KR100775339B1 - 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
자동차 내충격성 소재로 주로 사용되고, 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법이 제공된다.
이 냉연강판은 중량%로 C: 0.005% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.006~0.008%, 산가용 Al: 0.11~0.16%, Ti: 0.03~0.05%, Nb: 0.01~0.03% Mo: 0.04~0.08%, Sb: 0.2% 이하, B: 0.0005~0.0015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 평균 크기를 갖는 AlN 및 MoC 석출물이 1×106개/㎟ 이상 분포한다.
본 발명에 따르면, 면내이방성 지수(△r) 0.2 이하, 소성이방성지수(r값) 1.7 이상과 우수한 항복강도를 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다.
내충격성, 냉연강판, 면내이방성, r값, AlN, MoC
Description
한국 출원번호 제2003-0091535호
일본 공개특허공보 평4-280943호
일본 공개특허공보 평5-070836호
일본 공개특허공보 평5-263184호
일본 공개특허공보 평10-096051호
본 발명은 자동차용 내,외판 판넬류 및 일부 구조부재 등의 내충격성 소재로 주로 사용되는 냉연강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 Ti-Nb을 복합첨가하는 극저탄소강으로 미세한 AlN 및 MoC 석출물에 의해 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
석출강화형 고강도 강판은 최근 자동차의 충격 안전성 규제가 확산되면서 차 체의 내충격성 향상을 위하여 멤버(Member), 빔(Beam), 필라(Pillar) 및 내판재 등의 판넬류 및 구조 부재 등 다양한 용도로 사용되고 있다. 이는 자동차 사고시 충격 흡수능이 우수한 강판의 사용이 요구되기 때문이다. 석출강화형 고강도강판은 자동차의 충돌에너지를 흡수하기 위하여 설계되었기 때문에 인장강도 대비 항복강도 즉, 항복비(YS/TS)가 높은 것을 특징으로 하고 있다.
이러한 석출강화강은 주로 종래 저탄소강을 이용하여 제조하였으나 이 경우 성형성이 열위하여 높은 가공성을 요구하는 부품으로의 사용은 부적합하였다. 대표적인 저탄소 석출강화형 고강도강의 제조 방법으로 공지된 기술로는 한국 출원번호 제2003-0091535호가 있으며, 여기에서는 0.02~0.04%C의 저탄소강을 기본 성분계로하여 항복강도를 증가시켜 제조하는 방식을 이용하였으나 강도는 확보될지라도 성형성 즉 r값이 1.4수준에 머물러 가공성이 좋지 않다.
한편 극저탄소강을 이용하여 제조할 경우에는 항복강도가 낮아 내충격용 소재로의 적용에는 한계를 가지고 있으며, 대표적인 종래기술로는 일본 공개특허공보 평4-280943호, 평5-070836호, 평5-263184호, 평10-096051호 등이 있다. 상기 종래기술들은 인장강도 대비 항복강도가 낮기 때문에 가공성을 요구하는 자동차 부품으로의 적용은 매우 유리하지만 내충격성을 요구하는 부품으로의 적용은 부적합한 문제점을 가지고 있다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 극저탄소강의 기본 성분계에서 합금원소 및 미세한 석출물을 제어함으로써, 우수한 항복강도를 가지면서 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C: 0.005% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.006~0.008%, 산가용 Al: 0.11~0.16%, Ti: 0.03~0.05%, Nb: 0.01~0.03% Mo: 0.04~0.08%, Sb: 0.2% 이하, B: 0.0005~0.0015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 평균 크기를 갖는 AlN 및 MoC 석출물이 1×106개/㎟ 이상 분포하는 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로 C: 0.005% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.006~0.008%, 산가용 Al: 0.11~0.16%, Ti: 0.03~0.05%, Nb: 0.01~0.03% Mo: 0.04~0.08%, Sb: 0.2% 이하, B: 0.0005~0.0015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100℃ 이상의 온도로 재가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 마무리압연을 종료한 다음, 550~630℃의 온도 범위에서 권취하고, 냉간압연한 후 760~810℃의 범위에서 연속소둔하는 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자는 우수한 항복강도를 확보하는 동시에 면내이방성 및 가공성을 개선하기 위한 방안을 모색하던 중, 미세한 AlN 및 MoC를 결정립계 및 입내에 분산 석출하여 항복강도를 증가하고, C함량을 극저탄소강 수준으로 낮추어 가공성을 크게 개선하는 동시에 Nb첨가에 의해 가공성 평가지수인 r값 중에 r45 방향의 지수를 개선하여 전체적으로 면내이방성(이하 △r이라 칭함)을 크게 개선할 수 있다는 연구 결과를 기초로 완성된 것이다.
극저탄소강에서 Ti 또는 Nb를 첨가하여 잔존 C을 완전 석출 고정시키면 강의 가공성은 크게 개선될 수 있다. 실험결과에 의하면 Ti를 단독 첨가하게 되면 가공성은 향상되지만 면내 이방성은 크게 개선되지 못하는 반면, Nb을 복합첨가하면 강의 방향성 가공지수의 개선 효과가 있는 것으로 나타난다.
또한, 본 발명은 Sb를 미량 첨가함으로써, 소둔시 개재물의 표면 용출을 억제하여 강의 표면 품질을 크게 향상할 수 있다는데 특징이 있다. 먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.
C: 0.005% 이하가 바람직하다.
상기 C는 극저탄소강에 Ti를 첨가하여 C을 고용상태가 아닌 석출물로 존재케하면 소둔 중에 가공성에 유리한 {111}집합조직이 발달하여 가공성을 크게 개선하는 효과가 있다. 상기 C의 함량이 0.005%를 초과할 경우 시효성 및 성형성이 크게 개선되지 않으므로 상기 C의 함량은 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.5% 이하가 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 원소로서 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연시 S에 의한 판파단 발생 및 고온 취화를 억제시키는 중요한 역할을 한다. 극저탄소강을 이용하여 제조할 경우 항복강도 상승은 한계가 있기 때문에 본 발명에서는 AlN 및 MoC의 미세 석출물을 이용하여 가능한 한 항복강도를 상승시키고 Mn함량 첨가를 극대화하여 더욱 우수한 항복강도를 확보할 수 있다. Mn첨가 함량이 증가할수록 강도 상승 효과는 높아지는 반면 그 함량이 1.5%를 초과할 경우 가공성 즉 r값이 급격히 떨어지므로 상기 Mn의 함량은 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.15% 이하가 바람직하다.
상기 P은 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 그러나 과잉의 P첨가는 취성파괴 발생 가능성을 현저히 높여 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생가능성이 증가시킬 뿐 아니라, 도금 표면 특성을 저해하는 원소로 작용할 수 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하가 바람직하다.
상기 S는 불순물로서 불가피하게 첨가되는 원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 중요하다. 또한 우수한 용접 특성을 확보하기 위하여 그 함량을 가능한 한 적게 관리함이 바람직하나 강의 정련 비용이 높아진다. 따라서, 상기 S의 함량은 조업조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.006~0.008%가 바람직하다.
상기 N은 본 발명에서 강도상승에 중요한 역할을 한다. 그 함량이 0.006% 미만의 경우 AlN 미세 석출물 효과가 충분치 못하여 항복강도의 증가를 수반하기 어려우며 0.008%를 초과할 경우 고용 질소에 의한 시효보증이 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.006~0.008%로 제한하는 것이 바람직하다.
산가용 Al: 0.11~0.16%가 바람직하다.
산가용 Al은 통상 강의 입도 미세화와 탈산을 위해서 첨가되는 원소이다. 하지만 본 발명에서는 AlN의 미세 석출물 효과를 이용하여 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 요소로 작용한다. 상기 산가용 Al함량이 0.11% 미만의 경우 극미세한 AlN 석출물을 충분하게 확보하지 못하여 강의 강도 상승에 크게 기여치 못하고 0.16%를 초과한 경우에는 고용상태의 Al 함량이 많아 연성이 크게 저하될 우려가 있다. 따라서 상기 산가용 Al의 함량은 0.11~0.16%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.03~0.05%가 바람직하다.
상기 Ti는 열간압연 중 고용C와 작용하여 TiC석출물을 형성함으로써 고용C를 완전 석출시켜 고정하는 소기(Scavenging) 효과에 의해 강의 성형성을 향상시킨다. 그 함량이 0.03% 미만의 경우에는 고용C를 완전히 석출시키지 못하여 강의 성형성 측면에서 불리하며 0.05%를 초과한 경우에는 미석출 Ti이 잔류될 뿐만 아니라 TiC석출물이 너무 커 결정립 미세화 효과가 감소되므로 항복강도 및 도금 특성이 크게 저하될 수 있다. 따라서 상기 Ti의 함량은 0.03~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01~0.03%가 바람직하다.
상기 Nb은 본 발명에서 면내이방성 개선을 위해 중요한 원소이다. 즉, 종래 Ti만을 이용하여 C을 석출 고용시키는 것보다 Ti-Nb복합계를 이용하여 석출 고정시키면 가공성 중 면내이방성이 크게 개선된다. 이는 소둔시 r45방향의 집합조직의 발달 차이에 기인하며 Nb첨가에 의해 방향별 가공성이 달라져 결국 최종적인 성형성이 달라지기 때문이다. 그 함량이 0.01% 미만의 경우에는 r45방향의 집합조직의 발달에 크게 기여치 못해 면내이방성 개선 효과가 저하될 수 있으며 0.03%를 초과하는 경우 과잉의 Nb 고용으로 인해 오히려 가공성 및 표면 품질에 악영향을 미칠 수 있으므로, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.04~0.08%가 바람직하다.
상기 Mo은 강의 미세화 효과로 강도 상승효과 뿐만 아니라 MoC의 석출물을 미세하게 분포시켜 강도 즉, 항복강도 상승 효과를 가져올 수 있다. 그 함량이 0.04% 미만의 경우에는 효과적인 MoC가 극대화로 미세하게 석출되지 못하여 강의 강도 상승효과가 저하될 수 있으며 0.08% 초과할 경우에는 석출물이 오히려 조대화되어 이 역시 강도 상승 효과가 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.04~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.2% 이하가 바람직하다.
상기 Sb는 소둔시 강판 표면으로 TiO 등의 개재물들이 용출하여 덴트(Dent)등의 강판 표면 결함을 발생하는 것을 막는 역할을 한다. 즉, 강중 Sb가 결정립계에 존재하여 강중 존재하는 산화물의 이동을 억제하는 효과가 있다. 하지만 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 재료 원가 측면에서 불리하고 상기 개선효과도 크게 나타나지 않으므로 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.0015%가 바람직하다.
상기 B는 Mo성분과 연계하여 도금강판의 표면 특성을 개선하는 효과가 있는 원소이다. 그 함량이 0.0005% 미만의 경우에는 상기 효과가 미비하고 0.0015%를 초과하게 되면 재결정 온도가 급격히 상승하여 고온 소둔에 의한 도금강판 결함 즉, 줄무늬 및 미합금화의 요인으로 작용하므로 상기 B의 함량은 0.0005~0.0015%로 제 한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판에는 20nm 이하의 평균 크기를 갖는 AlN 및 MoC 석출물이 1×106개/㎟ 이상 분포한다. 본 발명의 성분계에서 상기 석출물들은 미세하게 분포할수록 유리한데, 본 발명의 결과에 따르면 상기 석출물들의 평균 크기가 20nm를 초과하는 경우에는 특히 강도가 낮아져 항복강도 확보에 크게 기여하지 못한다.
나아가 본 발명의 성분계에서 강도 상승 효과를 극대화시키기 위해서는 20nm이하의 AlN 및 MoC 석출물의 분포수가 ㎟당 1×06개 이상이 바람직하며, 이때 강도 상승에도 크게 기여하고 소성이방성지수인 r값도 크게 개선할 수 있다. 따라서, 20nm 이하의 평균 크기를 갖는 AlN 및 MoC 석출물을 1×106개/㎟ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100℃ 이상의 온도로 재가열한 후Ar3 변태점 이상에서 열간 마무리압연을 종료한다.
상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 연속주조 중에 생성된 조대한 석출물들이 완전히 용해되지 않은 상태로 남게 되어 열간압연 후에도 조대한 석출물이 다량 존재하여 강도 상승 효과에 크게 기여치 못하므로 상기 재가열 온도는 1100℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 열간압연 마무리온도가 Ar3변태점 온도 미만인 경우에는 압연립의 생성으로 가공성이 저하될 뿐만 아니라 강도도 낮아지는 경향이 있으므로, 상기 열간압연 마무리 온도는 Ar3변태점 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
이후, 550~630℃의 온도 범위에서 권취하고, 냉간압연한다. 상기 권취온도가 550℃ 미만인 경우 고용C을 완전히 석출하지 못하여 석출물 효과가 떨어질 뿐만 아니라 권취시 판 형상 불량의 문제가 나타날 수 있으며, 630℃를 초과하게 되면 석출물들이 현저하게 조대화되는 경향을 가지므로 석출물 효과가 크지 않아 항복비가 낮아질 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 550~630℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 권취 후 냉간압연은 그 압하율이 높을수록 가공성 측면에선 유리하나 현장 적용한계로 인해 통상의 조건하에서도 목표로 하는 성형성이 확보되므로 그 범위를 한정지을 필요는 없다.
이어, 상기 냉연강판을 760~810℃의 온도범위에서 연속소둔한다. 상기 연속 소둔 온도는 제품의 재질을 결정하는 중요한 역할을 하나 통상의 조업조건인 760~810℃의 범위에서 행함이 바람직하다. 상기 소둔온도가 760℃ 미만의 경우에는 강의 재결정은 확보되나 결정립 성장이 충분히 이루어지 못하여 성형성 확보에 문제가 발생할 수 있으며, 810℃를 초과한 경우에는 강판 표면으로 개재물이 용출하여 미소 덴트(Dent)를 다량 생성하여 표면 품질을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 연속소둔 온도는 760~810℃의 온도범위로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1100℃ 이상의 온도로 재가열하여 Ar3변태점 이상인 온도에서 마무리 열간압연하였다. 이어, 하기 표2와 같은 제조조건으로 권취 후 통상의 압하율인 78% 수준으로 압연을 행하였으며, 하기 표2의 연속소둔 조건으로 소둔을 행하였다.
얻어진 소둔판은 항복강도, 인장강도, 연신율, r값 및 면내이방성 지수(△r값)의 기계적 특성을 측정하였으며, 이때 인장 시험은 JIS 5호 시편을 이용하였다.표 2는 본 발명강과 비교강의 기계적 특성을 나타낸 것이다.
| 구분 | C | Mn | P | S | N | Al | Ti | Nb | Mo | Sb | B |
| 발명강1 | 0.0030 | 0.8 | 0.08 | 0.007 | 0.0062 | 0.12 | 0.035 | 0.02 | 0.06 | 0.15 | 0.0007 |
| 발명강2 | 0.0035 | 1.2 | 0.07 | 0.007 | 0.0063 | 0.14 | 0.040 | 0.02 | 0.07 | 0.16 | 0.0008 |
| 발명강3 | 0.0037 | 0.9 | 0.05 | 0.007 | 0.0062 | 0.13 | 0.036 | 0.015 | 0.05 | 0.11 | 0.0008 |
| 발명강4 | 0.0030 | 0.8 | 0.11 | 0.008 | 0.0061 | 0.12 | 0.044 | 0.02 | 0.055 | 0.11 | 0.0009 |
| 비교강1 | 0.044 | 1.0 | 0.02 | 0.007 | 0.003 | 0.05 | - | - | - | - | - |
| 구분 | 권취 온도 (℃) | 소둔 온도 (℃) | 석출물 분포(×107개/㎟) | 석출물 크기 (nm) | 재질특성 | ||||
| 항복강도 (MPa) | 인장강도 (MPa) | 연신율 (%) | r값 | △r | |||||
| 발명강1 | 600 | 795 | 1.6 | 16.6 | 236 | 362 | 35 | 1.72 | 0.13 |
| 발명강2 | 620 | 800 | 1.3 | 17.3 | 261 | 396 | 34 | 1.71 | 0.17 |
| 발명강3 | 610 | 805 | 1.7 | 18.1 | 241 | 375 | 35 | 1.73 | 0.09 |
| 발명강4 | 595 | 802 | 1.9 | 17.3 | 246 | 382 | 34 | 1.74 | 0.08 |
| 비교강1 | 550 | 780 | 0.2 | 33.2 | 226 | 362 | 33 | 1.46 | 0.38 |
상기 표 1 및 2에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위 및 제조방법에 따라 제조된 발명강(1~4)의 경우, 1×106개/㎟ 이상의 20nm 이하의 미세 석출물을 형성하여 235MPa 이상의 우수한 항복강도를 확보하였으며, 연신율 34% 이상, 소성이방성지수(r값) 1.7 이상 및 면내이방성 지수(△r) 0.2 이하를 확보하였다.
그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강1의 경우, 본 발명의 석출물 분포 및 크기를 만족하지 않아 열위한 항복강도를 나타내었으며, 또한, 소성이방성지수(r값) 1.46 및 면내이방성 지수(△r) 0.38로 열위한 가공성 및 면내이방특성을 나타내었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 냉연강판은 우수한 항복강도와 동시에 우수한 면내이방성 및 가공성을 확보할 수 있다. 또한, 개재물의 표면용출을 억제하여 표면 품질이 크게 향상된 냉연강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
Claims (2)
- 중량%로 C: 0.005% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.006~0.008%, 산가용 Al: 0.11~0.16%, Ti: 0.03~0.05%, Nb: 0.01~0.03% Mo: 0.04~0.08%, Sb: 0.2% 이하, B: 0.0005~0.0015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 평균 크기를 갖는 AlN 및 MoC 석출물이 1×106개/㎟ 이상 분포하는 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판.
- 중량%로 C: 0.005% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.006~0.008%, 산가용 Al: 0.11~0.16%, Ti: 0.03~0.05%, Nb: 0.01~0.03% Mo: 0.04~0.08%, Sb: 0.2% 이하, B: 0.0005~0.0015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100℃ 이상의 온도로 재가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 마무리압연을 종료한 다음, 550~630℃의 온도 범위에서 권취하고, 냉간압연한 후 760~810℃의 범위에서 연속소둔하는 면내이방성 및 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
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