KR101153659B1 - 가공성 및 용융도금특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차의 프론트사이드 멤버(front side member) 등의 부품에 이용되는 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.16~0.25%, Si: 0.2~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.010% 이하, Al: 0.1~2.0%, Mn: 1.6~2.5%, Nb: 0.01~0.04%, P: 0.01~0.08% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

가공성, 용융도금특성, 냉연강판, 고강도, 페라이트, 잔류오스테나이트

Description

가공성 및 용융도금특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법{A cold rolled steel sheet having excellent formability and coatability, and A method for manufacturing the same}

본 명은 자동차의 프론트사이드 버(front ide ember) 등의 부품에 이용되는 고강도 냉연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강의 강도 및 연성향상을 위하여 필수적으로 첨가되는 실리콘의 첨가량을 최소화시킴에 의하여 용융도금특성을 향상시키고, 탄소(C), 망간(Mn), 인(P), 알루미늄(Al), 니오븀(Nb) 등의 첨가량을 적절히 조절함에 의하여 탄소의 농도를 극소화한 페라이트상과 잔류오스테나이트상이 형성되도록 하여 가공성을 높인 가공성 및 용융도금특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로, 자동차의 프론트사이드 멤버 등의 부품에 이용되는 고강도 냉연강판은 연신율 및 가공경화지수가 높아 프레스가공시 우수한 가공성을 확보할 수 있어야 하고, 이후의 용융도금을 위하여 용융도금특성 또한 우수하여야 한다.

그러나, 이러한 강판에 대한 종래기술에서는 강도에 치우쳐 가공성이 떨어지거나, 가공성에 치우쳐 강도가 떨어지는 문제점이 발생하곤 하였다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강의 강도 및 연성향상을 위하여 필수적으로 첨가되는 실리콘의 첨가량을 최소화시킴에 의하여 용융도금특성을 향상시키고, 탄소(C), 망간(Mn), 인(P), 알루미늄(Al), 니오븀(Nb) 등의 첨가량을 적절히 조절함으로써 탄소의 농도를 극소화한 페라이트상과 잔류오스테나이트상이 형성되도록 하여 가공성을 높인 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.16~0.25%, Si: 0.2~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.010% 이하, Al: 0.1~2.0%, Mn: 1.6~2.5%, Nb: 0.01~0.04%, P: 0.01~0.08% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은, 중량%로, C: 0.16~0.25%, Si: 0.2~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.010% 이하, Al: 0.1~2.0%, Mn: 1.6~2.5%, Nb: 0.01~0.04%, P: 0.01~0.08% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1050~1300℃에서 균질화처리하는 단계;

상기 균질화 처리된 강을 850~950℃에서 마무리열간압연한 다음 500~650℃에서 권취하는 단계;

상기 권취된 열연판을 30~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 800~870℃에서 연속소둔하는 단계;

상기 연속소둔된 강판을 700~620℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 서냉한 다음 450~350℃까지 10℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하는 단계; 및

이후 450~350℃의 구간에서 30초 이상 유지하는 단계;를 포함하여 이루어지는 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명은 저탄소 알루미늄 킬드강에 강의 강도 및 연성향상에 필수적으로 첨가되는 실리콘의 첨가량을 최소화하고, 실리콘의 첨가량 감소에 따른 강도보상을 위해 탄소(C), 망간(Mn), 인(P), 알루미늄(Al), 니오븀(Nb) 등의 첨가량을 적절히 조절함에 의하여 탄소의 농도가 극히 낮은 페라이트상에 잔류오스테나이트상을 분포시켜 높은 인장강도에도 불구하고 연신율 및 가공경화지수가 높은 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판을 제공하는데 특징이 있다.

먼저, 본 발명의 성분제한 이유부터 살펴본다.

C: 0.16~0.25중량%(이하, 단지 '%'로 기재함)

상기 탄소(C)는 2상역 소둔, 서냉 및 급냉시 오스테나이트상에 농화되고, 베 이나이트 역에서 오스템퍼링시 오스테나이트상에 농화되어 오스테나이트상의 마르텐사이트 변태온도를 상온이하로 낮추는데 기여한다. 그리고, 탄소 자체는 고용강화효과가 있을 뿐만 아니라 탄소의 첨가량은 제2상의 분율에도 영향을 미친다. 즉, 탄소의 첨가량이 증가하면 잔류오스테나이트의 양이 증가하고, 따라서 마르텐사이트 양이 증가하여 강도 및 연성을 향상시키게 된다. 상기 탄소(C)의 함량이 0.16% 미만이면 결정립이 성장할 뿐만 아니라 탄소에 의한 고용강화효과와 석출강화효과가 감소하기 때문에 충분한 인장강도를 확보할 수 없다. 그리고, 통상적인 연속소둔 공정에서 형성된 잔류오스테나이트의 양이 적기 때문에 강도 및 연성향상에 기여하는 정도가 작다. 따라서, 탄소의 하한은 0.16% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 고용강화 효과가 큰 실리콘의 첨가량이 감소되었기 때문에 충분한 강도확보를 위해서는 다량의 탄소 첨가가 필요하지만, 탄소의 양이 0.25%를 초과하면 고용강화효과와 다량의 잔류오스테나이트의 증가로 인장강도가 증가하고, 다량의 잔류오스테나이트 형성에 따른 내지연파괴와 같은 현상이 나타날 뿐만 아니라 용접성도 나빠진다. 따라서, 탄소의 상한은 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.2~1.0%

상기 실리콘(Si)은 고용강화 효과에 의해서 강의 강도를 향상시키고, 페라이트상에서 탄소를 제거하여 강의 연성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 실리콘은 베이나이트로 변태시 탄화물의 생성을 억제하여, 오스테나이트상으로 탄소농화를 촉진시킴으로써 연성향상에 유리한 잔류오스테나이트상의 형성에 크게 도움을 준다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 그 함량을 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 그러나, 실리콘의 함량이 1.0%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 실리콘산화물이 형성되어 산세성을 나쁘게 하고, 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 2상역 소둔시 강판표면에 농화되어 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시켜 도금성을 감소시키는 문제점이 있을 뿐만 아니라 강의 용접성도 크게 저하시킨다. 따라서, 그 함량을 0.2~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.02% 이하

일반적으로 황(S)은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 제강공정상의 비용측면에서 본 발명에서는 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.010% 이하

상기 질소(N) 역시 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 제강공정상의 비용측면에서 본 발명에서는 그 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.1~2.0%

상기 알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되지만, 본 발명에서는 연성의 향상을 위하여 첨가되는 특징적인 원소중의 하나로 실리콘 및 인과 유사한 역할을 하게 된다. 즉, 본 발명에서 실리콘의 첨가량이 너무 많으면 강판의 용융도금성 및 용접성을 크게 악화시키는 단점이 있어 실리콘의 첨가량을 감소시키고, 탄화물 형성억제원소인 인과 알루미늄을 첨가하여 같은 효과를 얻을 수 있는 것이다. 상기와 같은 효과를 얻기 위해서는 Al의 함량이 0.1% 이상인 것이 바람직하며, 그 함량이 2.0%를 초과하면 상기 효과가 포화되므로, 그 함량을 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 그리고, 알루미늄은 용융도금성에도 유리한 원소이기 때문에 실리콘, 알루미늄 및 인의 적절한 첨가량의 조절이 필요하다.

Mn: 1.6~2.5%

상기 망간(Mn)은 2상역 소둔에서 형성된 오스테나이트상의 페라이트 변태를 지연시키는 효과가 있고, 고용강화효과가 있기 때문에 첨가량이 적절히 조절되어야 한다. 상기 망간의 함량이 1.6% 미만이면 오스테나이트에서 펄라이트로의 변태를 충분히 억제하지 못하기 때문에 최종적인 강판조직에서 펄라이트가 형성되어 연신율 및 강도가 감소되고, 2.5%를 초과하면 경화능이 너무 높아 강의 강도가 크게 증가하여 가공성이 감소될 뿐만 아니라 용접성도 나빠지므로, 그 함량을 1.6~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.04%

상기 니오븀(Nb)은 강도 및 연성을 확보하기 위한 필수원소이며, 그 함량이 0.01% 미만이면 석출강화효과가 부족하고, 0.04%를 초과하면 석출강화효과가 너무 증가하여 연성이 저하되는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.01~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.01~0.08%

상기 인(P)은 고용강화원소로 종종 첨가되지만, 본 발명에서는 오스템퍼링공정에서 형성되는 화물의 생성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다. 이 경우 인은 실리콘과 동일한 역할을 하게 된다. 기 인의 함량이 0.01% 미만이면 잔류오스테나이트상에 농화되는 탄소의 양이 충분하지 않기 때문에 잔류오스테나이트의 안정도가 떨어져 연성이 감소하게 되며, 0.08%를 초과하면 용접성이 악화되고 주시 어나는 심편석에 의해서 위별로 강의 재질편차가 지는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 조성은 상기한 성분이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

이하, 본 발명의 제조공정에 대하여 살펴본다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강을 1050~1300℃에서 균질화처리한 후, 850~950℃에서 마무리열간압연한 다음 500~650℃에서 권취한다. 상기 균질화처리 온도가 1050℃ 미만이면 슬라브의 온도가 낮기 때문에 열간압연시 압연부하가 커지 는 문제점이 있고, 1300℃를 초과하면 미세한 석출물이 생성되기 때문에 냉연강판의 가공성이 낮아지는 문제점이 있으므로, 상기 균질화처리 온도는 1050~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리열간압연 온도가 850℃ 미만이면 압연시 압연하중이 증가하여 생산성이 감소하고, 950℃를 초과하면 생산비용이 상승되는 문제점이 있으므로, 상기 마무리열간압연 온도는 850~950℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취온도가 500℃ 미만이면 열연판에서 강도가 높은 제2상이 생성되어 열연판의 강도가 상승하고 열간압연후 강판의 형상이 나빠지기 때문에 냉간압연을 어렵게 하는 문제점이 있고, 650℃를 초과하면 열연판에 조대한 펄라이트가 형성되어 소둔과정에서 재용해가 잘 일어나지 않아 균일한 조직의 소둔강판을 얻을 수 없고, 그 결과 냉연판의 가공성을 감소시킬 뿐만 아니라 소둔온도를 증가시켜야 하는 문제점이 있으므로, 상기 권취온도는 500~650℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 권취된 열연판을 30~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 800~870℃에서 연속소둔한다. 이때, 상기 냉간압하율이 30% 미만이면 냉간압연시 스트레인 에너지(strain energy)가 축적되지 않아 재결정온도를 상승시키는 문제점이 있고, 80%를 초과하면 압연이 너무 어려운 문제점이 있으므로, 상기 냉간압하율은 30~80%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 연속소둔시 소둔온도가 800℃ 미만이면 충분한 가공성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 저온에서 오스테나이트상이 유지될 수 있을 만큼 오스테나이트로의 변태가 충분히 일어나지 않고, 870℃를 초과하면 오스테나이트로의 완전한 변태가 일어난 다음 냉각과정에서 다시 페라이트로 변태가 일어나기 때문에 잔류오스테나이트의 탄소농화가 낮을 뿐만 아니라 침상형태로 발달하여 연신율이 감소하는 문제점이 있므므로, 상기 소둔온도는 800~870℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 연속소둔된 강판을 700~620℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 서냉한 다음, 450~350℃까지 10℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하고, 이어 450~350℃의 구간에서 30초 이상 유지한다. 상기 1차 서냉종료온도가 700℃를 초과하면 충분한 양의 페라이트를 확보할 수 없고, 620℃ 미만이면 균열시 형성되었던 오스테나이트상이 펄라이트상으로 변하기 때문에 가공성에 악영향을 미치므로, 상기 1차 서냉종료온도는 700~620℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 급냉종료온도가 450℃를 초과하면 오스테나이트상이 모두 베이나이트상으로 변태하기 때문에 강의 연성이 급격하게 감소되고, 350℃ 미만이면 오스테나이트상이 마르텐사이트상으로 변하여 강도가 급격하게 상승될 뿐만 아니라 가공성도 급격하게 감소되므로, 상기 급냉종료온도는 450~350℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그리고, 상기 1차 서냉시 냉각속도를 1~7℃/초로 제한하는 이유는 충분한 양의 페라이트를 확보하여 가공성을 확보하기 위한 것이며, 상기 급냉시 냉각속도가 10℃/초 미만이면 잔류오스테나이트가 형성되지 않는 문제점이 있으므로, 상기 급냉시 냉각속도는 10℃/초 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 마지막으로, 450~350℃ 구간에서 1~7℃/초의 냉각속도로 서냉하면서 30초동안 유지하는 것은 잔류오스테나이트를 베이나이트로 변태시키고 충분히 탄소의 농화가 일어난 잔류오스테나이트를 확보하기 위한 것이다. 이때 형성된 잔류오스테나이트는 강의 가공성을 크게 향상시키게 된다.

이후, 상기와 같이 제조된 강판은 통상의 용융아연도금 실시온도(400~500℃)에서 아연도금을 실시할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같이 조성된 강의 강괴를 1250℃의 가열로에서 1시간동안 유지한 후, 열간압연을 실시하였다. 이때 마무리열간압연 온도는 900℃, 권취온도는 620℃로 하였다. 상기 열간압연된 강판을 통상의 방법을 이용하여 산세하고, 50%의 압하율로 냉간압연하였다. 이어 상기 냉간압연된 시편을 830℃의 소둔온도로 연속소둔하였으며, 이후 680℃까지 2℃/초의 냉각속도로 서냉한 다음 400℃까지 30℃/초의 냉각속도로 급냉하였고, 이어 450~350℃의 구간에서 120초 동안 유지하였다.

상기와 같이 제조된 시편을 이용하여 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다. 또한, 시편들의 용융도금 가능여부를 시험하였으며, 그 결과 또한 하기 표 2와 같다.

구분	성분(중량%)
	C	Si	S	N	Al	Mn	Nb	P	기타
발명강A	0.20	0.50	0.0055	0.003	0.505	2.02	0.025	0.010	-
발명강B	0.20	0.50	0.0055	0.003	1.050	2.02	0.025	0.010	-
발명강C	0.20	0.50	0.0055	0.003	1.550	2.02	0.024	0.010	-
발명강D	0.20	0.53	0.0069	0.003	0.455	1.93	0.0135	0.030	-
발명강E	0.20	0.53	0.0064	0.003	1.144	2.06	0.0135	0.032	-
비교강A	0.15	0.22	0.0050	0.003	0.72	0.72	0.025	0.011	0.53%Mo
비교강B	0.20	0.50	0.0050	0.003	1.05	2.04	-	0.010	-
비교강C	0.15	0.50	0.0055	0.003	0.035	1.50	0.024	0.010	-
비교강D	0.19	0.51	0.0069	0.003	0.035	1.95	0.012	0.030	-
비교강E	0.20	1.6	0.0050	0.003	0.05	1.60	-	0.010	-

구분	기계적 성질				용융도금 가능여부
	항복강도 (kgf/㎟)	인장강도 (kgf/㎟)	연신율 (%)	가공경화지수 (n)
발명강A	490	823	27.0	0.22	가능
발명강B	563	787	26.8	0.23	가능
발명강C	525	781	27.3	0.20	가능
발명강D	581	836	26.7	0.21	가능
발명강E	603	832	28.6	0.21	가능
비교강A	431	625	22.0	-	가능
비교강B	431	754	26.6	0.23	가능
비교강C	510	652	22.7	0.13	가능
비교강D	661	843	18.5	0.13	가능
비교강E	387	798	28.1	0.22	불가능

상기 표 2를 살펴보면, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A~E)의 경우, 인장강도가 780MPa 이상이고, 연신율이 26% 이상으로 나와 우수한 재질을 확보하는 것이 가능하였다.

그러나, 망간의 첨가량을 낮추고 경화능이 큰 원소인 몰리브덴을 다량으로 첨가한 비교강A의 경우, 인장강도와 연신율이 모두 본 발명이 목적으로 하는 값에 미치지 못하였다.

또한, 니오븀이 첨가되지 않은 비교강B의 경우, 충분한 인장강도를 확보할 수 없었다.

또한, 탄소, 망간 및 알루미늄의 함량이 낮은 비교강C의 경우, 인장강도와 연신율이 모두 본 발명이 목적으로 하는 값에 미치지 못하였다.

그리고, 알루미늄의 함량이 낮은 비교강D의 경우, 충분한 연신율을 확보할 수 없었다.

마지막으로, 실리콘의 함량이 높고 Nb이 첨가되지 않은 비교강E의 경우, 충분한 강도와 연신율은 확보할 수 있었지만 용융도금재의 소지강판으로 사용하는 것이 불가능하였으며, 뿐만 아니라 고온소둔시 소둔로내에서 강판표면이 탈락되어 허스롤(Hearth roll)에 부착됨으로써 코일에 덴트(dent)결함을 발생시켰다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 강의 강도 및 연성향상을 위하여 필수적으로 첨가되는 실리콘의 첨가량을 최소화시킴에 의하여 용융도금특성을 향상시키고, 탄소(C), 망간(Mn), 인(P), 알루미늄(Al), 니오븀(Nb) 등의 첨가량을 적절히 조절함으로써 탄소의 농도를 극소화한 페라이트상과 잔류오스테나이트상이 형성되도록 하여 가공성을 높인 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (2)

1. 중량%로, C: 0.16~0.25%, Si: 0.5~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.010% 이하, Al: 0.1~2.0%, Mn: 1.6~2.5%, Nb: 0.01~0.04%, P: 0.01~0.08% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 페라이트상에 잔류 오스테나이트상을 분포시킨 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
2. 중량%로, C: 0.16~0.25%, Si: 0.2~1.0%, S: 0.02% 이하, N: 0.010% 이하, Al: 0.1~2.0%, Mn: 1.6~2.5%, Nb: 0.01~0.04%, P: 0.01~0.08% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1050~1300℃에서 균질화처리하는 단계;

   상기 균질화 처리된 강을 850~950℃에서 마무리열간압연한 다음 500~650℃에서 권취하는 단계;

   상기 권취된 열연판을 30~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 800~870℃에서 연속소둔하는 단계;

   상기 연속소둔된 강판을 700~620℃까지 1~7℃/초의 냉각속도로 서냉한 다음 450~350℃까지 10℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하는 단계; 및

   이후 450~350℃의 구간에서 30초 이상 유지하는 단계;를 포함하여 이루어지는 가공성 및 용융도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.