KR20090123229A

KR20090123229A - 리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20090123229A
Application number: KR1020080049202A
Authority: KR
Inventors: 진광근; 곽재현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-27
Filing date: 2008-05-27
Publication date: 2009-12-02
Also published as: EP2128293B1; JP5255398B2; EP2128293A1; US8778097B2; US20090297387A1; CN101591751A; CN101591751B; JP2009287114A; KR100985298B1

Abstract

본 발명은, C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0이며, 조직 내에 잔류 오스테나이트를 1% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판을 제공한다. 상기 강판은 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있으며, 나아가 강판 표면에 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하는 저비중 고강도 아연도금 강판으로 사용될 수 있다.

본 발명에 의하면 인장강도가 600~1000MPa 수준으로 강도가 높을 뿐만 아니라, 우수한 리징 저항성과 연성을 구비하여 경량화에 현저한 효과가 있다.

저비중, 오스테나이트, 리징, 경량화, 열간크랙

Description

리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연 강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법 {Low Density Gravity and High Strength Hot Rolled Steel, Cold Rolled Steel and Galvanized Steel with Excellent Ridging Resistibility and Manufacturing Method Thereof}

본 발명은 주로 자동차 구조부재의 내, 외판용으로 사용되는 고강도 박강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 종래의 고강도강보다 비중이 낮고, 비강도가 우수하며, 드로잉 등 심한 가공을 해도 리징(ridging)이 발생하지 않는 리징 저항성 및 연성이 우수한 페라이트계 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 자동차의 연비절감 및 충돌시 안전성 강화를 위하여 강의 강도 및 경량화 요구 수준이 점차 높아지는 반면, 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 등의 경향으로 더욱 우수한 성형성을 필요로 하는 추세이다. 강재는 강도와 연성이 알루미늄이나 마그네슘보다 현저히 우수하고 원가 역시 매우 낮아 지금까지는 고강도 고연성 강판의 두께를 얇게 하여 차체의 경량화를 이루는 방법이 주로 사용되고 있지만, 향후 경량화 한계를 충족시키기 위하여 비철계 경량금속의 사용이 불가피한 실정이다.

이에 따라 종래에는 주로 가벼운 Al 원소를 첨가하여 비중을 낮춘 강재가 존재하였다. 이러한 종래기술로는 극저탄소강에 2.0∼10.0wt%의 Al을 첨가한 페라이트계 강재의 제조기술이 나타난 바 있다.

하지만, 상기 페라이트계 강재의 경우, 연신율이 25% 수준에 불과하고, 드로잉 등 가공 시 가공된 표면에 요철모양의 선형의 줄무늬 결함이 발생하는 소위 리징(ridging) 현상에 대한 언급이나 해결책을 제시하지 않아 이로 인한 강판의 외관불량 및 심가공 부위가 리징에 의해 파괴될 수 있는 문제점이 나타날 수 있다.

본 발명은 상술한 문제점들을 해결하고 아울러 강재에 포함되는 합금성분을 적절히 제어함으로써 자동차 경량소재로써 600MPa이상의 인장강도를 구비하며 연성이 우수하고, 나아가 가공에 따른 리징(ridging)발생이 적어 우수한 리징저항성을 가지는 페라이트계 저비중 고강도 강판의 제조방법을 제공하고자 한다.

이를 위하여 본 발명은, C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판을 제공한다. 여기에서, 상기 강판은 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.

나아가 본 발명은, 상기 강판의 표면에 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg 및 Al-SI, Al-Mg-Si 중 1종의 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판을 제공한다.

나아가 본 발명은, C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여, 1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계, 700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계 및 600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 열연 강판의 제조방법을 제공한다.

나아가 본 발명은, C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여, 1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계,700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계, 600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계, 40~90%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계 및 재결정 온도~900℃에서 1~20℃/s의 가열속도로 10~180초간 소둔하는 소둔 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 냉연 강판의 제조방법을 제공한다.

나아가 본 발명은, C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여, 1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계, 700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계, 600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계, 40~90%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계, 재결정 온도~900℃에서 1~20℃/s의 가열속도로 10~180초간 소둔하는 소둔 단계 및 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg 및 Al-SI, Al-Mg-Si 중 1종의 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하도록 강판을 도금하는 도금 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 페라이트기지에 잔류오스테나이트와 탄화물이 분산되어 인장강도가 600~1000MPa 수준으로 강도가 높을 뿐만 아니라, 5% 인장후 리징높이가 10㎛ 이하로서 우수한 리징 저항성과 연성을 구비하여 자동차용 차체의 경량화에 현저한 효과가 있는 열연강판, 냉연강판은 물론 아연도금 강판을 제공할 수 있다.

본 발명은 저비중 고연성 고강도강의 리징 결함을 제거하기 위해 우선 주상정의 미세화 및 열간압연을 위한 재가열 및 압연 중 조대해질 수 있는 {001}<110> ~ {112}<110> 방위의 억제를 위한 효과적인 수단을 제공한다. 이는 연속주조에 의해 제작한 슬라브를 열연 중 재가열시 결정립 조대화를 억제하기 위해 미세 탄화물과 오스테나이트 변태를 이용하며, 이를 위해 탄소, Mn, Al 등의 성분을 제한하고, Ti 등의 합금원소를 첨가하는 한편, 열연 및 냉연 등 공정변수를 제한하는 것을 주요 내용으로 한다.

이하 본 발명의 강판에 있어서 리징 억제의 원리 및 방법에 관하여 보다 상 세히 설명한다.

상술한대로 리징은 강 내부의 집합조직 중 가공성이 좋지 않은 조대한 {001}<110> ~ {112}<110> 방위의 결정립이 {111}<110> ~ {111}<112> 집합 조직과 섬유 조직처럼 교차로 분포할 때, 이를 인장하거나 드로잉하는 경우에 문제가 된다. 이러한 조직은 인장 또는 드로잉시 두께 방항으로 수축율 차이가 발생하고, 그 결과 경계면에서 많은 잔류응력이 형성되어 최종 가공품에 요철모양의 결함을 일으키거나, 심한 경우 과도한 단면 수축 차로 인해 국부 변형이 일어나서 파괴될 수도 있다.

특히 Al이 다랑 첨가되는 본 발명강과 같이 저비중 강재에서는 페라이트 단상으로의 변태가 일어나지 않기 때문에, 주조 중 형성된 주상정이 냉각된 후 슬라브 가열시 조대하게 성장하고, 이후에도 제거되지 않은 채 결함을 야기하게 된다.

이에 따라 본 발명자들은 저비중 강재의 리징 억제에 관하여 심도있게 연구를 거듭한 결과, 성분 제어에 의한 오스테나이트 변태를 활용하여 조직을 미세화하고, 추가로 압연 공정 변수의 제어를 이용하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 앞서 설명한 바와 같이 리징의 원인이 되는 {001}<110> ~ {112}<110> 방위의 집합조직은 조대한 페라이트 조직에 기인하는 것이다. 따라서 본 발명에서는 열연공정 이후에 조직미세화가 필수적이며, 이를 위하여 Mn/Al의 비를 제어하는 동시에 Ti, Zr, Nb, W, Cr 등의 석출물을 이용하거나, 연주시 주상정이 발달 및 성장하는 온도에서 연주속도를 조절하고 전자교반을 실시함으로써 전체 두께에서 주상정이 아닌 등축정이 차지하는 등축정율을 최대화하는 방법을 이용하는 것이다.

이하 본 발명의 성분계에 대하여 보다 상세히 설명한다(이하 중량%).

C:0.2~0.8%

C는 세멘타이트[(Fe,Mn)₃C]와 카파탄화물[(Fe,Al)₃C]을 만들고 오스테나이트를 안정화시킬뿐 아니라 세멘타이트에 의한 분산강화 작용을 한다. 특히, 연속주조 중 형성되는 주상정은 재결정이 빨라 열간압연시 조대한 대상의 조직을 형성하므로 고온의 탄화물을 형성시켜 조직을 미세화시키고, 강도를 증가시키기 위하여 C를 0.2% 이상 첨가한다. 그러나 탄소의 첨가량이 증가하게 되면 세멘타이트와 카파 탄화물이 증가하여 강도상승에는 기여하지만, 강의 연성이 현저히 저하될 수 있다. 특히 Al이 첨가된 강에서는 카파탄화물이 페라이트 결정입계에 석출하여 취성을 일으키므로 C의 상한을 0.8%로 제한한다.

Mn:2~10%

Mn은 탄소와 함께 본 발명에서 탄화물의 특성을 제어하고, 고온에서 오스테 나이트 형성에 기여한다. 특히 C와 공존함으로써 탄화물의 고온석출을 조장하고, 그에 따라 입계의 탄화물을 억제함으로써 열간취성을 억제하고. 최종적으로 강판의 강도향상에 기여한다. 또한, Mn은 강의 격자상수를 증가시켜 밀도를 저하시키기 때문에 강재의 비중을 낮추는 역할도 하므로 2% 이상 첨가한다. 하지만 너무 과량으로 첨가되면 Mn의 중심편석 및 열연판에서 지나친 밴드조직을 가져와 연성을 저하시키기 때문에 그 상한을 10%로 제한한다.

P:0.02% 이하

P는 본 발명에서 최대한 억제가 필요한 원소이다. P는 입계에 편석하여 고온 취성과 상온 취성을 유발하므로 강의 가공성이 현저히 저하될 수 있다. 또한 다량의 P가 함유되면, 표면에 <100>방위의 집합조직이 발달하여 리징이 증가하므로 그 상한을 0.02%로 제한한다.

S:0.015% 이하

S는 P와 마찬가지로 고온 취성을 조장한다. 특히 조대한 MnS를 형성하여 열연 및 냉연시 압연 판파단의 원인이 되기 때문에 0.015% 이하로 제한한다.

Al:3~15%

Al은 본 발명에서 C 및 Mn과 함께 가장 중요한 원소이다. Al의 첨가를 통해서 강재의 비중을 저감시키므로 3% 이상 첨가한다. 비중저감만을 고려하면 Al을 다 량 첨가하는 것이 바람직하지만, 지나치게 과량을 첨가하면 카파탄화물, FeAl, Fe₃Al과 같은 금속간 화합물이 증가하여 강의 연성을 현저히 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 15%로 제한하였다.

N:0.01% 이하

N은 본 발명과 같이 다량의 Al을 함유시키는 경우 AlN 정출을 일으켜 주상정 조직의 미세화와 등축정율 향상에 효과적이지만, N의 함량을 올리기 위한 비용이 증가하며, 노즐 막힘이나 석출에 의하여 연성이 급격히 저하될 수 있다. 따라서 질소의 상한을 0.01%로 제한한다.

Mn/Al:0.4~1.0

상술한 합금 조성을 만족하더라도, Al함량은 Mn함량에 연동하여 조절하는 것이 리징을 억제하는 한편 열간크랙 방지 및 고연성 특성에 필요하다. Mn/Al비율이 0.4 미만이면, 조직이 페라이트와 탄화물의 혼합조직으로 구성되고, Al 편석 및 주상정 조대화로 열연조직의 조대화를 피할 수 없을 뿐만 아니라, 입계의 카파탄화물 형성으로 과다한 리징 발생 및 압연 중 크랙 발생의 원인이 된다. Mn/Al비를 0.4 이상으로 하면, 조대한 주상정의 출현을 피하게 되어 리징의 원인이 조대한 {001}<110>~{112}<110> 방위의 결정립을 피할 수 있을 뿐만 아니라 카파탄화물을 입계 석출을 억제하여 고온에서 입계파괴에 따른 크랙발생을 방지할 수 있다. 하지 만 Mn/Al비가 1.0을 초과하면, 고온에서 오스테나이트 변태가 일어나 제2상 분율이 증가하고 냉각시 마르텐사이트 변태로 강도는 과다하게 증가하는 반면 연성의 저하가 일어나기 때문에 그 상한은 1.0으로 제한한다. 기존의 경량강재에서는 Mn/Al비가 비교적 낮고 일부 0.35 수준인 경우에도 열간취성과 리징에 대해 취약한 조성을 나타낸 경우이거나, 낮은 탄소함량으로 인하여 잔류 오스테나이트가 거의 형성되지 않는 경우여서 강도-연성이 충분하지 않았다. 나아가 Mn/Al비가 주로 2.5수준으로 높은 종래 기술들은 제2상 분율 증가에 따라 강도가 증가하여 냉간 압연 부하가 현저히 증가할 뿐 아니라 압연 중 냉간취성이 일어나는 문제점이 있다.

상술한 본 발명의 기본 성분계 이외에도 강도, 연성, 그리고 강재의 다른 물성을 강화 및 보완하기 위하여 Si, Cr, Mo, Ni, Cu, B, Ti, Zr, Nb, W, Sb 및 Ca으로 이루어진 그룹에서 1종 또는 2종 이상을 미량 첨가할 수 있다.

Si:0.1~2.0%

Si는 Al과 마찬가지로 강의 비중을 저하시키고 강도의 향상에 도움이 되지만, 다량 첨가하는 경우에는 강의 표면에 고온산화 피막을 두껍고 불규칙하게 형성할 수 있고 연성을 크게 저하시키므로 0.1~2.0%로 제한하였으며 상기 범위에서 가능한 낮추는 것이 바람직하다.

Cr:0.1~0.3%

Cr은 페라이트역 확정 원소로서 연성을 저하시키지 않고 Cr계 탄화물을 형성하는 원소로서 조직을 미세화하는 역할을 하므로 0.1% 이상 첨가할 수 있다. 그러나 지나치게 과량 함유하는 경우에는 연성이 저하되므로 그 상한은 0.3%로 한정한다.

Mo:0.05~0.5%

Mo는 Cr과 마찬가지로 페라이트역 확장 원소이면서 미세한 탄화물을 형성시키는 원소로 0.05% 이상 첨가한다, 하지만 지나치게 다량 함유하면 강의 연성을 저하시키므로 상한을 0.5%로 제한한다.

Ni:0.1~2.0%

Ni은 오스테나이트역 확장 원소로서 열간압연 중 부분적인 오스테나이트 도입에 의한 조직 미세화로 리징성을 현저히 개선시키지만, 가격이 비싸 제조원가가 상승할 수 있어 그 범위를 0.1~2.0%로 제한한다.

Cu:0.1~1.0%

Cu는 Ni와 유사한 작용을 하면서도 Ni에 비해 합금원가가 낮으므로 0.1% 이상 첨가할 수 있다. 그러나 Cu가 다량 첨가되는 경우 고온에서 입계에 액체상태로 존재하여 용융금속에 의한 입계취성을 유발하고 냉연판의 톱귀의 원인이 되기 때문에 그 범위를 0.1~1.0%로 제한한다.

B:0.0005~0.003%

B는 미량으로도 열간압연 과정에서 페라이트의 회복 재결정을 억제하여 누적 압하율에 의한 조직 미세화에 도움을 주며 강의 강도를 증가시키므로 0.0005% 이상을 첨가한다. 그러나 지나치게 다량 첨가하면 보론 카바이드(Boro-Carbide)를 형성하고 강의 연성을 저하시키며, 나아가 용융아연 도금층에서 아연의 젖음성을 저해하므로 그 상한은 0.003%로 제한한다.

Ti:0.01~0.2%

Ti는 TiN, TiC 등 형성하여 주조 조직의 등축정 향상과 결정립 미세화를 이루며, 카파탄화물의 분산을 돕기 때문에 0.01% 이상을 첨가한다. 하지만 고가의 원소이므로 원가상승의 문제가 있고, 석출에 따른 강도상승으로 연성이 저하될 수 있으므로 그 상한을 0.2%로 제한한다.

Zr:0.005~0.2%

Zr은 Ti와 유사한 작용을 하며, Ti보다 강력한 질화물 및 탄화물을 형성하므로 0.005% 이상 첨가한다. 하지만, 고가의 원소이므로 원가상승의 문제가 있으므로 그 상한을 0.2%로 제한한다.

Nb:0.005~0.2%

Nb는 Ti와 유사한 작용을 하므로 0.005%를 첨가한다. 그러나 Ti와 달리 고온에서 고용강화와 재결정 지연이 현저하여 열간압연의 압연 하중을 현저히 증가시키므로 얇은 두께의 강판을 제조하기 어려울 수 있으므로 그 상한을 0.2%로 제한한다.

W:0.1~1.0%

W은 무거운 원소로서 강의 비중을 상승시키는 역작용을 하지만, W 탄화물을 형성하여 탄화물 미세화에 기여하고 페라이트 생성에 도움을 주므로 0.1~1.0% 첨가한다.

Sb:0.005~0.2%

Sb는 본 발명에서 또 하나의 중요한 원소로서, 입계에 편석하여 입계에너지를 저하시키므로 카파 탄화물의 형성을 억제하며, 아울러 탄소나 알루미늄의 입계 확산을 억제하므로 표면 농화량을 줄일 수 있기 때문에 합금효율을 올릴 수 있을 뿐만 아니라, Al, Mn 등과 같은 표면농화물의 산화물 두께가 얇아져 표면특성을 향상시키므로 0.005% 이상 첨가한다. 하지만 다량의 Sb는 입계에 편석되어 연성을 저하시킬 수 있기 때문에 0.2%를 상한으로 제한한다.

Ca:0.001~0.2%

Ca는 CaS와 같은 조대한 유화물을 형성하여 강의 열간 가공성을 개선하기 위 하여 0.001% 이상 첨가한다. 그러나 Ca는 휘발성 원소로서 제강에서 다량 첨가하는 경우, 합금철의 첨가량이 급증하며 강의 인성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한은 0.02%로 제한한다.

이하 본 발명의 강판에 포함되는 잔류 오스테나이트 조직의 분율에 관하여 설명한다.

본 발명의 강판에는 잔류 오스테나이트가 포함된다. 잔류 오스테나이트는 페라이트 기지 조직의 낮은 강도를 보완해주면서 아울러 충분한 연성을 구비하도록 도와주는 역할을 하므로 면적분율로 1% 이상 포함한다. 잔류 오스테나이트는 다량으로 포함될수록 더 우수한 품질을 나타내지만, 강판의 상품성을 고려할 때 30%를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

이하 본 발명의 고강도 저비중 강판의 제조방법에 관하여 보다 상세히 설명한다.

재가열 온도:1000~1200℃

본 발명의 강판을 제조하기 위하여 우선 슬라브를 1000~1200℃의 온도로 가열한다. 재가열 온도가 1200℃를 초과하면 슬라브에 조대립이 형성되어 리징성 및 열연취성이 나타날 수 있으며, 반면 1000℃ 미만으로 가열되면 열간 마무리압연 온 도가 너무 낮아 박강판을 제조하기 어렵고 압연 중 고압수 분사에 의한 고온 표면 산화피막을 제거할 수 없어 표면결함이 발생하는 문제가 있다. 따라서 재가열 온도는 1000~1200℃ 범위로 한정한다.

열간 마무리압연 온도:700~850℃

열간압연은 가급적 낮은 온도로 실시하는 것이 미세립을 얻을 수 있는 효과적이므로, 본 발명에서는 결정립 미세화를 위해 850℃ 이하의 온도에서 마무리 압연한다. 그러나 온도가 너무 낮게 되면, 열간 변형저항이 증가하여 박강판을 제조하기 어렵고, 카파탄화물의 석출에 따라 연신조직이 출현하여 리징 결함이 증가할 수 있어 700℃ 이상의 온도에서 압연한다.

권취온도:600℃ 이하

열간압연을 거친 강판은 600℃ 이하의 온도에서 권취된다. 이는 카파탄화물의 조대화 및 과다석출을 억제하고, 조대립의 2차 재결정 현상에 의한 이상조대립의 형성을 차단하기 위한 온도 조건이다.

이와 같이 제조된 열연재를 산세 및 조질압연 오일링한 다음 열연 강판을 제조할 수 있는데, 본 발명에 의하면 강판의 비중은 7.2g/cm³ 이하의 저비중 강판으로 얻어진다.

또한, 상기 열연강판은 산세 후 냉간압연 과정을 거쳐 냉연강판으로 제조될 수 있다.

냉간압하율:40% 이상

냉간압연시 냉간압하율은 40% 이상에서 이루어진다. 40% 이상의 압하율을 가하면 냉간 가공에 의한 축적에너지 확보가 가능하고, 새로운 재결정 조직을 얻을 수 있기 때문이다. 특히 리징을 일으키는 조대한 {001}<110> ~ {112}<110> 방위의 결정립은 냉간압하율이 높을수록 잘 파괴되고, 이후 소둔과정에서 리징 억제에 유리한 {111}<110> ~ {111}<112> 집합조직으로 재결정될 수 있다. 따라서 냉간압하율은 40% 이상으로 가급적 높게 한다. 다만, 생산 효율과 경제성을 고려하여 상한은 90% 이하로 제한한다.

소둔조건 중 가열속도:1~20℃/s

냉간압연된 강판은 이후 표면의 압연유가 제거된 후, 연속소둔 또는 연속 용융아연도금을 실시한다. 이 때, 가열속도는 초당 1~20℃ 범위에서 금속 가열 처리 된다. 상기 가열속도가 1℃/s 미만에서는 생산성이 너무 저하되고 고온에 너무 오랜 시간 동안 노출되므로 결정립 조대화 및 강도저하의 문제가 발생하여 재질이 저하될 수 있고, 반면 20℃/s를 초과하는 온도에서는 탄화물의 재용해가 미흡하기 때문에 오스테나이트의 형성이 저하되어 최종적으로 잔류오스테나이트 양이 감소함으로써 연성이 낮아지는 문제가 발생할 수 있다.

소둔조건 중 가열온도 및 시간:페라이트 재결정 온도(이하 "재결정 온도")~900℃에서 10~180초

가열은 재결정온도 이상 900℃ 이하의 범위에서 수행한다. 재결정온도 미만에서는 가공경화 조직이 남아 연성확보가 곤란하고, 900℃가 초과하면, 조대립 형성으로 연성은 증가하나, 강도가 저하되고 리징 발생이 증가하게 된다. 특히 리징 억제에 효과적인 {111} 집합조직은 초기에 발달 성장하므로 충분한 균열시간이 필요하며 이에 따라 10초 이상 가열하여 강도 및 가공성이 우수하고 리징 억제에 효과적인 {111} 집합조직을 강화시킬수 있다. 그러나 가열시간이 180초를 초과하면 생산성이 지나치게 저하되고, 소둔로와 도금장치는 일체설비이므로 용융아연도금 중 아연욕과 합금화 처리시간이 증가하게 되어 내식성과 표면특성에 좋지 않다.

이후, 400℃까지 1~100℃/s의 냉각속도로 냉각하며, 통상의 방법과 같이 항온 유지하거나, 내식성 확보를 위하여 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg, Al-SI, Al-Mg-Si 등의 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하는 양면 도금 강판을 제조한다.

상술한 방법으로 제조한 강판은 페라이트 기지에 1% 이상의 잔류 오스테나이트, 탄화물 등이 분산되어 600~1000MPa 수준의 높은 인장강도를 나타내며 연성도 우수하여 강도-연성 조합이 매우 우수하고, 5% 인장 후 2.5mm의 컷오프(cutoff) 조 건에서 리징 높이가 10㎛ 이하로서 우수한 리징 저항성을 구비하여 열연강판, 냉연강판은 물론 아연도금 강판으로 제조할 수 있다.

이하 본 발명을 실시예를 통해 보다 구체적으로 설명한다. 그러나, 하기 실시예는 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 하기 실시예에 의하여 본 발명의 권리범위가 한정되는 것은 아니다

(실시예 1)

하기 표 1과 같은 조성의 강 슬라브를 진공유도 용해에 의해 제작하고, 1100℃의 온도로 가열하여 추출한 후 780~820℃의 범위에서 열간압연을 마무리하였다. 열연강판의 두께는 3.2mm이며 이를 500~700℃의 온도에서 1시간 동안 유지하고 노냉하여 상온으로 냉각한 다음 스케일을 제거하여 0.8mm 두께의 냉간압연 강판을 제조하였다. 특히 발명강 2에 대해서는 진공유도 용해로 내의 몰드를 900℃로 미리 가열한 후 서냉시켜, 등축정율이 낮은 슬라브를 제조 비교하였으며, 아울러 슬라브 재가열온도 1250℃, 열연권취온도 700℃, 냉간압하율 33%의 조건으로 냉간압연하였다. 그리고 5℃/s의 속도로 800℃까지 가열하고 60초 동안 유지한 다음 600~680℃로 서냉하고 다시 20℃/초의 냉각속도로 400℃까지 급냉하여, 100초간 항온 유지한 다음 다시 500~580℃에서 합금화 처리 모사 시험을 한 후 상온까지 냉각하여 강판을 제조하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Al	기타	N	Mn/Al	비고
1	0.4	0.01	4.5	0.01	0.003	8.5	-	0.004	0.53	발명강 1
2	0.6	0.01	7.4	0.01	0.002	11	-	0.005	0.67	발명강 2
3	0.2	0.03	2.8	0.014	0.003	5.4	-	0.004	0.52	발명강 3
4	0.3	0.01	3.5	0.012	0.004	6.2	-	0.003	0.56	발명강 4
5	0.28	0.01	6.4	0.012	0.006	7.3	-	0.004	0.88	발명강 5
6	0.25	0.03	3.2	0.014	0.003	5.4	Nb 0.04, Cr 0.1	0.003	0.59	발명강 6
7	0.2	0.03	2.6	0.014	0.006	5.1	Ti 0.02, Mo 0.06	0.003	0.51	발명강 7
8	0.25	0.02	3.2	0.007	0.012	6.4	Ni 0.1, Zr 0.01, Ca 0.001	0.004	0.50	발명강 8
9	0.3	0.01	3.6	0.012	0.004	6.8	Cu 0.1, B 0.001	0.003	0.53	발명강 9
10	0.32	0.01	3.5	0.012	0.004	6.2	W 0.1, Sb 0.03	0.004	0.56	발명강 10
11	0.2	1.5	2.2	0.02	0.006	12	-	0.004	0.18	비교강 1
12	0.14	0.02	2.3	0.01	0.007	8.5	-	0.004	0.27	비교강 2
13	0.08	1.5	2.3	0.01	0.002	6.2	-	0.003	0.37	비교강 3
14	0.02	0.12	2	0.014	0.002	6.2	Nb 0.04	0.004	0.32	비교강 4
15	0.24	0.03	5.5	0.01	0.003	5	Nb 0.03	0.005	1.10	비교강 5

상기 각 발명강 및 비교강에 대하여 자기포화법을 이용하여 잔류 오스테나이트의 양을 측정하였으며, 리징 높이는 압연방향과 직각방향으로 컷오프 길이를 2.5mm로 하여 장파장의 조도의 높이 차이를 이용하여 평가하였다. 상기 발명강은 Mn/Al비가 0.4~1.0을 만족하며, 특히 발명강 6 내지 10은 Nb 등 미량의 함금원소를 추가적으로 첨가한 강이다. 반면, 비교강은 일부 성분 제한범위를 벗어나거나, Mn/Al비가 본 발명의 범위를 벗어난 강종이다.

상기 발명강 및 비교강들을 제조하기 위한 제조조건 및 각각의 조건으로 제조된 강판의 기계적 성질을 측정한 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

강종	재가열온도 (℃)	권취온도 (℃)	냉연율 (%)	소둔온도 (℃)	TS (MPa)	El (%)	잔류 오스테나이트 (%)	Crack	리징 (㎛)	비고
발명강 1	1100	500	73	800	898	31.1	8.2	미발생	1.1	발명예 1
발명강 2	1100	500	73	800	997	33.9	13.5	미발생	0.6	발명예 2
발명강 3	1100	500	73	800	661	31.4	1.6	미발생	4	발명예 3
발명강 4	1100	500	73	800	776	31.6	5.4	미발생	2.8	발명예 4
발명강 5	1100	500	73	800	787	29	6.9	미발생	3.2	발명예 5
발명강 6	1100	550	73	800	720	29.3	3.2	미발생	1.4	발명예 6
발명강 7	1100	550	73	800	657	30	2.7	미발생	2.6	발명예 7
발명강 8	1100	550	73	800	731	31	3.0	미발생	2.8	발명예 8
발명강 9	1100	550	73	800	768	30	5.9	미발생	1.7	발명예 9
발명강 10	1100	500	73	800	798	32.1	5.1	미발생	1.6	발명예 10
발명강 2	1250	700	33	800	967	27.8	8.8	미발생	16.4	비교예 1
비교강11	1100	540	73	800	882	18.4	0	발생	38	비교예 2
비교강 12	1100	500	73	800	646	29	0	발생	8	비교예 3
비교강 13	1100	700	73	800	677	27.2	0	미발생	40	비교예 4
비교강 14	1100	500	73	800	515	23.1	0	미발생	26	비교예 5
비교강 15	1100	500	73	800	928	19.7	0	발생	0.42	비교예 6

각 발명예들은 리징의 높이가 5㎛ 이내이면서 661~997MPa의 인장강도 및 29% 이상의 우수한 연신율을 나타내고 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 양도 발명예의 경우에서 높게 나타났다. 반면, 비교예들은 리징 높이가 지나치게 높으며, 인장강도와 연신율은 낮으며, Al 함량이 증가하면 열간크랙이 발생하는 문제점을 나타냈다.

특히 발명강 2를 사용한 비교예 1의 경우, 성분계가 본 발명의 범위에 만족함에도 불구하고 재가열 온도와 열연권취 온도가 높고 냉간압하율이 낮아 조대한 결정립을 미세화시키지 못함에 따라 강도가 저하되었으며, 리징이 크게 발생하였고, 리징에 의하여 강도가 낮음에도 불구하고 연신율이 낮은 결과를 나타냈다. 나아가 비교예 6은 탄소함량이 낮음에도 불구하고 가장 낮은 리징을 보였지만, Mn/Al비가 1을 초과하여 미세한 카파탄화물의 입계석출량이 급증하여 냉간압연 중에 에지부로 부터 미세크랙이 발달하는 결과를 나타냈다. 이는 입계석출 카파탄화물은 강도에 크게 기여하지 못하면서 연성을 저하시키고, 특히 냉간압연 중 크랙을 일으켜 Mn/Al비를 1.0 이하로 하는 것이 바람직함을 알 수 있다.

(실시예 2)

본 실시예에서는 Mn/Al비에 따른 리징높이의 관계를 검토하였으며, 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1을 참고하면, Mn/Al비가 0.4 이하로 낮은 강에서는 열간크랙의 발생이 심하며, 리징의 높이가 기하급수적으로 증가함을 알 수 있다. 비교강들의 Mn/Al비가 낮아 등축정율과 오스테나이트의 형성온도 및 생성량이 낮다. 동일한 조성의 발명강 2를 비교해 볼 때, 저온재가열하지 않으면, 리징발생을 피할수 없어 가공품의 표면이 거칠어지고, 국부적으로 단면수축이 이루어져 가공크랙이 발생한다는 것을 알 수 있다.

이를 보다 구체적으로 확인하기 위하여, 인장강도와 연신율이 유사한 발명예 3과 비교예 6으로 제작된 시편에 대해 구멍확장평가를 실시하여 성형에 미치는 리징의 영향을 확인하였다(도 2 참고). 발명예 3의 리징 높이는 발명강 중에서 리징 높이가 가장 높은 4㎛이며, 비교예 6은 리징 높이가 40㎛였다. 실제 5% 인장 후 시편의 굴곡을 측면 조명하에 촬영하여 각각의 사진 우측에 나타내었다. 그 결과, 일반적으로 연신율이 높을 경우 구멍확장능은 저하하는 것으로 알려져 있으나, 본 실시예에서는 오히려 연신율이 다소 높은 발명예 3(도 2(a))의 구멍 확장이 더 우수하게 나타났으며, 성형 후에도 표면이 균일하고 가공성도 우수함을 알 수 있다. 이것은 비교예 6(도 2(b))에서는 리징이 크게 발생하여 확장된 구멍에 미세한 크랙이 발생하여 동일한 수준의 가공을 할 수 없기 때문에 나타나는 결과로 판단된다.

도 1은 Mn/Al비에 따른 리징높이의 관계를 나타낸 그래프

도 2는 시편에 대해 구멍확장평가를 실시하여 성형에 미치는 리징의 영향을 확인한 사진

Claims

C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0이며,

조직 내에 잔류 오스테나이트를 1% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판은 600~1000MPa의 인장강도 및 7.2g/cm³ 이하의 비중을 갖는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판은 5% 인장 후 2.5mm의 컷오프 조건에서 리징 높이가 10㎛ 이하임을 특징으로 하는 저비중 고강도 강판.
C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0의 관계를 가지며,

조직 내에 잔류 오스테나이트를 1% 이상 포함하고,

강판 표면에 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg 및 Al-SI, Al-Mg-Si 중 1종의 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 도금 강판.
제5항에 있어서, 상기 강판은 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 강판은 600~1000MPa의 인장강도 및 7.2g/cm³ 이하의 비중을 갖는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 강판은 5% 인장 후 2.5mm의 컷오프 조건에서 리징 높이가 10㎛ 이하임을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판.
C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여,

1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계;

700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계: 및

600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 열연 강판의 제조방법.
제9항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이 루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 열연 강판의 제조방법.
C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여,

1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계;

700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계:

600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계;

40~90%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계; 및

재결정 온도~900℃에서 1~20℃/s의 가열속도로 10~180초간 소둔하는 소둔 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 냉연 강판의 제조방법.
제11항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으 로 하는 저비중 고강도 냉연 강판의 제조방법.
C:0.2~0.8%, Mn:2~10%, P:0.02% 이하, S:0.015% 이하, Al:3~15%, N:0.01% 이하를 포함하고, 상기 Mn 및 Al은 Mn/Al:0.4~1.0임을 특징으로 하는 강 슬라브에 대하여,

1000~1200℃ 범위로 가열하는 가열 단계;

700~850℃ 범위에서 마무리 압연하는 열간 압연 단계:

600℃ 이하에서 권취하는 권취 단계;

40~90%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계;

재결정 온도~900℃에서 1~20℃/s의 가열속도로 10~180초간 소둔하는 소둔 단계; 및

Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg 및 Al-SI, Al-Mg-Si 중 1종의 도금층을 편면당 10~200㎛의 두께로 포함하도록 강판을 도금하는 도금 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판의 제조방법.
제13항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Si:0.1~2.0%, Cr:0.1~0.3%, Mo:0.05~0.5%, Ni:0.1~2.0%, Cu:0.1~1.0%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.01~0.2%, Zr:0.005~0.2%, Nb:0.005~0.2%, W:0.1~1.0%, Sb:0.005~0.2% 및 Ca:0.001~0.2%로 이 루어진 그룹에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저비중 고강도 아연도금 강판의 제조방법.