KR101153485B1 - 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 항복비가 60%이상으로 내덴트성 및 내구성이 우수하고, r값이 1.4이상을 만족하여 드로잉성이 우수하며 490MPa 이상의 높은 인장강도를 갖는 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로써,
중량%로, C: 0.02~0.05%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.05%이하, N: 0.006%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012%이하, Nb: 0.04~0.15%가 첨가되고, Ti, B 및 Zr로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상이 포함되며, 이 원소들은 아래의 Eq_N 값이 0.001 이하이고 Eq_C값이 0.03 이하를 동시에 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 잔류 오스테나이트의 분율이 5%이하를 함유한 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
Eq_N = N - 14 × (Ti/47.9 + Zr/91.2 + B/10.8)
Eq_C = C - 12/92.9 × Nb <Ti, Zr 미첨가>
Eq_C = C - 12 × (Nb/92.9 + (Ti - 47.9/14 ×N)/47.9+ (Zr - 91.2/14 × N)/91.2) <Ti, Zr 첨가>
(여기서 Ti - 47.9/14 ×N < 0 인 경우에, Ti - 47.9/14 ×N = 0 으로 간주하며, Zr - 91.2/14 × N < 0 인 경우에, Zr - 91.2/14 × N = 0 으로 간주함)
소성이방성지수, 인장강도, 항복비, 딥드로잉성

Description

딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법{HIGH-STRENGTH COLLED ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DEEP-DRAWABILITY AND YIELD RATIO, HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET USING THE SAME, ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET USING THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차 내, 외판재에 사용될 수 있는 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 항복비가 60%이상으로 내덴트성 및 내구성이 우수하고, r값이 1.4이상을 만족하여 드로잉성이 우수하며 490MPa 이상의 높은 인장강도를 갖는 잔류오스테나이트를 소량 함유한 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 활용하는 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
여기서 r값은 딥드로잉성을 나타내는 지표이며, 통상 소성이방성으로 표현되고 방향별로 값이 다른 것으로 알려져 있다. 통상 r값은 압연방향, 압연수직방향, 압연대각선방향에서의 r값에 대하여 r0, r90, r45로 표현하여, 이의 평균값을 아래 의 식으로 구하여 표현하는 것이 일반적이다.
r(평균)(=rm값)=(r0 + 2*r45+r90)/4
본 발명에서는 이하 r(평균)을 r값으로 일반화하여 표현한다.
최근 지구환경의 보존측면에서 CO2의 배출량을 규제하기 위해 자동차의 연비개선에 대한 요구가 점차 증가되고 있다. 또한 충돌시 승객의 안전을 확보하기 위해 자동차 차체의 충돌특성을 중심으로 한 안정성 향상도 요구되고 있다. 이와 같이 자동차 차체의 경량화와 안정성을 동시에 달성하기 위한 방향으로 기술개발은 진행되고 있으며, 이를 위해 고강도 강판의 가공성을 향상하기 위한 노력이 이루어지고 있다.
경량화 효과는 사용되는 강판의 항복강도와 인장강도가 증가할수록 증가되므로 자동차업계에서 고강도 강판을 채용하고자 하는 노력들이 지속적으로 행해지고 있으며, 최근에는 인장강도 490MPa급 복합조직강까지 외판재 판넬로 적용되고 있다. 한편 내, 외판에 적용되는 복합조직 강판의 경우에는 우수한 프레스 성형성을 요구하는데, 이를 만족하기 위해서는 강판의 딥드로잉성 향상이 요구된다.
한편, 일반적으로 고강도 강판에 높은 r값(소성이방성지수)을 부여하는 방법으로는 Ti, Nb 등의 탄,질화물 형성원소가 첨가된 극저탄소강, 즉 IF(Interstitial Free)강에 Si, Mn, P 등의 고용강화 원소를 첨가하는 방법이 있다.
일본 특개소 56-139654호에는 중량%로 C: 0.002~0.015%, Nb: C*3~C*8+0.02%, Si: 1.2%이하, Mn: 0.04~0.8%, P: 0.03~0.1%의 조성을 가지는 인장강도 340~440MPa급 비시효성 고강도 냉연강판을 이용하여 평균 r값 1.7을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그러나 상기와 같이 극저탄소강을 소재로 고용강화 원소를 첨가하는 기술에서는 인장강도 440MPa 이상을 제조하려는 경우 합금원소 첨가량이 많아져 표면외관상의 문제뿐만 아니라 도금성의 열화, 2차 가공취성 열화 등의 여러가지 문제가 발생하게 된다. 또한 탄소함량을 0.01% 이하의 극저탄소역으로 감소시키기 위하여 제강공정에서 진공 탈가스 공정 등을 행하여야 하며, 이로 인한 제조원가 상승 등의 문제가 발생한다.
이러한 문제를 해결하기 위해 복합조직(Dual Phase, DP강)형 고강도 강판이 제안되었으나 복합조직강은 경질의 제2상인 마르텐사이트에 의해 r값이 열화되는 문제와 이상(Dual Phase)조직 특성에 기인하여 항복강도가 낮음에 의해 구조부재에의 적용에 한계가 있는 문제가 있다.
일본 특공소 55-10650에는 저탄소강을 냉간압연 후 재결정온도~Ac3 변태점의 온도에서 상소둔하고, 그 후 복합조직강의 제조를 위해 700~800℃에서 가열 후 템퍼링하는 방법이 개시되어 있다. 그러나 이러한 방법은 상소둔후 연속소둔의 2회 소둔을 행함으로 인해 제조비용이 증가한다는 문제가 있다.
또한 일본 특개소 55-100934호에는 높은 r값을 얻기 위해 냉간압연 후 상소둔을 행하고, 이때의 온도를 페라이트-오스테나이트의 2상역으로 하고, 그 뒤 연속소둔을 행하는 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는 상소둔공정에 의해 페라이트상으로부터 오스테나이트에 Mn을 농화시키고, 그 뒤의 연속소둔에 의해 Mn농화상을 우선적으로 오스테나이트상으로 변화시킴으로써 다음 공정인 냉각과정에서 복합조직을 얻는 기술이다. 그러나 이러한 방법은 상소둔공정에서의 Mn농화를 위해서 비교적 고온으로 장시간의 소둔작업이 필요하고, 또한 공정수가 많아 제조비용 측면에서 경제성이 떨어질 뿐만 아니라 강판간의 밀착, 템퍼 칼라(temper color)발생 및 노체 내 커버(cover)의 수명저하 등의 문제들이 발생할 수 있다.
복합조직강에서 r값을 향상시키기 위해 최근에 개발된 기술은 다음과 같다.
일본 특공평 1-35900호에서는 적정 탄소 함유량과 V함유량의 적정화를 도모함으로써 r값을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 즉 재결정 소둔전에 강중의 탄소를 V계 탄화물로 석출시켜 고용강화를 가능한 감소시켜 높은 r값을 도모하고, 그 이후 페라이트-오스테나이트의 2상 영역에서 가열함으로써 다시 V계 탄화물을 용해시켜 오스테나이트계 탄소함량을 증가시켜 냉각을 통해 마르텐사이트상을 확보하는 것이다. 그러나 V는 매우 고가이므로 제조비용의 현저한 상승을 야기하는 문제가 있다.
일본 특개평 2003-64444호에서는 소정의 탄소를 함유하고 평균 r값이 1.3 이상이며, 조직 중에 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트 중 1종 이상이 총 3% 이상 함유하는 고강도 강판을 얻는 것으로써, 그 제조방법은 냉간 압연율을 30~95%로 하고 뒤이어 Al과 N의 클러스터나 석출물을 형성시킴으로써 집합조직을 발달시키는 것이다. 그러나 이러한 방법은 냉간압연 후 양호한 r값을 얻기 위해 소둔과 조직을 만들기 위한 열처리를 각각 필요로 하기 때문에 생산성이 열화된다. 또한 변태조직강의 특성상 항복비가 낮아서 구조부재에의 적용에 한계가 있다.
한국 특허공개공보 2006-0137001호의 경우에도 높은 r값을 갖는 복합조직강판의 제조방법을 제시하고 있으나, 이상조직강의 특성상 항복강도가 낮음에 의해 구조부재에의 적용에 한계가 있다.
본 발명은 상기 문제점을 해결하고 r값에 영향을 미치는 고용(solute) N 및 고용(solute) C의 영향을 도출함에 의하여 변태조직강의 r값을 개선하였으며, 동시에 고항복비를 얻을수 있도록 탄, 질화물 원소를 미세 제어함에 의해서 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판, 이를 이용한 트립형 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P : 0.05%이하, N: 0.006%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Nb : 0.04~0.15%가 첨가되고, Ti, B 및 Zr로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상이 포함되며, 이 원소들은 아래의 Eq_N 값이 0.001 이하이고 Eq_C값이 0.03 이하를 동시에 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 잔류 오스테나이트의 분율이 5%이하를 함유한 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판에 관한 것이다.
Eq_N = N - 14×(Ti/47.9 + Zr/91.2 + B/10.8)
Eq_C = C - 12/92.9 × Nb <Ti, Zr 미첨가>
Eq_C = C - 12 × (Nb/92.9 + (Ti - 47.9/14 ×N)/47.9+ (Zr - 91.2/14 × N)/91.2) <Ti, Zr 첨가>
(여기서 Ti - 47.9/14 ×N < 0 인 경우에, Ti - 47.9/14 ×N = 0 으로 간주 하며, Zr - 91.2/14 × N < 0 인 경우에, Zr - 91.2/14 × N = 0 으로 간주함)
또한 상기 조성 및 조건을 만족하는 강 슬라브를 재가열하고 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연한 열연강판을 냉각하고 600~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 63~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
상기 냉간압연된 냉연강판을 780~880℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계
를 포함하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
또한 본 발명은 상기 냉연강판에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 포함하는 트립형 용융아연도금강판, 트립형 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 자동차 내, 외판 소재의 경량화에 기여 가능한 항복비(YR)비가 60%이상으로 내덴트성 및 내구성이 우수하며, r값이 1.4이상을 만족하여 드로잉 특성을 요구하는 성형에 적합하며 인장강도 490MPa이상의 고강도 강판을 제공할 수 있다.
이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%)
탄소(C)의 함량은 0.02~0.05%로 한다. C는 변태조직강의 형성, 즉 잔류 오스테나이트의 안정화의 측면에서는 C의 양이 많을수록 좋으나, r값 측면에서는 고용 C양이 적용수록 좋다. 따라서 C의 함량이 0.02% 미만에서는 변태조직강을 만들기가 어렵고, 그 함량이 0.05%를 초과하면 과도한 양의 제2상, 즉 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트 등이 형성됨에 따라서 r값이 저해되는 문제가 있다.
망간(Mn)의 함량은 1.0~3.0%로 한다. Mn은 강의 제조공정 중에 불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가되는데 그 첨가량이 너무 적으면 적열취성이 발생되고, 너무 많으면 중심편석 혹은 미소편석 등의 편석이 심해지게 된다. 본 발명의 경우에는 변태조직강을 구성하는 것이 1차적 목표이며, 이를 위해서는 Mn의 다량 첨가가 필요하다. 즉 제2상인 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 형성시키기 위해서는 최소한 1.0% 이상의 Mn이 필요하고, 3.0%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제2상 분율증가에 따른 강도의 증가와 성형성의 열화가 발생할 뿐만 아니라, 용융도금강판 제조시 소둔공정에서 MnO와 같은 산화물이 강판 표면에 다량 생성되어 도금밀착성을 열화시키며 줄무늬 등과 같은 도금결함들이 다량 발생하여 제품품질이 열화되는 문제가 있다.
실리콘(Si)의 함량은 0.5~2.0%로 한다. Si는 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 증가시켜서 최종 제품의 잔류 오스테나이트 분율을 향상시키므로 강중 적극적인 첨가가 필요한 원소이다. 본 발명과 같이 잔류 오스테나이트를 함유한 변태조직강의 생성을 위해서는 Si가 필수적으로 첨가되어야 한다. 또한 Si는 페라이트내의 C를 오스테나이트로 이동시킴에 의하여 페라이트의 집합조직 발달을 촉진하므로 본 발명에서와 같이 드로잉성의 향상을 위해서는 적극 첨가되어야 하므로, 그 하한을 0.5%로 한정하고, 냉간압연성의 저하를 막기 위해서 상한을 2.0%로 한정한다.
인(P)의 함량은 0.05%이하(0은 제외)로 한다. P는 고용강화 효과가 가장 큰 합금원소로써, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 하는데, P 첨가량이 0.05%를 초과하게 되면 강도의 증가와 더불어 P가 입계에 편석하여 2차 가공취성 및 용접성을 열화시키므로 그 첨가량을 0.05%이하로 제한한다.
질소(N)의 함량은 0.006%이하(0은 제외)로 한다. N은 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키는 것으로 알려져 있으나, 통상의 강에 함유되는 범위(0.01%이하)에서는 변태조직강의 기계적 성질에 큰 영향을 주지 않는 것으로 알려져 있다. N양이 0.006%를 초과하는 경우에는 질화물 형성원소 첨가량이 증가함에 따른 제강 원단위 상승과 석출물 총량의 증가에 의한 r값 저하가 우려되므로 상한을 0.006%로 정하였으며, N은 최소화할 필요가 있으므로 하한은 제 한하지 않는다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. Al은 두가지 목적으로 첨가되는데, 하나는 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지함이고, 다른 하나는 본 발명에서와 같이 질화물 형성 원소가 첨가되는 경우에는 효과가 미미하지만, 강 중에 존재하는 질소를 AlN으로 고정하여 결정립 크기를 미세화시키기 위함이다. 따라서 Al 역시 적정한 범위로 첨가되어야 하는데, 그 성분함량이 너무 낮으면 상기 첨가 목적을 이룰 수 없으며, 본 발명에서와 같이 N의 안정적 제어를 위한 질화물 형성원소가 첨가되는 경우에는, 첨가량이 높으면 이의 제거를 위한 질화물 형성원소의 첨가가 과다해짐으로써 제강 원단위의 상승의 문제가 있으므로, 그 함량은 0.01~0.1%로 한정한다.
황(S)의 함량은 0.012%이하(0은 제외)로 한다. S는 MnS의 형태로 석출이 이루어져서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이므로, S의 양을 낮게 관리하는 것이 필요하여 그 상한을 0.012%로 한정한다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.04~0.15%로 한다. Nb는 탄화물 형성을 통하여 고용 탄소의 양을 낮추고 석출강화에 의한 항복강도 향상을 위하여 첨가된다. 또한 본 발명과 같이 잔류 오스테나이트를 활용하는 경우에는 잔류 오스테나이트의 안정화에도 기여한다. Nb의 함량이 0.04% 미만인 경우에는 석출강화의 효과가 미흡하고, 0.15%를 초과하는 경우에는 제강 원단위의 증가와 미세 탄화물 다량 형성에 따른 연신율 저하가 발생되는 문제가 있으므로 상한을 제한한다.
본 발명에는 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr) 및 보론(B)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상이 포함되는데, 여기서 보론(B)은 질화물 형성원소이며, 본 발명에서 규명한 바에 의하면, 고용 N를 제거(scavenging)함에 의해 r값을 향상시키는 중요한 중요한 질화물 형성 원소이다. 또한 티타늄(Ti), 지르코늄(Zr)은 고용 N을 제거함에 의한 r값을 확보하는 역할을 하는 동시에 고용 C을 적정량(0.03%) 이하로 만들기 위한 중요 원소이며, 이를 위해서 아래의 Eq_N 값이 0.001 이하이고 Eq_C 값이 0.03 이하를 동시에 만족하도록 파라미터의 값을 설정한다.
Eq_N = N - 14×(Ti/47.9 + Zr/91.2 + B/10.8)
Eq_C = C - 12/92.9 × Nb <Ti, Zr 미첨가>
Eq_C = C - 12 × (Nb/92.9 + (Ti - 47.9/14 ×N)/47.9+ (Zr - 91.2/14 × N)/91.2) <Ti, Zr 첨가>
(여기서 Ti - 47.9/14 ×N < 0 인 경우에, Ti - 47.9/14 ×N = 0 으로 간주하며, Zr - 91.2/14 × N < 0 인 경우에, Zr - 91.2/14 × N = 0 으로 간주함)
본 발명은 상기 식으로 정의되는 Eq_N의 값이 0.001%이하가 되도록 규정하는데, 본 발명에서는 고용(solute) N이 r값에 미치는 영향을 검토하여, 고용 N가 0.001%이하로 존재하는 경우에 r값이 향상됨을 밝혀냈다. 그러나, N을 제강공정 기 술만을 활용하여서는 0.001%이하로 낮추는 것은 불가능하므로, 질화물 형성원소를 활용하여 고용상태를 최소화하는 방법을 제안하게 된 것이다. 본 발명에서 Eq_N 값은 0 미만이 될 수 있다. 이는 Ti, Zr 및 B가 모두 N과 결합하고, 잉여로 남는 경우를 의미한다.
본 발명은 상기 식으로 정의되는 Eq_C의 값이 0.03%이하가 되도록 규정한다. 통상 C이 많을수록 r값은 감소하고 C양이 감소함에 따라 r값은 증가하는 경향을 보이며, 특히 r값이 매우 높은 강을 제조하기 위하여는 C이 0.01% 이하로 낮아져야 함은 널리 알려진 사실이다. 그러나, C가 0.01%이하인 경우에는 변태조직인 베이나이트, 잔류오스테나이트의 형성이 매우 어려워서 고강도화가 불가한 단점이 있다. 본 발명에서는 Eq_N이 0.001%이하를 만족하는 경우에 Eq_C가 0.03%이하가 되도록 제어하는 경우에 만족할 만한 r값을 확보할 수 있음을 확인하였다.
본 발명은 추가적으로, 안티몬(Sb) 0.04%이하를 첨가할 수 있다. 상기 Sb은 Mn, Si 등의 표면산화물의 표면농화를 억제함에 의하여 아연도금시의 젖음성을 향상시키는 장점이 있다. 다만, 그 함량이 0.04%를 초과하여 첨가하는 경우에는 상기 장점에 대한 효과가 미미하며 제강원단위가 증가하므로 그 상한을 제한하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.
이하 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
상기 조성 및 조건을 만족하는 강 슬라브를 통상의 방법으로 재가열하고 열간압연한다. 이때 마무리 열간압연온도는 Ar3 변태점 이상으로 한정한다. 마무리 열간압연온도를 Ar3 변태점 이상으로 한정한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 본 발명에서 2상역 압연이 행해질 경우에는 불균일 결정립 조직의 발생 및 변형된 페라이트의 존재에 의하여 r값이 저하되기 때문이다.
상기 열간압연한 후 냉각하고 600~750℃의 온도범위에서 권취한다. 권취온도를 제한하는 것은 600℃ 미만의 온도에서는 페라이트로의 변태가 억제되고, Ti, Nb, Zr, B 등이 탄화물과 질화물을 안정적으로 석출시키기 어려우므로 제한한다. 또한 750℃를 초과하면 두꺼운 산화층 형성에 의한 수율 하향의 문제가 있기 때문에 제한한다.
상기 열간압연이 종료된 후 통상의 방법으로 산세를 실시한 후 63~90%의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 냉간 압하율이 63% 미만에서는 소둔시 재결정 집합조직의 발달의 극대화가 어렵기 때문에 제한하며, 냉간 압하율이 90%를 초과하는 경우 냉간압연성의 저하를 초래하기 때문에 제한한다.
상기 냉간압연이 종료된 후 780~880℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔을 행한다. 소둔온도는 본 발명강에서 요구하는 항복강도와 r값을 동시에 확보하기 위한 것으로 780℃ 미만에서는 {111}집합조직의 발달이 완전하지 못함과 재결정이 지연됨에 따른 연신율 하락의 문제가 있고, 880℃를 초과하게 되면 탄화물 및 질화물의 과도한 용해로 인하여 항복강도의 저하와 소둔 조업성의 열화 문제가 있기 때문이다.
본 발명에서 용융아연도금강판 및 용융아연합금화도금강판을 제조하기 위해서는 상기 소둔이 종료된 후 통상의 제조조건에 의해 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금을 행하여 용융아연도금강판 또는 용융아연합금화 도금강판을 제조한다.
본 발명에서 잔류 오스테나이트를 5%이하로 규정하는 이유는 5%이상의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위하여는 다량의 C, 즉 Eq_C값이 0.03을 초과하여야 하며, 이와 함께 r값이 저하되므로 제한한다.
본 발명에 의해 제조된 냉연강판 또는 용융아연도금강판, 용융아연합금화도금강판은 490MPa이상의 인장강도와 1.4이상의 r값을 가지며, 항복비(YR)가 60%이상을 만족한다.
이하 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 조성(중량%)을 갖고 표 4의 Eq_N 및 Eq_C를 갖는 강괴를 두께 90㎜, 폭 175㎜로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 4㎜가 되도록 열간압연을 하였다. 열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점이상으로 하였으며, 냉각후에 500℃ ~ 700℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사하였다. 열간압연된 판재를 다시 50 ~ 80%로 냉간압연을 행한 후에 750~860℃에서 소둔을 실시하였다.
강종 C Si Mn P S B Mo Al Ti Nb Zr N
비교강1 0.0251 1.01 1.44 0.030 0.0003 0.254 0.411 0.041 0.0033
비교강2 0.0261 1.20 1.84 0.028 0.0002 0.251 0.425 0.040 0.0028
비교강3 0.0232 1.02 1.44 0.028 0.0003 0.004 0.097 0.0034
비교강4 0.0242 1.15 1.66 0.029 0.0003 0.012 0.100 0.0034
비교강5 0.0244 1.12 1.85 0.029 0.0003 0.018 0.098 0.0029
비교강6 0.0249 1.17 2.06 0.029 0.0003 0.027 0.099 0.0029
비교강7 0.0266 1.50 1.85 0.029 0.0004 0.029 0.095 0.0032
발명강1 0.0257 0.91 1.27 0.030 0.0032 0.038 0.016 0.098 0.0022
발명강2 0.0257 0.91 1.45 0.030 0.0032 0.036 0.017 0.099 0.0023
발명강3 0.0258 0.93 1.63 0.030 0.0031 0.037 0.016 0.099 0.0025
발명강4 0.0261 0.93 1.82 0.031 0.0031 0.034 0.017 0.101 0.0026
발명강5 0.0257 0.93 2.00 0.029 0.0029 0.039 0.016 0.098 0.0023
발명강6 0.0261 0.93 2.18 0.030 0.0028 0.036 0.017 0.101 0.0026
발명강7 0.0289 0.94 1.81 0.031 0.0027 0.037 0.017 0.042 0.0025
발명강8 0.0289 0.95 1.81 0.032 0.0026 0.036 0.017 0.063 0.0026
발명강9 0.0336 0.94 1.81 0.032 0.0026 0.044 0.017 0.081 0.0025
발명강10 0.0266 1.17 1.79 0.032 0.0026 0.050 0.017 0.120 0.0026
비교강8 0.0253 0.10 0.030 0.0032 0.039 0.015 0.037 0.0010
비교강9 0.0245 0.09 0.029 0.0027 0.042 0.015 0.095 0.0011
비교강10 0.0253 0.11 0.030 0.0028 0.048 0.015 0.134 0.0015
비교강11 0.0770 0.94 1.79 0.028 0.0024 0.038 0.017 0.099 0.0024
발명강11 0.0451 0.91 1.76 0.028 0.0023 0.032 0.016 0.156 0.0026
비교강12 0.0752 0.91 1.76 0.029 0.0023 0.029 0.017 0.276 0.0025
비교강13 0.0239 0.11 0.027 0.0019 0.038 0.036 0.0018
발명강12 0.0305 0.93 1.82 0.026 0.0019 0.0020 0.040 0.033 0.0017
발명강13 0.0293 0.95 2.03 0.031 0.0007 0.0018 0.045 0.094 0.0030
비교강14 0.0305 0.11 0.030 0.0020 0.054 0.094 0.021 0.0030
비교강15 0.0267 0.11 0.030 0.0018 0.054 0.094 0.017 0.0030
비교강16 0.0261 0.29 1.79 0.028 0.0023 0.041 0.017 0.084 0.0028
발명강14 0.0272 0.57 1.79 0.029 0.0025 0.041 0.017 0.084 0.0027
발명강15 0.0263 0.94 1.80 0.028 0.0025 0.043 0.017 0.083 0.0029
발명강16 0.0266 0.58 1.80 0.028 0.0024 0.047 0.084 0.020 0.0024
발명강17 0.0251 0.92 1.80 0.021 0.0041 0.059 0.011 0.083 0.014 0.0031
발명강18 0.0263 1.49 2.52 0.028 0.0028 0.039 0.022 0.095 0.0030
본 발명자들은 표 1에 나타낸 다양한 성분계의 강종에 대하여, 권취온도, 냉간압하율과 소둔온도 등을 변화시킨 후 얻은 기계적 성질을 표 2 및 표 3에 나타내었다. 본 발명강에서 목표로 하는 기계적 성질은 YR비 60%이상, 인장강도 490MPa이상이며, r값이 1.4 이상인 것으로 하였다.
강종 권취온도
(℃)		 냉간압하율
(%)		 소둔온도
(℃)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 r값 YR
(%)
비교강1 700 80 820 472.2 548.9 26.88 1.140 86
비교강2 700 80 820 479.0 582.8 29.23 1.099 82
비교강3 700 80 820 505.8 563.4 23.60 1.132 90
비교강4 700 80 820 461.0 541.3 28.18 1.111 85
비교강5 700 80 820 494.3 576.5 24.72 1.167 86
비교강6 700 80 820 472.2 584.9 26.44 1.116 81
비교강7 700 80 820 517.4 598.9 25.72 1.105 86
발명강1 700 80 820 479.5 549.2 25.13 1.715 87
발명강2 700 80 820 480.3 554.3 23.12 1.609 87
발명강3 700 80 820 487.1 562.1 22.54 1.603 87
발명강4 700 80 820 476.9 562.7 22.83 1.682 85
발명강5 700 80 820 456.4 560.8 25.78 1.517 81
발명강6 700 80 820 440.6 571.7 26.07 1.403 77
발명강7 700 80 820 443.3 544.3 26.33 1.472 81
발명강8 700 80 820 452.3 545.9 24.27 1.511 83
발명강9 700 80 820 465.3 551.7 24.15 1.651 84
발명강10 700 80 820 442.9 544.9 22.99 1.634 81
비교강8 700 80 820 354.6 377.5 32.69 1.392 94
비교강9 700 80 820 339.4 384.1 31.14 1.467 88
비교강10 700 80 820 312.3 379.4 33.94 1.463 82
비교강11 700 80 820 519.2 652.0 21.26 0.964 80
발명강11 700 80 820 468.1 572.0 22.76 1.489 82
비교강12 700 80 820 481.2 602.6 22.67 1.139 80
비교강13 700 80 820 334.5 378.7 36.28 1.183 88
발명강12 700 80 820 466.4 565.5 24.96 1.452 82
발명강13 700 80 820 487.8 561.5 26.93 1.496 87
비교강14 700 80 820 355.6 399.8 32.91 1.361 89
비교강15 700 80 820 355.4 400.0 32.55 1.491 89
비교강16 630 75 820 446.1 505.4 25.41 1.334 88
발명강14 630 75 820 454.2 524.7 26.92 1.441 87
발명강15 630 75 820 485.3 559.4 25.84 1.472 87
발명강16 630 75 820 465.6 536.4 25.76 1.483 87
발명강17 630 75 820 493.1 562.3 25.21 1.561 88
발명강18 650 75 860 388.8 619.5 26.27 1.446 63
구분 권취온도
(℃)		 냉간압하율
(%)		 소둔온도
(℃)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 r값 YR
(%)
발명강3-발명 700 80 820 487.1 562.1 22.54 1.603 87
발명강3-비교1 700 60 820 463.3 543.3 23.2 1.141 85
발명강3-비교2 500 80 820 465.2 565.7 23.12 1.121 82
발명강8-발명 700 80 820 452.3 545.9 24.27 1.511 83
발명강8-비교 500 80 820 443.1 551.3 23.54 1.161 80
발명강14-비교 630 75 750 531.3 584.6 16.31 1.423 91
발명강14-발명 630 75 780 484.1 551.3 21.61 1.492 88
발명강14-발명 630 75 800 483.6 551.8 25.42 1.454 88
발명강14-발명 630 75 820 454.2 524.7 26.92 1.441 87
발명강14-발명 630 75 840 441.2 514.4 28.13 1.493 86
발명강18-발명 650 75 860 388.8 619.5 26.27 1.446 63
발명강18-발명 650 65 860 379.4 608.1 27.66 1.422 62
발명강18-비교 650 50 860 375.0 602.4 26.26 1.311 62
상기 표 3은 표 2의 일부 강종에 대하여 권취온도 및 소둔온도의 변화에 따른 기계적 성질의 변화를 추가로 나타내었다. 본 발명과 같이 탄, 질화물 형성원소가 첨가되면서 소둔온도가 낮은 경우에 재결정이 지연됨에 따라서, 낮은 온도에서 소둔하는 경우에 연신율이 급격히 낮아지며 성형성이 열화된다. 표 3에 나타낸 바와 같이 750℃에서의 소둔의 경우에 연신율 16.31%로 매우 낮은 값을 보이고 있어서, 본 발명에서는 780℃이상의 소둔조건으로 제한하고 있으며, 860℃까지 소둔온도를 높이는 경우에는 인장강도의 일부 하향이 있지만, 기계적 성질은 발명의 기준을 만족하고 있다. 그러나 880℃이상의 온도에서의 소둔시에는 본 발명에서 제한하고 있는 인장강도 490MPa이상의 확보가 불확실하고, 또한 통상 CAL, CGL조업에서 스트립(strip)온도 860℃이상의 조업은 매우 어려우므로 상한으로 제한하였다.
본 발명과 같이 r값이 높은 강에서는 냉간압하율의 역할이 중요한데, 냉간압하율이 63%미만인 표 3의 발명강3-비교1의 경우에는 r값이 목표값에 도달하지 못하고 있다.
또한, 표 3의 발명강3-비교2에 나타난 바와 같이, 낮은 권취온도 적용시에 본 발명에서 제한하는 r값이 1.4이상을 만족하지 못하고 있다. 이는 권취온도가 낮은 경우에 탄화물 석출이 억제됨에 따라 열연판에서의 고용 C의 양이 증가하고, 후속되는 냉간압연후 재결정 소둔시 {111}집합조직의 발달이 억제됨에 기인한 것으로 판단된다.
일반적으로 저탄소강과 IF(Interstitial Free)강에서의 r값은 고용탄소와 밀접한 관계가 있는 것으로 알려져 있다. 또한, 대한민국 특허 2006-0137001에서와 같이, Mo에 의한 탄화물의 용해와 석출을 제어함에 의하여 복합조직강의 r값 향상이 가능한 것으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명강에서와 같이 강도 확보 및 잔류 오스테나이트의 확보를 위하여 Si을 다량 첨가하는 경우에는 비교강 1과 비교강 2에서와 같이 Mo을 첨가하는 경우에도 r값은 낮은 값을 보이고 있다.
앞서 서술한 Eq_C 파라메터를 활용하여 표 4의 Eq_C를 계산하고 이 값의 r값과의 관계를 도 1에 나타내었다.
강종 Solute N Solute C
비교강1 0.0033 0.0198
비교강2 0.0028 0.0209
비교강3 0.0034 0.0107
비교강4 0.0034 0.0113
비교강5 0.0029 0.0117
비교강6 0.0029 0.0121
비교강7 0.0032 0.0143
발명강1 -0.0026 0.0108
발명강2 -0.0025 0.0107
발명강3 -0.0023 0.0110
발명강4 -0.0023 0.0112
발명강5 -0.0025 0.0110
발명강6 -0.0023 0.0111
발명강7 -0.0024 0.0215
발명강8 -0.0023 0.0188
발명강9 -0.0024 0.0210
발명강10 -0.0023 0.0092
비교강8 -0.0032 0.0177
비교강9 -0.0032 0.0095
비교강10 -0.0029 0.0055
비교강11 -0.0025 0.0621
발명강11 -0.0021 0.0232
비교강12 -0.0024 0.0374
비교강13 0.0018 0.0193
발명강12 -0.0009 0.0178
발명강13 0.0006 0.0172
비교강14 -0.0003 0.0182
비교강15 0.0004 0.0149
비교강16 -0.0022 0.0134
발명강14 -0.0023 0.0144
발명강15 -0.0021 0.0138
발명강16 -0.0007 0.0152
발명강17 -0.0023 0.0151
발명강18 -0.0035 0.0140
Eq_C의 경우에는 도 1에 나타낸 바와 같이, r값과 특별한 상관성이 없는 것으로 나타난다. 즉, Eq_C값이 0.03이상인 경우에는 r값이 낮은 값을 보여주나, 0.03 미만인 경우에는 r값이 높은 값에서 낮은 값까지 다양하게 분포하고 있다.
발명강의 경우에 표 2와 표 3, 도 1에 나타낸 바와 같이 높은 r값의 확보가 가능하였는데, 앞에서 나타낸 바와 같이, C이 낮은 것이 중요하나 C만에 의하여 r값이 결정되지는 않음을 도 1에서 확인할 수 있었다. 본 발명자들은 고용(solute)상태로 존재하는 N이 r값과 밀접한 관련이 있다는 것을 앞에서 서술한 Eq_N 파라메터를 활용하여 도 2에 나타내었다.
도 2에서 나타난 바와 같이, Eq_N가 0.001이하인 경우에는 r값이 1.4 이상을 나타내나, 0.001이상인 경우에는 r값이 1.3미만을 보이고 있다. 그러나 도 2에 나타낸 바와 같이 비교강 8, 9, 10, 14, 15 및 16의 경우에는 r값이 1.3이상의 높은 값을 나타내는데 Si이 매우 낮음에 따라서 강도 확보가 어려우며 또한 잔류 오스테나이트 확보가 불가능하다. Eq_N이 0.001이하임에도 r값이 1.2미만인 2점은 C이 매우 높은 비교 11, 12강으로써, Eq_C값이 0.03 이상인 2 포인트임을 표 2와 표 4로부터 확인할 수 있다.
즉, Eq_N값 0.001이하임과 Eq_C값이 0.003% 이하가 동시에 만족하여야 r값 1.3이상을 만족할 수 있다.
도 3은 발명강 4의 미세조직을 나타낸 사진으로 잔류오스테나이트가 관찰된다. 잔류 오스테나이트 확보를 위하여 Si을 첨가하는 경우에는 표 2의 비교강 16과 발명강 14, 15의 물성을 비교함에서 알 수 있는 바와 같이 Si을 0.5%이상을 첨가하는 경우에 r값 1.4이상을 만족하고 있다. 이는 Si이 페라이트내의 C의 활동도를 높임에 의하여 잔류오스테나이트로의 C 이동을 촉진함에 의하여 페라이트내 C 농도를 낮춤에 의하여 페라이트 집합조직이 보다 발달하도록 함에 기인하는 것으로 판단된다. 도 3에서 잔류 오스테나이트의 분율은 2%이하인 것을 알 수 있다.
도 1은 Eq_C 와 r값의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 Eq_N 과 r값의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3는 발명강 4의 미세조직을 관찰한 사진이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.02 ~ 0.05%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.05%이하, N: 0.006%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012%이하, Nb: 0.04 ~ 0.15%가 첨가되고, Ti, B 및 Zr로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상이 포함되며, 이 원소들은 아래의 Eq_N 값이 0.001 이하이고 Eq_C값이 0.03 이하를 동시에 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 잔류 오스테나이트의 분율이 5%이하를 함유한 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판.
    Eq_N = N - 14 × (Ti/47.9 + Zr/91.2 + B/10.8)
    Eq_C = C - 12/92.9 × Nb <Ti, Zr 미첨가>
    Eq_C = C - 12 × (Nb/92.9 + (Ti - 47.9/14 ×N)/47.9+ (Zr - 91.2/14 × N)/91.2) <Ti, Zr 첨가>
    (여기서 Ti - 47.9/14 ×N < 0 인 경우에, Ti - 47.9/14 ×N = 0 으로 간주하며, Zr - 91.2/14 × N < 0 인 경우에, Zr - 91.2/14 × N = 0 으로 간주함)
  2. 삭제
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 냉연강판은 인장강도 490MPa이상이고, r(소성이방성지수)값이 1.4이상이며, 항복비가 60%이상인 것을 특징으로 하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판.
  4. 제 1 항 또는 제 3 항에 기재된 상기 냉연강판에 용융아연도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 용융아연도금강판.
  5. 제 4 항에 기재된 상기 아연도금강판을 열처리함으로써 합금화 아연도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 합금화 용융아연도금강판.
  6. 중량%로, C: 0.02~0.05%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.05%이하, N: 0.006%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012%이하, Nb: 0.04~0.15%가 첨가되고, Ti, B 및 Zr로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상이 포함되며, 이 원소들은 아래의 Eq_N 값이 0.001 이하이고 Eq_C값이 0.03 이하를 동시에 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열하고 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연한 열연강판을 냉각하고 600~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 63~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
    상기 냉간압연된 냉연강판을 780~880℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계
    를 포함하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 냉연강판의 제조방법.
    Eq_N = N - 14 × (Ti/47.9 + Zr/91.2 + B/10.8)
    Eq_C = C - 12/92.9 × Nb <Ti, Zr 미첨가>
    Eq_C = C - 12 × (Nb/92.9 + (Ti - 47.9/14 ×N)/47.9+ (Zr - 91.2/14 × N)/91.2) <Ti, Zr 첨가>
    (여기서 Ti - 47.9/14 ×N < 0 인 경우에, Ti - 47.9/14 ×N = 0 으로 간주하며, Zr - 91.2/14 × N < 0 인 경우에, Zr - 91.2/14 × N = 0 으로 간주함)
  7. 삭제
  8. 제 6 항에 기재된 방법에 의하여 제조된 냉연강판에 용융아연도금하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 포함하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 용융아연도금강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 기재된 방법에 의하여 제조된 용융아연도금강판에 열처리하여 합금화 용융아연도금층을 형성하는 단계를 포함하는 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 트립형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
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