KR100920598B1 - 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및냉연강판의 제조방법 - Google Patents

소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및냉연강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 인장강도 340~390MPa급 소부경화형 냉간압연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
본 발명은 Ti를 미량 첨가하고, Al 및 Mo를 동시에 첨가하고, 또한 저온권취와 더불어 소둔 후 결정립 크기를 미세화시키는 방법에 의해 강 중 고용원소를 적절히 제어함으로써 ASTM No. 9 이상의 소둔후 결정립크기, 30MPa이상의 소부경화량(BH), 30MPa이하의 AI 값 및 340~390MPa의 인장강도를 갖는 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법을 그 요지로 하고 있습니다.
본 발명에 의하면, 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 인장강도 340~390MPa급 고강도 소부경화형 냉연강판 및 이를 이용한 용융도금강판을 얻을 수 있다.
소부경화, 상온시효, 고용탄소, 결정립크기. 권취온도

Description

소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법{Bake-Hardenable Cold Rolled Steel Sheet with Superior Strength, Galvannealed Steel Sheet Using the Cold Rolled Steel Sheet and Method for Manufacturing the Cold Rolled Steel Sheet}
본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 소부경화성 및 상온 내시효성이 매우 우수한 인장강도 340~390MPa급 소부경화형 냉간압연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 연비향상 및 차체의 경량화를 목적으로 차체에 고강도강판을 사용함으로써 판 두께 감소와 더불어 내 덴트성을 향상시키고자 하는 요구가 한층 커지고 있다.
자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 항복강도, 인장강도, 양호한 프레스 성형성, 스폿트(spot) 용접성, 피로특성 및 내식성 등이 있다.
이중 내식성은 최근 자동차 부품의 수명 연장을 위해 요구되는 특성이다.
이러한 내식성 향상용 강판은 크게 전기도금형과 용융도금형의 두가지로 분류될 수 있다. 전기도금용 강판은 용융도금재에 비해 도금특성이 양호하고 내식성이 우수하지만, 용융도금재에 비해 강판가격이 매우 비싸 최근에는 사용을 꺼려하여 용융도금용 소재를 이용하여 내식성 향상을 요구하고 있는 추세이다.
최근 각국의 제철소를 중심으로 자동차용 소재는 대부분 용융도금용 소재를 생산하여 자동차사에 공급중에 있으며, 이에 따라 용융도금재에서도 과거 수준보다 훨씬 우수한 내식성을 확보할 수 있는 기술들이 계속 개발됨으로써 사용이 증가추세에 있다.
일반적으로 강판은 강도와 가공성이 서로 상반된 특징을 나타내는 것이 보통이다. 이러한 두가지 특성을 만족할 수 있는 강으로서 크게 복합조직형 냉연강판과 소부경화형 냉연강판이 있다.
상기 복합조직강은 일반적으로 용이하게 제조할 수 있는 것으로서, 인장강도가 390MPa급 이상으로 자동차에 사용되는 소재로는 높은 인장강도에 비해 스트레칭성(stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높으나 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균 r치가 낮으며, 망간, 크롬 등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가의 상승을 초래한다.
한편, 상기 소부경화강은 인장강도 390MPa이하인 강에서 프레스 성형시 연질강판에 가까운 항복강도를 가지므로 연성이 우수하며 프레스 성형후 도장 소부처리시 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, 고용 탄소 및 질소가 증가하면 소부경화량은 증가하나 고용원소의 과다로 인해 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하게 되므로 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.
소부경화성을 가지는 냉연강판의 제조방법으로는 상소둔법을 이용하는 방법과 연속소둔방법을 이용하는 방법이 있다.
일반적으로, 저탄소 P첨가 알루미늄 킬드(Al-killed)강을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400-500℃ 온도범위인 저온권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 40-50MPa 정도의 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다.
한편, 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우에는 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 강 중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고 Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내 덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로의 사용이 증가 추세에 있다.
일본 특허공보 (소) 61-26757호에는 C: 0.0005-0.015% 및 S+N 함량≤005%의 Ti 및 Ti, Nb복합첨가 극저탄소 냉연강판이 제시되어 있고, 일본 특허공보 (소) 57-89437호에는 C: 0.010%이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 40MPa이상인 강을 제조하는 방법이 제시되어 있다.
상기한 공보들에 제시된 방법은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시의 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것이다.
그러나, Ti 또는 Ti, Nb 복합첨가강의 경우 적정 소부경화량의 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti 및 질소, 황의 엄격한 제어가 필요하게 되므로 원가상승의 문제가 발생한다.
또한, 상기 Nb 첨가강의 경우에는 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승을 초래할 수 있다.
한편, 미국특허 제5,556,485호 및 5,656,102호[미국 베들레헴 스틸 (Bethlehem Steel)]에는 C: 0.0005-0.1%, Mn: 0-2.5%, Al: 0-0.5%, 및 N: 0-0.04% 이고, Ti함량을 0-0.5%로, V함량을 0.005-0.6%로 제어한 Ti-V계 극저탄소강을 이용하여 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다.
일반적으로, V는 Ti나 Nb와 같은 탄질화물 형성원소보다 더욱 안정하여 소둔온도를 낮출 수 있다. 따라서, 열간압연 중에 V에 의해 생성된 탄화물인 VC등은 Nb계보다 소둔온도를 낮게 관리하여도 재용해에 의한 소부경화성을 부여할 수 있다.
그러나, V는 VC와 같은 탄화물을 형성하기는 하지만 재용해 온도가 매우 낮아 실질적으로 성형성 향상에는 큰 도움을 주지 못하기 때문에 상기의 특허에서는 Ti를 약 0.02%이상 첨가하여 성형성을 도모하고 있다. 따라서 상기의 특허는 다량 의 Ti첨가에 의한 제조원가 상승 뿐만 아니라 결정립 크기가 크기 때문에 내시효성측면에서도 불리하다는 문제점이 있다.
한편, 새로운 합금원소를 첨가하는 방법들이 일본 공개특허공보 평5-93502, 평9-249936, 평8-49038 및 평7-278654 등에 제시되어 있다.
상기 일본 공개특허공보 평 5-93502에는 Sn을 첨가함으로써 BH성을 상승시키는 방법이 제시되어 있고, 일본 공개특허공보 평9-249936에는 V을 Nb와 복합첨가함으로써 결정립계의 응력집중을 완화시켜 연성을 개선시키는 방법이 제시되어있다.
또한, 일본 공개특허공보 평8-49038에는 Zr에 의해 성형성을 개선시키는 방법이 제시되어 있고, 일본 공개특허공보 평7-278654에는 Cr을 첨가하여 고 강도화 및 가공경화지수(N치)의 열화를 최소화시킴으로써 성형성을 확보하는 방법이 제시되어 있다.
그러나, 이러한 특허들은 단순히 소부경화성의 개선 또는 성형성을 개선하는데만 주목하고 있으며 소부경화성의 상승에 따른 내시효성의 열화문제에 대해서는 아무런 언급이 없어 이에 대한 대책의 수립이 요구되고 있다.
본 발명은 Ti를 미량 첨가하고, Al 및 Mo를 동시에 첨가하고, 또한 저온권취와 더불어 소둔 후 결정립 크기를 미세화시키는 방법에 의해 강 중 고용원소를 적절히 제어함으로써 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 인장강도 340~390MPa급 소부경화형 냉간압연강판 및 이를 이용한 용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로, C : 0.0016-0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.2-1.2%, P : 0.05-0.11%, S : 0.01% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.08-0.12%, N : 0.0025% 이하, Ti : 0.008-0.018%, Mo : 0.1~0.2% 및 B : 0.0005-0.0015%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고;
Ti 함량 및 강 중 고용 탄소함량이 각각 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하고;
[관계식 1]
Ti*[유효(Effective) Ti] = 총(Total) Ti - (48/14)N - (48/32)S ≤0
[관계식 2]
C*(결정립계에 존재하는 고용탄소량(GB-C로 칭함) + 결정립내에 존재하는 고용탄소량(G-C로 칭함)) = 총(Total) C(ppm) - C in TiC = 8 ~ 15ppm
[상기 식 2에서, GB-C량(결정립계내의 고용탄소량): 5~10ppm 및 G-C량(결정립내의 고용탄소량): 3-7ppm의 조건을 만족해야 함]
그리고 ASTM No. 9 이상의 소둔후 결정립크기, 30MPa이상의 소부경화량(BH), 30MPa이하의 AI 값 및 340~390MPa의 인장강도를 갖는 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판 및 이를 이용한 용융도금강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C : 0.0016-0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.2-1.2%, P : 0.05-0.11%, S : 0.01% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.08-0.12%, N : 0.0025% 이하, Ti : 0.008-0.018%, Mo : 0.1~0.2% 및 B : 0.0005-0.0015%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고;
Ti 함량이 상기 식(1)을 만족하는 알루미늄 킬드(Al-Killed)강을 1200℃이상에서 균질화 열처리한 후, 열간압연하고 900-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연 하고, 500-550℃의 온도범위에서 저온권취한 다음, 75-80%의 냉간압연율로 냉간압연하고, 770-830℃의 온도범위에서 연속소둔한 후, 1.2-1.5%의 압연율로 조질압연하여 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 인장강도 340~390MPa급 고강도 소부경화형 냉연강판 및 이를 이용한 용융도금강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 중요한 특징 중의 하나는 500-600℃의 저온권취를 행하는 것이다 . 일반적으로, Ti를 첨가한 극저탄소 냉연강판의 경우, 강중에 생성되는 석출물로는 TiN, TiS, Ti4C2S2, TiFeP 및 TiC 등이 있다. 이러한 석출물 중 TiFeP는 일반적으로 P함량이 0.04%이상 높게 첨가될 경우에 생성되는 석출물이며, Ti4C2S2는 슬라브 균질화 열처리온도가 1200℃이하의 저온에서 생성되는 석출물로서 P함량이 0.04%이하이며, 1200℃이상의 균질화 열처리를 행하는 본 발명강에서는 생성되지 않는 석출물들이다.
또한, Ti첨가량을 화학당론(Stoichiometric)이상, 즉 Ti≥(48/14)N +(48/32)S의 식을 만족하도록 Ti를 첨가할 경우 생성되는 석출물은 TiN, TiS, TiC등이 있다.
한편, Ti량이 화학당론이하로 첨가될 경우 TiC석출물은 생성되지 않는다고 알려져 있으나 본 발명자를 비롯한 많은 연구자들에 의해 Ti당량이하에서도 소량의 TiC석출물이 생성된다는 사실이 확인되었다.
도 1은 본 발명자가 권취온도를 각각 700℃ 및 540℃로 변화시킨 Ti첨가강을 대상으로 Ti함량에 따른 소부경화량 및 강중 고용탄소량의 변화를 조사한 결과이다.
도 1에 나타난 바와 같이, Ti함량이 증가될 경우 소부경화량 및 강중 고용탄소는 점차 감소함을 알 수 있다.
그러나, 동일한 Ti함량조건에서 700℃의 고온권취재보다 540℃의 저온권취재 에서 소부경화량과 고용탄소가 높았다.
권취온도 2 조건에 대한 시편을 전자현미경으로 관찰한 결과, 상기한 현상은 TiC석출물의 석출거동에 기인한 것임을 알 수 있었다. 즉, 고온권취재의 경우에는 강중에 상당량의 TiC 석출물이 존재하고 있었지만, 저온권취재의 경우에는 이러한 TiC 석출물을 거의 관찰할 수 없었다. 따라서, 고온권취재에서는 TiC 석출물로 존재하던 탄소가 저온권취재에서는 대부분 고용상태로 존재하여 소부경화값을 증가시키는 역할을 한 것으로 판단되었다.
일반적으로, TiC석출물은 700℃이상의 고온권취시 안정화되어 연속소둔에서 재용해시켜 고용탄소를 확보하기 위해서는 860℃이상의 고온소둔이 필요하기 때문에 소둔작업 중 버클링(Buckling) 등의 문제와 더불어 작업성악화가 발생한다.
그러나, 본 발명자는 550℃이하의 저온 권취를 행할 경우 TiC석출물을 준안정 석출물로 유지시킴으로써 극저탄소강의 통상의 온도범위인 770-830℃의 연속소둔작업에서도 TiC석출물의 재용해에 의한 고용탄소를 확보할 수 있음을 확인할 수 있었다.
그러나, 강중에 존재하는 고용탄소들도 존재하는 위치, 즉 결정립계에 존재하느냐 또는 결정립내에 존재하느냐에 따라 소부경화성 및 시효성에 미치는 영향이 달라질 수 있다. 즉, 흔히 내부마찰시험을 통해 측정할 수 있는 고용탄소는 주로 결정립내에 존재하는 고용탄소로서, 이동이 비교적 자유롭기 때문에 가동전위와 결합하여 시효특성에 영향을 미치게 된다.
이러한 시효특성을 평가하는 항목이 시효지수, 즉 AI(Aging Index)이다. 일 반적으로 AI값이 30MPa이상이 될 경우 상온에서 6개월 유지 전에 시효가 발생하여 프레스 가공시 심각한 결함으로 나타날 수 있다.
그러나, 결정립계내에 존재하는 고용탄소들은 비교적 안정한 영역인 결정립계에 존재함으로써 내부마찰과 같은 진동시험법에 의해서는 검출하기가 어렵다.
결정립계내에 존재하는 고용탄소들은 비교적 안정된 위치에 존재하기 때문에 AI와 같은 저온의 시효에서는 그 영향을 거의 미치지 못하게 되며, 소부경화성과 같은 고온의 베이킹(baking)조건에서 활성화되어 영향을 미치게 된다.
따라서. 결정립내의 고용탄소는 시효성과 소부경화성에 동시에 영항을 미치지만 결정립계내에 존재하는 고용 탄소들은 소부경화성에만 영향을 미치게 된다고 할 수 있다.
그러나, 결정립계가 비교적 안정된 영역이기 때문에 결정립계내에 존재하는 모든 고용탄소들이 소부경화성에는 영항을 미치지 못하며 통상 결정립계내에 존재하는 고용탄소량의 50%정도가 소부경화성에 영향을 미친다고 보고하고 있다.
따라서, 이러한 고용탄소의 존재상태를 적절히 제어할 경우, 즉 첨가된 고용탄소를 가능한 결정립내보다는 결정립계에 존재시킬 수 있도록 제어할 경우 내시효성과 소부경화성을 동시에 확보할 수 있을 것이다.
이를 위해, 우선 강 중에 첨가하는 탄소량의 적절한 관리와 더불어 결정립 크기를 제어하는 것이 중요하다.
이는 첨가되는 탄소량이 매우 많거나 작을 경우 고용탄소의 존재위치를 제어하여도 적절한 소부경화성과 내시효성을 확보하기 어렵기 때문이다.
도 2는 본 발명자가 수행한 연구결과로서, 결정립 크기 변화에 따른 소부경화량(BH)값과 시효지수(AI치)의 관계를 나타낸 것이다.
도 2에 나타난 바와 같이, ASTM No.(grain size no.)가 증가할수록, 즉 결정립이 미세해질수록 BH값 대비 AI치의 저하가 현저하며, 이로 인해 BH-AI치가 점차 증가하여 내시효성이 우수함을 알 수 있다.
도 2의 결과를 바탕으로 본 발명자는 강 중에 존재하는 고용탄소를 가능한 많이 결정립계내에 분포시키기 위해 소둔판 결정립크기를 적정 수준이하로 미세화시키고자 하였다.
본 발명자의 연구결과, 적정한 소부경화성의 열화를 최소화하면서 내시효성을 극대화시키기 위해서는 결정립 크기를 ASTM No. 9이상으로 제어하는 것이 바람직 하다는 것을 알 수 있었다.
한편, 결정립계내에 많은 양의 고용탄소를 분포시킨다 할지라도 강 중에 첨가되는 총(total) 탄소량을 엄격하게 제어할 필요가 있다. 이는 첨가되는 탄소함량이 과도하게 증가할 경우 결정립 크기가 미세해지더라도 결정립내에 존재하는 고용탄소량이 첨가되는 총탄소량에 비례하여 증가되어 강중 고용탄소량 증가에 따라 상온 내시효성이 열화하기 때문이다.
본 발명에서는 이러한 조건들을 충족시키기 위해 첨가되는 총탄소량을 16-25ppm으로 설정한다.
본 발명자는 상기의 조건에서 내시효성과 소부경화성을 양립시킬수 있는 강 중 고용탄소의 영향을 조사한 결과, 본 발명과 같이 결정립이 ASTM No.9 이상으로 매우 미세한 경우에 대해 도 3과 같은 결과를 얻을 수 있었다.
즉, 도 3에 나타난 바와 같이, 미세한 결정립을 가진 Ti 또는 Nb첨가 극저탄소강의 고용탄소변화에 따른 소부경화성을 조사한 결과, 내시효성을 고려하여 설정된 소부경화량 30~50Mpa를 만족하는 입내 고용탄소량은 약 3~7ppm임을 알 수 있다.
또한, 본 발명강에서 첨가되는 Ti, 탄소함량을 고려하여 석출된 TiC 석출물을 제외한 총(total) 고용탄소량이 약 8~15ppm임을 알 수 있었다.
이러한 결과를 통해, 소부경화성과 내시효성을 양립하면서 얻을 수 있는 조건으로서, 식 (2)를 도출하게 이른 것이다.
[관계식 2]
C*(결정립계에 존재하는 고용탄소량(GB-C로 칭함) + 결정립내에 존재하는 고용탄소량(G-C로 칭함)) = 총(Total) C(ppm) - C in TiC = 8 ~ 15ppm
[상기 식 2에서, GB-C량(결정립계내의 고용탄소량): 5~10ppm 및 G-C량(결정립내의 고용탄소량): 3-7ppm의 조건을 만족해야 함]
즉, 상기 식(2)와 같이 결정립내에 약 3~7ppm의 고용탄소를 존재시킴으로써 본 발명강에서 요구하는 소부경화성과 내시효성을 확보할 수 있었다.
한편, 본 발명강에서는 Ti첨가외에도 소부경화성과 내시효성을 보다 안정하게 확보하고자 Al첨가를 통한 AlN 석출물의 효과를 고려하였다.
일반적으로, Ti첨가강에서 질소는 1300℃이상의 고온에서 TiN으로 대부분 조대하게 석출함으로써 고용효과 또는 결정립미세화에 큰 영향을 미치지 못한다.
따라서, 이러한 조건에서 Al을 통상의 수준으로 첨가할 경우 AlN은 TiN과 동일하게 강 중의 고용질소를 제거하는 효과만 있게 된다.
본 발명강에서 탄소의 함량은 16-25ppm으로 매우 좁게 한정되어 있기 때문에 좁은 범위내에서 BH성과 내시효성을 가지는 소부경화강을 제조하게 된다.
고객사의 경우 보다 높은 BH값과 더불어 6개월이상의 내시효성을 요구하고 있으므로 가능한 내시효성을 저해하지 않는 범위에서 소부경화성을 높이는 기술이 필요하다. 이러한 측면에서 Al은 매우 유효하다. 즉 Sol.Al을 통상의 수준인 0.02-0.06%의 범위로 첨가할 경우는 단순히 고용 질소를 고정시키는 역할을 수행하게 되지만 0.08%이상 첨가하게 되면 AlN의 석출물이 매우 미세하게 되어 소둔 재결정시 결정립의 성장을 방해하는 일종의 베리어(barrier) 역할을 하게 되므로 Sol.Al을 첨가하지 않은 Ti첨가강보다 결정립이 보다 미세해지며, 이로 인해 AI치의 변화없이 소부경화성이 증가하는 효과를 발휘하게 되며, 이러한 효과를 나타내기 위한 Sol.Al의 함량은 0.08-0.12%이었다.
한편, 강의 2차 가공취성 측면에서도 고려되어야 한다.
일반적으로, 자동차사에서 행해지는 부품의 성형은 여러 번의 반복 프레스(press) 가공에 의해 원하는 형상을 얻을 수 있게 된다. 즉, 2차 가공 취성은 1차 프레스 가공 후 그 이후에 행해지는 가공에서 가공크랙(crack)이 발생하는 것을 의미한다.
이러한 크랙은 강 중에 존재하는 인(P)이 결정립계에 존재하여 결정립의 결합력을 약화시키기 때문에 입계를 중심으로 파괴가 일어나게 된다. 2차 가공취성을 제거하기 위해서는 기본적으로 인(P)원소를 첨가하지 않는 것이 바람직하지만 통상 강도의 증가에 비해 연신율의 저하가 가장 작은 고용원소가 인이며, 무엇보다도 코스트(cost)가 저렴하다는 이점이 있다.
따라서, 강재에 있어서 고강도화를 도모하기 위해서는 기본적으로 첨가되어야 하지만 최근에는 제조원가가 다소 올라가더라도 이러한 2차 가공취성을 제거하기 위해 인 대신 다른 고용원소를 통한 강화효과를 도모하는 연구도 진행되고 있다. 그러나, 현재까지의 연구결과로 볼 때 당분간은 인이 강의 강화원소로 계속 사용되어질 것으로 예상된다.
이러한 P 첨가강에서 2차 가공취성을 개선하기 위한 방법으로는 소부경화강과 같이 강중 고용원소를 잔존시키거나 B 등을 첨가시켜 인과의 자리경쟁효과(site competition effect) 또는 결정립계의 결합력을 증가시키거나 열연단계에서 권취온도를 일정온도 이하로 낮추어 인의 입계확산을 최소화시킴으로써 2차 가공취성을 방지하는 연구들도 진행되고 있으나 완전한 해결책은 되지 못하고 있는 실정이다.
따라서, 본 발명강에서는 보다 안정적인 2차 가공취성의 개선을 위해 Mo를 고려하고자 하였다.
본 발명자의 연구결과에 따르면, Mo는 입계의 결합력을 향상시키기 때문에 2차 가공취성 개선에 매우 유리하였다. 또한, Mo는 강중에 고용탄소와 친화력이 있기 때문에 상온에서 장시간 유지시 고용탄소의 전위로의 확산를 억제하기 때문에 내시효성에도 유리하다.
따라서, 본 발명자는 Mo의 이러한 특성을 적절히 이용하고 또한 과도한 Mo첨 가에 의한 재질의 열화를 방지하기 위해 최적의 성분범위를 도출하였다.
한편, 2차 가공취성을 보다 향상시키기 위해 기존에 적용하던 여러 방법, 즉 B의 적정 첨가 및 권취온도의 적정화 등을 동시에 적용함으로써 2차 가공취성의 향상을 극대화 하고자 하였다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 제조조건 등에 대하여 설명한다.
탄소(C)는 고용강화와 소부경화성을 나타내는 원소이다. 탄소함량이 0.0016%이하인 경우 매우 낮은 탄소함량에 의해 인장강도가 부족하며 상기 식(1)과 같이 Ti를 첨가하고 또는 저온권취에 의해 생성되는 소량의 TiC석출물을 연속소둔작업에서 재용해 시켜 고용탄소를 확보하여도 강중에 존재하는 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않는다.
또한, 고용탄소-P간의 자리경쟁효과(site competition effect)가 없어져 2차 가공취성측면에서도 매우 열화하게 된다.
한편, 탄소함량이 0.0025%이상이 되면, 본 발명의 저온권취재에서 존재하는 강중 입내 고용탄소량이 본 발명강에서 제시한 3-7ppm을 초과하여 소부경화성이 매우 높게 되고, 결과적으로 목표로 하는 상온 내시효성이 확보되지 않아 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로 성형성과 연성이 저하된다.
실리콘(Si)은 강도를 증가시키는 원소로서 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로 특히 Si은 용융도금성을 열화시키는 원소이므로 가능한 낮게 첨가하는 것이 유리하다.
본 발명에서는 Si에 의한 재질열화 및 도금특성열화를 방지하기 위해 그 첨 가량을 0.02%이하로 제한한다.
망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강 중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. 본 발명강에서 Mn함량이 0.2%이하가 되면 적절한 인장강도를 확보할 수 없으며, 또한 1.2%이상 첨가될 경우는 고용강화에 의해 강도의 급격한 증가와 더불어 성형성이 열화하게 되며, 특히 용융도금강판 제조시 소둔공정에서 MnO와 같은 산화물이 표면에 다량 생성되어 도금밀착성을 열화시키고 또한 줄무늬등과 같은 도금결함들이 다량 발생하여 제품품질이 열화되므로 그 첨가량은 0.2-1.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다.
또한, 본 발명자의 연구결과, P는 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 하며, 특히 소부경화성의 영향측면에서 탄소와의 자리경쟁(site competition)효과에 의해 인의 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내는 것을 확인할 수 있었다.
그러나, 인의 증가시 결정립계의 결합력 약화에 의해 2차 가공취성이 열화하는 문제가 있다.
상기 인의 함량이 0.05% 이하인 경우 결정립계에 존재하는 인의 함량이 작아 2차 가공취성은 개선되지만 결정립미세화 효과에 의한 재질개선효과가 미약하며 0.11%이상으로 첨가한 경우 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P량의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취화시키는 2차 가공취성이 매우 열화하게 된다. 따라서, 그 첨가량을 0.05-0.11%로 제한할 필요가 있다.
황(S)은 고온에서 MnS의 황화물로 석출시켜 FeS에 의한 열간취성을 방지하여야 하는 원소이다.
그러나, S의 함량이 과다한 경우 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킬 가능성이 있다.
또한, S의 첨가량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도 S함량이 많을 경우 과도한 석출물에 의한 재질열화가 발생하므로 그 첨가량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하나 본 발명강에서는 AlN 석출에 의한 결정립 미세화 효과 및 소부경화성을 배가시키는 효과를 발휘한다.
즉, 본 발명강에서 다량의 AlN 석출물에 의해 결정립미세화를 도모시킴으로써 내시효성의 열화 없이 BH성을 향상시키는 역할을 한다.
그러나, 재질 등을 고려할 경우 적정 첨가량의 제어가 필요하다.
본 발명강의 효과를 나타내기 위해서는 Al함량을 최소한 0.08%이상 첨가하여야 한다.
그러나, Al을 0.12%이상으로 첨가하게 되면, 성형성의 열화와 더불어 제강시 산화개재물의 증가로 표면품질이 저하되며, 또한 과다한 Al첨가로 인한 제조비용의 상승을 초래하게 되므로 그 첨가량을 0.08-0.12%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)는 소둔 전 또는 소둔 후에 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키고, 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로 Ti 또는 Al에 의해 고정할 필요가 있다.
일반적으로, 질소는 탄소에 비해 확산속도가 매우 빠르기 때문에 고용질소로 존재할 경우 고용탄소에 비해 상온 내시효성 열화가 매우 심각하다.
또한, 이러한 고용질소의 잔존으로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r치가 열화하게 되므로 본 발명과 같이 그 함량을 0.0025%이하로 제한할 필요가 있다.
Ti는 탄질화물 형성원소로서 강 중에 TiN과 같은 질화물, TiS 또는 Ti4C2S2와 같은 황화물 및 TiC와 같은 탄화물을 형성시킨다.
그러나, 본 발명강은 강중에 고용탄소를 잔존시키는 강중으로 Ti함량을 상기 식(1)과 같이 제어할 필요가 있다.
이를 위해서는 Ti 함량을 0.008~0.018%로 제어하여야 한다.
만약, Ti량이 너무 적으면 강 중의 질소와 황을 고정시키지 못하여 소부경화량은 커지지만 성형성과 상온 내시효성이 열화한다.
그러나, Ti 함량이 너무 많으면, 강 중의 질소와 황은 물론 모든 고용탄소를 TiC로 석출시켜 소부경화성을 얻을 수 없으며, 또한 과다한 TiC석출물의 생성에 의한 용해온도의 상승으로 인해 TiC석출물의 재용해에 의한 고용탄소 확보를 위해서는 860℃이상의 매우 높은 고온소둔이 필요하게 된다.
따라서, 안정한 소부경화성을 얻기 위해서는 Ti량을 적정 함량의 범위로 첨 가할 필요가 있으며, 본 발명에서는 상기의 규제범위를 만족하는 Ti의 성분범위를 0.008-0.018%로 제한한다.
Mo는 본 발명강에서 고려되는 매우 중요한 원소 중의 하나이다.
Mo는 강중에 고용되어 강도를 향상시키거나 Mo계 탄화물을 형성시키는 역할을 한다. 그러나, 무엇보다도 Mo의 중요한 역할은 고용상태로 존재시 결정립계의 결합력을 증가시켜 인에 의한 결정립계 파괴, 즉 2차 가공취성을 개선하며, 또한 고용탄소와의 친화력에 의해 탄소의 확산을 억제시킴으로써 내시효성을 향상시킨다는 것이다.
이를 위해서는 적절한 범위의 Mo 첨가가 필요하다.
즉, Mo가 0.1%이하이면 상기의 효과는 얻을 수 없다. 따라서 제조 비용 및 첨가량 대비 효과 등을 고려할 때 Mo함량을 0.1-0.2%의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
B는 침입형 원소로서 강중에 존재하게 되며 입계에 고용되거나 또는 질소와 결합하여 BN의 질화물을 형성한다. B은 첨가량 대비 재질의 영향이 매우 큰 원소로서 그 첨가량을 엄격히 제한할 필요가 있다.
즉, 소량의 B이라도 강 중에 첨가하게 되면 입계에 편석하여 2차 가공취성을 개선하게 된다. 그러나, 일정량이상으로 첨가하게 될 경우 강도의 증가 및 연성의 현저한 감소가 야기되는 재질열화가 발생하기 때문에 적정범위의 첨가가 필요하다.
본 발명에서는 이러한 특성 및 현 B첨가에 대한 제강의 능력을 고려하여 그 함량은 0.0005-0.0015%로 설정한다.
상기의 조성으로 전로에서 용해한 후 연속주조된 슬라브(Slab)를 열간압연전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃이상에서 가열하여 열간압연하고 Ar3 온도직상인 900-950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리 한다.
슬라브 가열온도가 1200℃이하일 경우 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이 되지 못하고 혼립이 발생하게 되므로 재질의 열화가 초래된다.
열간압연마무리 온도가 900℃이하일 경우 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상 영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다.
또한, 950℃이상일 경우 현저한 조대립이 발생하여 가공 후에 표면에 오렌지 필(orange peel) 등의 결함이 생기기 쉽다.
상기의 열간압연 후, 본 발명의 주요 특징 중의 하나인 500-550℃의 온도범위에서 의 저온권취를 행한다. 권취온도가 550℃를 초과하는 경우에는 결정립증가에 의해 약간의 가공성 개선효과는 있으나 소량 석출하는 TiC석출물이 안정화되어 충분한 소부경화성을 얻을 수 없다.
또한, TiC석출물의 재용해에 의한 적정 고용탄소확보를 위해서는 860℃이상의 고온소둔이 필요하므로 소둔작업시 작업성 악화가 발생한다.
한편, 권취온도가 500℃ 보다 낮은 경우에는 연속소둔 후 TiC석출물의 재용해에 의한 적정 소부경화성은 확보되나 권취온도가 매우 낮아 결립정이 현저하게 미세해져 성형성의 열화를 초래하게 되며, 또한 저온권취를 행하기 위한 열연작업성이 악화된다.
따라서, 권취온도는 500-550℃로 제한한다.
열간압연이 완료된 강은 통상의 방법으로 산세를 행한 후, 75-80%의 냉간압연율로 냉간압연을 행한다.
냉간압연율이 75%이상으로 높게 한 이유는 본 발명에서 추구하는 결정립 미세화 효과에 의한 내시효성 개선과 더불어 성형성,특히 r치를 개선하기 위함이다.
한편, 냉간압연율이 80%이상인 경우 결정립 미세화 효과는 크지만 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기의 미세화 정도가 매우 크게 되어 오히려 재질의 경화를 초래하게 되며 또한 과도한 냉간압연율 증가에 의해 r치가 점차 감소하게 된다.
냉간압연이 완료된 강은 770-830℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔 작업을 행한다.
이때, 소둔온도는 재결정이 완료되고 충분한 페라이트 결정립 성장이　일어날 수 있는 770-830℃의 온도범위가 적당하다.
즉, 소둔온도가 770℃이하일 경우는 미재결정된 결정립의 존재로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r치가 열화하게 된다.
소둔온도가 830℃이상이 될 경우는 성형성은 개선되지만 결정립크기가 본 발명에서 제한하고 있는 결정립 크기인 ASTM No. 9보다 작아 AI값이 30MPa 이하로 되고, 결과적으로 내시효성이 열화하게 된다.
상기한 제조방법으로 제조된 소부경화형 냉연강판을 이용하여 적정 소부경화성과 더불어 상온 내시효성을 확보할 목적으로 통상의 조질압연율 보다 다소 높은 1.2~1.5%의 조질압연을 행한다.
조질압연율을 1.2%이상으로 다소 높게 설정한 이유는 강 중 고용 탄소에 의한 상온 내시효열화를 방지하기 위함이다.
그러나, 조질압연율을 1.5%이상으로 과도하게 증가시킬 경우는 상온 내시효성은 향상된다 할지라도 조질압연율이 높아 가공경화가 발생하여 재질이 열화되며, 특히 본 발명강을 용융도금강판으로 생산할 경우 과다한 조질압연에 의해 도금말착성이 열화되어 도금층의 박리가 발생하게 되므로 이러한 문제점들을 해결하기 위해 조질압연율은 1.2~1.5%로 설정하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 강 조성을 갖는 강 슬라브를 열간압연한 후, 하기 표 2의 권취온도 조건으로 권취하고, 하기 표 2의 냉간압연율로 냉간압연한 다음, 하기 표 2의 소둔온도조건으로 연속소둔하고, 용융도금온도 450℃에서 합금화 도금하고, 약 1.5%의 조질압하율을 행하여 BH값, AI치, 결정립크기를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
하기 표 1은 탄소, Ti, Sol.Al 및 Mo의 양을 엄격 제어한 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로서, 1-6번 강은 발명강이고, 7-14번 강은 비교강이다.
하기 표 2는 상기 표 1의 강을 이용하여 생산한 강재의 조업실적 및 재질설적을 나타낸 것으로서, 각각 저온의 권취조건과 고온의 권취조건에서 열간압연 후 75-78%의 냉간압연율로 압연하고, 775-790℃의 소둔온도에서 연속소둔하고 용융도금온도 450℃에서 합금화 도금 후, 약 1.5%의 조질압하율을 행하여 BH값, AI치, 결 정립크기를 측정한 결과를 나타낸 것이다.
하기 표 2에서 저온 귄취온도는 520-540℃이고, 고온 권취온도는 630~700℃이었다.
강종 화학성분(wt%) 비고
C Mn P S Sol.Al Ti Nb N Mo B
1 0.0017 0.58 0.060 0.0082 0.087 0.009 - 0.0022 0.134 0.0005 발명강
2 0.0024 0.35 0.068 0.0081 0.098 0.014 - 0.0017 0.140 0.0005 발명강
3 0.0020 0.35 0.058 0.0058 0.105 0.015 - 0.0020 0.172 0.0007 발명강
4 0.0019 0.61 0.071 0.0083 0.108 0.013 - 0.0015 0.169 0.0006 발명강
5 0.0020 0.98 0.081 0.0057 0.104 0.010 - 0.0013 0.178 0.0007 발명강
6 0.0023 1.15 0.105 0.0073 0.119 0.011 - 0.0021 0.152 0.0008 발명강
7 0.0064 0.64 0.069 0.0071 0.082 0.001 - 0.0017 0.121 0.0007 비교강
8 0.0022 0.63 0.066 0.0085 0.090 0.025 - 0.0015 0.115 0.0005 비교강
9 0.0012 0.65 0.070 0.0072 0.095 0.011 - 0.0019 0.159 0.0008 비교강
10 0.0022 0.93 0.096 0.0089 0.033 0.010 0.022 0.0017 0.121 0.0006 비교강
11 0.0021 0.59 0.062 0.0066 0.081 0.012 - 0.0022 0.034 - 비교강
12 0.0019 0.99 0.099 0.0078 0.041 0.017 - 0.0021 0 0.0007 비교강
강종 권취온도 CT)(℃) 냉간압연율 (%) 소둔온도 (℃) BH (MPa) AI (MPa) 결정립 크기 (ASTM No.) 시편 No.
발명강 1 520 78 780 47.4 23.4 9.7 발명재1
630 78 780 27.9 12.3 8.8 비교재1
발명강 2 520 77 790 43.7 19.6 9.9 발명재2
700 77 790 28.1 12.9 9.3 비교재2
발명강 3 540 78 770 43.2 17.4 9.9 발명재3
680 78 770 23.5 13.1 8.9 비교재3
발명강 4 540 76 790 45.8 18.6 9.5 발명재4
680 76 790 24.1 11.3 8.2 비교재4
발명강 5 520 78 790 47.6 16.3 10.3 발명재5
650 78 790 27.3 10.5 9.5 비교재5
발명강 6 540 78 790 45.8 19.1 11.1 발명재6
700 78 790 28.4 14.5 9.2 비교재6
비교강 7 540 78 780 78.0 58.2 10.2 비교재7
700 78 780 65.2 48.1 9.9 비교재8
비교강 8 540 78 770 25.8 21.1 9.2 비교재9
700 78 770 5.5 2.9 8.0 비교재10
비교강 9 520 78 790 0 0 8.1 비교재11
700 78 790 0 0 7.9 비교재12
비교강 10 530 76 790 0 0 9.9 비교재13
700 76 790 0 0 9.3 비교재14
비교강 11 520 78 780 43.8 34.6 10.9 비교재15
700 78 780 24.8 20.8 9.4 비교재16
비교강 12 530 77 790 35.0 36.8 9.2 비교재17
700 77 790 22.0 17.1 8.8 비교재18
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 조성 및 제조조건에 따라 제조된 발명재(1-6)의 결정립 크기는 ASTM No. 9.5-11.1(평균 결정립크기 7.7-14.3㎛)로서 본 발명에서 제한한 ASTM No. 9 이상인 조건을 모두 만족하고 있음을 알 수 있다.
발명재(1-6)들의 결정립들이 상기 표 2와 같이 미세한 것은 통상 수준보다 높은 Al함량의 첨가로 인해 강 중에 미세한 AlN 석출물의 형성과 더불어 TiC 미석출에 의한 고용 탄소에 의해 소둔 재결정시 결정립의 성장을 방해하였기 때문이다.
따라서, 이러한 결정립 미세화효과와 강 중 고용 탄소의 제어에 의해 소부경화량이 43.2-47.6MPa의 범위를 가지며 상온 내시효성을 나타내는 지수인 AI치가 16.3-23.4MPa로서 BH성과 상온 내시효성의 밸런스(balance)가 매우 우수하였다.
한편, 발명재(1-6)에서 높은 소부 경화량에 비해 AI치가 낮은 것은 AlN석출물에 의한 결정립 미세화 효과와 더불어 Mo의 첨가에 의한 강 중 고용 탄소의 지연효과가 작용한 것으로 보인다.
한편, 발명강(1~6번)을 이용하여 630~700℃의 온도범위로 고온권취 한 비교재(1-6)는 TiC 석출에 의한 강 중 고용 탄소의 감소로 인해 소부경화값이 본 발명에서 제시한 목표치보다 매우 낮았으며 비교재 (1),(3)및(4)의 경우에는 결정립 크기 또한 본 발명에서 제시한 ASTM No. 9이상인 조건을 만족하지 못하고 있음을 알 수 있다.
이러한 결과를 통해 볼 때, 결정립 크기는 AlN의 석출물 효과 뿐만 아니라 강 중 고용탄소에도 큰 영향을 받는 것을 알 수 있다.
비교재(7)의 경우는 탄소가 본 발명의 것보다 많이 첨가된 것으로서, 탄소함량이 매우 높아 저온 권취를 행하게 되면 TiC 석출이 일어나지 않아 더 많은 고용탄소가 강 중에 존재하게 되어 소부경화값이 매우 높고 이로 인한 시효지수 또한 매우 높음을 알 수 있다.
결정립 크기는 강 중 고용탄소의 증가에 의해 ASTM No. 10.2로서 매우 미세하였다.
한편, 비교재 (8)은 고온권취재로서, 강 중 TiC의 생성에 의해 소부경화값이 다소 감소하였으나 첨가된 탄소함량이 매우 높아 소부 경화량과 시효지수가 본 발명에서 목표로 하는 수준을 훨씬 초과하였다.
비교재(9)는 Ti함량이 본 발명에서 제시한 조건보다 높은 0.025%로 첨가된 강이다. 따라서 저온권취를 행할지라도 과도한 Ti첨가로 인해 일부의 탄소가 TiC로 석출하였기 때문에 소부경화능을 나타내고 있지만, 그 값이 목표치인 30MPa이상에 미달하였다.
한편, 비교재(10)은 고온권취재로서, 저온권취재에 비해 Ti첨가에 의한 TiC석출이 보다 활성화되어 소부경화량이 낮았다.
비교재(11)및(12)는 다른 성분들은 본 발명의 성분조건을 만족하지만 탄소가 본 발명의 범위보다 낮은 0.0012% 첨가된 것이다.
따라서, 이러한 절대 탄소함량의 저하로 인해 저온권취를 행할지라도 강 중 고용탄소는 존재하지 않았으며, 또한 결정립이 조대하고 BH성 및 AI성도 얻어지지 않았다.
비교재(13) 및(14)는 Sol.Al함량이 본 발명의 범위를 벗어나고, Nb를 0.022%로서 과도하게 첨가한 것이다. 즉, Sol.Al함량이 0.033%로서 낮아 Al에 의한 결정립 미세화효과와 BH값의 개선효과는 기대할 수 없었으며, Nb 함량 또한 0.022%로서 과도한 Nb첨가에 의해 NbC 석출물이 과도하게 증가되어 결정립 크기는 ASTM No. 9.9 및 9.3으로서 본 발명의 결정립 크기를 만족하지만 과도한 NbC 석출에 의한 강중 고용탄소 부족으로 BH값이 전혀 얻어지지 않았다.
비교재(15) 및 (16)은 Mo함량이 본 발명의 범위보다 낮고 B이 첨가되지 않은 것이다. 따라서, 상기 표2에 나타난 바와 같이 저온권취재라 할지라도 AI값이 30MPa이상으로 Mo 및 B의 미첨가로 인해 DBTT특성이 매우 열화하였다.
비교재(17) 및 (18)은 Slo.Al이 낮게 첨가되어 본 발명에서 제시한 범위를 만족하지 못하였고 또한 Mo가 전혀 첨가되지 않은 것으로서, 내시효성이 열화하였고 높은 P함량대비 Mo의 미첨가로 결정립간 결합력감소로 인해 DBTT특성이 열화하였다.
도 1은 Ti첨가강의 BH량 및 강중 고용탄소량에 미치는 권취온도의 영향을 나타내는 그래프
도 2는 소부경화성 및 시효지수에 미치는 결정립크기의 영향을 나타내는 그래프
도 3은 소부경화성에 미치는 강중 고용탄소의 영향을 나타내는 그래프

Claims (3)

  1. 중량%로, C : 0.0016-0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.2-1.2%, P : 0.05-0.11%, S : 0.01% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.08-0.12%, N : 0.0025% 이하, Ti : 0.008-0.018%, Mo : 0.1~0.2% 및 B : 0.0005-0.0015%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고;
    Ti 함량 및 강 중 고용 탄소함량이 각각 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하고;
    [관계식 1]
    Ti*[유효(Effective) Ti] = 총(Total) Ti - (48/14)N - (48/32)S ≤0
    [관계식 2]
    C*(결정립계에 존재하는 고용탄소량(GB-C로 칭함) + 결정립내에 존재하는 고용탄소량(G-C로 칭함)) = 총(Total) C(ppm) - C in TiC = 8 ~ 15ppm
    [상기 식 2에서, GB-C량(결정립계내의 고용탄소량): 5~10ppm 및 G-C량(결정립내의 고용탄소량): 3-7ppm의 조건을 만족해야 함]
    그리고 ASTM No. 9 이상의 소둔후 결정립크기, 30MPa이상의 소부경화량(BH), 30MPa이하의 AI 값 및 340~390MPa의 인장강도를 갖는 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판
  2. 중량%로, C : 0.0016-0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.2-1.2%, P : 0.05-0.11%, S : 0.01% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.08-0.12%, N : 0.0025% 이하, Ti : 0.008-0.018%, Mo : 0.1~0.2% 및 B : 0.0005-0.0015%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고;
    Ti 함량 및 강 중 고용 탄소함량이 각각 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하고;
    [관계식 1]
    Ti*[유효(Effective) Ti] = 총(Total) Ti - (48/14)N - (48/32)S ≤0
    [관계식 2]
    C*(결정립계에 존재하는 고용탄소량(GB-C로 칭함) + 결정립내에 존재하는 고용탄소량(G-C로 칭함)) = 총(Total) C(ppm) - C in TiC = 8 ~ 15ppm
    [상기 식 2에서, GB-C량(결정립계내의 고용탄소량): 5~10ppm 및 G-C량(결정립내의 고용탄소량): 3-7ppm의 조건을 만족해야 함]
    그리고 ASTM No. 9 이상의 소둔후 결정립크기, 30MPa이상의 소부경화량(BH), 30MPa이하의 AI 값 및 340~390MPa의 인장강도를 갖는 소부경화성이 우수한 용융도금강판
  3. 중량%로, C : 0.0016-0.0025%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.2-1.2%, P : 0.05-0.11%, S : 0.01% 이하, 가용(Soluble) Al : 0.08-0.12%, N : 0.0025% 이하, Ti : 0.008-0.018%, Mo : 0.1~0.2% 및 B : 0.0005-0.0015%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고;
    [관계식 1]
    Ti*[유효(Effective) Ti] = 총(Total) Ti - (48/14)N - (48/32)S ≤0
    상기 Ti 함량이 상기 관계식(1)을 만족하는 알루미늄 킬드(Al-Killed)강을 1200℃이상에서 균질화 열처리한 후, 열간압연하고 900-950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연 하고, 500-550℃의 온도범위에서 저온권취한 다음, 75-80%의 냉간압연율로 냉간압연하고, 770-830℃의 온도범위에서 연속소둔한 후, 1.2-1.5%의 압연율로 조질압연하는 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판의 제조방법
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