하게 미세화시키기 때문에 상온 내시효 향상정도 대비 재질의 열화가 매우 커지게 된다.
또한, 그 함량이 0.012%이상이 될 경우 NbC 석출물의 재용해온도가 상승하여 850℃이상의 고온소둔을 필요로 하기 때문에, 이에 따른 소둔 작업성 악화를 유발하게 된다.
따라서, 본 발명에서 제시한 온도인 830-850℃의 온도에서 재질의 열화없이 적절한 결정립 미세화를 통한 상온 내시효성을 확보하면서 동시에 적정량의 고용탄소를 통한 안정된 수준의 소부경화성을 확보하기 위해서는 상기 Nb량은 0.008-0.012%의 범위로 제한할 필요가 있다
상기의 조성으로 전로에서 용해한 후 연속주조된 슬라브(Slab)를 열간압연전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃이상에서 가열하여 Ar3온도직상인 900-950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리 한다.
슬라브온도가 1200℃이하일 경우 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이되지 못하며 혼립이 발생하게 되므로 재질의 열화가 초래되므로 상기 슬라브 가열온도는 1200℃이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 열연마무리 온도가 900℃이하일 경우 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화되고, 950℃이상일 경우 현저한 조대립이 발생하여 가공후에 표면에 오렌지 필(orange peel)등의 결함이 생기기 쉽다.
따라서, 상기 열연마무리 압연온도는 900-950℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 가공후 다량의 AlN석출물에 기인하여 형성된 미세한 결정립과 더 불어 열연판에 잔존하는 고용탄소에 의한 성형성 악화를 방지하기 위하여 700-750℃의 고온권취가 필요하다. 상기 권취온도가 750℃를 초과할 경우에는 이상립 성장이 발생하여 양호한 재질을 얻을 수 없으며, 또한 700℃이하인 경우에는 열연조직의 세립화가 가중되므로 과도한 항복강도의 상승 및 성형성의 열화가 초래된다.
상기와 같이 열간압연이 완료된 강은 통상의 방법으로 산세를 행한후 70-80%의 냉간압연율로 냉간압연을 행한다.
상기 냉간압연율이 70%이하인 경우에는 강중에 평균 r치에 영향을 주는 집합조직의 형성에 필요한 구동력이 작아 충분한 성형성 확보가 어렵고, 냉간압연율이 80%이상인 경우에는 집합조직을 형성시킬 수 있는 구동력은 증가하나 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기가 매우 미세해져 오히려 재질의 경화를 초래하게 된다.
따라서, 상기 냉간압연율은 70-80%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 냉간압연이 완료된 강은 830-850℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔 작업을 행한다.
상기 소둔온도가 830℃이하인 경우에는 본 발명강에서 재결정 집합조직의 발달이 다소 약해 본 발명에서 제시한 평균r치 1.6이상을 확보하기가 어렵고, 소둔온도가 850℃이상인 경우에는 평균r치는 향상되지만 과도한 소둔온도의 증가로 인해 실제 제조시 설비상의 문제, 즉 고온소둔에 따른 강판의 장력(tension)부여문제 및 고온 버너(burner)의 개발등의 문제 때문에 소둔온도의 상승이 어려우며, 또한 고온소둔으로 NbC 석출물의 재용해가 매우 활발해져 강중 고용탄소량이 증가하게 되므로 소부경화성이 본 발명강에서 제시한 3-6kgf/mm2이상을 초과하게 되어 상온 내시효성이 열화하는 문제가 발생하게 된다.
따라서, 상기 소둔온도는 830-850℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 제조된 소부경화형 냉연강판을 이용하여 적정 소부경화성과 더불어 상온 내시효성을 확보할 목적으로 0.8-1.2%의 조질압연을 행한다.
통상 소부경화강의 경우 상온 내시효성을 개선시키기 위해 1.2%이상의 과도한 조질압연을 수행하는 것이 일반적이나 과도한 조질압연으로 인해 항복강도의 증가등 재질의 열화가 발생할 가능성이 항상 상존하고 있는 것이 현실이다.
그러나, 본 발명강의 경우에는 Al과 질소함량을 적절히 조합함으로써 AlN석출물의 균일분포에 의한 결정립 미세화효과에 의해 상온 내시효성을 개선하였기 때문에 과도한 조질압연을 행할 필요가 없는 것이 큰 장점이다.
따라서, 냉연강판의 형상을 교정할 수 있는 정도인 0.8%이상의 조질압연을 행하여도 큰 문제가 없다.
그러나, 조질압연율이 1.2%이상인 경우는 과다한 조질압연에 의한 가공경화가 발생하여 재질이 열화되므로 본 발명에서 요구하는 우수한 성형성을 가진 연질의 소부경화강을 얻을 수 없다.
상기와 같이 본 발명에 따르면, 소부경화량 3-6kgf/mm2, 평균r치가 1.6이상이며 동시에 100℃에서 1시간 시효처리시 항복점 연신율값으로 0.1%이하인 상온 내시효성이 우수한 35kgf/mm2급 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 열간압연을 행하고 75%의 냉간압연율로 압연한후 850℃에서 연속소둔한 후 강판의 형상교정을 위해 행하는 수준인 약 0.8%의 조질압하율을 행하여 기계적성질을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
하기 표 1은 탄소, 질소, Nb 및 Al의 양을 엄격제어한 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로서 1-4번강이 발명강이며 5-8번강이 비교강이다.
강 종 합 금 성 분 (중량%) 비 고
C Si Mn P S Sol.Al N Nb
1 0.0029 0.005 0.17 0.061 0.0052 0.070 0.0062 0.011 발명강
2 0.0028 0.007 0.15 0.055 0.0045 0.086 0.0077 0.0091 발명강
3 0.0025 0.008 0.11 0.059 0.0053 0.093 0.0088 0.0095 발명강
4 0.0024 0.010 0.20 0.075 0.0056 0.065 0.0055 0.010 발명강
5 0.0025 0.005 0.20 0.066 0.0030 0.036 0.0016 0.0088 비교강
6 0.0052 0.010 0.18 0.075 0.0080 0.058 0.0069 0.010 비교강
7 0.0015 0.010 0.18 0.073 0.0054 0.073 0.0083 0.011 비교강
8 0.0025 0.010 0.20 0.067 0.0048 0.024 0.0090 0.0090 비교강
강 종 냉간 압연율 재질실적
항복강도 (kgf/mm2) 인장강도 (kgf/mm2) 연신율 (%) r 소부경화량 (kgf/mm2) 100℃, 1hr 시효처리후 항복점연신율(%) 비 고
1 75% 23.5 37.9 36.4 1.78 3.5 0.02 발명강
2 75% 22.9 37.4 36.6 1.75 4.5 0.05 발명강
3 75% 24.2 38.3 35.6 1.67 5.0 0 발명강
4 75% 23.2 37.3 36.9 1.74 3.5 0.03 발명강
5 75% 23.9 37.8 38.2 1.98 5.4 1.5 비교강
6 75% 25.1 37.6 33.9 1.65 6.1 1.8 비교강
7 75% 21.5 35.8 37.6 2.11 0 0 비교강
8 75% 27.3 39.5 31.2 1.22 8.5 4.1 비교강
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 탄소: 0.0024-0.0029%, 실리콘: 0.005-0.01%, 망간: 0.11-0.20%, 인: 0.055-0.075%, 황: 0.0045- 0.0056%, 가용(Soluble) Al: 0.065-0.093%, 질소: 0.0055-0.0088%, Nb: 0.0091-0.011%의 범위를 만족하도록 Nb, Al, 질소 및 탄소를 엄격 제어한 발명강 1-4번강은 소부경화량이 3.5-5.0kgf/mm2, 평균r치 1.67-1.78, 연신율 35%이상, 인장강도 37.3-38.3kgf/mm2, 항복 강도 22.9-24.2kgf/mm2 및 상온 내시효성을 나타내는 100℃, 1hr시효처리후의 항복점 연신율이 0.1%이하를 나타내고 있는 바, 본 발명에 의해 평균r치 1.6이상의 상온 내시효성이 매우 우수한 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.
한편, 5번 비교강은 다른 성분들은 본 발명에서 제시하는 성분범위를 만족하나 Al 및 질소함량이 본 발명강의 성분범위를 벗어나 있기 때문에 소부경화성을 비롯한 다른 기게적성질들은 우수하나 상온 내시효성을 평가하는 100℃에서 1시간 시효처리후의 항복점 연신율값이 1.5%로서 매우 높음을 알 수 있다.
또한, 6번 비교강은 탄소함량이 0.0052%로서 본 발명강에서 제시하는 탄소의 상한값인 0.003%를 훨씬 초과하고 있기 때문에 재질이 발명강에 비해 다소 경화되며, 특히 소부경화성이 6.1kgf/mm2로서 본 발명강에서 제시하는 3-6kgf/mm2보다 높으며 또한 상온 내시효성을 평가하는 100℃에서 1시간 시효처리후의 항복점 연신율값이 1.8%로서 매우 높음을 알 수 있다.
또한, 7번 비교강은 다른 성분들은 본 발명강의 성분범위를 잘 만족하고 있으나 탄소함량이 0.0015%로서 본 발명강에서 제시하는 탄소의 하한값인 0.002%보다 매우 낮아 강중에 고용탄소가 전혀 없고, 따라서 첨가된 모든 탄소는 Nb와 결합하여 NbC 석출물을 형성하게 되었으며, 이로 인해 소부경화성이 전혀 얻어지지 않았다.
또한, 8번 비교강은 Al의 함량이 매우 낮아 첨가된 질소를 충분히 고정하지 못했기 때문에 다량의 Al, N첨가에 의한 결정립 미세화 효과에 의해 상온 내시효성을 확보하고자 하는 본 발명강의 취지에 어긋나고 있다. 즉 첨가된 질소함량에 비해 Al량이 매우 낮아 강중에 고용질소가 존재하게 되고 이로 인해 재질이 매우 열화되었을 뿐만 아니라 고용탄소와 더불어 고용질소의 영향으로 소부경화량이 8.5kgf/mm2로서 매우 높았으며 한편 질소는 탄소와는 달리 강중에서 확산속도가 매우 커서 상온 내시효성의 열화가 발생하기 쉽기 때문에 100℃에서 1시간 시효처리후의 항복점 연신율값이 4.1%로서 다른 강들에 비해 현저히 높음을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 강력한 탄질화물 형성원소인 Nb를 첨가하고 또한 상온 내시효성을 향상시키기 위해 Al 및 N함량을 통상의 조건보다 증가시킴으로써 AlN 석출물을 이용한 결정립 미세효과에 의해 내시효성이 우수한 소부경화형 냉연강판을 제공할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

  1. 중량%로 C : 0.002-0.003%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07-0.2%, P : 0.05-0.08%, S : 0.008% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.05-0.1%, N : 0.005-0.01%, Nb : 0.008-0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 평균r치가 1.6이상이고 동시에 인장강도가 35kgf/mm2급이고, 그리고 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판
  2. 중량%로 C : 0.002-0.003%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07-0.2%, P : 0.05-0.08%, S : 0.008% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.05-0.1%, N : 0.005-0.01%, Nb : 0.008-0.012%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 극저탄소 Al-Killed강을 1200℃이상에서 균질화 열처리한 후 900-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하고 700-750℃의 온도범위에서 권취한 다음, 70-80%의 압연율로 냉간압연하고, 830-850℃의 온도범위에서 연속소둔한 후, 0.8-1.2%의 압연율로 조질압연하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법
KR1020010083741A 2001-12-24 2001-12-24 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 KR100544617B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010083741A KR100544617B1 (ko) 2001-12-24 2001-12-24 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010083741A KR100544617B1 (ko) 2001-12-24 2001-12-24 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20030053751A KR20030053751A (ko) 2003-07-02
KR100544617B1 true KR100544617B1 (ko) 2006-01-24

Family

ID=32212413

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020010083741A KR100544617B1 (ko) 2001-12-24 2001-12-24 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100544617B1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101290505B1 (ko) 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101271819B1 (ko) * 2011-06-13 2013-06-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판 및 그 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02125817A (ja) * 1988-12-28 1990-05-14 Nkk Corp ＴＳレベルが３５〜４５ｋｇ／ｍｍ↑２の高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法
JPH03257124A (ja) * 1990-03-06 1991-11-15 Nippon Steel Corp 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH09249936A (ja) * 1996-03-14 1997-09-22 Nkk Corp 焼付硬化性と延性および常温時効性とのバランスに優れた冷延鋼板ならびにその製造方法
KR20000042049A (ko) * 1998-12-24 2000-07-15 이구택 성형성이 우수한 연질유기피복용 냉연강판의 제조방법
KR20010023455A (ko) * 1998-06-30 2001-03-26 데라카도 료우지 소부경화성이 우월한 냉연강철판
KR20010060397A (ko) * 1999-12-21 2001-07-07 이구택 고성형 연질 소부경화형 냉연강판 제조방법
KR20030053752A (ko) * 2001-12-24 2003-07-02 주식회사 포스코 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판 및그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02125817A (ja) * 1988-12-28 1990-05-14 Nkk Corp ＴＳレベルが３５〜４５ｋｇ／ｍｍ↑２の高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法
JPH03257124A (ja) * 1990-03-06 1991-11-15 Nippon Steel Corp 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH09249936A (ja) * 1996-03-14 1997-09-22 Nkk Corp 焼付硬化性と延性および常温時効性とのバランスに優れた冷延鋼板ならびにその製造方法
KR20010023455A (ko) * 1998-06-30 2001-03-26 데라카도 료우지 소부경화성이 우월한 냉연강철판
KR20000042049A (ko) * 1998-12-24 2000-07-15 이구택 성형성이 우수한 연질유기피복용 냉연강판의 제조방법
KR20010060397A (ko) * 1999-12-21 2001-07-07 이구택 고성형 연질 소부경화형 냉연강판 제조방법
KR20030053752A (ko) * 2001-12-24 2003-07-02 주식회사 포스코 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판 및그 제조방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101290505B1 (ko) 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20030053751A (ko) 2003-07-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100723165B1 (ko) 소성이방성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법
KR20080061855A (ko) 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판
KR101030898B1 (ko) 고용 탄소/질소 복합형 소부경화 강판 및 그 제조방법
KR100544617B1 (ko) 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR100946064B1 (ko) 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의제조방법
KR100544618B1 (ko) 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판 및그 제조방법
KR100470640B1 (ko) 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR101079383B1 (ko) 항복강도 및 연신특성이 우수한 석출경화형 냉연강판 및 그제조방법
KR100957960B1 (ko) 가공성 및 표면품질이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR100496532B1 (ko) 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR100273846B1 (ko) 상온 내시효성과 성형성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR101126012B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR101143116B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR101115703B1 (ko) 비시효 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR100920598B1 (ko) 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및냉연강판의 제조방법
KR100957966B1 (ko) 드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법
KR20050054221A (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR20050116349A (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법

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: 20130103

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140103

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150108

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160111

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170109

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180112

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200110

Year of fee payment: 15