KR102312512B1 - 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 중량%로, C: 0% 초과 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.02%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.07%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인, 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE PROPERTIES FOR PANEL OF VEHICLE AND METHOD MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 판넬 등의 외판재 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
도어, 후드, 펜더 등의 자동차 외판재의 소재로서 사용되는 강재에는 시효에 의한 가공 결함 등을 방지하기 위하여 탄질화물 형성 원소를 첨가한 극저탄소강과 같은 소재들이 사용되어 왔다.
특히, 차량용 강판의 경우, 필수적으로 우수한 성형성 및 가공성 등이 요구된다. 또한, 외기 조건에 의해 강판이 산화되는 것을 방지함은 물론 사용자가 원하는 표면 색상을 얻기 위해 페인트 등의 유기물이 양호하게 도장되어야 하므로, 강판의 표면 특성 관리가 도장성 측면에서 중요한 관리 인자가 되고 있다.
차량용 강판의 가공성을 향상시키기 위하여, 극저탄소 냉연강판에 Ti나 Nb를 단독 혹은 복합으로 첨가하여 C, N, S 등의 고용 원소를 탄화물 및 질화물 형태로 석출시켜서 연신율 및 소성변형비를 높임으로써, 성형성을 향상시키는 소위 IF강(Interstitial Free Steel)이 있다. 따라서, 기존에는 제강 단계에서 고청정화를 달성함과 아울러 고용원소를 고착시킬 수 있는 Ti 등과 같은 탄질화물 형성 원소를 첨가하여 고용원소를 석출시키는 방법으로 고용원소에 의한 시효 현상을 제한하고 있다.
일반적으로 IF강의 제조기술은 ND//<111> 집합조직 발달을 위해 사상압연 직후 급속냉각설비를 통해 열연조직의 결정립 크기를 미세화 시켜 디프드로잉 모드의 변형에서는 우수한 가공성을 보인다. 하지만, Ti, Nb 단독 혹은 복합 첨가 극저탄소강은 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 크기와 분율에 따른 재결정 온도 등의 거동이 달라지면서 루프, 후드 등의 경가공시 표면의 미재결정 조직의 불균일에 의해 표면의 굴곡 발생으로 도장성 열위를 유발하는 등 지속적으로 문제가 되고 있다.
일본 공개특허공보 제1992-280943호
본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도이면서도 강판의 표면 성형성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0% 초과 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.02%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.07%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인, 차량 외판용 강재를 제공한다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연 온도 900~950℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 70~83%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 승온속도 4~7℃/s로 780~850℃에서 연속 소둔하는 단계; 및
연속 소둔된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질 압연하는 단계를 포함하는, 차량 외판용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도이면서도 표면 성형성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 강에 발달하는 주요 집합조직 성분에 대한 결정 방위의 밀도 함수의 φ2=45° 단면을 나타낸 것이다.
도 2는 발명강 1에 대한 표면부 EBSD 관찰 사진 및 결정 방위의 밀도 함수의 φ2=45° 단면을 분석한 그래프를 나타낸다.
도 3은 비교강 1에 대한 표면부 EBSD 관찰 사진 및 결정 방위의 밀도 함수의 φ2=45° 단면을 분석한 그래프를 나타낸다.
본 발명자들은 가공시 표면의 조직 불균일에 의한 굴곡 발생으로 도장성 열위를 유발하는 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분 및 제조 조건을 최적화함으로써, 표면 성형성이 우수한 차량 외판용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
구체적으로, 강 중의 강력한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti) 및/또는 네오븀(Nb) 등을 적정량 첨가하여, 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용원소를 제거함과 동시에, 마무리 압연온도, 냉간압연 시 압하율, 연속소둔의 온도, 연속소둔의 승온속도, 조질압연의 압하율 등을 제어함으로써, 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인 표면 성형성이 우수한 고성형 극저탄소 강을 제조할 수 있음을 발견하였다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0% 초과 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.02%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.07%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인, 차량 외판용 강재를 제공한다.
이하, 본 발명의 주요한 특징 중 하나인 강 조성을 구성하는 각 합금성분을 첨가하는 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 우선적으로 설명한다.
탄소(C): 0.003% 이하(0%는 제외)
C는 침입형 고용원소로서, 냉연 및 소둔 과정에서 강판의 집합조직 형성에 큰 영향을 미치게 된다. 강 중에 고용 탄소량이 많아지면, 드로잉 가공에 유리한 {111} 감마(γ)-파이버 집합조직을 가진 결정립의 성장이 억제되고, {110} 및 {100} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 촉진되어 소둔판의 드로잉성이 저하된다. 나아가, 상기 C의 함량이 0.003%를 초과하게 되면 이를 탄화물로 석출시키기 위해 필요한 Ti 및 Nb의 함량이 커져 경제성 측면에서 불리할 뿐만 아니라, 미세 TiC 석출물이 강중에 다량 분포하여 드로잉성을 급격히 저하시키는 문제가 있으므로, 상기 C의 함량은 0.003% 이하로 제한함이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.2% 이하(0% 포함)
Si는 고용강화에 의한 강도 상승에 기여하는 원소로서, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않는다. 다만, 상기 Si 함량이 0.2%를 초과하면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면 특성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 Si 함량을 0.2% 이하로 관리한다.
망간(Mn): 0.01~0.2%
Mn은 고용강화 원소로서 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라, 강 중의 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.01% 미만일 경우, MnS를 효과적으로 석출시키지 못해 드로잉성이 저하된다. 반면, 상기 Mn의 함량이 0.2%를 초과할 경우, 산화물에 의한 표면 문제가 생길 수 있기 때문에, 상기 Mn의 함량은 0.01~0.2%로 제한함이 바람직하다.
인(P): 0.005~0.02%
P은 고용 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 가장 효과적인 원소이다. 상기 P의 함량이 0.005% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 불가능하다. 반면, 상기 P의 함량이 0.02%를 초과할 경우, P편석에 의한 표면 줄무늬 결함등이 생길 수 있기 때문에, 상기 P의 함량은 0.005~0.02%로 제한함이 바람직하다.
황(S): 0.008% 이하 및 질소(N): 0.005% 이하
S 및 N는 강 중에 존재하는 불순물로서 불가피하게 첨가되는데, 우수한 용접특성을 확보하기 위해서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 S의 ?t량은 0.008% 이하로 제어하며, 상기 N의 함량은 0.005% 이하로 관리한다.
알루미늄(Al): 0.1% 이하(0%는 제외)
Al은 AlN을 석출시켜 강의 드로잉성 및 연성 향상에 기여한다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.1%를 초과할 경우, 제강 조업시 Al 개재물 과다 형성에 의한 강판 내부 결함이 발생하는 문제가 있으므로, 상기 Al의 함량은 0.1% 이하로 제어함이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.02~0.07%
Ti은 열간압연 중 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하여 Ti계 탄질화물을 석출시킴으로써 강판의 드로잉성 향상에 크게 기여하는 원소이다. 상기 Ti 함량이 0.02% 미만일 경우, 탄질화물을 충분히 석출시키지 못해 드로잉성성이 열위해진다. 반면, 0.07%를 초과할 경우, 제강 조업시 개재물 관리가 어려워 개재물성 결함이 발생할 수 있기 때문에, 상기 Ti의 함량은 0.02~0.07%로 제한함이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.002~0.03%
Nb는 열간압연중 고용 탄소를 조대한 (Ti,Nb)C 복합 탄화물을 석출시킴으로써 소둔 중 집합조직의 형성을 용이하게 하여 압연방향과 45도 방향의 드로잉성을 향상시키는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.002% 미만일 경우, 강 중의 고용 탄소는 대부분 TiC로 석출되고, 조대한 (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적어 드로잉성이 열위해진다. 반면, 상기 Nb의 함량이 0.03%를 초과할 경우, 강 중의 고용 탄소는 대부분 NbC로 석출되고, (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적을 뿐만 아니라, 재결정 온도 상승에 의한 재질열화를 가져오는 문제가 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.002~0.03%로 제한함이 바람직하다. 이 경우, 수 ㎚의 매우 미세한 TiC 혹은 NbC 석출물이 주로 결정입계에 석출하게 되면, 소둔 재결정 시 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버의 발달이 저해되므로, 가능한 한 보다 20㎚ 수준 이상인 보다 조대한 (Ti,Nb)C로 석출시키는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0035% 이하(0%는 제외)
B는 강 중의 P 첨가에 의한 2차 가공취성을 방지하기 위해 첨가하는 원소이나, 그 함량이 0.0035%를 초과할 경우, 강판의 연성 저하를 수반하므로, 상기 B의 함량은 0.0035% 이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명은 전술한 성분계를 만족해야만, 표면 성형성이 우수한 차량 외판용 강재를 제공할 수 있다. 즉, 전술한 성분계를 만족하지 못하는 경우에는 본 발명과 같이 표면 성형성이 우수한 차량 외판용 강재를 얻을 수 없다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 C의 함량이 30ppm 이하인 극저탄소강에 해당하므로, 강재는 페라이트 위주의 조직으로 이루어질 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 페라이트 단상 조직으로 이루어질 수 있고, 다만 불가피적으로 생성된 다른 조직을 일부 포함할 수도 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 페라이트의 평균입경이 5~50㎛일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 페라이트의 평균입경을 5㎛ 이상으로 함으로써, 안정적인 강도를 확보하는 효과가 있고, 페라이트의 평균입경을 50㎛ 이하로 함으로써, 균일 입도를 확보하여 불균일 변형을 최소화하는 효과가 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유 면적율이, 전체 페라이트의 점유 면적율에 대하여 50~80%일 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유 면적율을 전체 페라이트의 점유 면적율에 대하여 50% 이상으로 함으로써, 전체 조직의 크기를 특정 크기 이상으로 제어할 수 있게 됨에 따라, 요구되는 연신율을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유 면적율을 전체 페라이트의 점유 면적율에 대하여 80% 이하로 함으로써, 전체 조직의 크기를 특정 크기 이하로 제어할 수 있게 됨에 따라, 원하는 강도를 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재에 있어서, 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 결정립은 재결정이 완료되어 있어야 한다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 미세조직은 평균입경이 20~50㎛인 페라이트 단상 조직으로 이루어질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지에 있어서 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유 면적율은, 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지에 있어서 전체 페라이트의 점유 면적율에 대하여 50~80%일 수 있다.
한편, 상기 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유면적율을 80% 이하로 함으로써, 루프, 도어 등의 차량 외판 가공 시에 표면의 굴곡 결함을 방지하여 우수한 표면 특성을 확보할 수 있는 효과가 있다.
또한, 상기 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 입경이 50㎛ 미만인 페라이트의 점유면적율을 50% 이상으로 함으로써, 균일 입도를 통한 안정적인 재질 및 표면 품질을 확보하는 효과가 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 페라이트 결정립 내에 석출물을 포함할 수 있고, 상기 석출물은 TiC 석출물일 수 있다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 상기 페라이트 결정립 내에 포함되는 TiC 석출물의 평균 크기는 5㎚ 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 5㎚ 이상 70㎚ 이하일 수 있다.
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 TiC 석출물의 크기는 석출물의 중심을 통과하는 가장 긴 길이를 측정한 값들에 대한 평균값을 나타낸다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 크기가 50㎚ 이상인 TiC 석출물을 단위면적 당 0.2개/㎛2 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 크기가 50㎚ 이상인 TiC 석출물의 개수를 강재의 단위면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 함으로써, 재결정 지연으로 인해 상대적으로 축적 에너지(stored energy)가 낮은 표면부의 결정립도 불균일 문제를 방지하여 우수한 표면 품질을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명에서 의도하고자 하는 재결정 촉진 및 균일한 결정립 분포를 위해서도, TiC 석출물은 크기가 50㎚ 이상인 개수가 단위면적당 0.2개/㎛2 이하인 것이 바람직하다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 영역에서 TiC 석출물 크기 제어 및 재결정 촉진을 통해 감마(γ)-파이버의 집합조직을 발달시킬 수 있고, 이로 인해 표면 성형성을 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하이다.
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 표면부는 표면으로부터 두께방향으로 200㎛ 이내의 영역을 나타낸다.
본 명세서에 있어서, 상기 ODF{0°,0°,45°}의 강도란, Φ가 0°이고, φ1이 0°이고, φ2가 45°일 때의 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF)에서 측정되는 강도를 나타내고, 상기 ODF{30°,55°,45°}의 강도란, Φ가 55°이고, φ1이 30°이고, φ2가 45°일 때의 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF)에서 측정되는 강도를 나타낸다.
즉, 본 발명자들은 가공시 표면부의 조직 불균일에 의한 표면 성형성이 불량해지는 문제를 해결하기 위해 연구를 거듭한 결과, 전술한 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°} 및 ODF{30°,55°,45°}의 강도가 특정 값을 만족함으로써, 감마(γ)-파이버의 집합조직을 발달시킬 수 있고, 이로 인해 표면 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 차량 외판용 강재로서 적합하게 사용될 수 있음을 발견하였다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 γ-파이버 집합조직을 면적분율로, 50% 이상 포함하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60% 이상 80% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는, 전술한 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인 특성을 충족함으로써, 표면 성형성을 향상시킬 수 있는 γ-파이버 집합조직을 50% 이상으로 효과적으로 생성할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, γ-파이버 집합조직을 50% 이상으로 포함함으로써, 뛰어난 성형성을 발휘할 수 있다.
반면, 본 발명의 합금 조성 및 제조 조건 중 하나 이상을 충족하지 않는 경우에는 γ-파이버 집합조직을 효과적으로 생성할 수 없고, 오히려 표면 성형성을 나쁘게 하는 집합 조직인 로테이티드 큐브(rotated cube) 집합조직이 과도하게 형성하게 된다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 성형성을 나쁘게 할 수 있는 로테이티드 큐브 집합조직을 적게 형성하도록 제어할 수 있고, 보다 상세하게는 로테이티드 큐브 집합조직을 면적분율로, 10% 이하로 포함하도록 제어할 수 있고, 보다 바람직하게는 5% 이하로 포함하도록 제어할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 로테이티드 큐브 집합조직의 함량을 적게 제어할수록 바람직하므로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있을 수 있다.
결국, 본 발명에 일 측면에 의하면, 표면 성형성이 우수한 강재를 제공할 수 있을 뿐만 아니라, 차량 외판용 강재로서 적합하게 사용될 수 있는 고성형인 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 항복강도가 120MPa 이상 180MPa 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 인장강도가 270MPa 이상 340MPa 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 파괴 연신율이 53% 이하일 수 있다.
또한, 보 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 인장강도, 및/또는 연신율을 특정 범위를 충족하는 강재를 제공함으로써, 자동차 외판인 후드, 루프의 용도로서 특히 바람직하게 사용될 수 있다.
한편, 본 발명의 또 다른 일 측면은,
전술한 조성을 가지는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연 온도 900~950℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 70~83%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 승온속도 4~7℃/s로 780~850℃에서 연속 소둔하는 단계; 및
연속 소둔된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질 압연하는 단계를 포함하는, 차량 외판용 강재의 제조방법을 제공한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연온도가 900~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 만일 상기 마무리 압연온도가 900℃ 미만이면, 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 이상역 구간에서 압연이 되면 표면부의 비이상적인 조대립이 생성하면서 최종제품 가공 시 표면에 불균일 변형에 의한 선상굴곡 결함을 가져오고, 950℃를 초과하면 열연 스케일에 의해 표면 스캡 발생 등으로 열위해지는 결과를 초래할 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 열연강판을 70~83%의 압하율로 냉간압연하여 냉연 강판을 얻는다. 상기 냉간압연 시 압하율이 70% 미만일 경우에는 {111} 집합조직이 충분히 성장하지 않아 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압연 시 압하율이 83%를 초과하는 경우에는 현장 제조시 롤 부하가 매우 심해 형상이 나빠지므로 문제가 있다. 따라서, 상기 냉간압연 시 압하율은 70~83%일 수 있고, 바람직하게는 74~83%일 수 있고, 보다 바람직하게는 77~82%일 수 있다.
또한, 본 발명에서는 상기와 같이 얻어진 냉연강판을 780~850℃의 온도범위에서 연속 소둔한다. 연속 소둔의 온도가 780℃ 미만일 경우에는 재결정이 충분히 일어나지 않아 표면굴곡 발생의 문제가 있다. 반면, 연속 소둔의 온도가 850℃를 초과할 경우에는 결정립 성장으로 인한 강도 감소 및 연신율 초과로 재질 불량 등의 문제가 있다. 따라서, 본 발명에 있어서, 상기 연속 소둔의 온도는 780~850℃로 제한함이 바람직하고, 800~830℃로 제한함이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 연속 소둔 공정에서 승온속도는 4~7℃/s 범위로 관리하는 것이 좋다. 즉, 상기 연속 소둔 공정에서 승온속도가 4℃/s 미만인 경우에는 TiC 미세석출물의 분율이 증가함에 따라 재결정 지연을 초래할 수 있다. 또한, 상기 연속 소둔 공정에서 승온속도가 7℃/s를 초과할 경우에는 핵 생성이 충분하지 않아 미재결정 조직이 존재할 수 있게 된다. 따라서, 상기 연속 소둔 공정에서 승온속도는 4~7℃/s로 제한함이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 연속 소둔된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질 압연한다. 즉, 조질 압연 시 압하율을 0.3% 이상으로 함으로써 표면 오렌지필 현상이 나올 수 있는 항복연신점을 제거하는 효과가 있고, 조질 압연 시 압하율을 1.6% 이하로 함으로써 표면 미려한 효과가 있다.
전술한 바와 같이, 합금성분의 적절한 배합뿐만 아니라, 마무리 압연 온도, 냉간압연 시 압하율, 소둔의 온도, 소둔의 승온 속도, 조질압연 시 압하율 등의 제조 조건의 제어를 통해서, 본 발명에서 목적하는 특성을 갖는 강재를 얻을 수 있다.
즉, 본 발명의 전술한 합금조성 및 제조방법을 충족하면, 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인 표면 성형성이 우수한 냉연강판을 효과적으로 제공할 수 있습니다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 크기가 50㎚ 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 0.2㎜까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛의 크기로 미재결정 조직이 없이, 균일하게 분포되어 있을 수 있는 표면 성형성이 우수한 냉연강판을 제공할 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 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 두께 250㎜의 강 슬라브를 1250℃로 재가열하고, 마무리 압연온도 900~950℃로 열간압연하였다. 이어서, 표 2에 기재된 조건으로 냉간압연, 소둔, 및 조질 압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이렇게 제조된 냉연강판에 대하여 석출물 분포 및 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3~5에 나타내었다. 표 5에서 YS, TS, T-EI는 각각 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 의미하고, 인장시험은 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다.
구체적으로, 시험편의 나비, 평행부의 길이, 두께를 측정한 뒤 인장시험기에 시편을 장착하여 시편이 파괴될 때까지 기다린 뒤, 그 시편의 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 측정하였다. 항복강도는 탄성변형이 일어날 때의 한계 응력으로 통상 0.2% offset을 통해 값을 나타내고, 인장강도는 최고 하중을 원단면으로 나눈 값을 나타내고, 파괴 연신율은 인장시험으로부터 파단 후의 시편 변형량을 %로 나타낸 것이다.
또한, 극표면부(표면으로부터 두께방향으로 200㎛ 이내의 영역)의 결정방위의 밀도함수(ODF) 강도 값을 EBSD를 통하여 구하였다. EBSD 관찰용 시편은 전처리가 매우 중요하다. 기계연마를 통해서 전처리 시, 표층부의 상당한 깊이가 깍여 나가기 때문에, 실제 극표면부의 조직을 판정하는 데 오류를 범할 수 있다. 따라서, 최대한 기계연마는 자제하고 전해연마를 이용하여 최대한 표면부의 깊이가 깍이지 않도록 하여 EBSD(Electron backscatter diffraction)을 통해서 관찰을 진행해야 한다.
또한, 표 1, 2의 조건으로 제조된 각 실시예 및 비교예에 대하여, 각 시편들의 표면부(표면으로부터 두께방향으로 200㎛ 이내의 영역)에서의 집합조직, 그 중에서도 γ-파이버 집합조직과 로테이티드 큐브의 집합조직에 대하여 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD)로, 각 집합조직의 면적분윤을 계산하여 그 값을 표 3에 나타내었다.
또한, 표면굴곡은 3%의 미니프레스를 적용한 뒤, 1~4등급까지를 하기와 같이 분류하였고, 굴곡등급은 2등급까지를 양호한 판재로 허용한다.
1: 굴곡의 확인곤란
2: 굴곡의 미세확인
3: 굴곡의 식별가능
4: 굴곡의 식별선명
강종 C Si Mn P S Sol.Al Ti Nb B
발명강 1 0.0019 0.002 0.096 0.0085 0.003 0.021 0.0467 0.008 0.001
발명강 2 0.0021 0.001 0.088 0.0076 0.0033 0.026 0.0232 0.006 0.003
발명강 3 0.0021 0.001 0.088 0.008 0.0033 0.045 0.0342 0.007 0.001
발명강 4 0.0022 0.002 0.108 0.0102 0.003 0.022 0.03 0.015 0.002
비교강 1 0.0031 0.002 0.07 0.009 0.003 0.04 0.0846 - 0.001
비교강 2 0.0025 0.001 0.09 0.01 0.0029 0.038 - 0.032 0.001
강종 구분 냉간압연 압하율(%) 소둔온도(℃) 소둔시 승온속도(℃/s) 조질압연 시
압하율
발명강 1 실시예 1 75.7 825 4.9 0.8
비교예 1 75.7 762 5.1 1.0
발명강 2 실시예 2 80 828 5.5 0.8
비교예 2 80 760 4.6 0.2
발명강 3 실시예 3 82 800 5.8 1.2
발명강 4 실시예 4 78 805 6.2 1.0
비교예 3 75.7 770 2.1 0.8
비교강 1 비교예 4 78 828 2.7 0.7
비교강 2 비교예 5 78 780 3.1 0.6
강종 구분 {0°,0°,45°}강도 {30°,55°,45°}강도 미재결정 조직 유무 γ-fiber
분율
(%)		 Rotate cube 분율
(%)
발명강 1 실시예 1 0.7 8.7 무 62 5
비교예 1 2.09 5.6 유 40 11
발명강 2 실시예 2 0.89 7.6 무 55 4
비교예 2 2.18 4.7 유 41 21
발명강 3 실시예 3 0.68 8.7 무 59 4
발명강 4 실시예 4 0.71 9.2 무 61 5
비교예 3 3.07 5.4 유 34 18
비교강 1 비교예 4 3.21 4.8 유 38 20
비교강 2 비교예 5 3.43 5.1 유 41 21
구분 TiC 석출물의 평균 크기(㎚) 크기가 50㎚ 이상인 TiC 석출물의 평균 개수 (개/㎛2) 표면 평균 결정립 크기 (㎛)
실시예 1 25 0.1 27
비교예 1 10 10 62
구분 YS(MPa) TS(MPa) T-El(%) 표면굴곡 (등급/상태)
실시예 1 163 287 49 2 /양호
비교예 1 135 260 53 3 /불량
실시예 2 159 291 48 1 /양호
비교예 2 137 288 51 4 /불량
실시예 3 152 285 47 2 /양호
실시예 4 150 284 48 2 /양호
비교예 3 164 282 49 3 /불량
비교예 4 152 270 45 4 /불량
비교예 5 160 310 45 4/ 불량
상기 표 1~5에서 알 수 있듯이, 본 발명에 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 실시예 1~4의 경우에는 극표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,Φ,φ2}로 Φ가 0°로 φ1이 0°, φ2가 45°의 때의 ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, 또한 Φ가 55°로 φ1이 30°, φ2가 45°의 때의 ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하의 범위를 가지므로, 본 발명에서 규정하는 범위를 충족하고, 이에 따라 표면굴곡이 2등급까지 확보할 수 있음을 확인하였다.
또한, 본원의 실시예 1~4의 경우, 표면부에서의 γ-파이버 집합조직이 모두 면적분율로 50% 이상이었고, 성형성을 나쁘게 할 수 있는 로테이티드 큐브 집합조직은 모두 10% 이하로 생성됨을 확인하였다.
한편, 본원 실시예 1~4에 대하여, 표면부뿐만 아니라, 강재의 전체 영역에서도 γ-파이버 집합조직과 로테이티드 큐브의 집합조직에 대하여 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD)로, 각 집합조직의 면적분윤을 계산하였고, 강재의 전체 영역에서도 γ-파이버 집합조직이 50% 이상이었고, 로테이티드 큐브 집합조직은 10% 이하임을 확인하였다.
그러나, 비교예 1~3의 경우에는 본 발명의 합금조성을 만족하기는 하나, 본 발명에서 제어하는 소둔 시 승온속도, 소둔 온도, 및/또는 조질압연 시 압하율을 만족하지 않아, 극표면부 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,Φ,φ2}로 Φ가 0°로 φ1이 0°, φ2가 45°의 때의 ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0을 초과하거나, 및/또는 Φ가 55°로 φ1이 30°, φ2가 45°의 때의 ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 미만으로 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어났고, 이로 인해 강도가 저하하거나, 연신율이 51%를 초과하거나, 및/또는 표면굴곡이 열위하게 나타났다.
한편, 비교예 4 및 5의 경우, 본 발명에서 규정하는 합금조성을 만족하지 못하는 예를 나타낸다. 구체적으로, 비교예 4는 Ti의 함량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하여 재결정 온도가 높아짐과 동시에, Ti계 탄화물이 미세하게 다량 분포되면서 재결정 지연으로 인해 조직불균일이 초래되어 표면굴곡 측면에서 열위하게 나타났다. 한편, 비교예 5는 Ti를 첨가하지 않은 예로서, 탄질화물을 충분히 석출시키지 못해 드로잉성성이 열위하였고, 또한 표면굴곡 측면에서 열위하게 나타났다.
한편, 도 1은 강에 발달하는 주요 집합조직 성분에 대한 결정 방위의 밀도 함수의 φ2=45° 단면을 나타낸 것이다. 또한, 도 2의 (a)는 발명강 1에 대한 표면부 EBSD 관찰 사진을 나타낸 것이고, 도 2의 (b)는 발명강 1에 대한 결정 방위의 밀도 함수 φ2=45° 단면을 분석한 결과를 나타낸 것이다.
즉, 도 2의 (a)에 의하면, 표면부의 조직 관찰 결과 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 형태를 보여주는 재결정이 균일하게 분포된 형태를 확인할 수 있고, 도 2의 (b)에 의하면, 결정 방위의 밀도 함수 φ2=45° 단면인 ODF{30°,55°,45°}강도, 즉, 성형성에 유리한 γ-파이버(fibre) 집합조직이 잘 발달되어 있음을 확인할 수 있다.
또한, 도 3의 (a)는 비교강 1에 대한 표면부 EBSD 관찰 사잔을 나타낸 것이고, 도 3의 (b)는 비교강 1에 대한 결정 방위의 밀도 함수 φ2=45° 단면을 분석한 결과를 나타낸 것이다.
즉, 도 3의 (a)에 의하면, 미재결정 조직이 존재하는 것을 확인할 수 있고, 도 3의 (b)에 의하면, 결정 방위의 밀도 함수 φ2=45° 단면인 ODF{0°,0°,45°}의 강도, 즉, 성형성에 불리한 rotated cube 집합조직이 발달되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0% 초과 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하(0% 포함), Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.02%, S: 0% 초과 0.008% 이하, N: 0% 초과 0.005% 이하, S.Al: 0.021~0.1%, Ti: 0.02~0.07%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0% 초과 0.0035% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인, 차량 외판용 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 표면부는 표면으로부터 두께방향으로 200㎛ 이내의 영역인, 차량 외판용 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 γ-파이버 집합조직을 면적분율로 50% 이상으로 포함하는, 차량 외판용 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 로테이티드 큐브 집합조직을 면적분율로, 10% 이하로 포함하는, 차량 외판용 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 크기가 50㎚ 이상인 TiC 석출물을 단위면적 당 0.2개/㎛2 이하로 포함하는, 차량 외판용 강재.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재의 항복강도는 120MPa 이상 180MPa 이하인, 차량 외판용 강재.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 270MPa 이상 340MPa 이하인, 차량 외판용 강재.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재의 파괴 연신율은 53% 이하인, 차량 외판용 강재.
  9. 제 1 항에 있어서,
    강재의 표면으로부터 두께 방향으로 0.2㎜까지의 미세조직은 평균입경이 20~50㎛인 페라이트 단상 조직으로 이루어지는 것인, 차량 외판용 강재.
  10. 중량%로, C: 0% 초과 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하(0% 포함), Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.02%, S: 0% 초과 0.008% 이하, N: 0% 초과 0.005% 이하, S.Al: 0.021~0.1%, Ti: 0.02~0.07%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0% 초과 0.0035% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연 온도 900~950℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 70~83%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 승온속도 4~7℃/s로 780~828℃에서 연속 소둔하는 단계; 및
    연속 소둔된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질 압연하는 단계를 포함하는, 차량 외판용 강재의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    조질 압연된 강판은 표면부의 3차원 결정 방위의 밀도 함수(ODF){φ1,φ,φ2}에 있어서, ODF{0°,0°,45°}의 강도가 2.0 이하이고, ODF{30°,55°,45°}의 강도가 5.5 이상 9.5 이하인 것인, 차량 외판용 강재의 제조방법.
KR1020190170862A 2019-12-19 2019-12-19 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법 KR102312512B1 (ko)

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