KR20210077973A

KR20210077973A - 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20210077973A
Application number: KR1020190169539A
Authority: KR
Inventors: 한성호; 최용훈; 하유미; 김상현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2019-12-18
Filing date: 2019-12-18
Publication date: 2021-06-28
Also published as: KR102312511B1

Abstract

본 발명은 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 {COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BAKE HARDENABILITY AND ANTI-AGING PROPERTIES AT ROOM TEMPERATURE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 연비 향상을 위한 경량화 및 환경문제 등에 대한 적극적인 대응의 일환으로 강판 두께의 감소가 요구되고 있다.

아울러, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 수준 이상의 소부경화성(BH, Bake Hardenability)이 요구된다. 소부경화 현상은 프레스 중에 생성된 전위에 도장 소부 시 활성화된 고용 탄소 및 질소가 고착되어 항복강도가 증가하는 현상으로, 소부경화성이 우수한 강은 도장 소부 전 성형이 용이하며, 최종 제품에서 내덴트성이 향상되는 특성을 가짐으로써, 자동차 외판 판넬용 소재로는 매우 이상적이다.

더불어, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 이상의 기간 동안 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 내시효성이 요구된다.

일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판으로는 저탄소 P첨가 알루미늄 킬드(Al-Killed)강을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400~500℃ 온도 범위인 저온 권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 40~50MPa 정도의 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다. 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판으로만 제한되고 있다.

최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강 중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고, Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 증가하는 추세에 있다.

특허문헌 1의 경우 C: 0.0005~0.015% 및 S+N≤0.005%를 함유하는 Ti 및 Ti, Nb 복합첨가 극저탄소 냉연강판에 관한 것이고, 특허문헌 2의 경우 C: 0.010% 이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 40MPa 이상인 강의 제조방법에 대해 개시하고 있다. 이러한 방법은 Ti 및 Nb의 첨가량 혹은 소둔 시의 냉각속도를 제어함으로써 강 중 고용원소량을 적절히 하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것이다. 그러나 Ti 또는 Ti 및 Nb 복합첨가강의 경우 적정 소부경화량 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti, N 및 S의 엄격한 제어가 필요하게 되므로 원가상승의 문제가 발생한다. 또한 상기 문헌에서 Nb 첨가강의 경우 고온 소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승이 예상된다.

한편, 새로운 합금원소의 첨가를 이용하는 특허문헌 3에서는 Sn을 첨가함으로써 BH성의 상승을, 특허문헌 4에서는 V을 Nb와 복합 첨가함으로써 결정립계의 응력집중 완화를 통한 연성개선효과를 개시하고 있다. 특허문헌 5에서는 Zr에 의한 성형성 개선효과를, 특허문헌 6에서는 Cr 첨가에 의한 고강도화 및 가공경화지수의 열화를 최소화시킴으로써 성형성을 도모하고 있다.

그러나 상기 문헌들은 단순히 소부경화성의 개선 또는 성형성을 개선하는 데만 주목하고 있으며, 소부경화성의 상승에 따른 내시효성의 열화문제에 대해서는 아무런 언급이 없어 이에 대한 대책의 수립이 절실하다.

일본 공개특허공보 (소)61-026757호 일본 공개특허공보 (소)57-089437호 일본 공개특허공보 제1994-306531호 일본 공개특허공보 제1997-249936호 일본 공개특허공보 제1994-183184호 일본 공개특허공보 제1995-278654호

본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0020~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1에서 정의되는 Ra가 1.2~5.0이며, 관계식 2에서 정의되는 Rb가 3~7인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}

(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),

C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),

B(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 B량(ppm),

C(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 C량(ppm)을 의미한다.)

[관계식 2]

Rb = B/C (atomic ratio)

(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)

상기 냉연강판의 미세조직은 페라이트 단상조직일 수 있다.

상기 냉연강판의 소부경화(lower-BH) 값은 30MPa 이상이며, 시효지수(AI)는 0.2% 이하일 수 있다.

상기 냉연강판은 표면에 용융 아연계 도금층을 포함할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0020~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1에서 정의되는 Ra가 1.2~5.0이며, 관계식 2가 3~7인 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 냉각 및 권취하는 단계; 상기 냉각된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계; 및 상기 연속소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계를 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}

(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),

C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),

[관계식 2]

Rb = B/C (atomic ratio)

(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)

상기 재가열 온도는 1160~1250℃이고, 상기 열간압연 온도는 850~980℃이고, 상기 냉각 및 권취는 500~750℃ 범위의 온도까지 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 냉각한 후 권취하는 것이고, 상기 냉간압연 시 압하율은 70~90%이고, 상기 연속소둔 시 소둔온도는 750~860℃일 수 있다.

상기 냉연강판을 440~500℃ 범위의 온도인 아연계 용융 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계를 더 포함할 수 있다.

상기 용융 아연계 도금강판을 500~540℃의 범위의 온도로 합금화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.

상기 용융 아연계 도금강판을 압하율 0.5~2.0%로 조질압연하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다. 보다 상세하게는 본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 자동차 외판 판넬용 소재로 적용될 수 있다.

도 1은 강 내부에 존재하는 고용탄소와 고용보론의 분포를 APT(Atom Probe Tomography)를 활용하여 관찰한 결과로, (a)는 고용탄소의 사진이며, (b)는 고용보론의 사진이다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.

본 발명은 강 중 강력한 탄질화물 형성원소인 Nb을 첨가하여 열연단계에서 C를 일정 범위 내로 제거하고, B을 첨가하여 소둔 결정립계에 편석되도록 한다. 이로 인해 상온에서는 고용보론이 결정립 내로 이동 하는 것을 최소화하여 상온 내시효성을 확보할 수 있고, 고온 소부온도(170℃)에서는 고용보론을 결정립 내로 쉽게 확산시켜 소부경화성을 확보 할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0020~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외)

탄소(C)는 침입형 고용원소로써 냉연 및 소둔 과정에서 강판 내부에 고용되어 조질압연에 의해 형성된 전위와 상호 작용(Locking)하여 소부경화능을 발휘하기 때문에 기본적으로 탄소(C) 함량이 높을수록 소부경화능은 향상된다. 다만, 너무 많은 고용탄소가 재료 내에 존재하게 되면 부품 성형 시 표면에 오렌지필(Orange Peel)이라는 결함을 야기하며, 그에 따라 시효불량을 초래할 수 있다. 탄소(C)의 함량이 0.005%를 초과하면 성형성 측면에서 불리하고, 상온 내시효성도 크게 열위되어 부품 적용에 한계가 있다. 탄소(C)의 하한 값은 크게 한정하지는 않으나 제조 공정상 가능한 범위가 바람직하므로 0%는 제외될 수 있다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.005% 이하(0%는 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.0005~0.003%일 수 있다.

망간(Mn): 0.1~1.0%

망간(Mn)은 고용강화 원소로, 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강 중 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만일 경우, MnS를 효과적으로 석출시키지 못하여 드로잉성이 저하될 수 있다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과할 경우, 항복강도가 증가되긴 하지만, 망간(Mn) 함량이 과잉으로 고용되어 이 역시 드로잉성 저하 문제가 발생한다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.1~1.0%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.15~0.9%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.3% 이하(0%는 제외)

실리콘(Si)은 고용강화에 의해 강의 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지 않으며, 실리콘(Si)을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 포함되는 범위를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 실리콘(Si)의 함량이 0.3%를 초과할 경우, 도금 표면 특성이 열위해지는 문제가 발생한다.

따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.3% 이하(0%는 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.005~0.1%일 수 있다.

인(P): 0.01~0.08%

인(P)은 고용 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서 강의 강도를 확보하는데 가장 효과적인 원소이다. 특히 인(P)은 결정립계에 쉽게 편석되어 소둔 시 결정립 성장을 저해하여 결정립이 미세화됨에 따라 상온 내시효성 향상에 유리하다. 인(P)의 함량이 0.01% 미만일 경우, 본 발명에서 목표하는 강도 확보가 불가능한 반면, 그 함량이 0.08%를 초과할 경우, 과량의 고용인(P)이 입계에 편석되어, 본 발명에서 요구하는 B 및 C의 입계 편석 기회를 상실하여 본 발명에서 목표하는 상온 내시효성을 확보할 수 없다. 또한, 인(P)의 입계편석이 증가함에 따라 2차 가공취성의 문제가 발생할 수 있다.

따라서, 인(P)의 함량은 0.01~0.08%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.015~0.075%일 수 있다.

황(S): 0.01% 이하(0%는 제외)

황(S)은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 강 중 황(S)은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 바, 그 함량을 0.01% 이하로 제한한다.

따라서, 황(S)의 함량은 0.01% 이하(0%는 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.001~0.007%일 수 있다.

질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)

질소(N)는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 발생하는 바, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 제한한다.

따라서, 질소(N)의 함량은 0.01% 이하(0%는 제외)일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.005% 이하일 수 있다.

산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%

산가용 알루미늄(sol.Al)은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로, 산가용 알루미늄(sol.Al)의 함량이 0.01% 미만일 경우, 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed)강을 제조할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우, 결정립 미세화 효과로 인해 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업 시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐 아니라, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하는 문제가 있다.

따라서, 산가용 알루미늄(sol.Al)의 함량은 0.01~0.06%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.015~0.055%일 수 있다.

니오븀(Nb): 0.003~0.015%

니오븀(Nb)은 열간압연 중 탄소와 결합하여 NbC를 석출시킴으로써 고용탄소를 감소시켜 소부경화능 및 내시효성에 영향을 미친다. NbC로 석출되는 강 중 C 함량이 증가할수록 고용되는 C 함량이 낮아져 내시효특성 측면에서는 유리할 지라도 소부경화성은 감소하게 된다. 본 발명에 의하면 입계에 편석된 B 함량뿐만 아니라 C 함량 제어도 매우 중요하다. 적절한 수준의 고용탄소의 제어는 상온 내시효성 확보를 전제로 우수한 소부경화성을 얻을 수 있으며, 이러한 고용 탄소를 제어하는 중요한 원소가 니오븀(Nb)이다.

니오븀(Nb)의 함량이 0.003% 미만일 경우, NbC로 석출되는 C가 거의 없어 강 중 C는 대부분 고용탄소로 잔존되기 때문에 소부경화성에는 유리하지만 상온 내시효성은 열위해지는 문제가 발생하여 부품 적용에 한계가 있다. 반면, 그 함량이 0.015%를 초과하는 경우, 강 중 C는 대부분 NbC로 석출하여 고용탄소 함량이 절대적으로 부족하여 상온 내시효성은 유리할지라도 본 발명에서 목표로 하는 소부경화성(lower BH) 값을 확보할 수 없다.

따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.003~0.015%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.004~0.011%일 수 있다.

보론(B): 0.002~0.0045%

보론(B)은 본 발명에서 매우 중요한 역할을 한다. 본래 보론(B)은 P 성분을 다량 함유한 극저탄소강에서 입계취화에 의한 2차 가공 취성을 방지하기 위해 첨가되는 원소이다. 통상적으로 보론(B)은 기타 다른 원소 대비 입계 편석 경향이 높아 보론(B) 첨가에 의해 입계에 P 편석을 억제시켜 2차 가공 취성을 방지하는 역할을 한다. 하지만, 본 발명에서는 이러한 보론(B)의 입계 편석 특성을 이용하여 상온 내시효성이 우수한 소부경화강의 수 많은 실험을 하였으며, 그 결과를 바탕으로 본 발명을 도출하기에 이르렀다.

소둔 중에 보론(B)을 입계에 편석시켜 상온에서 안정화시키면 낮은 시효평가온도(약 100℃)에서는 대부분 보론(B)이 입계에 그대로 잔존하여 입내로의 확산이 억제되어 상온 내시효성을 확보할 수 있다. 시효성과 소부경화성은 유사한 메커니즘으로 고용원소(C, B 등)와 전위(Dislocation)와의 상호작용(locking)에 의해 발생되는 기구로, 상호작용이 증가할수록 시효성과 소부경화성은 동시에 증가한다. 외판재로 사용되는 소부경화강은 소부경화성은 높을수록, 시효성은 낮을수록, 즉 내시효성이 우수할수록 유리하기 때문에 적정 수준의 합금성분을 제어하여 상기 두 인자를 동시에 만족되는 범위에서 관리하는 것이 중요하다. 본 발명에서는 보론(B)을 첨가하여 입계에 편석시켜 상온에서는 보론(B)이 전위와의 상호작용(locking)을 억제하여 내시효성을 확보하고, 고온에서는 보론(B)이 전위와의 상호작용을 증가시켜 소부경화성을 확보할 수 있도록 제어하는 것이 핵심이다.

보론(B)의 함량이 0.002% 미만의 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 소부경화성을 확보할 수 없으며, 그 함량이 0.0045%를 초과하는 경우에는 소부경화성은 증가하더라도 상온 내시효성의 열위를 수반할 뿐만 아니라, 도금강판의 도금층 박리의 발생 우려가 있다.

따라서, 보론(B)의 함량은 0.002~0.0045%일 수 있다.

본 발명의 강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

관계식 1

본 발명의 강판은 관계식 1에서 정의되는 Ra가 1.2~5.0인 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 상온 내시효성과 소부경화성(BH, Bake Hardenability)을 동시에 확보하기 위해 입계 및 입내의 평균 고용 B와 고용 C의 함량을 제어하기 위한 것이다.

[관계식 1]

Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}

(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),

C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),

본 발명자의 연구결과에 의하면, 고용탄소 또는 고용질소 외에 고용보론도 BH성과 상온 내시효성에 영향을 미치고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이중 고용질소는 확산속도가 매우 빨라 내시효성과 더불어 연성의 열화에 매우 치명적이므로 Al 또는 Ti 등을 활용하여 강 중 고용질소를 완전히 제거할 필요가 있다. 따라서 대부분의 연구자들은 탄소를 활용하여 BH성과 내시효성을 동시에 확보하고자 한다. 탄소 또한 강 중에 적절한 함량으로 제어하기 위해 Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소를 첨가하게 되며, 본 발명에서도 Nb를 0.003~0.015%로 첨가하여 강 중 고용탄소를 제어하고자 하였다. 그러나 실제 제강단계에서는 원하는 수준으로의 탄소의 정밀제어가 매우 어렵기 때문에 미세한 탄소함량의 변화에 의해 Nb/C가 변하게 되고, 이로 인해 강종 고용탄소 변화에 따른 BH성의 편차가 발생하게 된다. 즉, 탄소가 0.001% 이하로 매우 낮고 Nb가 0.01% 이상으로 첨가되면 Nb/C(atomic ratio)가 1 이상이 되어 강 중 고용탄소가 전혀 없게 되어 BH성이 얻어지지 않게 된다. 그러나 탄소함량이 0.005% 정도로 매우 높고 Nb함량이 0.005%이면 Nb/C 비가 0.013 수준이 되어 탄소 0.005% 첨가량 중 약 87%의 탄소가 고용상태로 존재하게 된다. 이는 과도한 BH값의 증가 및 내시효성의 치명적인 열화를 초래하게 된다. 따라서 Nb와 C 함량의 제어만으로는 BH성과 내시효성을 동시에 제어하는 것이 매우 어려운 것을 확인할 수 있다.

따라서 본 발명자는 상술한 문제를 해결하기 위해 고용탄소 함량을 엄격하게 제어하고 고용보론을 BH성에 활용하고자 하였다. 즉 고용탄소는 첨가되는 C와 Nb에 무관하게 BH성에 큰 영향을 미치지 않는 수준으로 관리하고, B을 일정량 이상 첨가함으로써 고용보론에 의한 BH성을 도모하고자 하였다. 본 발명자의 결과에 의하면 고용보론이 입계에 존재함으로써 BH성에 영향을 미치고 있음을 확인하였다.

도 1은 강 내부에 존재하는 고용탄소와 고용보론의 분포를 APT(Atom Probe Tomography)를 활용하여 관찰한 결과로, (a)는 고용탄소의 사진이며, (b)는 고용보론의 사진이다. 도 1은 입계를 기준으로 거리에 따른 고용원소의 분포를 나타내고 있으며, (b)의 경우, 대부분의 고용보론이 입계에 존재하고 있음을 확인할 수 있다.

BH성은 입내와 입계 고용원소의 영향을 동시에 받고 있어, 입계에 존재하는 고용탄소 외에 고용보론이 BH성 증가에 영향을 주게 된다. 그러나, 내시효성은 입내의 고용원소가 매우 큰 영향을 미치고 있다. 다시 말해, B이 상온 또는 저온에서는 입계에 편석하여 유지하려는 경향이 매우 높기 때문에 입내에 존재하는 전위와의 상호작용(locking)을 피할 수 있어 시효문제가 발생하지 않는다. 하지만 고온에서는 즉, 소부온도(약 170℃)에서는 B 확산의 활성화 에너지가 높아져 쉽게 결정립 내로 확산 이동하여 전위와의 상호작용이 증가하여 우수한 소부경화성을 나타낸다.

따라서, 고용원소가 BH성과 상온 내시효성을 동시에 확보하기 위해 입내보다 가능한 입계에 존재하여야 하고, 관계식 1에 따라, 입계에 존재하는 평균 고용탄소 및 고용보론이 입내에 존재하는 평균 고용탄소 및 고용보론의 비(Ra) 값이 1.2~5.0 범위에 존재하여야 한다. Ra가 1.2 미만의 경우 입계와 입내의 평균 고용보론 및 고용탄소가 거의 유사하게 되어 입내 고용탄소량 증가에 의한 내시효성 열화가 예상된다. 반면, 5.0을 초과하는 경우 거의 모든 고용탄소와 고용보론이 입계에 존재하게 되어 내시효성은 증가하지만 입계의 안정적인 사이트 효과로 인해 본 발명에서 목표로 하는 BH 값을 확보하지 못하는 문제가 발생하게 된다.

한편, 고용탄소와 고용보론이 관계식 1의 관계에 의해 제어된다 할지라도, 첨가되는 C와 B의 제어량 또한 매우 중요하다. C는 제강단계에서 제어가 매우 어렵고 소량의 Nb에 의해서도 고용탄소의 변화가 크기 때문에 가능한 낮게 관리할 필요가 있다. 본 발명에서는 관계식 2에서 정의되는 Rb가 3~7을 만족하도록 C와 B의 함량을 제어함으로써 안정적인 BH성과 내시효성을 확보할 수 있었다.

[관계식 2]

Rb = B/C (atomic ratio)

(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)

관계식 2에서 B/C의 비(Rb) 값이 3 미만일 경우, 고용보론 외에 고용탄소량이 증가하게 되어 Nb 함량에 따른 고용탄소량의 변화가 매우 크게 된다. 이는 안정적인 BH성과 내시효성을 확보하지 못하는 결과를 초래한다. 반면, 7을 초과하는 경우 강 중 고용보론량이 증가하게 되고, 대부분의 고용보론이 입계에 편석하게 되어, 과도한 B 첨가에 따른 재질열화, 특히 연성의 열화가 발생한다. 또한, 용융도금강판 제조 시 소지철과 도금층 사이에 B계 산화물이 과다 존재하여 도금 박리의 문제가 발생할 수 있다.

상술한 합금조성 및 후술할 제조방법을 만족하는 본 발명의 강판은 페라이트 단상조직을 미세조직으로 구비한다.

이하에서는, 본 발명의 강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각압연, 연속소둔 및 냉각을 통해 제조할 수 있다.

재가열

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1160~1250℃ 범위의 온도에서 재가열한다. 재가열 온도가 1160℃ 미만이면 슬라브 개재물 등이 충분히 재용해되지 않아 열간압연 이후 재질편차 발생 및 표면결함의 원인이 될 수 있다. 다만, 그 온도가 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상립성장에 의하여 강도가 저하될 수 있다.

열간압연

재가열된 슬라브를 850~980℃ 범위의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻을 수 있다. 열간압연 개시 온도가 980℃를 초과하면 열연강판의 온도가 과도하게 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다. 다만, 열간압연 종료 온도가 850℃ 미만이면 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하며, 고항복비가 얻어져 냉간압연성 및 전단가공성이 열위해진다.

냉각 및 권취

열간압연된 강판을 500~750℃ 범위의 온도까지 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 냉각한 후 권취할 수 있다. 권취온도가 500℃ 미만일 경우, 과도하게 낮은 권취온도로 인해 강판 형상이 열위해지며 미세한 결정립 형성으로 연성이 열위해질 수 있다. 반면, 그 온도가 750℃를 초과하는 경우, 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 조대한 탄화물과 질화물이 형성되어 강의 재질이 열위해진다.

냉각 시 평균 냉각속도가 10℃/s 미만일 경우, 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해지는 반면, 70℃/s를 초과하면 강판 뒤틀림 현상이 발생할 뿐만 아니라 판의 두께방향으로의 미세조직도 불균일하게 되어 강의 전단가공성이 열위해진다.

냉간압연

열연강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻을 수 있다. 냉간 압하율이 70% 미만일 경우, 목표 두께 확보가 어려울 수 있으며, 강판의 형상 교정이 어려울 수 있다. 반면, 냉간 압하율이 90%를 초과할 경우 강판의 엣지(edge)부에서 크랙이 발생할 수 있으며, 냉간 압연 부하가 야기될 수 있다.

이 때, 주로 5~6개 스텐드로 구성되는 압연기를 이용하여 압연하는데 있어서, 최초 스텐드 압하율이 20~40%로 설정하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 최초 스텐드 압하율이 20% 미만일 경우, 낮은 압하율로 인해 열연강판의 형상 제어에 한계가 있고, 40%를 초과하는 경우, 초기 스텐드 압하율 증가로 인한 설비 부하가 있기 때문에 초기 스텐드 압하율은 20~40%인 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 초기 스텐드 압하율은 25~35%일 수 있다.

연속소둔

냉간압연된 강판을 770~860℃ 범위의 온도에서 연속소둔할 수 있다. 소둔 온도가 770℃ 미만인 경우, 재결정이 충분히 완료되지 못하여 혼립조직이 발생할 수 있고, 소둔 온도가 860℃를 초과하는 경우, 고온 소둔에 의한 현장 설비 트러블 발생 소지가 매우 높아지고 결정립이 조대해져 본 발명에서 목표로 하는 특성을 확보할 수 없다.

연속소둔 시 로내 수소 농도는 통상의 조건으로 3~30% 범위로 유지될 수 있다.

연속소둔 후 냉각

연속소둔 후 냉각은 통상의 작업조건으로 수행할 수 있으며, 본 발명에서는 연속소둔된 냉연강판을 630~670℃ 범위의 온도까지 2~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, 1차 냉각된 냉연강판을 440~500℃ 범위의 온도까지 4~20℃/s의 냉각속도로 2차 냉각할 수 있다.

필요에 따라 본 발명의 냉연강판을 용융 도금하여 용융 아연계 도금강판을 제조할 수 있다.

도금욕 침지

2차 냉각된 냉연강판을 440~500℃ 범위의 온도인 용융 아연계 도금욕에 침지할 수 있다. 용융아연도금강판(GI) 제조 시, 도금은 통상적인 조건인 440~500℃ 온도 범위에서 실시할 수 있다.

합금화 열처리

필요에 따라, 합금화 용융도금강판(GA)을 제조할 경우, 통상적으로 500~540℃ 범위의 온도에서 합금화 열처리할 수 있다.

조질압연

용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 0.5~2.0%의 압하율로 조질압연할 수 있다. 조질압연함으로써 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여, 소부경화성을 향상시킬 수 있다. 압하율이 0.5% 미만인 경우, 충분한 전위가 형성되지 않으며, 판 형상 측면에서 불리하며 도금 표면결함이 발생할 우려가 있다. 반면, 압하율이 2.0%를 초과하는 경우, 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 파단 발생 등의 부작용이 발생될 수 있다.

이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 항복강도가 180MPa 이상이고, 상온 내시효성을 평가하는 AI (Aging Index, 100℃, 1시간 유지 후 항복점 연신율(YPel))지수가 0.2% 이하이며, 소부경화성을 평가하는 Lower BH (Baking Hardening)값이 30MPa 이상으로, 소부경화성을 가지면서 상온 내시효성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강재를 제조하였다. 표 1의 강재를 생산하는 조업조건은 통상의 냉연강판을 제조하는 공정을 활용하였다. 즉 슬라브 재가열 온도는 약 1200℃로, 압연 개시온도는 980℃ 이하로, 마무리 압연 온도는 Ar3 온도 이상인 920℃로, 냉각 종료 온도 및 권취온도는 620℃로 시행하였으며, 염산을 이용하여 열연강판 산세 후 75%의 냉간압하율로 냉간압연하였다. 냉간압연이 완료된 강재는 소둔온도 790℃의 조건에서 소둔 후 통상의 조건으로 냉각하였다. 용융아연 도금강판의 제조를 위한 GI 용융도금 온도는 470℃ 내외에서 작업하였다. 용융도금이 완료된 도금강판에 대해서는 1.5%의 조질압연율을 부여하였다.

하기 표 2는 표 1의 성분에 대해 상기의 작업조건에서 제조된 강재의 기계적 성질을 나타낸 것이다. 조질압연이 완료된 강재는 ASTM규격을 이용하여 L 방향(길이방향)으로 인장시험을 실시하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, BH성 및 시효평가지수(Aging Index)는 동일 ASTM 규격용 소재를 이용하여 C 방향(압연 방향의 직각방향)으로 조사하였다. 소부경화성(lower BH)은 170℃, 20분의 소부 조건에서 측정하며, 2% pre-strain 후의 항복 강도 차이로 평가하였다. 내시효성(AI)은 100℃에서 60분 열처리 후 인장시험 시 항복점에서의 연신율(YP-EL)로 측정하였다. 한편, 표 1의 관계식 2에 나타난 고용탄소와 고용보론의 비는 강판의 1/4t지점에서 APT(Atom Probe Tomography)을 활용하여 입계와 입내에 존재하는 고용원소를 원자단위로 관찰하여 측정한 결과이다.

강종	합금조성(중량%)									Rb (관계식 2)	Nb/C
강종	C	Mn	Si	P	S	N	sol.Al	Nb	B	Rb (관계식 2)	Nb/C
A	0.0011	0.41	0.06	0.032	0.006	0.003	0.021	0.0078	0.004	4.36	0.92
B	0.0012	0.35	0.05	0.041	0.005	0.003	0.034	0.0081	0.004	4.00	0.87
C	0.001	0.82	0.05	0.016	0.004	0.002	0.045	0.0065	0.004	4.80	0.84
D	0.0007	0.25	0.06	0.035	0.004	0.003	0.043	0.0052	0.004	6.86	0.96
E	0.0017	0.18	0.04	0.071	0.006	0.004	0.052	0.0008	0.0044	3.11	0.61
F	0.001	0.51	0.05	0.05	0.004	0.004	0.037	0.007	0.0035	4.20	0.90
G	0.0007	0.43	0.02	0.025	0.002	0.003	0.033	0.005	0.0025	4.29	0.92
H	0.0015	0.61	0.06	0.062	0.004	0.002	0.035	0.035	0.003	2.40	3.01
I	0.004	0.58	0.07	0.064	0.007	0.004	0.045	0	0.004	1.20	0
J	0.0035	0.55	0.04	0.04	0.005	0.007	0.046	0.007	0.0025	0.86	0.26
K	0.0017	0.47	0.05	0.055	0.003	0.005	0.056	0.005	0	0.00	0.38
L	0.001	0.44	0.03	0.048	0.004	0.004	0.048	0.005	0.007	8.40	0.65
M	0.004	0.45	0.04	0.035	0.005	0.005	0.046	0.005	0.003	0.90	0.16
N	0.0029	0.55	0.02	0.049	0.006	0.006	0.055	0.01	0.0044	1.82	0.44
O	0.0015	0.25	0.04	0.055	0.005	0.003	0.046	0.013	0.0031	2.48	1.12
P	0.0038	0.59	0.02	0.033	0.005	0.003	0.051	0.005	0.0044	1.39	0.17

[관계식 2]

Rb = B/C (atomic ratio)

(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)

강종	YS(MPa)	TS(MPa)	El(%)	Lower BH(MPa)	AI(%)	Ra (관계식 1)	구분
A	221	345	39	30.5	0	3.2	발명강1
B	216	355	38	39.1	0	3.5	발명강2
C	245	369	37	35.2	0	2.8	발명강3
D	225	354	40	35.3	0	1.6	발명강4
E	217	348	41	30.8	0	4.3	발명강5
F	231	364	38	33.5	0	2.9	발명강6
G	236	358	38	31.5	0	2.2	발명강7
H	215	355	38	15.1	0	5.5	비교강1
I	267	379	34	40.1	1.3	1.2	비교강2
J	225	364	33	55.9	1.5	7.5	비교강3
K	245	358	32	60.5	0.6	0.7	비교강4
L	281	299	27	21.1	0	4.9	비교강5
M	243	359	32	60.1	1.9	8.3	비교강6
N	259	369	34	42.3	1.1	5.5	비교강7
O	222	365	40	8.1	0	6.3	비교강8
P	266	357	33	61.6	1.2	5.4	비교강9

[관계식 1]

Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}

(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),

C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),

표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 발명강 1 내지 7은 항복강도가 216~245MPa, 인장강도 345~369MPa, 연신율 37~41%의 우수한 재질을 보였다. 또한 소부경화성 lower BH 값이 30.5~39.1MPa이면서 동시에 내시효성 AI (100℃, 1hr 유지 후 YPel)이 0으로, 본 발명에서 추구하는 lower BH값이 30MPa이상이면서 시효지수가 0.2이하인 상온 내시효성이 우수한 소부경화형 용융도금강판을 제조할 수 있음을 확인할 수 있었다.

비교강 1의 경우 C: 0.0015%, B: 0.003% 및 Nb: 0.035% 첨가된 강재로서 Nb/C가 3.01로 강 중 고용탄소는 전혀 존재하지 않으며, B/C(atomic ratio)가 2.4로서 본 발명의 제시 범위인 3~7을 벗어난다. 강 중 고용탄소가 전혀 없으며, 고용보론이 입계에 대부분 존재하게 되어 내시효성은 우수하지만 BH 값이 15.1MPa로 낮게 측정되었다. 입내 고용원소 없이 입계 고용보론만으로는 입계의 안정 사이트 특징으로 인해 충분한 BH성 확보가 어려웠다.

비교강 2의 경우 강 중 Nb가 전혀 첨가되지 않아 첨가된 모든 C가 고용상태로 존재하게 된다. 또한 B/C가 본 발명에서 제안한 범위를 벗어난 1.2로서 입계와 입내의 고용원소비가 거의 유사하므로 AI가 1.3%로 내시효성이 열화되었다.

비교강 3의 경우 본 발명의 합금조성을 만족하지만 B/C가 0.86으로 본 발명의 조건을 벗어나며, Nb/C가 0.25로 첨가된 C: 0.0035%의 약 75%가 고용원소로 존재하게 된다. 이로 인해 AI가 1.5%로 내시효성 열화를 초래하였다.

비교강 4의 경우 B가 전혀 첨가되지 않아 B/C가 0으로서 고용탄소만을 이용하여 BH성과 AI가 나타나게 된다. 이로 인해 AI가 0.6%로 내시효성 열화를 초래하였다.

비교강 5의 경우 B: 0.007%로 본 발명의 B 첨가범위를 벗어나, B/C가 8.4로 매우 높았다. 이로 인해, 대부분의 고용원소가 입계에 존재하고 있으며, B 함량이 높아 낮은 BH 값을 초래하였다. 또한, 항복강도가 높고 연신율이 열화하는 문제가 발생하였다.

비교강 6의 경우 본 발명의 합금조성을 만족하지만 B/C가 0.90으로 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어나며, Nb/C가 0.16으로서 첨가된 C: 0.004%의 약 84%인 33ppm의 탄소가 고용원소로 존재하게 된다. 이로 인해 연신율 감소와 더불어 AI가 1.9%로 내시효성 열화를 초래하였다.

비교강 7의 경우 본 발명의 합금조성을 만족하지만 B/C가 1.82로 첨가된 B 양에 비해 C 양이 높아 B/C의 범위를 벗어났다. 또한, Nb/C가 0.44로 16ppm의 탄소가 고용원소로 존재하여 AI가 1.1%로 내시효성 열화를 초래하였다.

비교강 8의 경우 B/C가 2.48로 본 발명의 범위를 벗어났으며, Nb 함량이 본 발명의 범위에 포함되지만 C와의 비율이 맞지 않아 Nb/C가 1.12로 강 중 고용탄소가 존재하지 않게 된다. 이는 시효열화는 초래하지 않았지만 B/C의 열화를 초래하여 BH 값이 8.1MPa로 매우 낮았다.

비교강 9의 경우 본 발명의 합금조성을 만족하지만 B/C가 1.39로 낮으며, 높은 C 함량으로 인해 Nb/C가 0.17로 낮아 약 31ppm의 C가 고용원소로 존재하게 된다. 이로 인해 BH 값은 증가하지만 AI가 1.2%로 내시효성 열화를 초래하였다.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0020~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
관계식 1에서 정의되는 Ra가 1.2~5.0이며,
관계식 2에서 정의되는 Rb가 3~7인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.

[관계식 1]
Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}
(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),
C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),
B(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 B량(ppm),
C(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 C량(ppm)을 의미한다.)

[관계식 2]
Rb = B/C (atomic ratio)
(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)
제1항에 있어서,
상기 냉연강판의 미세조직은 페라이트 단상조직인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
제1항에 있어서,
상기 냉연강판의 소부경화(lower-BH) 값은 30MPa 이상이며, 시효지수(AI)는 0.2% 이하인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
제1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면에 용융 아연계 도금층을 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0020~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1에서 정의되는 Ra가 1.2~5.0이며, 관계식 2에서 정의되는 Rb가 3~7인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각 및 권취하는 단계;
상기 냉각된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계; 및
상기 연속소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계를 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.

[관계식 1]
Ra = {B(GB) + C(GB)}/{B(I) + C(I)}
(여기서, B(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 B량(ppm),
C(GB): 입계에 존재하는 평균 고용 C량(ppm),
B(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 B량(ppm),
C(I): 입계로부터 입내측으로 0.2~2.5㎛ 범위에 있는 평균 고용 C량(ppm)을 의미한다.)

[관계식 2]
Rb = B/C (atomic ratio)
(여기서, B 및 C의 함량 단위는 원자%이다.)
제5항에 있어서,
상기 재가열 온도는 1160~1250℃이고,
상기 열간압연 온도는 850~980℃이고,
상기 냉각 및 권취는 500~750℃ 범위의 온도까지 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 냉각한 후 권취하는 것이고,
상기 냉간압연 시 압하율은 70~90%이고,
상기 연속소둔 시 소둔온도는 750~860℃인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 냉연강판을 440~500℃ 범위의 온도인 아연계 용융 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금강판을 500~540℃의 범위의 온도로 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금강판을 압하율 0.5~2.0%로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.