KR20090096021A - 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, 자동차 외판재로 사용되는 강판에 내시효성, 저 항복응력, 내덴트성 및 고성형성을 부가하기 위하여 C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 냉간압연 후 열처리 및 용융아연도금을 함으로써 복합조직을 갖고, 성형성, 소부경화성, 내덴트성, 고 R값(Lankford value) 및 도금특성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 발명에 관한 것이다.

Description

복합조직강판 및 이를 제조하는 방법{Dual Phase Steel Sheet And Method For Manufacturing The Same}

본 발명은 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, 자동차 외판재로 사용되는 강판에 내시효성, 저 항복응력, 내덴트성, 고 R값 및 고성형성을 부가하는 기술에 관한 것이다.

자동차용 강판은 대부분 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에, 우수한 프레스 성형성이 요구되며, 이것을 확보하기 위해서는 높은 연성 및 고 R값이 필수적으로 요구된다. 즉, 자동차용 강판은 고장력 강판으로서, 높은 연성 및 고 R값을 가지는 것이 가장 중요하다.

그러나 자동차용 강판의 경량화 및 승객 안정성 요구에 강판의 고강도화가 이루어짐으로써, Si 및 Mn 과 같은 합금성분 첨가의 증가에 따라 강판의 성형성 저하 및 도금특성등의 현저한 저하 문제가 있어 상기 모든 요구를 적용한 자동차용 강판 개발에 어려움을 겪고 있다.

또한, 자동차용 강판은 높은 내식성도 요구되기 때문에 자동차용 강판으로 내식성이 우수한 용융아연 도금강판이 사용되어 왔다. 용융아연 도금강판은 재결정 소둔 및 도금을 동일 라인에서 실시하는 연속 용융아연 도금 설비를 통하여 제조되어 우수한 내식성을 갖으면서 저렴한 제조 방법으로 가공이 가능하다. 그리고, 용융아연 도금 후에 다시 가열 처리한 합금화 용융아연 도금강판은 우수한 내식성에 추가로 용접성이나 성형성도 우수하다는 면에서 널리 사용되고 있다.

상술한 바와 같이, 자동차 차체를 더욱 경량화 및 강화하기 위해서는 성형성이 우수한 고장력 냉연강판의 개발, 그리고 연속 용융아연 도금라인에 의한 우수한 내식성도 구비한 고장력 용융아연 도금강판의 개발이 요구되고 있다.

이때, 최근 자동차 품질 향상 과정에서 자동차 구조부품과 함께 자동차 외판에 대한 고강도화가 급속히 진행되고 있다. 자동차 외판에 고강도강을 적용하여 외부 물체와의 충돌 시 발생하는 외판 손상에 대한 저항을 증가시키기 위하여 내덴트성이 우수한 고강도강판이 개발이 요구되고 있다.

또한, 자동차 외관을 위하여 정확한 성형이 중요하므로 도장 전에는 강도가 낮아서 성형이 용이하고 도장 후에는 강도가 증가하는 소부경화강(Bake Hardening; 이하 BH강)의 개발이 요구되고 있다. 현재 BH강의 인장강도(TS)는 350 ~ 450 MPa 정도의 수준에서 개발되고 있는 상황이다.

성형성이 양호한 고장력 용융아연도금강판의 대표적인 종래기술로는 국내 공개특허공보 2002-0073564호가 있다. 상기 종래기술은 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직을 갖는 강판으로서, 연신율(El) 및 R값(Lankford value)을 개선 한 용융아연도금강판의 제조방법이 제시되어 있다. 그러나, 상기 종래기술은 다량의 Si을 첨가함으로써 우수한 도금품질 확보에 어려움이 있고, 다량의 Ti등을 첨가하여 제조원가가 상승하는 문제가 발생한다.

C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 소둔재 및 용융도금재로써, 300 ~ 370 MPa의 항복응력(YS)과, 450MPa의 인장강도(TS)와 25 ~ 40%의 연신률(El)과, 0.15 ~ 0.2 의 가공경화지수(n) 및 1.00 ~ 2.00 의 R값(Lankford value)을 갖는 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

본 발명에 따른 복합조직강판은 C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 한다.

여기서, 상기 복합조직강판의 항복응력(YS)은 300 ~ 370 MPa 인 것을 특징으로 하고, 상기 복합조직강판의 인장강도(TS)는 450Mpa이상인 것을 특징으로 하고, 상기 복합조직강판의 연신률(El)은 25 ~ 40% 인 것을 특징으로 하고, 상기 복합조직강팜의 가공경화지수(n)는 0.15 ~ 0.20 인 것을 특징으로 하고, 상기 복합조직강 판의 R값(Lankford value)은 1.00 ~ 2.00 인 것을 특징으로 한다.

아울러, 본 발명에 따른 복합조직강판 제조 방법은 C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하는 단계와, 상기 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 형성하는 단계와, 상기 열연강판을 권취하여 열연판을 형성하는 단계와, 상기 열연판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 형성하는 단계 및 상기 냉연강판을 연속 소둔 라인 및 용융아연도금 가공처리하여 복합조직을 갖는 연속 소둔 강판을 형성하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

여기서, 상기 강 슬라브는 제강 공정을 통해 용강을 제조하고, 상기 용강을 조괴 또는 연속주조하여 제조하는 것을 특징으로 하고, 상기 열연강판을 형성하는 단계는 850 ~ 950℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하고, 상기 열연판을 형성하는 단계는 550 ~ 700℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하고, 상기 연속 소둔 라인(CGL)에서 가공 처리하는 조건은 L/S: 80 ~ 100 mpm, SS: 750 ~ 850℃, GJS: 300 ~ 580℃, OAS: 350 ~ 600℃ 및 GAF': 460 ~ 600℃ 인 것을 특징으로 한다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 복합조직강판은 페라이트와 마르텐사이트 로 이루어진 복합조직을 가지면서 인장강도 450MPa 이상의 고강도 및 우수한 성형성, 소부경화성 및 내덴트성을 확보할 수 있는 효과를 제공한다. 또한, 표면의 농화를 억제하여 표면 결함이 없는 도금특성을 제공할 수 있는 효과가 있다.

현재 적용되고 있는 BH강은 극저탄소강에 고용 탄소(C) 함량을 조절하여 소부경화를 일으키는 강으로 현재까지 개발되고 있는 인장강도 350 ~ 450 MPa 보다 강도를 더 증가시키기는 어려운 상황이다. 이들은 페라이트 단상으로 되어 있으므로 강도를 더욱 증가시키는 것에 한계가 있을 뿐 아니라 페라이트 단상 내의 고용 탄소(C) 만으로 높은 BH값을 얻을 수는 없기 때문이다. 또한 극저탄소 BH강의 BH값은 자동차 성형이 클수록 BH값이 감소하므로 가공경화와 소부경화를 복합적으로 이용하여 자동차 외판의 강도를 증가시키는 방법도 활용하기 어려운 한계가 있다.

이러한 요구 조건을 만족시키기 위하여 본 발명에서는 페라이트 단상이 아닌 여러 가지 상이 복합적으로 존재하는 MP강(multi phase)을 사용한다.

MP강(multi phase)은 BH 특성을 극대화시키는 방법으로 현재 BH강 보다 강도가 높고 우수한 특성의 강판을 제조할 수 있을 것으로 TRIP 및 DP강이 있다. 그러나 이들은 구조용 부품을 대상으로 개발되어 왔으며 자동차 외판을 대상으로 개발된 예는 극히 드물다.

따라서 본 발명에서는 강에 포함되는 조성물 성분비를 조절하고, 가공 조건을 한정함으로써, 성형성이 우수하고 BH값이 높은 고강도 자동차용 외판재를 제공 하는 것으로 한다.

본 발명은 강 중에 포함되는 불순물 원소중 강판의 연성, 용접성 및 도금성을 저해하는 S의 함량을 최소화하고, 도금성의 젖음성을 향상시키기 위하여 P 및 Si의 함량을 저감시킨다.

여기서, Si는 페라이트 안정화 원소이므로 기계적 특성이 저하될 수 있다. 따라서 Si의 성분과 같은 효과를 갖는 성분인 Al을 주조시 노즐 막힘을 갖지 않은 범위와 AlN를 제어하는 범위내에서 더 첨가한다. Al을 더 첨가할 경우 페라이트의 청정화 효과와 동시에 페라이트 입계에 탄소 및 기타 화학성분의 농화에 의하여 열처리시 이상영역에서 화학적인 오스테나이트와 페라이트의 안정한 분율을 가질 수 있도록 하고, 급속 냉각시 마르텐사이트 경화능을 향상시켜 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킬 수 있다.

또한, Mo를 첨가함으로써 페라이트 미세화 및 강도를 향상시킬 수 있는데, 이와 같이 Al 과 Mo의 복합첨가를 함으로써 안정한 페라이트와 마르텐사이트의 상을 가질 수 있도록 한다. 따라서 본 발명에 따른 복합조직 강판은 적절한 기계적 성질을 갖으면서도 성형성을 증가시킬 수 있다.

아울러, N를 적절히 제어하면 오스테나이트 안정화 원소로서 작용하여 냉각 중 마르텐사이트 변태를 촉진하고 마르텐사이트 내에 농화된 N에 의해 강도가 상승하여 동등한 강도에서 연신율이 상승될 수 있다. 또한, 도장 후 고용N에 의해 소부경화성도 증가한다. 또한, 본 발명은 N를 0.002 중량% 이하로 제어함으로써 다량의 Al 첨가에 따른 AlN 형성을 억제하여 열간압연후 소재의 강도상승을 억제하고 고강 도 및 고 인성이 요구되는 자동차용 외판에 적용될 수 있도록 하였다. 따라서 본 발명은 강판에 N를 적절히 첨가함에 의해 소부경화성 뿐만 아니라 BH값을 상승시켜 성형성 및 소부경화성이 우수한 강판을 확보할 수 있다.

이하, 첨부된 표 및 도면을 참조하여 본 발명에 따른 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법에 관하여 상세하게 설명한다.

본 발명에 따른 복합조직강판은 이하의 화학성분의 조성에 따라 항복응력(YS), 인장강도(TS) 및 연신률(El)과 같은 기계적 특성이 향상되는데, 본 발명에 따른 강 성분의 조성범위에 대해서 설명하면 다음과 같다.

[주요화학성분]

- 탄소(C) : 0.03 ~ 0.10중량%

탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로써, 열연판에서 펄라이트 조직과 페라이트 내부에 탄화물을 최소화시키고, 결정립을 미세화시킨다. 복합 석출물의 재고용이 냉연강판의 소둔과정에서 부분적으로 재용해되어 10 ~ 30㎛ 정도의 미세한 결정립 또는 결정립계에 나타나는데, 마르텐사이트(Martensite)를 20%이하로 제한함으로써, 성형성에 좋은 (111) 집합조직을 발달시킬 수 있는 최적의 탄소함량의 범위는 0.03 ~ 0.10중량%이다.

탄소(C)가 0.03중량% 미만인 경우 임계 온도 영역에서 안정한 오스테나이트를 확보하지 못하여 냉각 후 적절한 마르텐사이트 분율이 생성되지 않기 때문에 강도 확보가 곤란하고, 탄소(C)가 0.10중량%를 초과할 경우에는 연성을 확보할 수 없 으며 용접성을 악화시키므로 탄소(C) 함량을 0.03 ~ 0.10중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

- 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5중량%

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 성분으로써, 소둔 후 300 ~ 580℃로 냉각하는 동안 오스테나이트에서 펄라이트로 변태를 지연시키기 때문에, 상온으로 냉각하는 동안 마르텐사이트 조직으로 안정하게 생성한다. 또한 고용강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과와 강중에서 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 슬라브의 열간균열을 방지하는데 유효하다. 만약 망간(Mn)이 1.0% 이하로 첨가된다면 오스테나이트에서 펄라이트(pearlite) 상으로의 변태를 지연시키기 어렵고, 2.5% 초과인 경우 슬라브 가격(Cost)의 현저한 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접성 및 성형성의 열화를 초래하므로 따라서 그 함량을 1.0 ~ 2.5중량%로 하는 것이 바람직하다.

- 규소(Si) : 0.01 ~ 0.50중량%

규소(Si)는 페라이트 안정화 원소로써, 고용강화에 의하여 강도를 증가시키는 한편, 소둔열처리 후 350 ~ 600℃의 온도에서 유지하는 동안 시멘타이트의 석출을 억제하고, 탄소가 오스테나이트로 농화되는 것을 촉진하여 냉각시 마르텐사이트 형성 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 Si 농도가 0.01중량% 미만인 경우 이러한 오스테나이트 안정화 효과가 약해지며 0.5중량%를 초과하면 표면선상이 열화되고, Si 산화물이 농화되어 용접성 및 도금성이 매우 열화 된다. 따라서 본 발 명에서는 Si 함량을 0.01 ~ 0.50중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

- 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 1.00중량%

알루미늄(Al)은 탈산재로 사용되는 동시에 실리콘(Si) 과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하는 원소로써, 열연판 결정립계와 탄화물을 미세하게 만들기 때문에 강중의 불필요한 고용 질소(N)를 AlN으로 석출시킨다. 따라서 강도를 상승시키는 효과를 가지고 있다. Al의 농도가 0.01중량%미만인 경우는 오스테나이트 안정화 효과가 없고 1.00중량% 초과인 경우 제강시 노즐 막힘, 주조시 Al 산화물 등에 의하여 열간 취성과 연성이 저하된다. 따라서 고온영역에서 입계에 편석하여 그 함량을 0.01 ~ 1.00중량%로 하는 것이 바람직하다.

- 인(P) : 0.03중량% 이하

인(P)은 고용강화에 의하여 강도를 증가시킨다. Si과 함께 첨가하면 300 ~ 580℃로 유지하는 동안 시멘타이트 석출을 억제시키고, 오스테나이트로 탄소 농화를 촉진시키므로 0.03중량%이하 첨가한다. 인의 농도가 0.03중량%를 초과할 경우 2차 가공취성 문제를 유발하고 아연도금의 밀착성을 저하시켜 합금화 성질을 저하시키므로 그 양을 0.03중량% 이하로 제한한다.

- 몰리브덴(Mo) : 0.01 ~ 0.50중량%

몰리브덴(Mo)은 열간압연후 냉각과정에서 복합석출을 하지만 재용해 온도가 낮기 때문에 소둔과정에서 재용해시켜 몰리브덴(Mo)과 결합한 탄소를 복합 석출물에서 재고용시키기 위하여 첨가한다. 몰리브덴(Mo)은 페라이트 결정립 미세화시킴으로써, 이상영역에서 페라이트 결정립계를 형성하고, 안정화된 영역에서는 농화된 마르텐사이트를 형성하여 가동전위를 형성시킨다. 따라서 0.01중량%에서는 그 효과를 가질 수 없고 0.50중량%를 초과하면 제조비용 상승 및 주조의 어려움이 있다.

- 크롬(Cr) : 0.01 ~ 0.5중량%

크롬(Cr)은 담금질성을 향상시켜, 안정하게 저온변태상을 형성시키는데 유효한 원소이다. 또한 탄화물의 미세화, 구상화 속도 지연, 결정립 미세화, 결정립의 성장억제 및 페라이트 강화원소이다. 아울러, 용접시의 열영향부(HAZ)의 연화 억제에도 효과가 있다. 0.01중량%미만이 첨가되면 탄소(C)와의 결합이 너무 적어서 재고용시키기 어렵고 0.25중량%를 초과 하면 열영향부(HAZ)의 경도상승이 지나치게 커지므로 그 양을 0.01 ~ 0.50중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

- 코발트(Co) : 0.30 ~ 0.80중량%

코발트(Co)는 본 발명에서 망간(Mn)과 같이 오스테나이트 안정화 원소인 동시에 규소(Si) 및 알루미늄(Al)과 같이 시멘타이트에 고용되지 않기 때문에 300 ~ 580℃로 유지하는 동안 시멘타이트의 석출을 억제하여 변태를 늦추는 역할을 한다. 따라서 코발트(Co)를 적정량 첨가할 경우 강도와 성형성을 동시에 향상시킬 수 있 다. 또한 코발트(Co)는 철(Fe)보다 산화하기 어려운 원소이기 때문에, 소둔 열처리시 표면에 농화하여 도금 부착성을 저해하는 규소(Si) 및 알루미늄(Al)등의 산화물 생성을 억제하므로 도금 부착성을 향상시킨다. 따라서 코발트(Co)를 0.30 ~ 0.80중량% 첨가할 경우 도금 밀착성이 향상된다. Co가 0.3중량% 미만인 경우 도금 부착성 개선효과를 얻을 수 없고, 0.80중량%를 초과할 경우 강도는 증가하나 연성이 저하되므로 그 양을 0.30 ~ 0.80중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

[표 1]은 상술한 본 발명의 최적 함량 화학성분비를 조합하여 강 번호(No.) 별로 분류하고 그에 따른 변태점(Ms 온도)을 조사하여 나타낸 표이다.

[표 1]

여기서, Ms 온도는 마르텐사이트 시작점(Martensite Starting point)으로써, 용융아연도금 전 온도가 460℃ 이상일 때 안정하하다. 따라서 1 ~ 7번 강의 화학성분 조합들이 용융아연도금 제조상에 마르텐사이트를 형성하여 해당 개발강종에서 원하는 적절한 페라이트와 마르텐사이트를 갖는 복합조직강판을 만들 수 있다.

본 원발명에서는 5 ~ 7번 강에 나타난 바와 같이 Al + Mo의 함량을 조절하여 강의 특성을 개선할 수 있는데, 7번 강의 Al + Mo 첨가비는 최적의 Ms 온도를 나타내고 있다. 따라서 7번 강에서 가장 우수한 기계적 특성이 나타나날 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 복합조직강판의 기계적 특성을 나타낸 그래프이다.

도 1을 참조하면, 강 번호(Steel No.) 별로 항복응력(YS), 인장강도(TS) 및 연신률(El) 값을 표시하였는데, 1번 강 보다 7번 강에서 항복응력(YS), 인장강도(TS) 및 연신률(El) 값이 더 높게 나타나는 것을 알 수 있다.

본 발명에 따른 복합조직강판이 외판재로 사용되는 경우, 도금시 발생하는 문제를 방지하기 위하여 Si을 저감시키면서 Si 성분과 같은 효과를 갖는 Al을 주조성을 저해시키지 않는 범위 내에서 최대한 양을 첨가하고, Mo도 제조 비용상 최대한 첨가함하며, Al+Mo 의 첨가비는 아래와 같이 나타낼 수 있다.

첨가비 : 48/7*N*5 < Al+Mo < 48/12*C

즉, Al+Mo 의 첨가비는 질소(N)의 약 34배 보다는 크고 탄소(C)의 4배보다는 작은 양이 첨가되어야 한다.

이하, 상술한 조성물을 포함하는 복합조직강판을 제조하는 방법 및 열처리한 후의 최종 특성에 대하여 설명하면 다음과 같다.

상기와 같이 조성물을 조절하여 복합조직강판을 형성할 경우 적합한 열처리를 통해 그 미세조직을 관리하여 요구하는 물성을 부여할 수 있다. 본 발명에서 강판은 페라이트를 주상으로 하며, 제 2상으로 마르텐사이트의 분율이 5 ~ 20%가 되도록 한다. 마르텐사이트 분율 5% 미만에서는 본 발명에서 목표로 하는 높은 인장강도를 확보할 수 없는 반면, 20% 초과하면 연신율이 급격히 저하될 수 있으므로, 상기 마르텐사이트의 분율은 5 ~ 20%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 제 2상으로 마르텐사이트 외에 5% 미만의 베이나이트를 함유하여도 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보할 수 있다.

상술한 성분조성을 가진 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음 조괴 또는 연속주조를 통해 만든다. 이 슬라브를 열간압연공정, 권취공정, 냉간압연공정, 소둔공정 및 용융아연도금 공정을 통해 목표로 하는 특성을 갖는 강판을 제조하는 바, 각 공정별 제조조건을 아래에서 구체적으로 설명한다.

[열간압연공정]

상기와 같은 조성의 슬라브를 열간압연 하는데 열간 압연 마무리 온도는 Ar3 변태 온도 이상의 온도에서 실시한 후 냉각을 조절하여 열연조직이 미세해지도록 한다. 이때, Ar3 변태온도 이상은 열간 압연 마무리 온도 910℃ 주변인 850 ~ 950℃ 온도 범위를 뜻한다.

압연종료온도가 낮으면 스트레인 어닐링에 의해 결정립이 조대화가 되어 드로잉성이 저하되기 때문에 적정 압연온도로 열간압연을 실시하여 미세한 열연조직을 얻도록 한다. 열간 압연 후에는 고압의 스케일 제거 장치를 사용하거나 강한 산세철(pickling)으로 표면의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.

[권취공정]

상기 열간 압연한 강판을 550 ~ 700℃의 온도에서 권취 하는데 권취 상태에서 탄화물을 원활하게 형성하여 고용탄소를 최소화시키고 AlN도 최대한으로 석출시켜 고용질소의 형성을 최소화시킨다. 이러한 권취 온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후 최적의 기계적 물성을 얻기 위한 조직을 얻기위한 온도로서, 권취 온도가 550℃미만일 경우 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 인해 냉간 압연이 어렵고, 700℃ 초과일 경우 최종 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 힘들다.

[냉간압연공정]

상기 권취한 열연판을 산세한 후, 냉간압연하는데, 이 때 냉간 압하율은 50 ~ 90%로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연은 열연조직을 변형시키고 그 변형 에너지는 재결정 과정의 에너지가 되는데, 냉간 압하율이 50% 미만에서는 이러한 변형효과가 작고, 90% 이상의 냉간 압연은 현실적으로 압연이 힘들고, 열연판에서 복합 석출물이 압연 중 분해되어 재결정 초기과정에서 (100) 집합조직을 발달시켜 드 로잉성을 해치며 강판의 가장자리에 균열이 생기고 판 파단이 일어날 확률이 높아지므로 그 범위를 50 ~ 90%로 하는 것이 바람직하다.

[소둔열처리 및 도금공정]

냉간 압연한 후 압연한 강판을 재결정 소둔 하는데 이때의 소둔은 연속소둔이 좋다. 소둔은 재결정과 결정립 성장을 통하여 (111) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 향상시키고 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출하도록 하며 760 ~ 880℃에서 10 ~ 200초간 재결정 소둔 열처리를 실시한다. 소둔 열처리는 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 만들기 위하여 Ac1 변태점에서 Ac3 변태점 사이에서 실행되어야 하는데, 760℃ 미만의 온도에서는 시멘타이트의 재고용을 위하여 너무 많은 시간이 필요하게 되고, 또한 880℃ 초과 온도에서는 오스테나이트 체적율이 너무 크게 되고 이에 따라 오스테나이트의 탄소 농도가 감소하게 되므로 온도 범위를 760 ~ 880℃로 제한하였다.

소둔 열처리 후 2 ~ 100℃/sec의 속도로 300 ~ 580℃의 온도로 냉각하는데, 이때 냉각 속도가 2℃/sec 미만이면, 대부분의 오스테나이트가 냉각하는 동안 펄라이트 조직으로 변태되거나 베이나이트 조직을 형성하고, 100℃/sec 초과 속도에서는 폭방향 및 길이방향으로 냉각 종료 온도 편차가 너무 심하여 균일한 재질의 강판을 제조하기 불가능하므로 그 냉각 속도를 상기와 같이 제한하였다. 제조라인의 특성상 냉각을 최종 온도까지 2 ~ 100℃/sec의 속도로 급냉하는 방법을 사용하였다.

300 ~ 580℃의 온도로 냉각한 후 그 온도에서 10분 이하 동안 유지하는데, 이는 최종 냉각 후 상온에서도 안정한 마르텐사이트를 생성하기 위함이다. 이때 온도가 300℃ 미만일 경우 상당량의 조직이 마르텐사이트로 변태하여 성형성이 저하되고, 580℃를 초과할 경우 오스테나이트가 베이나이트로 변태하므로 그 온도범위를 300 ~ 580℃로 제한하였다. 또한, 300 ~ 580℃에서 10분을 초과하는 시간동안 유지할 경우 베이나이트 또는 탄화물로 변태되어 성형성이 저하되므로 유지시간은 10분 이하로 제한하였다.

300 ~ 580℃의 온도에서 10분 이하 동안 유지한 후 용융아연 도금 욕에서 아연 도금을 실시한다. 이때 아연 도금욕은 알루미늄(Al) : 0.10 ~ 0.20wt.% 나머지는 아연(Zn)과 불가피한 불순물을 포함한 성분으로 조성한다. 도금욕중 Al의 농도를 0.10 ~ 0.20wt.%로 제한한 이유는 Al의 농도가 0.10wt.% 미만인 경우 딱딱(硬)하고 부숴지기 쉬운 아연과 철의 합금층이 도금막에 생성되기 때문이며, 0.20wt.% 초과인 경우 상부 드로스가 과도하게 형성되고 합금화 처리가 힘들어지기 때문이다.

아연 도금을 한 후에는 합금화 로에서 460 ~ 600℃로 2분 이하 동안 합금화 열처리를 실시하여 도금층의 합금화도(Fe%)를 5 ~ 20% 범위가 되도록 한다. 이 때 합금화도(Fe%)를 5 ~ 20%로 제한하는 이유는 합금화도(Fe%)가 5% 미만이 되면 용접성이 악화되고, 20%를 초과할 경우에는 합금층 내에 딱딱한 특성을 가지고 있는 감마(Γ; Fe₅Zn₂₁)상이 과도하게 생성되어 가공시 분말화(Powdering) 현상이 심하게 일어나기 때문이다. 합금화도(Fe%)가 5 ~ 20% 범위를 만족하기 위해서는 합금화 온도와 합금화 열처리 시간을 전술한 460 ~ 600℃로 제한하였다. 합금화 시간은 2분 이하로 제한하였는데, 합금화 시간이 2분을 초과할 경우 베이나이트나 탄화물의 과다 석출로 기계적 특성이 열화되고, 합금화도(Fe%) 또한 20%를 초과하면 가공시에 분말화(Powdering) 및 박리성(Flaking)이 심해진다.

용융 아연 도금 후 필요에 따라서는 상술한 합금화 열처리를 생략하고 바로 최종 냉각하여 아연 도금 강판을 제조하는 것도 가능하다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 연속 소둔 라인(Continuous Galvanizing Line; CGL)조건은 다음과 같이 조절 할 수 있다.

L/S: 80 ~ 100 mpm, SS: 750 ~ 850℃, GJS: 300 ~ 580℃, OAS: 350 ~ 600℃, GAF': 460 ~ 600℃ 로 한다.

여기서, L/S(Line Speed)가 80mpm이하에서는 제조 속도가 너무 느려서 마르텐사이트를 형성하기 어렵고 100mpm 이상에서는 속도가 너무 빠른 관계로 용융아연도금후 가열할 때 Zn-Fe 확산이 좋지 않다. SS(Soaking Section) 온도 범위는 상태도에서 페라이트와 오스테나이트 공존 구역인 이상영역에서 충분한 열처리후 GJS(Gas Jet Section)의 온도 영역까지 냉각후 OAS(Over Aging Section) 구간에서 충분히 온도를 유지 하여야 안정한 석출물 제어 및 기계적 성질을 얻을 수 있다. GA Furnace(합금화 로) 온도를 적절히 조절하여야 용융아연도금의 합금화를 이룰 수 있다.

위와 같은 과정을 거쳐 도금 부착성 및 표면성이 우수하고, 강철 조직 중 마르텐사이트 체적율이 5 ~ 20%를 만족하며,

인장강도(TS) 40 ~ 60kg/㎟ 급, 연신율(El) 25 ~ 40 % 그리고 R 값이 1.00 ~ 2.00 의 우수한 특성을 가지는 복합조직강의 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있게 된다.

이하에서는 상술한 공정에 의해 형성한 복합조직강의 합금화 용융아연도금강판을 열처리재라 하고, [표 2]에 본 발명에 따른 열처리재의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타내었다.

[표 2]

상기 [표 2]에 나타난 바와 같이 본 발명에 따른 열처리재는 300 ~ 370 MPa 의 항복응력(YS)과, 450 ~ 590 Mpa의 인장강도(TS)와, 25 ~ 40%의 연신률(El)과, 0.15 ~ 0.2 의 가공경화지수(n) 및 1.00 ~ 2.00 의 R값(Lankford value)을 갖는다.

도 2 및 도 3은 본 발명에 따른 열처리재의 미세조직을 나타낸 전자현미경 사진들이다.

도 2는 OM-X500 장비를 이용하여 촬영한 것이고, 조직을 좀더 세밀하게 관찰하기 위하여 SEM-X3000 장비를 사용한 것이 도 3이다. 1번 강에서부터 7번 강(#1 ~ #7) 화학성분의 차이 때문에 페라이트, 마트텐사이트 이외에 펄라이트가 미세하게 발생하는 것을 알 수 있다. 그중에서 7번째 강(#7)은 본 발명에 따른 기계적 성질을 잘 나타낼 수 있을 정도로 펄라이트가 보이지 않음을 알 수 있다.

도 4 및 도 5는 본 발명에 따른 열처리재의 열처리 단계별 미세조직을 나타낸 전자현미경사진들이다.

도 4및 도 5 모두 OM-X500 장비를 이용하여 촬영한 것으로, 도 4는 상기 도 3에 나타난 강 중에서 7번 강(#7)의 SS 온도(soaking section Temperature)별 조직을 나타낸 것이다.

온도가 760℃에서부터 850℃로 올라 갈 수록 조직이 미세화되는 것을 알 수 있다.

도 5는 7번 강(#7)의 OAS, GAF' 온도별 조직을 나타낸 것이다.

OAS 온도가 350℃에서부터 600℃까지 올라갈수록 핵생성에 의하여 조직이 미 세해지고 페라이트 내부의 탄소 및 기타 불순물들이 결정입계에 모여 마르텐사이트를 발달시켜 연한 페라이트는 더욱 연성을 가지고 강한 마르텐사이트는 화학적으로 더욱 안정성을 가짐으로써 기계적 성질을 향상시킨다.

GAF' 온도가 460℃에서부터 600℃까지 올라갈수록 기계적 성질에 영향은 없으나, 용융아연도금의 합금화에 적정온도로써 합금화 온도를 하는 것이 효율적이며 460℃ 이하에서는 합금화가 이루어지지 않고 600℃이상에서는 과합금이 발생하여 성형시 파우더링서이 심하여 문제가 발생된다.

이상에서는 본 발명의 일 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

도 1은 본 발명에 따른 화학성분이 강의 기계적 성질에 미치는 영향을 나타낸 그래프.

도 2 및 도 3은 본 발명에 따른 열처리재의 미세조직을 나타낸 전자현미경 사진들.

도 4 및 도 5는 본 발명에 따른 열처리재의 열처리 단계별 미세조직을 나타낸 전자현미경사진들.

Claims (11)

1. C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 복합조직강판.
2. 제 1 항에 있어서,

   상기 복합조직강판의 항복응력(YS)은 300 ~ 370 MPa 인 것을 특징으로 하는 복합조직강판.
3. 제 1 항에 있어서,

   상기 복합조직강판의 인장강도(TS)는 450Mpa이상인 것을 특징으로 하는 복합조직강판.
4. 제 1 항에 있어서,

   상기 복합조직강판의 연신률(El)은 25 ~ 40% 인 것을 특징으로 하는 복합조 직강판.
5. 제 1 항에 있어서,

   상기 복합조직강팜의 가공경화지수(n)는 0.15 ~ 0.20 인 것을 특징으로 하는 복합조직강판.
6. 제 1 항에 있어서,

   상기 복합조직강판의 R값(Lankford value)은 1.00 ~ 2.00 인 것을 특징으로 하는 복합조직강판.
7. C: 0.03 ~ 0.10 중량%, Si: 0.01 ~ 0.5 중량%, Mn: 1.0 ~ 2.5 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.01 중량% 이하, Al: 0.01 ~ 1.00 중량%, Mo: 0.01 ~ 0.5 중량%, Cr:0.01 ~ 0.5 중량%, Co:0.3 ~ 0.8 중량%, N: 0.01 중량% 이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하는 단계;

   상기 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 형성하는 단계;

   상기 열연강판을 권취하여 열연판을 형성하는 단계;

   상기 열연판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 형성하는 단계; 및

   상기 냉연강판을 연속 소둔 라인 및 용융아연도금 가공처리하여 복합조직을 갖는 연속 소둔 강판을 형성하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합조직강판 제조 방법.
8. 제 7 항에 있어서,

   상기 강 슬라브는 제강 공정을 통해 용강을 제조하고, 상기 용강을 조괴 또는 연속주조하여 제조하는 것을 특징으로 하는 복합조직강판 제조 방법.
9. 제 7 항에 있어서,

   상기 열연강판을 형성하는 단계는 850 ~ 950℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 복합조직강판 제조 방법.
10. 제 7 항에 있어서,

    상기 열연판을 형성하는 단계는 550 ~ 700℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 복합조직강판 제조 방법.
11. 제 7 항에 있어서,

    상기 연속 소둔 라인(CGL)에서 가공 처리하는 조건은

    L/S: 80 ~ 100 mpm, SS: 750 ~ 850℃, GJS: 300 ~ 580℃, OAS: 350 ~ 600℃ 및 GAF': 460 ~ 600℃ 인 것을 특징으로 하는 복합조직강판 제조 방법.

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