KR100554760B1 - 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판 및그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 프론트 사이드 멤버(front side member) 등의 자동차 구조부재용 냉연강판에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.7~1.3%, S: 0.02% 이하, N: 0.004% 이하, Al: 0.02~0.06%, Mn: 1.2~1.8%, P: 0.05~0.10%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되며, 상기 Si와 P가 Si + (50/8)P ≥ 1.2%를 만족하는 것을 포함하여 이루어지는 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없을 뿐만 아니라 용접성 및 도장성이 우수하여 자동차 제조시 원가절감을 할 수 있는 고강도 냉연강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

잔류오스테나이트, 용접성, 도장특성, 고가공성, 고강도, 무전해도금

Description

용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{High formable and high strength cold rolled steel sheets with excellent weldability and paintability, and method for manufacturing the same}

도 1은 인첨가에 의한 상태도의 변화를 나타내는 그림이다.

도 2는 비교예와 발명예의 표면성분 분포를 나타내는 그래프이다.

도 3은 비교예와 발명예의 인산염처리후 인산염 조직을 비교한 사진이다.

본 발명은 프론트 사이드 멤버(front side member) 등의 자동차 구조부재용 냉연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없을 뿐만 아니라 용접성과 도장성이 우수하여 자동차 제조시 원가절감을 할 수 있는 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 구조부재용 냉연강판은 형상이 복잡한 부품으로 가공되기 때문에 가 공성 및 표면처리 특성이 우수해야 한다. 또한, 최종적으로 용접을 통하여 차체로 조립되기 때문에 용접성도 반드시 고려되어야 할 특성이다.

일반적으로, 자동차 구조부재용 냉연강판에는 Mn, Si와 같은 합금원소들이 다량 첨가되며 이로 인하여 소둔시 상기 합금원소들이 표면층으로 농화되어 얇은 산화층을 형성하게 된다. 이렇게 형성된 산화층은 강판의 용접성을 열화시킬 뿐만 아니라 도장성 및 도금성에도 악영향을 미치게 되는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, Mn, Si, P 등의 첨가량을 적절히 제어하고, 탄소의 농도를 극소화한 페라이트상과 잔류오스테나이트상이 형성되도록 열처리를 행하며, 강판의 표면산화층을 약산세한 후 강판에 니켈을 무전해 도금함으로써 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.7~1.3%, S: 0.02% 이하, N: 0.004% 이하, Al: 0.02~0.06%, Mn: 1.2~1.8%, P: 0.05~0.10%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되며, 상기 Si와 P가 Si + (50/8)P ≥ 1.2%를 만족하는 것을 포함하여 이루어진다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.7~1.3%, S: 0.02% 이하, N: 0.004% 이하, Al: 0.02~0.06%, Mn: 1.2~1.8%, P: 0.05~0.10%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되며, 상기 Si와 P가 Si + (50/8)P ≥ 1.2%를 만족하는 강을 1050~1300℃에서 균질화 처리하는 단계;

상기 균질화 처리된 강을 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 400~600℃에서 권취하는 단계;

상기 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;

상기 냉간압연된 강판을 800~870℃에서 연속소둔한 다음 620~700℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 이어 350~450℃까지 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각한 다음 350~450℃의 온도구간에서 30~600초 동안 유지하는 단계; 및

이후 상기 강판을 약산세하고 니켈 무전해 도금하는 단계;를 포함하여 이루어진다.

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명은 저탄소 알루미늄 킬드강에 Mn, Si, P 등의 첨가량을 적절하게 제어하여 연속소둔 열처리 후 최종적으로 탄소의 농도가 극히 낮은 페라이트상에 잔류오스테나이트 상을 분포시켜 인장강도 및 연신율을 향상시키고, 소둔열처리가 끝난 다음 약산세와 니켈을 무전해 도금함으로써 강판표면의 산화층을 제거하고, 더 이상의 산화를 방지하여 용접성 및 도장성을 향상시키는데 특징이 있다.

이하, 본 발명의 성분한정 이유부터 살펴본다.

C: 0.05~0.15중량%(이하, 단지 "%"라고 함)

상기 C는 2상역 소둔, 서냉 및 급냉시 오스테나이트상에 농화되고, 베이나이트 역에서 오스템퍼링시 오스테나이트상에 농화되어 오스테나이트상의 마르텐사이트 변태온도를 상온 이하로 낮추는데 기여하는 성분이다. 그리고, C 자체의 고용강화효과가 있을 뿐만 아니라 C의 첨가량이 증가하면 잔류오스테나이트의 양이 증가하고, 따라서 마르텐사이트 양이 증가하여 강도 및 연성을 향상시키기 때문에 첨가한다.

상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 결정립이 성장되고 탄소에 의한 고용강화 및 석출강화 효과가 적어져 충분한 인장강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 연속소둔 공정에서 형성된 잔류오스테나이트의 양이 적어 강도 및 연성향상에 기여하는 정도도 작아진다. 또한, 상기 C의 함량이 0.15%를 초과하면 다량의 잔류오스테나이트 형성에 따른 내지연파괴특성의 열화와 같은 문제점이 나타날 뿐만 아니라 용접성도 열화된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.7~1.3%

상기 Si는 고용강화 효과에 의해서 강의 강도를 향상시키고, 페라이트상에서 탄소를 제거하여 강의 연성을 향상시키는 효과가 있을 뿐만 아니라 베이나이트 변태시 탄화물의 생성을 억제하여 오스테나이트상으로의 탄소 농화에 기여하는 성분이다. 상기 Si의 함량이 0.7% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.3%를 초과하면 열간압연시 Si산화물이 존재하여 산세성을 나쁘게 하는 문제점이 있을 뿐만 아니라 강의 용접성도 크게 열화시키므로, 그 함량을 0.7~1.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.02% 이하

상기 S는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로써, 0.02%를 초과하여 함유되면 조대한 MnS생성에 의해서 강도가 감소하므로, 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.004% 이하

상기 N도 강의 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로써, 0.004%를 초과하여 함유되려면 추가로 N을 첨가하기 위한 공정이 필요하므로, 그 함량을 0.004% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.02~0.06%

상기 Al은 강의 탈산을 위하여 첨가되는 성분으로, 0.02% 미만 첨가되면 강중에 산소가 존재하여 제강시 망간, 실리콘, 인 등의 산화물 형성원소가 첨가될 경우 망간 산화물, 실리콘 산화물, 인 산화물 등을 형성하기 때문에 망간, 실리콘, 인 등의 성분제어가 매우 어려워지며, 0.06%를 초과하여 첨가되면 알루미늄의 양이 필요이상으로 많아져 제조원가가 상승될 뿐만 아니라 강판의 표면결함을 다량 발생 시키는 문제점이 있으므로, 그 첨가량을 0.02~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2~1.8%

상기 Mn은 2상역 소둔에서 형성된 오스테나이트상의 페라이트 변태를 지연시키고 고용강화 효과를 나타내는데 유효한 성분으로, 1.2% 미만 첨가되면 오스테나이트에서 펄라이트로의 변태를 충분히 억제하지 못하기 때문에 최종 강판조직에서 펄라이트가 형성되어 연신율을 감소시키게 되고, 1.8%를 초과하여 첨가되면 경화능이 너무 높아져 가공성이 감소할 뿐만 아니라 용접성도 열화되는 문제점이 있으므로, 그 함량을 1.2~1.8%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.05~0.010%

상기 P는 고용강화 원소로 종종 첨가되지만 본 발명에서는 오스템퍼링공정에서 형성되는 탄화물의 생성을 억제하고 강도를 증가시키기 위하여 첨가된다. 이 경우 인은 실리콘과 동일한 역할을 하게 된다. 이는 도 1에서 C-1.0Si-1.5Mn을 기준으로 하여 0.5%의 Si을 첨가한 경우와 0.08%의 P를 첨가한 경우의 상태도가 거의 유사한 형태를 가짐을 통하여 알 수 있다.

상기 P의 첨가량이 0.05% 미만이면 잔류오스테나이트상에 농화되는 탄소의 양이 충분하지 않기 때문에 잔류오스테나이트의 안정도가 낮아져 연성이 감소하게 되며, 0.10%를 초과하여 첨가되면 용접성이 열화되고 연주시 일어나는 중심편석에 의해서 부위별로 강의 재질편차가 커지는 문제점이 있을 뿐만 아니라 용접성도 저 하되므로, 그 함량을 0.05~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외에는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

상기한 성분을 만족하더라도 실리콘의 첨가량이 너무 많으면 강판의 용접성을 크게 악화시키는 문제점이 유발된다. 본 발명에서는 실리콘의 첨가량을 감소시키고 탄화물 형성 억제원소인 인을 첨가함으로써 실리콘을 다량 첨가한 경우와 동일한 효과를 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 실리콘과 인의 첨가량이 재질에 중요한 영향을 끼치게 된다. 본 발명에서 Si + (50/8)P가 1.2% 미만이 되면 페라이트의 탄소량 감소가 어려울 뿐만 아니라 잔류오스테나이트의 생성이 어려우므로, Si + (50/8)P는 1.2% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 냉연강판의 제조방법은 다음과 같다.

먼저, 상기한 조성의 강을 1050~1300℃에서 균질화 처리한다. 상기 균질화 처리 온도가 1050℃ 미만이면 열간압연시 압연부하가 증가하여 압연이 어려운 문제점이 있으며, 1300℃를 초과하면 슬라브 표면에 스케일이 두껍게 형성되어 실수율이 저하하고 실리콘, 망간 등에 의하여 내부산화가 발생하여 최종제품의 표면이 불량해지는 문제점이 있으므로, 상기 균질화 처리 온도는 1050~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 균질화 처리된 강을 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 400~600℃에서 권취한다. 상기 마무리 열간압연온도가 850℃ 미만이면 열간압연시 압연부하가 증가하여 압연이 어려운 문제점이 있으며, 950℃를 초과하면 열연판의 표면에 두꺼운 스케일이 형성되어 산세가 어려워지고 전기도금강판의 밀착성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 상기 마무리 열간압연온도는 850~950℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취온도가 400℃ 미만이면 열연강판에서 강도가 높은 제2상이 생성되어 열연강판의 강도가 상승할 뿐만 아니라 강판의 형상이 나빠져 이후의 냉간압연을 어렵게 하는 문제점이 있으며, 600℃를 초과하면 열연강판에 조대한 펄라이트가 형성되고 상기 조대한 펄라이트는 소둔과정에서 재용해가 잘 일어나지 않기 때문에 균일한 조직의 소둔강판을 얻을 수 없어 냉연강판의 가공성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 권취온도는 400~600℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 열간압연이 완료되면 원하는 강판의 형상과 두께로 강판을 제조하기 위하여 냉간압연을 실시한다. 본 발명에서는 상기 냉간압연시 압하율을 30~80%로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 냉간압연시 압하율이 30% 미만이면 재결정에 필요한 충분한 에너지가 축적되지 않아 재결정이 어려워지므로 가공성이 열화되고, 80%를 초과하면 냉간압연시 압연하중이 증가하여 생산성이 감소되기 때문이다.

상기와 같이 냉간압연된 강판을 800~870℃에서 연속소둔한다. 이어 620~700℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 냉각한 다음 350~450℃까지 10~100℃/초의 냉각속도 로 냉각한 후 350~450℃의 온도구간에서 30~600초 동안 유지한다.

상기 연속소둔은 열간압연단계에서 형성된 펄라이트를 완전히 재용해시켜 냉각중 제2상을 균일하게 분포시키기 위한 과정으로, 소둔온도가 800℃ 미만이면 충분한 가공성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 저온에서 오스테나이트상을 유지할 수 있을 만큼 충분히 오스테나이트 변태가 일어나지 않는 문제점이 있고, 870℃를 초과하면 오스테나이트로 완전히 변태가 일어난 다음 냉각과정에서 다시 페라이트로 변태가 일어나기 때문에 잔류오스테나이트의 탄소농화가 낮고 침상형태로 발달하기 때문에 연신율이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 연속소둔 온도는 800~870℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 소둔 후 620~700℃까지 냉각함에 있어서, 냉각속도가 1℃/초 미만이면 소둔할때 형성된 오스테나이트상이 펄라이트상으로 변태하게 되고, 7℃/초를 초과하면 충분한 양의 페라이트를 확보할 수 없어 가공성이 열화되는 문제점이 있다. 또한, 상기 냉각시 냉각종료온도가 620℃ 미만이면 오스테나이트가 펄라이트로 변태되어 잔류오스테나이트를 생성하기 어려워 강의 가공성 확보에 불리하고, 700℃를 초과하면 초석 페라이트가 충분히 생성되지 않아 잔류오스테나이트의 안정도가 감소함으로써 강의 연성을 감소시키는 문제점이 있다.

이후, 350~450℃까지 냉각함에 있어서, 냉각속도가 10℃/초 미만이면 소둔할때 형성된 오스테나이트상이 펄라이트상으로 변태하거나 베이나이트 구간에 존재하는 오스테나이트상의 분율이 크게 감소하고, 100℃/초를 초과하면 냉각시 다량의 질소가 투입되어 제조원가가 상승되는 문제점이 있다. 또한, 상기 냉각시 냉각종료 온도가 350℃ 미만이면 오스테나이트상이 마르텐사이트상으로 변태하여 잔류 오스테나이트의 분율을 감소시키고, 450℃를 초과하면 오스테나이트상에서 베이나이트상으로의 변태가 너무 빠르게 일어나서 잔류 오스테나이트 분율이 급격하게 감소하는 문제점이 있다.

상기 냉각후 다시 350~450℃의 온도구간에서 30~600초 동안 유지함에 있어서, 상기 유지시간이 30초 미만이면 잔류된 오스테나이트를 베이나이트로 변태시키고 탄소가 충분히 농화된 잔류오스테나이트를 확보하기 어려우며, 600초를 초과하면 잔류오스테나이트의 안정도가 너무 높아지거나 베이나이트 변태가 일어나 강의 연성이 급격하게 저하되는 문제점이 있다.

상기와 같이 소둔이 완료된 냉연강판은 표면에 실리콘과 망간과 같은 원소의 산화물이 형성되어 있기 때문에 이를 제거해 주어야 한다. 이를 위해 냉연강판을 약산세를 하게 된다. 이때 이용될 수 있는 대표적인 산용액으로는 낮은 농도(6% 이하)의 염산용액을 들 수 있다.

이후, 산세된 표면의 2차 산화를 방지하기 위하여 니켈을 무전해 도금하게 되는데, 이때 니켈용액은 니켈을 6% 이하 함유한 용액을 이용하는 것이 가능하다. 도 2는 약산세하고 니켈 무전해 도금한 강판표면의 성분분포를 나타낸 것이다. 도 2에서 알 수 있는 바와 같이, 약산세와 니켈 무전해 도금에 의해서 강판표면에 존재하는 실리콘과 망간의 산화층이 거의 대부분 제거되는 것을 알 수 있다.

상기와 같이 제조된 본 발명의 냉연강판은 통상의 조건에서 전기도금함에 의하여 전기도금 강판으로 제조될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1의 성분을 갖는 강을 1250℃에서 균질화 처리한 다음 열간압연하였다. 이때 마무리 열간압연온도는 900℃, 권취온도는 550℃로 하였다.

이후, 압하율 50%로 하여 냉간압연을 실시하였으며, 냉간압연된 시편을 830℃에서 연속소둔한 다음 680℃까지 3℃/초의 냉각속도로 냉각하였다. 이어 400℃까지 30℃/초의 냉각속도로 냉각하였고, 상기 온도에서 370초간 유지하였다.

상기와 같이 제조된 시편들의 기계적 특성들을 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

구분	성분(중량%)
	C	Si	S	N	Al	Mn	P	Ti	Si+(50/8)P
발명강1	0.08	1.02	0.011	0.0034	0.045	1.54	0.05	-	1.33
발명강2	0.101	0.99	0.011	0.0040	0.045	1.44	0.051	-	1.31
발명강3	0.078	1.03	0.010	0.0029	0.035	1.50	0.081	-	1.54
비교강1	0.081	0.41	0.012	0.0033	0.043	1.50	0.06	-	0.79
비교강2	0.104	0.80	0.008	0.0022	0.044	0.80	0.012	-	0.88
비교강3	0.080	1.01	0.008	0.046	0.050	1.54	0.008	-	1.06
종래강1	0.084	0.41	0.010	0.0033	0.044	0.51	0.011	0.034	0.48

구분	기계적 특성
	항복강도 (kgf/㎟)	인장강도 (kgf/㎟)	연신율 (%)	가공경화지수 (n)
발명강1	41.9	60.0	35.6	0.25
발명강2	42.9	61.3	35.9	0.25
발명강3	43.0	62.9	36.1	0.25
비교강1	33.3	50.9	30.6	0.17
비교강2	39.5	54.4	31.5	0.19
비교강3	40.5	57.1	34.9	0.20
종래강1	45.5	64.5	22.3	0.18

상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강1~3은 인장강도 60kgf/㎟ 이상, 연신율 35% 이상, 가공경화지수 0.25 이상으로 고강도이면서도 가공성이 우수한 특성을 보여주고 있었다. 따라서, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강은 높은 인장강도에도 불구하고 연신율 및 가공경화지수가 높기 때문에 프레스 가공성이 우수하였다.

그러나, Si의 첨가량이 본 발명의 범위보다 적은 비교강1의 경우, 소둔공정에서 페라이트상의 탄소를 감소시키기 어려울 뿐만 아니라 오스테나이트의 잔류도 어려워 가공성이 좋지 않았다.

Mn의 첨가량이 본 발명의 범위보다 적은 비교강2의 경우, 소둔공정에서 2상역 열처리후 급냉시 오스테나이트 상이 쉽게 펄라이트로 변태가 일어나서 연성이 크게 감소하였다.

P의 첨가량이 부족한 비교강3의 경우, 인장강도 및 연신율이 낮게 나타났다.

종래강1은 대표적인 인장강도 60kgf/㎟급의 석출경화형 고강도강으로, 티타 늄을 첨가하여 티타늄 탄질화물을 형성함으로써 인장강도는 높지만 연신율 및 가공경화지수가 낮아 가공성이 매우 불량하였다.

연속소둔이 끝난 시편중 발명강3을 염산용액(농도:5%)에서 약산세한 후, 3%의 니켈을 함유한 용액에서 니켈 무전해 도금하였다. 상기 산세 및 무전해 도금한 시편과 산세 및 무전해 도금하지 않은 시편을 이용하여 용접성(연속타점수: 점용접에서 양호한 용접결과가 나올때까지 용접할 수 있는 용접팁의 수명)을 평가하였으며, 그 결과는 하기 표 3과 같다.

구분	약산세 및 니켈 무전해 도금	용접성
		연속타점수
발명예	실시	2600
비교예	실시하지 않음	2100

상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 약산세 및 니켈 무전해 도금을 실시한 발명예의 경우 약산세 및 니켈 무전해 도금을 실시하지 않은 비교예에 비하여 용접성이 우수하게 나타났다.

도 3은 상기 발명예와 비교예의 인산염 처리 후 인산염 조직을 비교한 것으로, 발명예는 인산염조직이 균일하게 분포되어 약산세와 니켈 무전해 도금에 의해서 도장성이 크게 개선되었음을 확인할 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 가공성이 우수하여 프레스 가공시 균열발생이 없을 뿐만 아니라 용접성과 도장성이 우수하여 자동차 제조시 원가절감을 할 수 있는 고강도 냉연강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Claims (2)

1. 삭제
2. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.7~1.3%, S: 0.02% 이하, N: 0.004% 이하, Al: 0.02~0.06%, Mn: 1.2~1.8%, P: 0.05~0.10%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되며, 상기 Si와 P가 Si + (50/8)P ≥ 1.2%를 만족하는 강을 1050~1300℃에서 균질화 처리하는 단계;

   상기 균질화 처리된 강을 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 400~600℃에서 권취하는 단계;

   상기 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;

   상기 냉간압연된 강판을 800~870℃에서 연속소둔한 다음 620~700℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 이어 350~450℃까지 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각한 다음 350~450℃의 온도구간에서 30~600초 동안 유지하는 단계; 및

   이후 상기 강판을 약산세하고 니켈 무전해 도금하는 단계;를 포함하여 이루어지는 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판의 제조방법.

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