KR101359281B1

KR101359281B1 - 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101359281B1
Application number: KR1020110138042A
Authority: KR
Inventors: 진영훈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-20
Filing date: 2011-12-20
Publication date: 2014-02-06
Also published as: KR20130070825A

Abstract

본 발명의 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판은 중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도(MPa)*연신율(%)≥22000(MPa*%) 및 연성비(Cross tensile strength / Tensile shear strength)≥0.35를 만족하는 한다. 본 발명의 다른 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 50~110℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계, 상기 냉각된 강판을 100~300℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 30% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 상기 냉간압연된 강판을 소둔하는 단계를 포함한다.

Description

점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SPOT WELDABITY, STRENGTH AND DUCTILITY FOR AUTOMOBILE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 강판 등에 사용할 수 있는 용접성, 강도 및 연신율이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 성형품이 복잡해지고 일체화되는 경향에 의하여 자동차용 강판은 더욱 높은 수준의 성형성이 요구되고 있다. 특히, 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재는 차체가 충돌시 승객의 안전과 밀접한 관계가 되는 부품으로 인장강도 780MPa, 연신율 24% 이상의 강판이 주로 사용되고 있으며, 차체의 안정성 규제 강화로 인하여 더욱 높은 인장강도를 갖는 부품이 요구될 것으로 예상된다.

또한, 자동차 배기가스에 의한 환경오염 문제가 대두되면서 연비를 향상시키기 위한 기술개발이 이루어지고 있으며, 초고강도강을 사용하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다. 고강도 강판을 제조하기 위하여 강판의 성분 중 C의 함량을 증가시켜 사용하여 왔으나, C의 함량 증가로 인하여, 점용접성이 악화되어 용접부 파단 등의 문제가 발생하였다.

그리고, 강도와 연성을 동시에 향상시키기 위한 연구가 진행되고 있으며, 이를 위하여, 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판이 제시되었다. 상기 강판은 잔류 오스테나이트가 가공에 의하여 마르텐사이트로 변태되면서 연성을 증가시키기 때문에 균일 연성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 드로잉과 같은 국부압축압력을 받는 경우 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 국부변형에 대한 저항이 급속히 증가하게 된다. 이와 같은 이유로 극저탄소 냉연강판과 같이 (222)집합조직이 발달하지 않아도 드로잉 가공이 가능한 특징이 있다. 따라서 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판을 드로잉용 가공품에 적용할 수 있으면 그 활용분야는 상당히 넓어질 것이다.

상술한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 일반적으로 탄소강에 Si, Mn을 첨가하여 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스탬퍼링 방법으로 제조한다. 이러한 방법에 의하여 제조된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 해서 강도 증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시키는데, 이를 변태유기소성강(TRIP: transformation Induced Plasticity)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다.

이러한 기술과 관련하여, 종래의 제안된 기술을 검토하여 보면, 특허문헌 1이 제시되었으나, 상기 기술은 강판의 점용접 특성을 크게 향상시킬 수 없는 문제점이 있다. 그리고, 특허문헌 2가 있으나, 상기 발명의 강의 강도는 780MPa급 이하로 강도가 낮다. 또한, 특허문헌 3은 상기 발명의 C성분의 범위는 0.13~0.15로 매우 협소하여 유용하지 못하다. 더욱이, 상기의 발명들은 주로 점용접성과 연성을 동시에 증가시키기 위하여 C 함량의 하한치를 낮추고, 여타 합금원소를 첨가하는 것에 주안점을 두고 있으나, 합금첨가로 인하여 비경제적인 문제점이 있고 또한, 점용접성과 동시에 강도 및 연성을 함께 증가시킬 수는 없었다.

일본 특허공개 1993-070886호 일본 특허공개 2001-152287호 일본 특허공개 2004-269920호

본 발명의 일측면은 점용접성, 강도 및 연신율이 동시에 모두 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판은 중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도(MPa)*연신율(%)≥22000(MPa*%) 및 연성비(Cross tensile strength / Tensile shear strength)≥0.35를 만족하는 한다. 상기 강판의 미세조직은 페라이트 10~30%, 잔류오스테나이트 20~40% 및 잔부 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 다른 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 50~110℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계, 상기 냉각된 강판을 100~300℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 30% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 상기 냉간압연된 강판을 소둔하는 단계를 포함한다. 상기 제조방법은 상기 소둔된 강판을 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 강도*연신율이 22000 이상이고 연성비가 0.35 이상인 강판을 제공할 수 있으며, 이를 통하여, 자동차용 보강재 및 충격흡수재로 이용할 수 있으며, 일반적인 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 경우, 자동차 차체의 안정성 및 경량화 효과를 기대할 수 있다.

본 발명자들은 동시에 강도, 연신율 및 용접성을 향상시킨 자동차용 강판의 제조방법을 도출해내기 위하여 연구를 거듭한 결과, 성분계와 제조조건을 적절하게 제어하여 이를 도출할 수 있음을 밝혀내었다. 구체적으로, 용접성 향상을 위하여 C의 함량을 낮추고, 강도 하락을 방지하기 위하여 N을 첨가함으로서, 잔류오스테나이트의 안정성 및 분율증대를 가져와 강도와 연신율을 증가시킬 수 있음을 인지하였으며, 권취온도를 낮게 제어하여 미세한 마르텐사이트 조직을 도출하여 강도와 연성을 확보하고, 냉간압하율을 낮게 제어하여, 소둔시 마르텐사이트 조직이 재결정되지 않도록 제어하여 강도하락을 방지할 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.04~0.3 중량%

C는 고강도강에서 가장 중요한 성분으로서 강도 및 연성과 밀접한 관계를 갖으며, 잔류오스테나이트 분율과 안정화에 영향을 미친다. C의 함량이 높을수록 잔류오스테나이트의 분율이 증가하고 안정성도 향상된다. 이러한 효과를 확보하기 위하여, 본 발명에서 상기 C의 하한은 0.04 중량%로 제어하는 것이 바람직하다. 그러나, C의 함량이 지나치게 높은 경우에는 인장강도 980MPa이상의 초고강도강의 제조가 용이하지만, 점용접시 너깃(Nugget) 부위와 주변조직과의 불균일성이 커지고 용접부의 경도차이가 커져서 용접강도가 현저히 저하될 수 있으므로, 그 상한은 0.3 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Si(규소): 0.8~2.0중량%

Si는 탄화물 형성을 억제하고, 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 또한, Si는 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하고 용접시 용접금속의 유동성을 증가시킨다. 저탄소 TRIP강에서, Si의 함량이 0.8중량% 이상인 경우 Si에 의하여 탄화물 형성을 크게 억제하고 잔류오스테나이트의 안정성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Si의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 열연 스케일을 크게 유발시키며, 젖음성이 크게 악화되어 도금성이 나빠지고 용접성도 열화된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.8~2.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mn(망간): 1~3 중량%

본 발명에서 Mn은 소입성을 증가시키는 역할과 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장시키는 역할을 할 수 있다. 또한, Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화시키는 성분으로서, 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다. C의 함량이 적은 본 발명의 강에 있어서 강의 강도를 확보하고 TRIP특성을 확보하기 위하여 Mn은 1 중량% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Mn의 함량이 3 중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 크게 저하되고 마르텐사이트상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하기 쉽다. 또한, 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식이 증가하고 열간압연 전에 가열단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발한다. 그리고 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하며 개재물 형성으로 수소취성을 야기시킨다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1~3 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

N(질소): 0.012~0.02 중량%

일반적으로, N은 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 C보다 우수하다. 고용된 N성분은 C 함량이 적은 경우 C와 유사한 역할을 하여 잔류오스테나이트의 안정성을 확보한다. 상기 효과를 얻기 위하여는 0.012 중량% 이상의 함량이 필요하다. 그러나, N의 함량이 0.02 중량%를 초과하는 경우에는 고용되지 않은 N에 의해 표면에 기포가 발생하는 등 결함이 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.012~0.02 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Al(알루미늄): 0.04~2 중량%

Al은 강판의 표면에서 Si, Mn가 농화되는 것을 억제하는 역할을 한다. 이러한 효과를 확보하기 위하여 0.04 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만 그 함량이 2 중량%를 초과하는 오스테나이트의 분율이 저하되어서 연성이 상대적으로 저하가 되며 표면 특성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.04~2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Ti(티타늄): 0.005~0.02중량%

Ti은 Al성분의 N과의 결합을 통한 AlN질화물 형성을 억제하여 Al이 본연의 작용을 할 수 있게 TiN을 형성하는 역할을 한다. 이러한 효과를 확보하기 위하여 0.005 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 첨가 효과를 더 이상 기대하기 어렵고 탄화물의 형성이 증가하여 고용탄소의 함량이 감소한다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.02중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

B(보론): 20ppm이하 (0은 제외)

B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시킬 수 있다. 그러나, B의 함량이 20ppm를 초과하는 경우에는 재결정 온도를 상승시켜서 용접성을 열화시킨다. 따라서, 상기 B의 함량은 20ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Sb(안티몬): 0.01~0.05중량%

Sb은 강판의 표면특성을 개선하고, 표면탈탄을 방지하는 역할을 할 수 있다. 이러한 효과를 확보하기 위하여 0.01 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 오히려 나빠지게 된다. 따라서 상기 Sb의 함량은 0.01~0.05 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 P 및 S를 제외하고, 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

P(인): 0.03 중량% 이하

P은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리게 된다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.008 중량% 이하

S는 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.008중량%를 초과하는 경우 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.008중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 성분계 및 조성범위를 만족하는 강판은, 냉연강판 또는 아연도금강판인 것이 바람직하다. 또한, 인장강도(MPa)*연신율(%) ≥ 22000(MPa*%) 및 연성비(Cross tensile strength/Tensile shear strength) ≥ 0.35 를 만족한다. 일반적으로 연성비는 높을 수록 좋으나, 통상의 780MPa급 이상의 고강도강에서 점용접성시험을 해본 결과 연성비가 0.35 미만인 경우에는 점용접성이 불량하다.

또한, 상기 강판의 미세조직은 페라이트 10~30%, 잔류오스테나이트 20~40% 및 잔부 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일측면인 강판의 미세조직 중 중요한 것은 잔류오스테나이트 분율이다. 잔류오스테나이트의 분율이 20~40%정도가 되어야 780MPa급이상의 강재에서 강도증가 및 연성의 증가를 효과적으로 동시에 가져올 수 있다. 페라이트는 조직은 연성에 기여를 하는 조직이며 10~30%정도의 분율이 적절한 연성의 부여가 가능하다. 잔부는 마르텐사이트이며, 모재로서 강도향상에 기여할 수 있다.

본 발명의 강판은 초기에 생성된 레스(lath) 형상의 미세한 마르텐사이트과 제 2상의 잔류 오스테나이트를의 분율을 증가시키고 안정화시켜서, 변형을 받을 때 변태를 통해 우수한 기계적 특성을 얻고자 한다. 여기서 우수한 강도와 연신율을 얻기 위해서는 기지조직의 특성 및 잔류오스테나이트 안정성 및 분율이 특성을 좌우하는데 가장 큰 영향을 주는 인자이다

이하, 본 발명의 다른 일측면인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법에 관하여 상세히 설명한다. 초기에 생성된 레스(lath) 형상의 미세한 마르텐사이트과 제2상의 잔류 오스테나이트를의 분율을 증가시키고 안정화시켜서, 변형을 받을 때 변태를 통해 우수한 기계적 특성을 얻고자 한다.

먼저, 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 재가열하고, 열간압연을 실시한다. 상기 재가열공정은 그 조건은 특별히 한정되는 것이 아니며, 통상의 조건에 따른다. 더불어, 열간압연시 조건 역시 특별히 한정되는 것이 아니지만, A3이상의 오스테나이트영역에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연된 강판을 냉각한다. 이 때, 냉각속도는 50~110℃/sec로 제어하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 50℃/sec 미만인 경우에는 냉각속도가 느려서 본 발명이 의도하고자 하는 미세조직을 확보하기 어렵다. 그러나, 상기 냉각속도가 110℃/sec를 초과하는 경우에는 냉각속도가 지나치게 빨라서 강판 내부에 수축(shrinkage) 또는 보이드(void)가 형성되거나, 소재의 뒤틀림 문제가 발생할 수 있다.

상기 냉각된 강판을 권취한다. 이 때, 권취온도는 100~300℃로 제어하는 것이 바람직하다. 일반적인 권취온도인 500~600℃에서 권취를 실시하게 되면, 통상적인 조직인 페라이트조직을 형성하게 되어, 강판의 강도가 저하될 수 있다. 그러나, 본 발명에서 제어하는 바와 같이, 100~300℃에서 권취를 실시하면, 레스(lath)형상의 미세한 마르텐사이트 조직을 확보하게 되어, 열간압연 후 강도와 연성의 증가가 통상의 강보다 훨씬 증가하게 된다.

상기 권취된 강판을 냉간압연한다. 이 때, 냉간압하율은 30% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 귄취공정 후 확보된 초기 기지조직인 미세한 마르텐사이트 조직을 향후 소둔시 재결정이 발생되지 않을 정도로 변형량을 발생시킨다. 냉간압하량이 30%를 초과하게 되면, 과다한 변형량이 부여되어 소둔 시 재결정이 빨리 일어나서, 초기의 마르텐사이트 기지조직이 재결정되어 강도저하가 발생할 수 있다.

상기 냉간압연된 강판을 소둔한다. 이 때, 소둔조건은 특별히 한정되지 않는다. 다만, 700~850℃에서 유지하고 냉각한 후 300~450℃에서 소둔하는 것이 바람직하다. 빠른 C 및 Mn의 분배반응이 필요하기 때문에 C 및 Mn의 확산속도가 빠른 700~850℃ 온도 범위에서 냉연강판을 소둔하는 것이 바람직하며, 상기 온도에서. 소둔 중 오스테나이트가 형성되기 용이하다. 소둔온도가 700℃ 미만인 경우에는 강도 및 연성 증대를 위한 오스테나이트의 안정화에 필요한 탄소량의 확보가 어렵고 오스테나이트 변태분율이 너무 작아서 충분한 TRIP특성을 확보하기 어렵다. 반면에, 850℃를 초과하는 경우에는 Si의 확산이 촉진되어 탄화물의 석출을 억제하지 못하여 오스테나이트의 안정성을 확보가 어렵다. 따라서 소둔온도는 700~850℃로 한정하는 것이 바람직하다. 소둔시간은 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 50초 이상 유지하면 그 온도범위에서 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있다. 다만, 연속소둔에 적용할 수 있는 시간은 바람직하게는 50초~300초이다. 소둔단계 후 10~200℃/sec의 냉각속도로 300~450℃ 범위까지 냉각한 후 60초 이상 유지한다. 그 다음 최종 냉각하여 냉연강판을 제조할 수 있다.

더불어, 추가적으로 상기 소둔단계 후 아연도금을 실시하여 아연도금강판을 제공할 수 도 있다.

상기와 같은 제조방법을 통하여, 인장강도(MPa)*연신율(%) ≥ 22000(MPa*%) 및 연성비(Cross tensile strength/Tensile shear strength) ≥ 0.35 를 만족하는, 점용접성, 강도 및 연성이 모두 우수한 강판을 도출할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분계를 만족하는 슬라브를 제조하고, 이를 재가열 및 열간압연한 후 냉각하고, 하기 표 2에 나타낸 온도에서 권취하고, 하기 표 2에 나타낸 압하율로 냉간압연한 후 소둔하여 발명예 1 내지 4 및 비교예 1 내지 10을 제조하였다.

상기 발명예 1 내지 4 및 비교예 1 내지 10의 인장강도와 연신율을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 인장강도와 연신율의 곱의 값과 연성비를 하기 표 2에 함께 나타내었다. 여기서 연성비는 (CTS/TSS=CROSS TENSILE STRENGTH/TENSILE SHEAR STRENGTH)로서, 연성비가 높을수록 점용접성이 우수함을 나타낸다.

강종	C	Si	Al	Mn	P	S	Ti	N	B	Sb
A	0.15	1.49	1	1.6	0.015	0.002	0.015	0.013	0.0007	0.02
B	0.19	1.47	0.08	1.8	0.016	0.003	0.018	0.02	0.0009	0.03
C	0.07	1.50	1.51	2.7	0.014	0.002	0.020	0.015	0.0008	0.02
D	0.18	1.51	0.8	1.7	0.018	0.002	0.012	0.016	0.0005	0.02
E	0.5	1.50	0.04	1.7	0.016	0.002	0.006	0.005	0.0007	0.01
F	0.3	0.1	1.1	1.5	0.015	0.002	0.002	0.004	0.0009	0.005
G	0.25	0.52	1.03	1.8	0.014	0.003	0.0015	0.007	0.0007	0.002

(단, 각 원소의 단위는 중량%이다.)

상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 강종 A, B 및 C는 본 발명이 제어하는 성분범위를 모두 만족하는 강종이다. 그러나, 강종 D, E, F 및 G는 본 발명이 제어하는 성분범위를 벗어난 강종이다.

구분	강종	권취온도 (℃)	냉간압연 압하율(%)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	인장강도연신율 (MPa%)	연성비
비교예1	A	620	25	830	22.6	18758	0.41
발명예1	A	240	28	987	28.5	28129.5	0.35
비교예2	B	615	30	865	22.9	19808.5	0.45
발명예2	B	198	29	992	28.2	27974.4	0.43
비교예3	C	590	25	923	22.9	21136.7	0.37
발명예3	C	287	30	998	28.8	28742.4	0.48
비교예4	D	550	28	845	22.1	18674.5	0.42
발명예4	D	148	30	988	27.1	26774.8	0.45
비교예5	E	600	50	831	22	18282	0.34
비교예6	E	300	50	899	24.6	22115.4	0.31
비교예7	F	620	30	670	32.1	21507	0.32
비교예8	F	200	30	721	30.7	221347	0.32
비교예9	G	600	60	754	25.9	19528.6	0.29
비교예10	G	150	55	780	23.7	18486	0.34

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 4는 본 발명의 성분계 및 제조조건을 모두 만족한 예로서, 저온권취를 통하여 미세조직을 레스형상의 미세한 마르텐사이트로 만든 후, 잔류오스테나이트의 안정성 확보를 통해서 냉연, 소둔 후에도 초기의 마르텐사이트 기지조직의 재결정이 발생하지 않도록 제어하여, 본 발명이 의도하고자 하는 인장강도*연신율값이 모두 22000 MPa*%를 상회하였으며, 연성비가 0.35 이상이므로, 점용접성, 강도 및 연성이 우수한 강판임을 확인할 수 있었다.

반면에, 비교예 1 내지 4는 본 발명이 제어하는 성분계를 만족하나, 제조조건 중 고온에서 권취되어, 본 발명이 의도하고자 한 미세조직을 확보하지 못하여, 인장강도*연신율값이 모두 22000 MPa*% 미만이였음을 확인할 수 있었다. 비교예 5는 본 발명의 성분계를 만족하지 못하였으며, 고온권취 및 높은 냉간압하율로 제어되어, 인장강도*연신율값이 모두 22000 MPa*% 미만이었다. 비교예 6은 본 발명의 성분계를 만족하지 못하였고, 저온권취되었으나, 압하율이 높아서 연성비가 낮게 확보되었다. 비교예 7은 본 발명의 성분계를 만족하지 못하였고, 고온권취되어서, 연성비가 낮게 확보되었다. 비교예 8은 제조조건은 본 발명을 만족하였으나, 본 발명의 성분계를 만족하지 못하여서 연성비가 낮게 확보되었다. 비교예 9는 본 발명의 성분계를 만족하지 못하였고, 고온권취 및 높은 압하율로 인하여 인장강도*연신율값 및 연성비가 낮게 확보되었다. 비교예 10은 본 발명의 성분계를 만족하지 못하였고, 높은 압하율로 인하여, 연성비가 낮게 확보되었다.

강판의 기계적 특성 중 인장특성은 성분과 미세조직의 제조조건에 따라 달라진다. 상기 예를 통하여 이러한 내용을 확인할 수 있었으며, 이를 통하여, 본 발명에서 목표로 하는 강도와 연성을 얻기 위해서는 본 발명의 적정 성분계를 만족하고, 저온권취 및 낮은 압하율로 제어하여야, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 특성을 만족시킬 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직은 페라이트 10~30%, 잔류 오스테나이트 20~40% 및 잔부 마르텐사이트를 포함하고,
인장강도(MPa)*연신율(%)≥22000(MPa*%) 및 연성비(Cross tensile strength/Tensile shear strength)≥0.35를 만족하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
삭제
청구항 1에 있어서, 상기 강판은 냉연강판 또는 아연도금강판인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
중량%로, C: 0.04~0.3%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.012~0.02%, Al: 0.04~2%, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하(0은 제외), Sb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 50~110℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강판을 100~300℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 30% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
상기 냉간압연된 강판을 소둔하는 단계를 포함하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 소둔하는 단계는 700~850℃에서 50~300초간 유지하고 냉각한 후 300~450℃에서 60초 이상 유지하는 단계인 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 제조방법은 상기 소둔된 강판을 도금하는 단계를 추가로 포함하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.