KR20050070305A - 상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형냉간압연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형냉간압연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 의하면 중량%로 C: 0.0018~0.0025%,Si:0.02%이하,Mn:0.2~0.7%,P: 0.05~0.08%,S:0.01%이하,산가용성 Al:0.02~0.06%,N:0.0025%이하,Nb:0.007~0.011%, Mo:0.01~0.05%,B:0.0005~0.0015%,및 나머지는 Fe와 불가피한 불순물로 구성되며, 이때 Nb과 Mo는 50-(1589 ×Nb) > 30 과 44-(2119 ×Nb)-(125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가되고, 미세조직의 결정립 크기가 ASTM번호 9이상임을 특징으로 하는 소부경화형 냉간압연강판이 제공되며, 상기 조성의 Al-킬드강(Killed steel)을 1200℃이상에서 균질화 열처리후 900 ~ 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하고, 600 ~ 650℃의 온도범위에서 권취한 후, 이어서 76 ~ 80%의 냉간압연을 실시하고, 770 ~ 830℃의 온도범위에서 연속소둔 및 1.2 ~ 1.5%의 조질압연을 실시하는 단계로 이루어지는 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법이 제공된다.
이와 같은 상온 내시효성,DBTT 특성,2차 가공취성을 향상시킨 소부경화형 냉연강판에 의하여 자동차 소재의 고강도화,차체의 경량화를 이룰 수 있다.

Description

상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판 및 그 제조방법{Bake Hardenable Cold Rolled Steel Sheet With Improved Aging Property And Secondary Working Embrittlement, And Manufacturing Method Thereof}
본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 인장강도는 340MPa급이며 30MPa 이상의 소부경화값과 30MPa 이하의 시효지수(AI: Aging index)값을 가져서 소부경화성과 상온 내시효성이 우수하며, 동시에 연성취성전이온도(DBTT: Ductile-brittle transition temperature)가 가공비(Drawing ratio) 1.95에서 -50℃ 이하를 가져서 자동차 부품으로 프레스가공시 발생하는 2차 가공취성이 매우 우수한 소부경화형 냉간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 연비향상 및 차체의 경량화를 목적으로 차체에 고강도강판을 사용함으로써 판 두께 감소와 더불어 내덴트성을 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 전기도금용 강판과 용융도금용 강판의 두가지로 분류될 수 있다. 전기도금용 강판은 용융도금재에 비해 도금특성이 양호하고 내식성이 우수하나 용융도금재에 비해 강판가격이 매우 고가이므로, 최근에는 사용을 꺼려하여 용융도금용 소재를 이용하여 내식성 향상을 요구하고 있는 추세이다.
최근 각국의 제철소를 중심으로 자동차용 소재는 대부분 용융도금용 소재를 생산하여 자동차 제조회사에 공급하고 있으며, 용융도금용 소재에서도 과거 수준보다 훨씬 우수한 내식성을 확보할 수 있는 기술들이 계속 개발됨으로써 사용이 증가되는 추세에 있다.
일반적으로 강판은 강도와 가공성이 서로 상반된 특징을 나타내는 것이 보통이다. 이러한 두가지 특성을 만족할 수 있는 강으로서 크게 복합조직형 냉연강판과 소부경화형 냉연강판이 있다. 일반적으로 용이하게 제조할 수 있는 복합조직강은 인장강도가 390MPa급 이상으로, 자동차에 사용되는 소재로는 높은 인장강도에 비해 스트레칭성(Stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높으나 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균r치(Lankford치)가 낮으며, 망간, 크롬등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가의 상승을 초래한다. 그러나 소부경화강은 인장강도 390MPa 이하인 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, 고용탄소 및 질소가 증가하면, 소부경화량은 증가하나 고용원소의 과다로 인해 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하게 되므로 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판은 저탄소 P첨가 Al-킬드강(Killed steel)을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400 ~ 500℃ 온도범위의 저온권취를 이용하여 만들었으며, 상소둔법에 의한 소부경화량이 약 4 ~ 5MPa 정도의 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이한 때문이었다. 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-킬드강의 경우, 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면, 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판등에만 제한적으로 사용되고 있다.
최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고 Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-킬드강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용되고 있으며 그 사용량도 증가 추세에 있다.
미국 베들레헴 스틸(Bethlehem Steel)사의 미국특허 제5,556,485호 및 제5,656,102호 공보에는 C: 0.0005 ~ 0.1%, Mn: 2.5% 이하, Al: 0.5% 이하, N: 0.04% 이하이며 Ti함량을 0.5% 이하, V함량을 0.005 ~ 0.6%의 범위로 제어한 Ti-V계 극저탄소강을 이용한 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 일반적으로 V는 Ti나 Nb와 같은 탄질화물 형성원소보다 더욱 안정하여 소둔온도를 낮출 수 있기 때문에, 열간압연중에 V에 의해 생성된 탄화물인 VC 등을 Nb계보다 소둔온도를 낮게 관리하여도 재용해에 의한 소부경화성을 확보할 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 다량의 Ti첨가에 의한 제조원가 상승 뿐만 아니라 결정립 크기가 크기 때문에, 내시효성 측면에서도 다소 불리하다는 문제점이 있다.
일본 특허공보 소61-26757호에는 C: 0.0005 ~ 0.015%, S+N 함량≤0.005%이고여기에 Ti 및/또는Nb 을 첨가한 극저탄소 냉연강판이 개시되어 있고, 또한 일본 특허공보 소57-89437호에는 C: 0.010%이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 40MPa 이상인 강의 제조방법이 개시되어 있는데, 이들 방법은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시의 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 제어하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것이다.
그러나 상기의 특허들은 적정 소부경화성 확보를 위해 강중 고용원소를 잔존시키기 때문에 2차 가공취성 문제는 언급하지 않고 있다. 그러나 본 발명자의 연구결과에 의하면 고강도화를 위해 첨가되는 P함량이 증가할수록 강중 고용탄소가 존재하는 소부경화강이라 할지라도 2차 가공취성이 열화하며, 이것은 P함량의 증가에 따라 그 열화정도가 더 심각해지는 것을 알 수 있었다.
예를 들면 인장강도 340MPa급의 소부경화강을 제조하기 위해 첨가되는 P함량이 0.07%인 경우, 2차 가공취성을 판단하는 기준인 DBTT가 가공비 1.95에서 -20℃이고, 390MPa급의 고강도강을 제조하기 위해 P함량을 약 0.09% 정도 첨가할 경우, DBTT는 0~10℃로서 매우 열화한 것을 알 수 있다. 이러한 강재는 모두 B를 약 5ppm 정도 첨가한 강재들로서, 일반적으로 B를 첨가할 경우 2차 가공취성이 개선된다고 알려져 있으나, P함량이 과도하게 많기 때문에 B에 의한 DBTT개선에 한계가 있었던 것으로 판단된다.2차 가공취성을 방지하는 DBTT를 각 자동차사가 최소 -30℃ 이상을 요구하기 때문에, 소부경화강에서도 B이외의 새로운 성분 또는 제조조건의 검토가 필요한 실정이다.
본 발명은 상기의 문제점들을 해결하기 위해서, 강력한 탄질화물 형성원소인 Nb의 미량 첨가 및 Mo를 첨가하고, 또한 소둔후 결정립 크기를 적절히 제어함으로써, 2차 가공취성이 가공비 1.95에서 DBTT가 -50℃ 이하로서 매우 우수하며, 또한 상온에서 6개월간 유지하여도 시효에 의한 결함이 발생되지 않는 조건인 시효지수(이하 AI라 칭함)가 30MPa 이하이면서 동시에 소부경화량이 30MPa 이상인 인장강도 340MPa급 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는데 목적이 있다.
상기의 목적을 위해 본 발명은 중량%로 C: 0.0018 ~ 0.0025%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.2 ~ 0.7%, P: 0.05 ~ 0.08%, S: 0.01% 이하, 산가용성 Al: 0.02 ~ 0.06%, N: 0.0025% 이하, Nb: 0.007 ~ 0.011%, Mo: 0.01 ~ 0.05%, B: 0.0005 ~ 0.0015%, 및 나머지는 Fe와 불가피한 불순물로 구성되며, 이때 Nb과 Mo는 50 - (1589 ×Nb) > 30 과 44 - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가되고, 미세조직의 결정립 크기가 ASTM번호 9이상임을 특징으로 하는 상온내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판을 제공한다. 이때 Ti이 첨가될 수 있으며 Ti이 첨가되는 경우는 Ti,Nb,Mo가 50 - (885 ×Ti) - (1589 ×Nb) > 30 과 44 - (423 ×Ti) - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가된다.
또한 본 발명은 상기 조성을 갖는 Al-킬드강을 슬라브로 만들어서 1200℃이상에서 균질화 열처리하는 단계, 900 ~ 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계, 600 ~ 650℃의 온도범위에서 권취하는 단계, 통상의 방법으로 산세한 후 76 ~ 80%의 압하율로 냉간압연을 실시하는 단계, 770 ~ 830℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계, 및 1.2 ~ 1.5%의 압하율로 조질압연을 실시하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 상온내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 미세조직의 결정립 크기를 제어하고 또한 Nb과 Mo를 첨가함으로써 상기 목적을 달성한다는데 기술적 특징이 있다.
이하에서는 본 발명을 상세히 설명한다.
우선 내시효성 측면에서 살펴보면, 일반적으로 강중에 탄소를 첨가할 경우 열연단계에서 Ti 또는 Nb등의 탄질화물 형성원소와 결합하여 TiC, Ti4C2S2 및 NbC 등의 탄화물들이 형성하게 되며, 이러한 탄질화물 형성원소들과 결합하지 못한 탄소는 강중에서 고용탄소로 존재하게 되어 소부경화성 또는 시효성에 영향을 미치게 된다. 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 AI이다. 일반적으로 AI값이 30MPa 이상이 될 경우 상온에서 6개월간 유지하기 전에 시효가 발생하여 프레스 가공시 심각한 결함으로 나타날 수 있다. 그러나 결정립계내에 존재하는 고용탄소들은 비교적 안정한 영역인 결정립계에 존재함으로써 내부마찰과 같은 진동의 시험법에 의해서는 검출하기가 어렵다.
결정립계에 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 결정립계에 존재하는 고용탄소들은 소부경화성에만 영향을 미치게 된다고 할 수 있다. 그러나 결정립계가 비교적 안정된 영역이기 때문에 결정립계에 존재하는 모든 고용탄소들이 소부경화성에는 영항을 미치지 못하며 통상 결정립계에 존재하는 고용탄소량의 50%정도가 소부경화성에 영향을 미친다고 보고되어 있다.
따라서 이러한 고용탄소의 존재상태를 적절히 제어할 경우, 즉 첨가된 고용탄소를 가능한한 결정립내보다는 결정립계에 존재시킬 수 있도록 제어할 경우 내시효성과 소부경화성을 동시에 확보할 수 있을 것이다. 이를 위해 우선 강중에 첨가하는 탄소량의 적절한 관리와 더불어 결정립크기를 제어하는 것이 중요하다. 이는 첨가되는 탄소량이 매우 많거나 작을 경우 고용탄소의 존재위치를 제어하여도 적절한 소부경화성과 내시효성을 확보하기 어렵기 때문이다.따라서 본 발명자는 강중에 존재하는 고용탄소를 가능한한 많이 결정립계 내로 분포시키기 위해 미세조직의 결정립크기를 제어하고자 하였다. 본 발명자는 다수의 연구와 실험을 통해 결정립 크기를 ASTM No.로 9 이상이 되도록 제어할 때 본 발명이 목적으로 하는 소부경화성과 내시효성을 얻을 수 있음을 밝혀냈다.
한편 결정립계에 많은 양의 고용탄소를 분포시킨다 할지라도 강중에 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 18 ~ 25ppm으로 설정하였다.
일반적으로 Ti 단독 첨가강의 경우는 상기의 결정립 미세화 효과를 이용한 내시효성 향상을 위해서 총 탄소량은 25 ~ 35ppm으로 첨가한다. 그러나 본 발명강과 같이 Ti량을 전연 첨가하지 않거나 0.003% 이하로 극소량 첨가하고, Nb량을 적절히 제어하는 경우에서는 Ti보다 Nb가 재결정 소둔중 결정립 미세화 효과가 매우 크기 때문에, Ti 단독 첨가강과 같은 많은 탄소의 첨가가 필요없다. 또한 탄소함량을 25 ~ 35ppm으로 제어할 경우, 현재 세계적으로 나와있는 제강의 탄소함량 제어기술 측면에서 목표치 적중률이 높지 않다는 문제가 있다. 그러나 본 발명과 같이 탄소함량을 18 ~ 25ppm으로 제어하는 경우,실제 생산에서 탄소함량을 제어할 수 있는 능력이 적중률 측면에서 95% 이상으로서 25 ~ 35ppm 관리시 적중률 70%보다 매우 우수한 것을 확인할 수 있었다.
이와 같이 탄소함량을 제어할지라도 Nb첨가 극저탄소강에서 열연 권취온도의 역할이 매우 중요하다. 즉 본 발명강과 같이 Nb를 이용하여 결정립 미세화 효과에 의한 소부경화성 향상 및 상온 내시효성 개선을 도모하더라도 권취온도가 매우 증가하게 되면 열연단계에서 결정립이 증가하기 때문에, 추후 재결정 소둔시 결정립 크기가 ASTM No.로 9 이하가 되는 결정립 조대화가 발생하여, AI값이 본 발명강에서 요구하는 30MPa 이상을 초과하게 된다. 권취온도를 일정수준 이하로 낮추게 되면 상온 내시효성은 개선되지만 결정립 미세화가 매우 크게 되어 오히려 항복강도가 증가하고, 연신율 및 r치가 감소하는 성형성의 열화를 초래하게 된다. 따라서 본 발명에서는 이러한 문제를 해결하기 위해 열연 권취온도를 600 ~ 650℃로 좁게 제한하였다.
또한 2차 가공취성 측면에서는 일반적으로 자동차 제조회사에서 행해지는 부품의 성형은 여러번의 반복 프레스가공에 의해 원하는 형상을 얻을 수 있게 된다. 즉 2차 가공취성은 1차 프레스 가공후에 행해지는 가공에서 가공크랙(crack)이 발생하는 것을 의미한다. 이러한 크랙은 강중에 존재하는 인(P)이 결정립계에 존재하여 결정립의 결합력을 약화시키기 때문에 입계를 중심으로 파괴가 일어나게 된다. 2차 가공취성을 제거하기 위해서는 기본적으로 인원소를 첨가하지 않는 것이 바람직하지만, 통상 강도의 증가에 비해 연신율의 저하가 가장 작은 고용원소가 인이며, 무엇보다도 코스트가 저렴하다는 이점이 있다. 따라서 강재에 있어서 고강도화를 도모하기 위해서는 기본적으로 첨가되어야 하지만 최근에는 제조원가가 다소 올라가더라도 이러한 2차 가공취성을 제거하기 위해 인대신 다른 고용원소를 통한 강화효과를 도모하는 연구도 진행되고 있다. 그러나 현재까지의 연구결과로 볼 때, 당분간은 인이 강의 강화원소로 계속 사용되어질 것으로 예상된다.
이러한 P첨가강에서 2차 가공취성을 개선하기 위한 방법으로 소부경화강과 같이 강중 고용원소를 잔존시키거나 B 등을 첨가시켜 인과의 자리경쟁효과(Site competition effect) 또는 결정립계의 결합력을 증가시키거나 열연단계에서 권취온도를 일정온도이하로 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.
도1은 본 발명자의 Mo첨가에 의한 내시효성 개선효과를 통계적인 방법으로 분석한 결과이다. 여기서 보듯이 Mo함량의 증가에 따라 BH값에는 큰 차이가 없지만 AI값은 낮아져 내시효성이 개선됨을 알 수 있다. 이러한 Mo의 내시효성 개선효과를 통계적인 방법으로 나타내면, 다음 식으로 주어진다.
BH값 = 50 - (1589 ×Nb) (1)
AI값 = 44 - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) (2)
본 발명자는 Mo의 이러한 특성을 적절히 이용하고 또한 과도한 Mo첨가에 의한 재질의 열화를 방지하기 위해 최적의 성분범위를 도출하였다.
한편 2차 가공취성을 보다 향상시키기 위해 기존에 적용하던 여러방법, 즉 B의 적정 첨가 및 권취온도의 적정화등을 동시에 적용함으로써 2차 가공취성의 향상을 극대화 하고자 하였다.
이하 본 발명의 조성성분과 각 성분이 하는 역할 및 수치한정의 이유에 관하여 설명한다.
탄소(C)는 고용강화와 소부경화성을 나타내는 원소이다. 탄소함량이 0.0018% 이하인 경우, 매우 낮은 탄소함량에 의해 인장강도가 부족하며, Nb첨가에 의한 결정립 미세화 효과를 도모하더라도 강중에 존재하는 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않는다. 또한 고용탄소-P간의 자리경쟁효과가 없어져 2차 가공취성 측면에서도 매우 열화하게 된다. 한편 0.0025% 이상이 되면, Nb첨가강에서 결정립 미세화효과가 매우 증가하여 소부경화성이 매우 높고 2차 가공취성은 향상되지만, 과도한 고용탄소량 잔존에 의해 상온 내시효성이 확보되지 않아서, 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로, 성형성과 연성이 저하된다.
실리콘(Si)은 강도를 증가시키는 원소로서 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로, 그 첨가량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 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 0.7% 이상 첨가될 경우는 고용강화에 의해 강도의 급격한 증가와 더불어 성형성이 열화하게 되므로 그 첨가량을 0.2 ~ 0.7%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 자리경쟁효과에 의해 인의 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내는 것을 확인할 수 있었다. 그러나 인의 증가시 결정립계의 결합력 약화에 의해 2차 가공취성이 열화하는 문제가 있다. 그러나 인의 함량이 0.05% 이하인 경우, 결정립계에 존재하는 인의 함량이 작아 2차 가공취성은 개선되지만 결정립미세화 효과에 의한 재질개선효과가 미약하며, 0.08%이상으로 첨가한 경우, 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P량의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취하시키는 2차 가공취성이 매우 열화하게 된다. 따라서 그 첨가량을 0.05 ~ 0.08%로 제한할 필요가 있다.
황(S)은 고온에서 MnS의 황화물로 석출시켜, FeS에 의한 열간취성을 방지하여야 하는 원소이다. 그러나 S의 함량이 과다한 경우, MnS로 석출되고 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 강의 탈산을 위해 첨가하나 0.02% 이하로 첨가될 경우, 강중에 산화개재물이 많아져 가공성이 열화되는 등 기계적 성질에 불리하다. 또한 0.06% 이상으로 과다하게 첨가하게 되면, 재질의 경화 및 제조비용의 상승을 초래하게 된다. 따라서 상술한 바와 같이 상기의 문제를 해결하기 위해서는 Al함량을 0.02 ~ 0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)는 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재함으로써, 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로, Ti 또는 Al에 의해 고정할 필요가 있다. 본 발명강과 같이 Ti의 첨가가 없거나, 소량의 Ti첨가만 첨가하는 경우, 과도한 질소의 첨가는 강중 고용질소의 발생을 초래하게 된다. 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.
보론(B)은 침입형 원소로서 강중에 존재하게 되며, 입계에 고용되거나 또는 질소와 결합하여 BN의 질화물을 형성한다. B는 첨가량 대비 재질의 영향이 매우 큰 원소로서 그 첨가량을 엄격히 제한할 필요가 있다. 즉 소량의 B이라도 강중에 첨가하게 되면, 입계에 편석하여 2차 가공취성을 개선하게 된다. 그러나 일정량 이상으로 첨가하게 될 경우, 강도의 증가 및 연성의 현저한 감소가 야기되는 재질열화가 발생하기 때문에 적정범위의 첨가가 필요하다. 본 발명강에서는 이러한 특성 및 현재 B첨가에 대한 제강능력을 고려하여 0.0005 ~ 0.0015%로 설정하였다.
Nb는 본 발명강에서 Mo와 더불어 매우 중요한 원소로 취급된다. 일반적으로 Nb는 강력한 탄질화물 형성원소로서 강중에 존재하는 탄소를 NbC 석출물로 고정시키게 되며, 특히 생성된 NbC 석출물은 다른 강중 석출물에 비하여 매우 미세하므로 재결정 소둔시 결정립 성장을 방해하는 강력한 장벽(Barrier)역할을 하게 된다. 본 발명강에서 Nb에 의한 결정립 미세화 효과는 이러한 NbC 석출물의 효과를 이용하는 것이다. 또한 본 발명강은 강중 고용탄소를 잔존시킴으로써 이러한 고용탄소에 의한 소부경화성을 도모하는 기술이다. 이를 위해 강중 NbC 석출물의 양을 적절히 제어하고 또한 재질의 열화를 최소화하는 범위에서 고용탄소를 잔존시키는 것이 필요하다. 따라서 본 발명에서는 NbC 석출물에 의한 결정립 미세화 효과의 도모 및 적절한 강중 고용탄소 잔존을 통한 소부경화성 확보를 위해 제시된 Nb함량은 본 발명강에서 제시한 탄소함량 18 ~ 25ppm을 고려하여 0.07 ~ 0.011%로 제한하였다. 한편 상기와 같은 범위로 Nb함량을 적절히 제어할 경우 결정립 미세화에 의해 2차 가공취성측면에도 효과가 있다.
Mo는 본 발명강에서 고려되는 매우 중요한 원소중의 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. 상기의 식(2)는 Mo에 의한 내시효 효과를 정량적인 방법으로 나타낸 것이다. 이를 위해서는 적절한 범위의 Mo첨가가 필요하다. 즉 Mo가 0.01% 이하이면 상기의 효과는 얻을 수 없으며, 이는 도1의 결과에서도 확인되고 있다. 또한 Mo함량이 0.05% 이상이 될 경우, Mo의 첨가에 비해 2차 가공취성 또는 내시효성의 개선효과가 미미하며, 다량의 Mo첨가에 의해 제조비가 현저히 증가하는 문제가 있다. 따라서 제조비 및 첨가량 대비 효과 등을 고려할 때, Mo함량을 0.01 ~ 0.05%의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
이때 Nb과 Mo는 본 발명이 목적으로 하는 시효지수가 30MPa 이하이면서 동시에 소부경화량이 30MPa 이상이 되려면 상기 (1),(2)식을 고려하여 50 - (1589 ×Nb) > 30 과 44 - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가되어야 한다.
Ti는 탄질화물 형성원소로서 강중에 TiN과 같은 질화물, TiS 또는 Ti4C2S2와 같은 황화물, 및 TiC와 같은 탄화물을 형성시킨다. 그러나 본 발명강에서 Ti는 필수 구성원소는 아니며, 경우에 따라서 0.003% 이하로 소량의 질소를 고정하는 수준으로만 첨가한다. 실제 생산시 제강의 조업상 재질특성을 만족시키기 위해 첨가되는 여러 성분들중에 극미량의 Ti가 함유되어 있으며, 제강의 연주특성상 동시에 여러 번의 출강을 실시할 경우, 앞 출강재에 존재하는 Ti가 본 발명강의 출강재에서 함유될 수 있기 때문에 경우에 따라서는 Ti이 강에 함유될 수 있다. 그러나 본 발명강과 같이 내시효성 개선을 위해 Nb를 주된 원소로 제어하는 경우는 Ti첨가가 필요없고, 또한 Ti첨가시 실제 생산조건을 고려하여 극미량 수준인 0.003% 이하로 제한하였다. Ti이 첨가되는 경우, 그에따른 BH값과 AI값은 다음 식으로 주어진다.
BH값 = 50 - (885 ×Ti) - (1589 ×Nb) (3)
AI값 = 44 - (423 ×Ti) - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) (4)
따라서 Ti이 첨가되는 경우는 시효지수가 30MPa 이하이면서 동시에 소부경화량이 30MPa 이상이 되려면 50 - (885 ×Ti) - (1589 ×Nb) > 30과 44 - (423 ×Ti) - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 조건을 만족하도록 첨가되어야 할 것이다.
이하에서는 본 발명의 제조공정에 대하여 설명한다.
상기의 조성으로 전로에서 용해한 후 연속주조된 슬라브(Slab)를 열간압연전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃ 이상에서 가열하여 Ar3온도직상인 900 ~ 950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리 한다.슬라브온도가 1200℃ 이하일 경우 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이 되지 못하며 혼립이 발생하게 되므로 재질의 열화가 초래된다. 열연마무리 온도가 900℃ 이하일 경우 열연코일의 상부(Top), 하부(Tail) 및 가장자리가 단상영역으로 되어서, 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 또한 950℃ 이상일 경우 현저한 조대립이 발생하여 가공후에 표면에 오렌지필(Orange peel)등의 결함이 생기기 쉽다.
상기의 열간압연 가공후 결정립 크기가 ASTM No.로 9 이상의 적절한 결정립 미세화 효과와 더불어 과도한 결정립 미세화에 의한 성형성 악화를 방지하기 위해 600 ~ 650℃의 권취가 필요하다. 권취온도가 650℃를 초과할 경우, 소둔후 결정립의 크기가 증가하여 탄소 및 Nb함량을 본 발명강에서 제시한 성분조건을 만족한다 할지라도 충분한 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없으며, 또한 인의 입계편석이 증가하여 2차 가공취성이 열화하게 된다. 한편 600℃ 이하인 경우 결정립 크기는 미세화 되어 내시효성과 더불어 2차 가공취성은 개선되지만 과도한 항복강도의 상승 및 성형성의 열화가 초래된다.
열간압연이 완료된 강은 통상의 방법으로 산세를 행한 후 76 ~ 80%의 압하율로 냉간압연을 행한다. 압하율이 76% 이상으로 높은 이유는, 본 발명강에서 추구하는 결정립 미세화 효과에 의한 내시효성 개선과 더불어 성형성, 특히 r치를 개선하기 위함이다. 한편 압하율이 80% 이상인 경우, 결정립 미세화 효과는 크기만 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기의 미세정도가 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. Nb첨가강은 Ti첨가강 대비 재결정온도가 높기 때문에 770℃ 이상의 소둔온도작업이 필요하다. 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 발명강에서 추구하는 결정립 크기인 ASTM No. 9보다 작아 AI값이 30MPa 이하로서 내시효성이 열화하게 된다.
상기의 제조방법으로 제조된 소부경화형 냉연강판을 이용하여 적정 소부경화성과 더불어 상온 내시효성을 확보할 목적으로 통상의 조질압연의 압하율 보다 다소 높은 1.2 ~ 1.5%의 압하율로 조질압연을 행한다. 압하율 1.2% 이상으로 다소 높게 설정한 이유는 강중 고용탄소에 의한 상온 내시효열화를 방지하기 위함이다. 그러나 압하율을 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 적절한 조건인 압하율 1.2 ~ 1.5%의 조질압연을 행하는 것이 바람직하다.
이하에서는 실시예를 상세히 설명한다.
하기의 표1은 탄소, Ti, Nb 및 Mo의 양을 엄격 제어한 본 발명 실시예의 강과 비교예의 강의 화학성분을 나타낸 것으로서 1 ~ 4번강이 본 발명 실시예의 강이며 5 ~ 9번강이 비교예의 강이다.Si은 모든 경우에 있어서 수십ppm정도로서 편의상 그 수치를 나타내지 않았다.
강종 화학성분(중량%) 비고
C Mn P S 가용Al Ti Nb N Mo B
1 0.0022 0.58 0.069 0.0082 0.029 0 0.01 0.0023 0.034 0.0005 실시예
2 0.0024 0.60 0.068 0.0081 0.039 0.0025 0.01 0.0024 0.048 0.0005 실시예
3 0.0023 0.45 0.062 0.0058 0.049 0 0.0086 0.0019 0.041 0.0007 실시예
4 0.0024 0.61 0.071 0.0083 0.047 0.0015 0.0073 0.0015 0.039 0.0005 실시예
5 0.0054 0.62 0.059 0.0071 0.044 0 0.011 0.0017 0.021 0.0007 비교예
6 0.0022 0.53 0.066 0.0055 0.040 0.035 0.009 0.0015 0.025 0.0005 비교예
7 0.0012 0.65 0.070 0.0072 0.035 0.011 0.011 0.0019 0.039 0.0008 비교예
8 0.0021 0.63 0.066 0.0089 0.043 0 0.022 0.0017 0.021 0.0005 비교예
9 0.0022 0.59 0.062 0.0066 0.051 0.0020 0.009 0.0022 0 0 비교예
표 2는 상기 표 1의 강을 이용하여 균질화 온도 1200℃, 마무리 열간압연 온도 910 ℃로 작업한 후, 열연 귄취온도 610 ~640℃의 열간압연을 행하고, 78%의 압하율로 냉간압연 및 800 ~ 830℃의 소둔온도에서 연속소둔하고, 용융도금온도 450℃에서 합금화 도금한 후, 압하율 1.5%의 조질압연을 행하여 BH값, AI값, 결정립 크기 및 2차 가공취성을 평가하는 DBTT를 측정한 결과를 나타내었다
중량%로 C: 0.0022 ~ 0.0024%, Mn: 0.45 ~ 0.61%, P: 0.062 ~ 0.071%, S: 0.0058 ~ 0.0083%, 가용 Al: 0.029 ~ 0.049%, N: 0.0015 ~ 0.0024%, Ti: 0.0025% 이하, Nb: 0.0073 ~ 0.01%, Mo: 0.034 ~ 0.048, 및 B: 0.0005 ~ 0.0007%의 범위를 만족하도록 C,TI, Nb 및 Mo의 함량을 엄격 제어한 본 발명 실시예의 1 ~ 4번 강을 권취온도 610 ~ 640℃, 소둔온도 800 ~ 830℃에서 작업하여 생산할 경우, 결정립 크기가 ASTM No.로 9.5 ~ 11.1로서 본 발명 실시예의 강에서 제시한 9 이상인 조건을 모두 만족하였기 때문에, 소부경화량이 31.9 ~ 37.1MPa, AI값 15.8 ~ 23MPa로서 BH값과 상온 내시효성의 밸런스가 매우 우수하며, 또한 DBTT특성에서도 -60 ~ -70℃를 나타내어서, 본 발명에 의해 상온 내시효성과 2차 가공취성이 매우 우수한 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.
강종 열연권취온도(℃) 냉간압연율(%) 소둔온도(℃) BH(MPa) AI(MPa) 결정립크기 No. DBTT(℃) 비고
1 620 78 805 34.1 18.6 9.5 -60 실시예
1-1 750 78 820 33.0 32.1 8.2 -30 비교예
1-2 620 78 850 31.5 31.0 7.9 -50 비교예
2 610 78 800 31.9 15.8 10.5 -70 실시예
3 640 78 820 36.3 20.7 11.0 -65 실시예
4 620 78 820 37.1 23.0 11.1 -70 실시예
5 620 78 830 62.0 52.4 11.5 -70 비교예
6 620 78 820 4.7 7.0 9.7 -30 비교예
7 620 78 810 0 0 9.2 -20 비교예
8 620 78 820 15.0 0 11.7 -20 비교예
9 620 78 810 33.9 24.0 10.9 -20 비교예
한편 비교예 1-1 및 1-2번 강의 경우는 성분의 측면에서는 본 발명에서 제시한 모든 조건을 만족하고 있었으나, 1-1번 강의 경우는 열연 권취온도가 본 발명에서 제시한 650℃ 이하보다 높았으며, 1-2번 강에서는 소둔온도가 본 발명에서 제시한 770 ~ 830℃ 조건보다 높아 재결정립 크기가 ASTM No.로 각각 8.2 및 7.9로서 조대하였다. 따라서 이러한 결정립 조대화로 인해 동일한 총 고용탄소량이라 할지라도 강중 고용탄소량이 증가하여 BH값은 우수하였으나, AI값은 1-1번강 및 1-2번강 각각 31.1MPa, 31MPa로서 본 발명에서 제시한 30MPa 이하보다 높았으며, 특히 1-1번강의 경우는 권취온도의 상승으로 인해 결정립계로의 인확산이 보다 용이하였기 때문에 DBTT가 -30℃로서 본 발명에서 제시한 -50℃보다 높았다.
5번강은 탄소함량이 본 발명에서 제시한 0.0018 ~ 0.0025%보다 높은 0.0054%가 첨가되었다. 열연 권취온도 및 소둔온도가 본 발명에서 제시한 조건을 만족하고, 또한 재결정립 크기가 ASTM No.로 11.5로서 매우 미세하여 본 발명에서 제시한 결정립 크기조건을 만족하더라도 첨가된 탄소함량이 매우 높아 강중 고용탄소 증가에 따른 DBTT특성은 우수하나 AI값이 30MPa 이상으로 내시효성이 매우 열화하였다.
6번강은 다른 성분조건 및 제조조건은 본 발명의 조건을 만족하지만 Ti함량이 본 발명에서 제시한 조건보다 높은 0.035%로 첨가된 강이다. 따라서 높은 Ti함량의 첨가에 의해 강중 첨가된 모든 탄소가 TiC로 석출되어 소부경화성이 거의 나타나지 않았으며, 강중 고용탄소 감소에 의해 인과의 자리경쟁효과가 낮아져 DBTT특성 또한 열화하였다.
7번강은 탄소함량이 0.0015%로서 낮아 본 발명에서 제시한 수준인 0.0018 ~ 0.0025%보다 낮았으며, 또한 Ti함량도 0.011%로 매우 높아 결정립크기는 본 발명의 조건을 만족하지만, 절대 탄소함량 저하 및 높은 Ti첨가에 의한 TiC 석출물 증가로 BH값 및 AI값은 얻어지지 않았으며, 또한 DBTT에서도 -20℃ 로서 본 발명에서 제시한 -50℃보다 열화하였다.
8번강은 다른 모든 조건들은 본 발명의 조건을 만족하고 있지만, Nb함량이 0.022%로서 본 발명에서 제시하는 0.007 ~ 0.011%의 범위를 벗어났다. 따라서 이러한 과도한 Nb첨가에 의해 NbC 석출물이 과도하게 증가되어 결정립 크기도 ASTM No.로 11.7의 매우 미세한 결정립이 존재하였으나, 과도한 NbC 석출에 의한 강중 고용탄소 부족으로 BH값이 본 발명에서 목표로 하는 30MPa이상을 만족시키지 못하였으며, DBTT특성도 열화하였다.
9번강은 본 발명에서 제시한 조건과 비교해 볼 때, Mo와 B이 전혀 첨가되지 않아 Mo와 B에 의한 2차 가공취성 개선을 기대할수 없다. 표2에서 보는 바와 같이 9번강은 BH값 및 AI값은 본 발명에서 제시한 재질특성을 만족하고 있지만, Mo, B의 미첨가로 인해 DBTT특성이 매우 열화함을 알 수 있다.
본 발명에 의하면, 상술한 바와 같이, 탄질화물 형성원소인 Nb의 미량 첨가 및 Mo를 첨가하고, 또한 소둔후 결정립 크기를 적절히 제어하는 것에 의하여, 2차 가공취성이 매우 우수하고, 또한 내시효성이 우수한 고강도 소부경화강을 제조할 수 있다.
이와 같은 고강도 소부경화강에 의하여 자동차 외판재용 소재의 고강도화를 도모할 수 있으며, 차체의 경량화와 더불어 소재를 수요가에 공급시 소부경화강 특유의 문제점인 상온 내시효성을 개선시킬 수 있으며, 또한 DBTT 특성을 개선시켜 2차 가공취성을 향상시킬 수 있다.
도1은 소부경화성(BH) 및 시효지수(AI)에 미치는 Mo의 영향을 통계적 분석에 의하여 나타내는 그래프이다.

Claims (3)

  1. 중량%로 C: 0.0018 ~ 0.0025%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.2 ~ 0.7%, P: 0.05 ~ 0.08%, S: 0.01% 이하, 산가용성 Al: 0.02 ~ 0.06%, N: 0.0025% 이하, Nb: 0.007 ~ 0.011%, Mo: 0.01 ~ 0.05%, B: 0.0005 ~ 0.0015%, 및 나머지는 Fe와 불가피한 불순물로 구성되며, 이때 Nb과 Mo는 50 - (1589 ×Nb) > 30 과 44 - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가되고, 미세조직의 결정립 크기가 ASTM번호 9이상임을 특징으로 하는 상온내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판.
  2. 제 1항에 있어서,Ti이 0.003중량% 이하로 첨가되며, 이때 Ti,Nb,Mo가 50 - (885 ×Ti) - (1589 ×Nb) > 30 과 44 - (423 ×Ti) - (2119 ×Nb) - (125 ×Mo) < 30 의 식을 만족하도록 첨가됨을 특징으로 하는 상온내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판.
  3. 제 1항 또는 제 2항의 조성을 갖는 Al-킬드강을 슬라브로 만들어 1200℃ 이상에서 균질화 열처리하는 단계;
    900 ~ 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    600 ~ 650℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    통상의 방법으로 산세한 후,76 ~ 80%의 압하율로 냉간압연을 실시하는 단계;
    770 ~ 830℃의 온도범위에서 연속소둔 하는 단계; 및
    1.2 ~ 1.5%의 압하율로 조질압연을 실시하는 단계
    로 구성된 것을 특징으로 하는 상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법.
KR1020030099663A 2003-12-30 2003-12-30 상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형냉간압연강판 및 그 제조방법 KR100564884B1 (ko)

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