KR100643359B1

KR100643359B1 - 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ｔｉ―Ｍｎ프리 고성형 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100643359B1
Application number: KR1020050047779A
Authority: KR
Inventors: 진현준; 박기덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-06-03
Filing date: 2005-06-03
Publication date: 2006-11-10

Abstract

본 발명에 따르면 자동차의 멤버, 필러 등의 보강재 및 도어, 펜다 등의 내외판류에 사용되는 고강도 강판을 제공할 수 있다.

본 발명은 중량%로, C: 0.0030~0.0060%, Si: 0.3% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, Cu: 0.08~0.20%, Mo: 0.08~0.25%, Nb: 0.03~0.06%, N: 0.0040% 이하, B: 0.0005~0.0025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 성분중 Si, P, Mo, Cu가 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족하는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 종래기술의 2차가공취성 문제 및 도금표면의 줄무늬 등이 발생되는 문제점을 해소할 수 있을 뿐만 아니라 제품의 재질측면에서 장출성형성, 드로잉가공성, 형상동결성 등의 추가적인 물성도 확보할 수 있는 효과가 있다.

자동차강판, 내2차가공취성, 표면품질, 합금화용융아연도금, Ti프리, Mn프리

Description

내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ｔｉ―Ｍｎ 프리 고성형 고강도 강판 및 그 제조방법{Ti-Mn free high drawability high strength steel sheet for automobile having excellent resistance to second work embrittleness and surface quality, and method for manufacturing the same}

본 발명은 자동차의 멤버, 필러 등의 보강재 및 도어, 펜다 등의 내외판류에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 2차가공취성에 의한 크랙이 발생하지 않을 뿐만 아니라 표면품질도 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래에는 강 성분계에 Ti이나 Ti-Nb을 복합 첨가한 극저탄소강에 0.8% 이상의 Mn과 0.07% 이상의 P를 첨가하고 2차 가공 취성 방지를 목적으로 B를 미량 첨가하여 냉연제품을 생산하였으며, 이러한 냉연제품은 표면품질에 큰 문제점이 없었다. 그러나, 최근에는 용접성, 도장성 및 방청성 등이 우수한 합금화용융아연도금강판(GA)이 자동차 차체 내외 판넬류 및 부품 보강재용으로 그 채용이 확대되면서 표면 줄무늬나 점상 미도금, 합금화 색상불균일 등의 표면 결함이 야기되어 자동차 외판으로의 사용은 매우 제한적이었다.

이러한 표면 결함의 원인을 기존 강성분계에서 분석해본 결과, 소지 표층부에 [Mn-B-O]산화물이 도금 젖음성을 저하시켜 점상 미도금을 유발하고, [FeTiP]석출물이 합금화 반응속도의 차이를 유발하여 줄무늬의 원인으로 작용함을 확인하였다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 종래기술에서 도금성에 유해한 것으로 확인된 Mn 및 Ti을 첨가하지 않고 도금특성에 영향을 미치는 Si, P, Cu, Mo의 함량을 복합적으로 제어함에 의한 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 고강도 강판을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.0030~0.0060%, Si: 0.3% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, Cu: 0.08~0.20%, Mo: 0.08~0.25%, Nb: 0.03~0.06%, N: 0.0040% 이하, B: 0.0005~0.0025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,

상기 성분중 Si, P, Mo, Cu가 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족하는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은, 중량%로, C: 0.0030~0.0060%, Si: 0.3% 이하, P: 0.10% 이 하, S: 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, Cu: 0.08~0.20%, Mo: 0.08~0.25%, Nb: 0.03~0.06%, N: 0.0040% 이하, B: 0.0005~0.0025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,

상기 성분중 Si, P, Mo, Cu가 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족하는 강 슬라브를 1150~1230℃의 온도로 재가열하고, 이후 마무리 열간압연온도를 Ar₃ 변태점 이상의 온도로 하여 열간압연하는 단계;

상기 열연판을 560~730℃에서 권취하는 단계; 및

상기 권취된 열연판을 통상의 방법을 이용하여 산세 및 냉간압연하고, 이어 750~850℃에서 소둔하는 단계;를 포함하여 이루어지는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 강성분과 제조공정으로 나누어 상세하게 설명한다.

[강성분]

C: 0.0030~0.0060중량%(이하, 단지 '%'로 기재함)

상기 C는 결정립내 고용하여 시효를 유발하지 않고, NbC 석출강화 효과만을 나타낼 정도로만 적절하게 제한하는 것이 바람직하다. 즉, 상기 C의 함량은 0.0030~0.0060%로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 C의 함량이 0.0030% 미만이면 연성은 좋아지나 입계가 취약해져 취성이 문제될 뿐만 아니라 강도도 떨어지는 문제가 있으며, 0.0060%를 초과하면 시효를 유발하는 문제점이 있기 때문이 다.

Si: 0.3% 이하

상기 Si는 본 발명과 같은 Nb-Mo 복합첨가 극저탄소강에서 SiC-NbC-NbMoC를 형성함으로써 10nm 이하의 미세 석출물의 형성을 조장하여 결정립의 성장을 억제하는데 유효한 성분으로, Mn, P 등의 고용강화 효과를 대체하는 강도향상 효과가 클 뿐만 아니라 연성의 저하가 상대적으로 적어 본 발명의 재질특성에 큰 기여를 하는 원소이다. 상기 Si의 함량은 0.3%로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 Si의 함량이 0.3%를 초과하면 표면에 산화물이 농화되고 적스케일이 생성되는 등 표면결함 및 난도금의 문제가 발생되기 때문이다.

P: 0.10% 이하

상기 P는 0.10%를 초과하여 함유되는 경우, 스폿용접성 등을 열화시키는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.015% 이하

상기 S는 불순물로서, 그 함량이 0.015%를 초과하면 취성이 야기될 뿐만 아니라 슬라브 크랙 등의 문제점이 발생될 수 있으므로, 그 함량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.1% 이하

상기 Al은 도금성에 유해한 성분으로, 그 함량이 0.1%를 초과하면 도금성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.08~0.20%

상기 Cu는 본 발명에서 Mn 및 Ti을 대신하여 S와 결합하여 Cu₂S로 석출하고 일부는 고용되어 강도를 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Cu의 함량은 0.08~0.20%로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 함량이 0.08% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.20%를 초과하면 연주시 문제가 발생될 수 있기 때문이다.

Mo: 0.08~0.25%

상기 Mo는 본 발명에서 Mn과 Ti을 대신하여 강도를 확보하는데 유효한 성분으로, 그 함량을 0.08~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 Mo의 함량이 0.08% 미만이면 강도확보가 미흡하고, 0.25%를 초과하면 Mo이 고가이므로 경제성이 떨어질 뿐만 아니라 열간 취성의 문제점이 있기 때문이다.

Nb: 0.03~0.06%

상기 Nb는 C와 결합하여 NbC로 석출됨으로써 강도를 향상시키는데 유효한 성 분으로, 그 함량을 0.03~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 Nb의 함량이 0.03% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.06%를 초과하면 첨가량 증가에 따른 강도상승 효과가 떨어질 뿐만 아니라 열간취성 및 압연부하가 발생될 수 있기 때문이다.

N: 0.0040% 이하

상기 N는 본 발명에서 불순물로서, 그 함량이 0.0040%를 초과하면 강중 고용N량이 증가하여 시효 문제점이 있으므로, 본 발명과 같이 Ti를 첨가하지 않는 경우 그 함량을 0.0040% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.0025%

상기 B은 입계편석을 방지하는데 유효한 성분으로, 그 함량은 0.0005~0.0025%로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 B의 함량이 0.0005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.0025%를 초과하면 연주 슬라브에 크랙이 발생될 수 있을 뿐만 아니라 재결정온도를 너무 상승시키는 문제점이 있기 때문이다.

본 발명에서 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 상기 기타 불가피한 불순물중 대표적인 성분으로 Mn을 들 수 있으며, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 가능한 낮추는게 유리하다. 통상적으로 Mn을 불순물 로 관리할 때 얻어질 수 있는 Mn의 함량은 0.15% 이하이며, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 통상적인 불순물 범위인 0.15% 이하로 제한하여야만 하고, 보다 바람직하게는 0.07% 이하로 최대한 낮게 관리하는 것이 연주 슬라브의 크랙을 방지하고 소둔로내 고온에서 롤 표면에 Mn산화물의 부착 및 오염을 방지함으로써 강판 표면 이물질 및 요철 결함을 완전하게 방지하는데 보다 유리하다.

또한, 본 발명자는 Mo의 함량에 따른 강판의 표면특성을 분석하던 중, P의 입계 편석을 방어하여 입계를 강화하며, Si의 표면농화를 방지하여 도금성을 향상시킬 수 있는 Mo과 Cu의 적정함량 영역을 확인할 수 있었다. 즉, 본 발명자의 실험에 따르면 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족할 때, 가장 우수한 표면특성을 나타내었으며, 본 발명에서는 강성분중 Si, P, Mo, Cu가 상기 식을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 [Si], [P], [Mo] 및 [Cu]는 각각의 성분의 함량(중량%)을 의미한다.

다음으로 본 발명의 제조공정에 대하여 살펴본다.

[제조공정]

먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 재가열한 다음 열간압연한다. 이때 상기 재가열온도는 1150~1230℃로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 재가열온도가 1150℃ 미만이면 열간압연시 압연이 어려울 수 있고, 1230℃를 초과하면 산화물이 표면에 농화되는 문제점이 있기 때문이다. 또한, 상기 열간압연시 마무리 열간압연온도는 Ar₃ 변태점 이상으로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 마무리 열간압연온도가 Ar₃ 변태점 미만인 경우 결정립이 혼립으로 되는 문제점이 있을 뿐만 아니라 열간압연이 어려울 수 있기 때문이다.

이후 상기 열연판을 권취하게 되며, 이때 상기 권취시 권취온도는 560~730℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 권취온도가 560℃ 미만이면 베이나이트 등의 저온변태상이 너무 많이 생겨 이후 냉간압연시 압연이 어려울 수 있고, 730℃를 초과하면 표층에 산화스케일이 다량으로 발생될 수 있기 때문이다.

이어 상기 권취된 열연판을 통상의 방법을 이용하여 산세 및 냉간압연하고, 이어 소둔한다. 이때 상기 소둔온도는 750~850℃로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 소둔온도가 750℃ 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 재질을 얻을 수 없고, 850℃를 초과하면 강도가 떨어지는 문제점이 있기 때문이다.

본 발명에서는 상기와 같이 소둔된 강판에 추가적으로 통상의 방법으로 용융아연도금한 다음, 이후 합금화 열처리할 수 있다. 상기 합금화 열처리시 처리온도는 520~580℃로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 합금화 열처리 온도가 520℃ 미만이면 합금화가 되지 않아 불균일하고, 580℃를 초과하면 과도한 합금화로 파우더링 문제가 발생될 수 있기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2의 재가열온도로 재가열한 다음, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 통상의 방법으로 열간압연하였다. 이후 상기와 같이 제조된 열연판을 하기 표 2의 권취온도로 권취한 다음, 통상의 방법을 이용하여 산세 및 냉간압연(압하율 65%)하였다. 이어 상기 냉연판을 하기 표 2의 소둔온도로 소둔한 다음, 통상의 방법을 이용하여 용융아연도금하였고 이어 520~580℃의 온도범위에서 합금화처리하였다. 상기와 같이 제조된 시편의 다양한 물성을 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

강종	성분 조성(중량%)												식①값
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Mo	Ti	Nb	N	B	식①값
종래강A	0.0045	0.08	1.3	0.080	0.006	0.040	-	-	0.051	0.015	0.0025	0.0015	-
종래강B	0.0045	0.06	1.2	0.075	0.006	0.040	-	0.05	0.019	0.045	0.0025	0.0015	2.7
비교강A	0.0043	0.08	0.85	0.085	0.007	0.044	-	0.20	0.007	0.046	0.0025	0.0006	0.825
비교강B	0.0033	0.29	- (tr)	0.085	0.010	0.043	0.11	0.08	-	0.036	0.0025	0.0011	1.97
비교강C	0.0072	0.15	- (tr)	0.067	0.013	0.042	0.10	0.18	-	0.045	0.0025	0.0013	0.775
비교강D	0.0058	0.08	0.57	0.070	0.009	0.049	0.10	0.19	-	0.040	0.0025	0.0005	0.517
발명강A	0.0060	0.12	- (tr)	0.067	0.012	0.042	0.10	0.18	-	0.044	0.0025	0.0013	0.668
발명강B	0.0045	0.12	- (tr)	0.075	0.009	0.040	0.11	0.20	-	0.045	0.0025	0.0015	0.629
- 식①: ([Si]+10[P])/([Mo]+[Cu]) - 상기 비교강B,C 및 발명강A,B의 Mn함량은 불가피하게 첨가되는 불순물 수준의 함량이었으며, 그 함량은 0.07중량%임

구분	강종	제조조건			물성치
구분	강종	재가열 온도 (℃)	권취 온도 (℃)	소둔 온도 (℃)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)	r값	DBTT (℃)	표면 품질
종래재1	종래강A	1192	615	795	265	428	36	1.7	-40	불량
종래재2	종래강B	1203	580	785	322	465	29	1.2	-40	약간 불량
비교재1	비교강A	1164	726	788	305	453	34	1.5	-40	양호
비교재2	비교강B	1210	722	790	276	442	37	1.9	-30	양호
비교재3	비교강C	1168	714	800	353	468	30	1.4	-80	우수
비교재4	비교강D	1169	731	793	312	435	34	1.8	-30	보통
발명재1	발명강A	1166	695	790	305	455	33	1.5	-80	우수
발명재2	발명강B	1180	683	780	288	449	37	1.7	-40	우수

상기 표 1 및 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분 범위를 만족하는 발명강(A, B)를 이용하여 본 발명의 제조조건으로 제조한 발명재(1~2)의 경우 강도, 가공성, 내2차가공취성 및 표면품질이 매우 우수하게 나타났다.

그러나, Ti과 Nb을 복합으로 첨가하고 Mn의 함량을 높게 설정한 종래강(A, B)을 이용하여 제조된 종래재(1~2)의 경우 강도 또는 가공성이 발명재에 비하여 떨어졌을 뿐만 아니라 특히 표면품질이 불량함을 알 수 있었다.

또한, 상기 종래강에서 Mn 및 B의 함량을 낮추고 Mo의 함량을 높인 비교강(A, D)를 이용하여 제조된 비교재(1, 4)에 있어서, 비교재1은 제조비용이 너무 상승하는 문제점이 있었으며, 비교재4는 강도 및 내2차가공취성이 떨어지는 문제점이 있었다.

또한, 상기 발명강에서 고용강화 효과를 얻기 위하여 Si의 함량을 높인 비교강B와, 고용강화 효과 및 NbC 석출로 인한 결정립 세립화를 위하여 C함량을 높인 비교강C를 이용하여 제조된 비교재(2, 3)에 있어서, 비교재2는 내2차가공취성이 떨어지는 문제점이 있었으며, 비교재3은 가공성이 떨어졌을 뿐만 아니라 항복비가 너무 상승하는 문제점이 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 종래기술이 가지고 있던 2차가공취성 문제 및 도금표면의 줄무늬 등이 발생되는 문제점을 해소할 수 있을 뿐만 아니라 제품의 재질측면에서 장출성형성(연신율), 드로잉가공성(r값), 형상동결성(저항복비) 등의 추가적인 물성도 확보할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.0030~0.0060%, Si: 0.3% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, Cu: 0.08~0.20%, Mo: 0.08~0.25%, Nb: 0.03~0.06%, N: 0.0040% 이하, B: 0.0005~0.0025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,

상기 성분중 Si, P, Mo, Cu가 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족하는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판.
중량%로, C: 0.0030~0.0060%, Si: 0.3% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, Cu: 0.08~0.20%, Mo: 0.08~0.25%, Nb: 0.03~0.06%, N: 0.0040% 이하, B: 0.0005~0.0025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,

상기 성분중 Si, P, Mo, Cu가 ([Si]+[P])/([Mo]+[Cu])=0.5~1.0을 만족하는 강 슬라브를 1150~1230℃의 온도로 재가열하고, 이후 마무리 열간압연온도를 Ar₃ 변태점 이상의 온도로 하여 열간압연하는 단계;

상기 열연판을 560~730℃에서 권취하는 단계; 및

상기 권취된 열연판을 통상의 방법을 이용하여 산세 및 냉간압연하고, 이어 750~850℃에서 소둔하는 단계;를 포함하여 이루어지는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판의 제조방법.
제 2항에 있어서, 상기 소둔된 강판을 통상의 방법을 이용하여 용융아연도금한 다음, 520~580℃에서 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함함을 특징으로 하는 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ti-Mn 프리 고성형 고강도 강판의 제조방법.