KR100711475B1 - 용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의제조방법 - Google Patents

용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의제조방법 Download PDF

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Abstract

본　발명은 자동차 멤버, 필라, 및 프론트 사이드　멤버(front　side　member) 등과 같은 자동차 구조부재 및 부품 등에 사용되는 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 고강도, 고가공성을 가질 뿐만 아니라 우수한 용융아연도금특성을 갖는 강판을 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로 탄소: 0.05 ~ 0.25%, 실리콘: 0.1 ~ 1.5%, 황: 0.02% 이하, 질소: 0.01%이하, 알루미늄: 0.02 ~ 2.0%, 망간: 1.0 ~ 2.5%, 인: 0.001 ~ 0.1%, 안티몬: 0.005 ~ 0.10%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 알루미늄 킬드강 슬라브를 1050 ~ 1300℃에서 균질화 처리 후 850 ~ 950℃의 마무리 열간압연온도 및 400 ~ 700℃의 권취온도의 조건으로 열연강판을 제조한 후, 30 ~ 80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음, 소둔하는 것을 특징으로 하는 용융아연도금특성이 우수한 고가공성 고강도 강판의 제조방법을 그 요지로 한다,
본 발명에 의하면, 고강도, 고가공성을 가질 뿐만 아니라 우수한 용융아연도금특성을 갖는 강판을 제공할 수 있다.
고강도, 고가공성, 용융아연도금, 실리콘, 안티몬

Description

용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의 제조방법 {Method for Manufacturing High Strength Steel Strips with Superior Formability and Excellent Coatability}
본　발명은 자동차 멤버, 필라, 및 프론트 사이드　멤버(front　side　member) 등과 같은 자동차 구조부재 및 부품 등에 사용되는 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용융아연도금특성이 우수한 고가공성 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
현재까지 개발된 자동차 구조부재 등에 적용되는 고가공용 고강도강은 가공성이 높지 않기 때문에 복잡한 형상을 갖고 있는 부품은 제조하기 어렵다.
따라서, 현재 자동차사에서는 부품의 형상을 간소화 하거나, 여러 개의 부품으로 나누어서 가공하여 왔다.
이렇게 여러 개의 부품으로 나누어서 제조하면 2차의 용접공정이 필요하고 용접부의 강도가 모재 부분과 다르기 때문에 차체의 설계에 많은 제약을 받는다.
따라서, 자동차사에서는 복잡한 형상의 부품에 적용하고 차체설계시 설계자유도를 높이기 위해서 고강도이면서도 가공성이 높은 강재를 지속적으로 요구하고 있다.
한편, 자동차 구조부재 등에 적절히 적용될 수 있을 정도의 고강도이면서도 고 가공성을 갖는 강재라 하더라도 합금원소 특히 실리콘(Si)의 첨가량이 높은 경우 용융(아연)도금이 어려운 문제점이 있다.
그리고 실리콘이 다량 함유된 강재가 연속소둔 또는 연속용융아연도금 라인에서 제조되는 경우 강판표면의 결정립이 탈락하여 연속소둔설비내의 허스롤(Hearth roll)에 부착 및 적층하여 후속 코일에 덴트(dent)결함을 발생시키는 문제점이 있었다.
본 발명은 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써 고강도, 고가공성을 가질 뿐만 아니라 우수한 용융아연도금특성을 갖는 강판을 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로 탄소: 0.05 ~ 0.25%, 실리콘: 0.1 ~ 1.5%, 황: 0.02% 이하, 질소: 0.01%이하, 알루미늄: 0.02 ~ 2.0%, 망간: 1.0 ~ 2.5%, 인: 0.001 ~ 0.1%, 안티몬: 0.005 ~ 0.10%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 알루미늄 킬드강 슬라브를 1050 ~ 1300℃에서 균질화 처리 후 850 ~ 950℃의 마무리 열간압연온도 및 400 ~ 700℃의 권취온도의 조건으로 열간압연하여 열연강판을 제조한 후, 30 ~ 80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음, 소둔하는 것을 특징으로 하는 용융아연도금특성이 우수한 고가공성 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 상기 알루미늄 킬드강 슬라브에 니오븀: 0.001 ~ 0.10%, 몰리브덴 :0.05 ~ 0.5% 및 코발트: 0.01 ~ 1.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에서는 저탄소 알루미늄 킬드강에 필수적으로 첨가되어 강도 및 연성을 향상시키지만, 다량 첨가될 때 표면농화층에 의해서 용융아연도금성을 저해시키는 원소인 실리콘의 첨가량을 적정화하고, 소량의 안티몬을 첨가함으로써 실리콘의 첨가에 의해서 형성되는 표면산화물을 개질하여 용용아연도금시 용융아연의 젖음성을 향상시켜 용용아연도금특성을 향상시킨다.
또한, 본 발명에서는 실리콘 첨가량의 하향에 따른 강도보상을 위해서 탄소 및 망간의 첨가량 또는 추가로 니오븀, 몰리브덴 및 코발트 중의 1종 또는 2종 이상의 첨가량을 적절히 조절하여 인장강도 590MPa급 이상의 고강도를 확보한다.
또한, 본 발명에서는 연속용융아연도금 열처리 후 최종적으로 탄소의 농도가 극히 낮은 페라이트 상에 잔류 오스테나이트 상을 분포시켜 높은 인장강도임에도 불구하고 연신 및 가공경화지수(n)를 향상시킨다.
즉, 본 발명에 의하면, 실리콘의 첨가량을 하향화하고 소량의 안티몬을 첨가하고, 실리콘 첨가량의 하향에 따른 강도보상을 위해서 탄소 및 망간의 첨가량 또는 추가로 니오븀, 몰리브덴 및 코발트 중의 1종 또는 2종 이상의 첨가량을 적절히 조절하고, 연속용융아연도금 열처리 후 최종적으로 탄소의 농도가 극히 낮은 페라이트 상에 잔류 오스테나이트 상을 분포시키도록 함으로서 가공성이 우수하고 강도가 높을 뿐만 아니라 용융아연도금특성이 우수한 강판을 제조할 수 있으며, 이렇게 제조된 강판은 용융아연도금강판의 소지금속으로 적절히 사용될 수 있다.
이하, 상기 성분 및 성분범위의 제한사유에 대하여 설명한다.
상기 탄소(C)는 2상역 소둔, 서냉 및 급냉할 때 오스테나이트 상에 농화되고, 베이나이트 역에서 오스템퍼링할 때 오스테나이트 상에 농화되어 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태온도를 상온이하로 낮추는데 기여한다.
그리고 상기 탄소 자체의 고용강화효과가 있고, 탄소의 첨가량은 제2상의 분율에 영향을 미친다.
즉, 탄소의 첨가량이 증가면 잔류 오스테나이트의 양이 증가하고, 따라서 마르텐사이트 양이 증가하여 강도 및 연성을 향상시킨다.
탄소(C)의 양이 0.05 중량%(이하 %라고 함)미만이 되면 결정립이 성장할 뿐만 아니라 탄소에 의한 고용강화효과와 석출강화효과가 감소하기 때문에 충분한 인장강도를 확보할 수 없다.
그리고 통상적인 연속소둔 공정에서 형성된 잔류 오스테나이트의 양이 적기 때문에 강도 및 연성향상에 기여하는 정도가 작다.
따라서, 탄소의 첨가량은 0.05% 이상이 되어야 한다.
본 발명에서는 고용강화 효과가 큰 실리콘의 첨가량이 감소되었기 때문에 충분한 강도확보를 위해서는 다량의 탄소 첨가가 필요하지만, 탄소의 양이 0.25%를 초과하게 되면 고용강화효과와 다량의 잔류 오스테나이트의 증가로 인장강도가 증가하고, 다량의 잔류 오스테나이트 형성에 따른 내지연파괴와 같은 현상이 나타난다.
또한, 탄소의 첨가량이 너무 많으면, 용접성이 크게 나빠진다.
따라서 탄소의 첨가량은 0.05 % ~ 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 망간(Mn)은 2상역 소둔에서 형성된 오스테나이트 상의 페라이트 변태를 지연시키는 효과가 있고, 고용강화 효과가 있기 때문에 첨가량이 적절히 조절되어야 한다.
망간의 첨가량이 1.0% 미만인 경우에는 오스테나이트에서 퍼얼라이트로의 변태를 충분히 억제하지 못하기 때문에 최종의 강판조직에서 퍼얼라이트가 형성되어 연신율 및 강도가 감소 된다.
더욱이, 망간은 고용강화 효과가 크기 때문에 충분한 인장강도를 확보하기 위해서는 상기 망간의 첨가량은 1.0%이상이 되어야 한다.
그러나, 망간 첨가량이 2.5%를 초과하는 경우에는 경화능이 너무 높아 강의 강도가 크게 증가하여 가공성이 감소하고, 강의 용접성이 나빠진다.
따라서, 망간 첨가량은 2.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 실리콘(Si)은 고용강화 효과에 의해서 강의 강도를 향상시키고, 페라이트상에서 탄소를 제거하여 강의 연성을 향상시키는 효과가 있다.
그리고 실리콘은 베이나이트 변태할 때 탄화물의 생성을 억제하여, 오스테나이트 상으로 탄소농화를 촉진시킴으로써 연성향상에 유리한 잔류 오스테나이트 상의 형성에 크게 도움을 준다.
따라서, 실리콘 첨가량은 0.1% 이상이 되어야 한다.
그러나, 실리콘의 첨가량이 증가하면 열간압연을 할 때 강판표면에 실리콘산화물이 형성되어 산세성을 나쁘게 하는 단점이 있다.
그리고, 실리콘은 연속용융도금공정에서 2상역 소둔시 강판표면에 농화되어 용융도금을 할 때 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시키기 때문에 도금성을 감소시킨다.
뿐만 아니라 다량의 실리콘 첨가는 강의 용접성을 크게 저하시킨다.
삭제
따라서, 실리콘의 첨가량은 1.5%이하로 제한하여야 한다.
인(P)은　고용강화원소로　종종　첨가되지만,　본 발명에서는　오스템퍼링공정에서　형성되는　탄화물의　생성을　억제하고 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다.
즉, 본 발명에서 첨가되는 인은 실리콘과 동일한 역할을 한다.　
따라서,　인이　너무　적게　첨가되면　잔류 오스테나이트 상에 농화되는 탄소의 양이 충분하지 않기 때문에 잔류 오스테나이트의 안정도가 낮아 연성이 감소한다.
따라서, 본 발명에서의 인의　첨가량은　0.001%이상이어야 한다.
그러나,　인의　첨가량이 0.1%를 초과하게 되면 용접성이 악화되고　연주시　일어나는　중심편석에 의해서　부위별로 강의 재질편차가　크게 되는 단점이 있고, 용접성도 저하된다.
따라서, 인의 첨가량은 0.1%이하로 제한한다.
상기 알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되지만, 본 발명에서는 탈산과 함께 연성을 향상시키기 위하여 첨가된다.
본 발명에서 알루미늄은 실리콘 및 인과 유사한 역할을 하며, 그 첨가량은 0.02 ~ 2.0%로 제한한다.
본 발명에서는 실리콘의 첨가량이 너무 많으면 강판의 용융도금성 및 용접성을 크 게 악화시키는 단점이 있어 실리콘의 첨가량을 감소시키고, 탄화물 형성억제원소인 인과 알루미늄을 적정량 첨가하여 같은 효과를 얻을 수 있었다.
더욱이, 알루미늄은 용융아연도금성에도 유리한 원소이기 때문에서 본 발명에서는 실리콘, 알루미늄과 인의 첨가량을 적절히 선정한 것이다.
상기 안티몬(Sb)은 본 발명에 있어서 중요한 원소로써 MnO, SiO2, Al2O3등의 표면농화 발생을 억제하고, 형성된 산화물의 성상을 변화시켜 용융아연의 강판에 대한 젖음성을 향상시키는데 큰 역할을 한다.
상기 효과를 얻으려면, 그 함량이 최소 0.005%이상 필요하다. 그러나, 특정 한도 이상 첨가될 경우 소정의 효과를 얻을 수 없기 때문에 그 상한은 0.10%로 제한한다.
상기 니오븀(Nb)은 강의 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소로써 결정립미세화와 석출강화에 의해서 도금성의 열화 없이 강의 강도를 크게 증가시킨다.
그 첨가량이 0.001% 미만일 경우에는 형성되는 석출물의 양이 적어 강도 증가에 크게 기여를 하지 못한다.
그러나, 그 첨가량이 0.1%를 초과하는 경우에는 열처리조건에 따른 석출물이 조대하게 석출되거나, 미세한 석출물이 다량 생성되어 재질편차가 심해지고, 가공성이 크게 감소하는 단점이 있다.
따라서, 상기 니오븀(Nb)의 첨가량은 0.001∼0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 몰리브덴(Mo)은 역시 강의 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소로써 고온 소둔시 산화물 형성을 억제하기 때문에 용융도금시 용융아연의 강판에 대한 젖음성을 향상시킨다.
상기 효과를 얻으려면 그 함량이 최소 0.05% 이상 필요하나, 특정 한도 이상으로 첨가될 경우 강의 연신율이 크게 감소하기 때문에 그 상한은 0.5%로 제한한다.
상기 코발트(Co)는 역시 강의 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소로써 고온 소둔시 산화물 형성을 억제하기 때문에 용융도금시 용융아연의 강판에 대한 젖음성을 향상시킨다.
상기 효과를 얻으려면, 그 함량은 0.01% 이상 필요하나, 특정 한도 이상으로 첨가될 경우 강의 연신율이 크게 감소하기 때문에 그 상한은 1.0%로 제한한다.
일반적으로, 황(S)은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로써 그 함량은 0.02%이하로 제한한다.
상기 질소(N) 역시 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로써, 그 함량은 0.010%이하로 제한한다.
이하, 본 발명의 제조조건에 대하여 설명한다.
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1050 ~ 1300℃정도로 재가열하여 균질화 처리를 실시한 다음, Ar3온도 직상인 850 ~ 950℃범위에서 통상의 조건으로 마무리 열간압연을 실시한 다음, 400 ~ 700℃에서 권취하는 열간압연을 실시한다.
상기 열연권취온도가 너무 낮으면 열연강판에서 강도가 높은 제2상이 생성되어 열연강판의 강도가 상승하고, 열간압연 후 강판의 형상이 나빠지기 때문에 냉간압연 을 어렵게 한다.
따라서, 상기 열연권취온도를 400℃이상으로 제한한다.
상기 열연권취온도가 너무 높으면 열연강판에 조대한 퍼얼라이트가 형성되어 소둔과정에서 재용해가 잘 일어나 않기 때문에 균일한 조직의 소둔강판을 얻을 수 없고, 그 결과 냉연강판의 가공성을 감소시킬 뿐만 아니라, 소둔온도를 증가시켜야 하는 단점이 있다.
따라서, 열연권취온도의 상한은 700℃로 제한한다.
상기와 같이 열간압연이 끝나면 강판 형상과 두께를 맞추기 위해서 냉간압연을 실시한다.
상기 냉간압연시 압하율은 30∼80%가 바람직하다.
상기와 같이 냉간압연된 강판을 2상역 구간에서 연속소둔을 실시한다.
이때 소둔온도가 너무 낮으면 충분한 가공성을 확보하기 어렵고 저온에서 오스테나이트 상을 유지할 수 있을 만큼 오스테나이트로의 변태가 충분히 일어나지 않기 때문에 소둔온도는 700℃이상으로 제한한다.
더욱이, 열간압연단계에서 형성된 퍼얼라이트를 완전히 재용해시켜 냉각중 제2상이 균일하게 분포하게 하기 위해서도 700℃이상의 고온소둔이 필요하다.
그러나, 소둔온도가 870℃를 초과하게 되면 오스테나이트로 완전히 변태가 일어난 다음에 냉각과정에서 다시 페라이트로 변태가 일어나기 때문에 잔류 오스테나이트의 탄소농화가 낮고, 침상형태로 발달하여 연신율이 감소한다.
따라서, 소둔온도의 상한은 870℃로 제한한다.
상기와 같이 고온소둔한 후, 620 ~ 700℃까지 서냉하는 것이 바람직하다.
이때, 냉각속도는 1∼7℃/sec사이에서 유지되어야 충분한 양의 페라이트를 확보할 수 있어 가공성을 증가시키다.
또한, 450 ~ 350℃구간에서 10초 이상 유지한 후 용융아연도금을 실시하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1250℃ 가열로에서 1 시간 유지 후 열간압연을 실시하였다.
이때 열간압연 마무리 온도는 900℃, 권취온도는 620℃로 하였다.
열간압연을 한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다.
냉간압연된 강판을 소둔온도를 800℃로 하고 용융아연도금욕의 온도를 460℃로 하여 연속용융아연도금 모사 열처리를 실시하였다.
연속용융아연도금 모사 열처리 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
강 번 화학성분(중량%) 비고
C Si Mn P S Al Nb Sb 기타
1 0.206 0.49 2.02 0.011 0.0044 0.505 0.020 0.02 - 발명강
2 0.189 0.50 2.10 0.010 0.0045 0.940 0.020 0.02 - 발명강
3 0.195 0.54 1.99 0.009 0.0035 1.40 0.025 0.02 - 발명강
4 0.204 0.48 1.93 0.030 0.0071 0.455 0.0120 0.018 - 발명강
5 0.194 0.53 2.16 0.032 0.0064 1.100 0.0125 0.021 - 발명강
6 0.250 0.51 1.50 0.049 0.0055 0.510 - 0.02 - 발명강
7 0.203 0.53 1.52 0.052 0.006 0.518 - 0.02 - 발명강
8 0.197 0.32 1.67 0.010 0.0055 0.510 0.012 0.021 0.16Mo 발명강
9 0.200 0.31 1.65 0.010 0.0055 0.510 0.025 0.020 0.16Mo 발명강
10 0.202 0.45 2.14 0.022 0.0070 1.05 - 0.030 - 발명강
11 0.154 0.33 2.20 0.029 0.0060 0.539 0.010 0.020 0.54Co 발명강
12 0.15 0.22 0.72 0.011 0.0050 0.72 0.025 - 0.53Mo 비교강
13 0.20 0.50 2.00 0.10 0.0050 0.70 0.025 - - 비교강
14 0.20 1.6 1.6 0.01 0.005 0.05 - - - 비교강
강번 기계적 특성 표면품질등급
항복강도 (kgf/mm2) 인장강도 (kgf/mm2) 연신율(%) 가공경화지수 (n)
1 488 840 28.5 0.21 1등급
2 560 790 28.3 0.22 1등급
3 520 787 29.3 0.23 1등급
4 580 830 27.7 0.21 1등급
5 600 830 28.0 0.21 1등급
6 382 810 28.0 0.22 1등급
7 453 708 31.0 0.22 1등급
8 622 798 28.2 0.22 1등급
9 590 790 29.0 0.21 1등급
10 431 754 27.6 0.23 1등급
11 550 800 26.8 0.21 1등급
12 431 625 22.0 - 1등급
13 550 785 28.0 0.21 3등급
14 387 798 28.1 0.22 5등급
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강(1 ~ 11)은 인장강도 590MPa이상, 연신율 25% 이상을 나타냄을 알 수 있다.
이러한 결과로부터, 본 발명에 의하면, 자동차 멤버, 필라와 같은 구조부재용 재료에 적절한 재질을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
비교강(12)는 망간의 첨가량을 감소시키고, 경화능이 큰 원소인 몰리브덴을 다량 첨가한 것으로서, 인장강도 및 연신율이 낮으며, 따라서, 고강도 구조부재용으로는 적합하지 않다.
비교강(13)은 알루미늄, 니오븀등이 충분히 첨가되어 강도 및 연성은 우수하지만 안티몬(Sb)이 첨가되지 않았기 때문에 용융도금 품질이 좋지 않으며, 따라서 높은 방청성을 필요로 하는 자동차의 구조부재용 재료로는 적합하지 않다.
비교강(14)는 자동차의 고강도 구조부재용 재료에 적합한 강도와 연성은 확보할 수 있지만 다량의 실리콘이 첨가되었기 때문에 용융도금재의 소지강판으로 사용할수 없다.
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뿐만 아니라 고온소둔시 소둔노내에서 강판표면이 탈락되어 허스롤(Hearth roll)에 부착되어 후속 코일에 덴트(dent)결함을 발생시킬 수 있다.
본 발명에 의하면, 고강도, 고가공성을 가질 뿐만 아니라 우수한 용융아연도금특성을 갖는 강판을 제공할 수 있다.

Claims (2)

  1. 중량%로, 탄소: 0.05 ~ 0.25%, 실리콘: 0.1 ~ 1.5%, 황: 0.02% 이하, 질소: 0.01%이하, 알루미늄: 0.02 ~ 2.0%, 망간: 1.0 ~ 2.5%, 인: 0.001 ~ 0.1%, 안티몬: 0.005 ~ 0.10%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 알루미늄 킬드강 슬라브를 1050 ~ 1300℃에서 균질화 처리 후 850 ~ 950℃의 마무리 열간압연온도 및 400 ~ 700℃의 권취온도의 조건으로 열간압연하여 열연강판을 제조한 후, 30 ~ 80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음, 소둔하는 것을 특징으로 하는 용융아연도금특성이 우수한 고가공성 고강도 강판의 제조방법
  2. 제1항에 있어서, 상기 알루미늄 킬드강 슬라브에 니오븀: 0.001 ~ 0.10%, 몰리브덴 :0.05 ~ 0.5% 및 코발트: 0.01 ~ 1.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 용융아연도금특성이 우수한 고가공성 고강도 강판의 제조방법
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