KR20220040594A - 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 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 판넬용으로 매우 이상적인 소재이다.
더불어, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 기간 이상의 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 내시효성이 요구된다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판은 저탄소, P 첨가 알루미늄 킬드(Al-Killed)강을 단순히 저온에서 권취(열연 권취온도가 400~500℃ 온도 범위인 저온 권취)한 후 상소둔법을 적용하여 소부경화량이 약 40~50MPa 정도의 강을 제조하는 방법이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다. 한편, 연속소둔법에 의한 P 첨가 알루미늄 킬드(Al-Killed)강의 경우, 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면, 급속가열 및 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판으로만 그 용도가 제한되고 있는 실정이다.
최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 적정 고용원소량의 제어가 가능하고, Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 알루미늄 킬드(Al-Killed) 강판의 사용으로, 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 증가하는 추세이다.
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 C의 함량이 0.010% 이하인, Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 40MPa 이상인 강을 제조하는 방법에 대해 개시하고 있다. 이러한 방법은 Ti 및 Nb의 첨가량 혹은 소둔 시의 냉각속도를 제어함으로써 강 중 고용원소량을 적절히 조절하여 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 발생할 수 있다. 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 소부경화성의 상승을, 특허문헌 4에서는 V을 Nb와 복합 첨가함으로써 결정립계의 응력집중 완화를 통한 연성개선효과를 개시하고 있다. 특허문헌 5에서는 Zr에 의한 성형성 개선효과를, 특허문헌 6에서는 Cr을 첨가하여 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.
본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 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, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3%이하, 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0015~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1~2.5이고,
99면적% 이상의 페라이트를 미세조직으로 포함하고, 상기 페라이트 평균입경은 5~10㎛이며,
표면에서부터 1/10t(여기서, t는 강판 두께를 의미함)까지 영역의 평균 전위밀도가 5×1014~1×1016/m2이고, 두께 전체의 평균 전위밀도가 5×1012/m2 이상인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
상기 강판의 항복강도가 210~270MPa이고, 인장강도가 340MPa 이상이고, 연신율이 35% 이상일 수 있다.
상기 강판의 소부경화량(Lower BH, 170℃, 20분 열처리 후 인장시험)은 30MPa 이상이고, 시효지수(AI, 100℃, 60분 열처리 후 인장시험)는 0.2% 이하이고, 100℃에서 1시간 열처리 후, 상기 열처리 전에 대한 BH 감소량이 10MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 냉연강판; 및
상기 냉연강판의 적어도 일 측면에 형성된 도금층 또는 합금화도금층을 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3%이하, 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0015~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1~2.5인 강 슬라브를 1160~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~980℃의 온도범위로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 500~750℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 냉각한 후 권취하는 단계;
상기 냉각된 강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 750~860℃의 온도범위로 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔된 강판을 1.0~2.0%의 압하율로 조질압연하되, 선하중(A)을 1×106~5×108N/m2으로, 장력(B)를 1×105~2×106N/m2로 제어하며, 선하중(A)과 장력(B)의 비(A/B)가 50~150인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 냉연강판을 상기 연속소둔 후 440~500℃ 범위의 온도인 용융 도금욕에 침지하는 단계; 및
선택적으로 상기 용융 도금된 강판을 500~540℃의 범위의 온도로 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 도금강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 소부경화성을 구비하면서 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따르면, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용될 수 있는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
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 발명에서는 상온에서 내시효성을 구비하고 소부(통상 170℃, 20분)온도에서 30MPa 이상의 소부경화성을 가지는 강판을 제조하기 위하여, 합금조성 및 공정조건을 최적화하였다. 특히, 본 발명자는 B 및 N의 첨가량을 적절히 제어함으로써 상온 내시효성 및 소부경화성을 동시에 확보할 수 있음을 확인하였으며, 상온 내시효성 및 도장 베이킹 후의 시효특성에 대하여 전위밀도가 큰 영향을 미치는 것을 확인하였다. 이에, 조질압연 시 조건을 최적화하여 강판 전체의 평균 전위밀도 및 표층의 평균 전위밀도를 제어함으로써 내시효성을 확보할 수 있음을 확인하여, 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, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3%이하, 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0015~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.005% 이하
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, 재료 내에 과도한 고용탄소가 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% 초과 0.005% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.0010~0.003%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 못하게 되어 드로잉성이 저하될 수 있다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과할 경우, 항복강도가 증가되나, 망간(Mn)이 과잉으로 고용되어 이 역시 드로잉성 저하 문제가 발생한다.
따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.1~1.0%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.2~0.9%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.3% 이하
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% 초과 0.3% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.005~0.2%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 미세화됨으로써 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 목표하는 상온 내시효성을 확보할 수 없다. 또한, 인(P)의 입계편석이 증가함에 따라 2차 가공취성이 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
황(S)은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 가능한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 황(S)은 적열 취성을 발생시킬 가능성이 크므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한한다.
따라서, 황(S)의 함량은 0% 초과 0.01% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.001~0.008%일 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 가능한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 바, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 제한한다.
따라서, 질소(N)의 함량은 0% 초과 0.01% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0% 초과 0.005% 이하일 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%
알루미늄(sol.Al)은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로, 알루미늄(sol.Al)의 함량이 0.01% 미만일 경우, 통상의 안정된 상태의 알루미늄 킬드(Al-killed)강을 제조할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우, 결정립 미세화 효과로 인한 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업 시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면이 불량해질 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조 원가가 급격히 상승하는 문제가 있다.
따라서, 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 C 와 결합하여 NbC를 석출시킴으로써 고용탄소를 감소시켜 소부경화성 및 내시효성에 영향을 미친다. NbC로 석출되는 C 함량이 증가할수록 고용되는 C 함량이 낮아져 내시효특성 측면에서는 유리하나, 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 C가 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 부족하게 되어 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 0.004~0.012%일 수 있다.
보론(B): 0.0015~0.0045%
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)의 첨가로 입계의 P 편석을 억제시켜 2차 가공 취성을 방지하는 역할을 한다. 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 편석시킨 후, 상온에서 안정화시키면 낮은 시효평가온도(약 100℃)에서는 대부분 보론(B)이 입계에 그대로 잔존하며 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 소부경화성이 동시에 증가한다. 외판재로 사용되는 소부경화강은 소부경화성이 높을수록, 시효성이 낮을수록, 즉 내시효성이 우수할수록 유리하기 때문에 적정 수준의 합금성분을 제어하여 상기 두 인자가 동시에 만족되는 범위에서 관리하는 것이 중요하다. 본 발명에서는 보론(B)을 입계에 편석시켜 상온에서는 보론(B)이 전위와의 상호작용(locking)을 억제하여 내시효성을 확보하고, 고온에서는 보론(B)과 전위의 상호작용을 증가시켜 소부경화성을 확보할 수 있도록 제어하는 것이 핵심이다.
보론(B)의 함량이 0.0015% 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 도금층이 박리될 우려가 있다.
따라서, 보론(B)의 함량은 0.0015~0.0045%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.
본 발명의 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1~2.5일 수 있다.
하기 관계식 1은 고용보론의 함량을 제어하기 위한 것으로, B/N 원자 비를 의미한다. 관계식 1의 R 값이 1 미만이면, 첨가된 B이 BN 석출물로 소비되어 고용보론에 의한 소부경화성 효과를 기대할 수 없는 반면, 그 값이 2.5를 초과하면 과도한 고용보론의 증가로 재질 및 도금열화가 발생할 수 있다.
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 99면적% 이상의 페라이트를 미세조직으로 포함할 수 있으며, 상기 페라이트 평균입경은 5~10㎛일 수 있다.
미세조직으로 페라이트(Ferrite) 외, 펄라이트(Pearlite), 시멘타이트(Cementite) 또는 베이나이트(Bainite) 등이 포함될 수 있으나, 상기 페라이트가 99% 미만이면 가공성이 저하될 수 있다. 따라서, 페라이트는 99% 이상 포함할 수 있으며, 더욱 바람직하게는 페라이트 단상조직일 수 있다.
상기 페라이트의 평균입경이 5㎛ 미만이면, 소재의 항복 강도가 증가하므로, 프레스 성형 가공 후에 면 변형이라 불리는 주름이 발생할 수 있다. 반면, 평균입경이 10㎛를 초과하면, 강판 내 전위밀도의 불균일성이 증대되어, 성형 또는 도장 베이킹 후의 내시효성이 저하될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 표면에서부터 1/10t(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)까지 영역의 평균 전위밀도가 5×1014~1×1016/m2이고, 강판 전체의 평균 전위밀도가 5×1012/m2 이상일 수 있다.
본 발명자는 상온 내시효성 및 도장 베이킹 후의 시효특성을 확보하기 위해서는 전위밀도의 제어가 매우 중요한 것을 발견하였다. 강판 전체의 평균 전위밀도가 5×1012/m2 미만이면 도장 베이킹 후, 시간의 변화에 따른 항복강도의 저하, 즉, 덴트성의 열화와 더불어 소재의 상온 내시효성이 저하될 수 있다. 또한, 고용탄소에 대해 전위밀도가 상대적으로 적을 경우, 상온 시효 시 고용탄소의 이동이 비교적 용이한 가동전위가 급속하게 고착되어 상온 내시효성이 저하될 수 있다.
표면에서부터 1/10t(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)까지 영역의 평균 전위밀도는 잔류응력의 증가를 통해 상온 내시효성에 유리한 영향을 미친다. 표면에서부터 1/10t까지 영역의 평균 전위밀도가 5×1014/m2 미만이면 시효를 억제하는 전위밀도로 충분하지 않으며, 표층 잔류응력 부족에 의한 시효성이 충분히 확보되지 않을 수 있다. 반면, 그 영역의 평균 전위밀도가 1×1016/m2를 초과하면 과도한 전위밀도에 의해 항복강도의 증가 등 재질열화가 발생할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각, 냉간압연 및 연속소둔을 통해 제조할 수 있다.
슬라브 재가열 및 열간압연
본 발명은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 및 열간압연할 수 있다.
재가열 및 열간압연은 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여지므로, 본 발명에서는 상기 재가열 및 열간압연 조건에 대해 특별히 제한하지 않는다. 따라서, 본 발명의 슬라브 재가열 및 열간압연은 통상의 조건으로 행할 수 있으며, 일 예로 1160~1250℃의 온도범위에서 슬라브 재가열을 실시할 수 있으며, 850~980℃의 온도범위에서 열간압연할 수 있다.
냉각
상기 열간압연된 강판을 500~750℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각한 후 권취할 수 있다.
냉각온도 및 권취온도가 500℃ 미만이면 강판 형상이 불량해지며, 미세한 결정립 형성으로 인한 연성이 저하될 수 있으며, 그 온도가 750℃를 초과하면 조대한 페라이트 결정립이 형성되며, 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워 강의 재질이 열위해질 우려가 있다.
냉간압연
상기 냉각된 강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연할 수 있다.
압하율이 70% 미만일 경우, 목표한 강판의 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 압연의 부하가 야기될 수 있다.
연속 소둔
상기 냉간압연된 강판을 750~860℃의 온도범위에서 연속 소둔할 수 있다.
연속 소둔 온도가 750℃ 미만이면 재결정이 충분히 완료되지 못하게 되어 혼립조직이 발생하는 반면, 그 온도가 860℃를 초과하면 고온 소둔에 의한 현장 설비의 트러블이 발생할 소지가 매우 높아지고, 결정립이 조대해져 본 발명에서 목표로 하는 특성을 확보할 수 없다. 연속 소둔 후의 냉각은 통상의 작업조건에서 행해질 수 있다.
필요에 따라 본 발명의 냉연강판에 도금공정을 적용하여 도금강판을 제조할 수 있으며, 용융 도금 및 합금화 열처리하여 용융 도금강판을 제조할 수 있다.
도금욕 침지
용융 아연 도금강판(GI) 제조 시, 상술한 공정을 통해 제조된 냉연강판을 440~500℃의 온도범위인 용융 아연계 도금욕에 침지할 수 있다.
합금화 열처리
필요에 따라, 합금화 용융 아연 도금강판(GA)을 제조할 경우, 상기 도금욕에 침지한 후, 500~540℃의 온도범위에서 합금화 열처리할 수 있다.
조질압연
상기 강판을 1.0~2.0%의 압하율로 조질압연하되, 선하중(A)을 1×106~5×108N/m2의 범위, 장력(B)을 1×105~2×106N/m2의 범위로 제어하며, 이 때 선하중(A)과 장력(B)의 비(A/B)가 50~150일 수 있다.
조질압연 시, 압하율이 1.0% 미만이면 충분한 전위가 형성되지 않으며, 판 형상 측면에서 불리하고, 특히, 도금 표면 결함이 발생할 우려가 있다. 반면, 압하율이 2.0%를 초과하면 표층의 과도한 전위밀도 증가에 따른 재질열화와 더불어 설비 능력 한계로 인한 판 파단의 발생 등이 야기될 수 있다.
선하중(A)이 1×106N/㎡ 미만이면 강판 표층부(여기서, 표층부는 강판의 표면에서 1/10t까지 영역을 의미함)의 전위 도입량이 적어 상온 유지 시, 항복강도의 저하, 즉, 덴트성의 열화가 일어나는 동시에, 소재의 상온 내시효성이 저하될 수 있다. 반면, 5×108N/㎡를 초과하면 평균 전위밀도가 증대되므로, 강판의 연신성이 저하되어 프레스 성형 시, 균열이 발생할 뿐만 아니라, 소부경화성이 저하될 우려가 있다.
한편, 장력(B)이 1×105N/㎡ 미만이면 강판 형상이 불량하여 자동차용 외판으로의 사용이 부적합해질 수 있다. 반면, 2×106N/㎡을 초과하면 판 파단이 발생할 우려가 있어, 생산성이 저하될 수 있다.
선하중(A)과 장력(B)의 비(A/B)가 50 미만이면 판 두께 중심까지 전위가 도입되지 않아, 강판 전체의 평균 전위밀도가 본 발명에서 제안하는 5×1012/m2 이상의 조건을 만족하지 못하게 된다. 반면, 150을 초과하면 판 두께 표층에 과도한 응력 부여로 인해 표층 평균 전위밀도가 본 발명에서 제안하는 5×1014~1×1016/m2을 만족하지 못할 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 항복강도가 210~270MPa, 인장강도가 340MPa 이상, 연신율이 35% 이상이며, 소부경화성을 평가하는 Lower BH가 30MPa 이상, 상온 내시효성을 평가하는 AI 지수가 0.2% 이하이고, 100℃/1hr 열처리 후, 상기 열처리 전에 대한 BH 감소량이 10MPa 이하로, 소부경화성을 가지면서 상온 내시효성이 우수한 특성을 구비할 수 있으며, 도장 베이킹 후 내시효특성을 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 합금조성으로 슬라브를 제조한 후, 통상의 조업조건을 활용하여, 재가열, 열간압연 및 냉간압연을 행하였다. 본 발명에서는, 슬라브 재가열 온도를 약 1200℃로, 마무리 압연 온도를 Ar3 온도 이상인 920℃로, 냉각 종료 온도 및 권취온도를 620℃로 시행하였으며, 염산을 이용하여 열연강판 산세 후 75%의 냉간압하율로 냉간압연하였다. 냉간압연이 완료된 강재는 하기 표 2의 소둔 조건으로 소둔 후 통상의 조건으로 냉각하였다. 용융아연 도금강판의 제조를 위한 GI 용융도금 온도는 470℃ 내외로 제한하였고, 용융도금이 완료된 도금강판에 대해서는 하기 표 2의 기재된 조건으로 조질압연을 행하였다.
하기 표 2에는 제조된 강판의 결정립 크기와 표층부(여기서, 표층부는 표면에서부터 1/4t까지의 영역, t는 강판의 두께를 의미함) 및 강판 전체의 평균 전위밀도를 측정하여 나타내었다. 결정립 크기는 탈탄의 영향이 있는 극표층부위를 제외한 1/4t(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)의 영역을 중심으로, 200배 및 500배의 배율을 활용하여 측정하였다. 이 때, 표 2의 강판들은 모두 미세조직으로 99면적% 이상의 페라이트를 포함하는 것으로 관찰되었다. 또한, 전위밀도는 TEM(Transmission Electronic Microscope)을 이용하여 100,000배 및 150,000배의 배율로 측정한 사진을 5x5의 직교하는 평행선과 전위와의 교차수(N)을 측정한 후, ρ = 2N/(Lt) 관계식에 의해 전위밀도를 계산하여 나타내었다. 여기서, L은 교차선의 총 길이이며, t는 샘플 두께로서 0.1㎛이다.
| 강종 | 합금조성(중량%) | R(B/N) (관계식 1) |
Nb/C | ||||||||
| C | Mn | Si | P | S | N | sol.Al | Nb | B | |||
| A | 0.0015 | 0.45 | 0.06 | 0.032 | 0.006 | 0.002 | 0.021 | 0.0078 | 0.003 | 2.10 | 0.67 |
| B | 0.0021 | 0.35 | 0.05 | 0.041 | 0.005 | 0.002 | 0.034 | 0.0081 | 0.0025 | 1.75 | 0.50 |
| C | 0.0012 | 0.73 | 0.05 | 0.036 | 0.004 | 0.0015 | 0.045 | 0.0075 | 0.0023 | 2.15 | 0.81 |
| D | 0.0017 | 0.32 | 0.06 | 0.035 | 0.004 | 0.001 | 0.043 | 0.0083 | 0.0015 | 2.10 | 0.63 |
| E | 0.0017 | 0.22 | 0.04 | 0.041 | 0.006 | 0.0035 | 0.052 | 0.008 | 0.0032 | 1.28 | 0.61 |
| F | 0.002 | 0.55 | 0.05 | 0.05 | 0.004 | 0.0028 | 0.037 | 0.007 | 0.0035 | 1.75 | 0.45 |
| G | 0.0018 | 0.43 | 0.02 | 0.035 | 0.002 | 0.003 | 0.033 | 0.006 | 0.0025 | 1.17 | 0.43 |
| H | 0.0027 | 0.65 | 0.06 | 0.052 | 0.004 | 0.002 | 0.035 | 0.0091 | 0.0025 | 1.75 | 0.43 |
| I | 0.004 | 0.55 | 0.07 | 0.054 | 0.007 | 0.004 | 0.045 | 0 | 0.004 | 1.40 | 0.00 |
| J | 0.007 | 0.45 | 0.04 | 0.05 | 0.005 | 0.003 | 0.046 | 0.007 | 0.0025 | 1.17 | 0.13 |
| K | 0.0017 | 0.43 | 0.05 | 0.055 | 0.003 | 0.004 | 0.056 | 0.035 | 0 | 0.00 | 2.66 |
| L | 0.0015 | 0.34 | 0.03 | 0.038 | 0.004 | 0.002 | 0.048 | 0.006 | 0.003 | 2.10 | 0.52 |
| M | 0.004 | 0.55 | 0.04 | 0.035 | 0.005 | 0.0045 | 0.046 | 0.008 | 0.004 | 1.24 | 0.26 |
| N | 0.0029 | 0.5 | 0.02 | 0.049 | 0.006 | 0.0055 | 0.055 | 0.01 | 0.0044 | 1.12 | 0.44 |
| O | 0.0022 | 0.35 | 0.04 | 0.06 | 0.005 | 0.003 | 0.046 | 0.013 | 0.0031 | 1.45 | 0.76 |
| P | 0.0038 | 0.65 | 0.02 | 0.043 | 0.005 | 0.003 | 0.051 | 0.006 | 0.0034 | 1.59 | 0.20 |
| Q | 0.0021 | 0.71 | 0.03 | 0.055 | 0.005 | 0.003 | 0.049 | 0.008 | 0.0061 | 2.82 | 0.49 |
| R | 0.0025 | 0.43 | 0.02 | 0.045 | 0.006 | 0.003 | 0.042 | 0.009 | 0.0025 | 1.17 | 0.46 |
| S | 0.0018 | 0.38 | 0.03 | 0.044 | 0.005 | 0.0015 | 0.039 | 0.008 | 0.0042 | 3.92 | 0.57 |
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
| 강종 | 소둔 온도 (℃) |
조질압연(N/m2) | 미세조직 | 전위밀도(/m2) | 구분 | ||||
| 선하중(A) | 장력(B) | 비(A/B) | 압하율(%) | 결정립 크기(㎛) |
표층부 | 평균 | |||
| A | 810 | 3x107 | 5x105 | 60 | 1.5 | 6 | 6x1014 | 7x1012 | 발명강1 |
| B | 820 | 4x107 | 4x105 | 100 | 1.5 | 6.5 | 7x1014 | 8x1012 | 발명강2 |
| C | 800 | 4x107 | 4x105 | 100 | 1.5 | 5 | 7x1014 | 8x1012 | 발명강3 |
| D | 800 | 3x107 | 5x105 | 60 | 1.5 | 5.2 | 6x1014 | 7x1012 | 발명강4 |
| E | 830 | 6x107 | 5x105 | 120 | 1.5 | 7.9 | 6x1014 | 1x1013 | 발명강5 |
| F | 810 | 1x107 | 2x105 | 50 | 1.2 | 5.1 | 8x1014 | 6x1012 | 발명강6 |
| G | 810 | 9x107 | 1x106 | 90 | 1.8 | 4.9 | 5x1015 | 2x1013 | 발명강7 |
| H | 810 | 4x107 | 4x105 | 100 | 1.5 | 6.1 | 7x1014 | 8x1012 | 발명강8 |
| I | 810 | 3x107 | 5x105 | 60 | 1.5 | 5.5 | 6x1014 | 7x1012 | 비교강1 |
| J | 810 | 3x107 | 5x105 | 60 | 1.5 | 5.1 | 6x1014 | 7x1012 | 비교강2 |
| K | 810 | 4x107 | 4x105 | 100 | 1.5 | 5.3 | 7x1014 | 8x1012 | 비교강3 |
| L | 810 | 4x108 | 1x106 | 400 | 2.5 | 5.9 | 2x1016 | 3x1013 | 비교강4 |
| M | 810 | 5x104 | 4x105 | 1.25 | 1 | 6.1 | 3x1014 | 6x1012 | 비교강5 |
| N | 810 | 4x105 | 5x105 | 0.8 | 1.1 | 6.6 | 2x1014 | 7x1012 | 비교강6 |
| O | 810 | 3x107 | 3x107 | 1 | 1.5 | 5.7 | 1x1014 | 7x1012 | 비교강7 |
| P | 810 | 2x106 | 8x107 | 0.025 | 1.5 | 5.2 | 1x1014 | 1x1013 | 비교강8 |
| Q | 810 | 3x107 | 4x105 | 75 | 1.6 | 3.2 | 7x1014 | 4x1013 | 비교강9 |
| R | 900 | 3x107 | 6x105 | 50 | 1.5 | 15.7 | 6x1014 | 5x1012 | 비교강10 |
| S | 810 | 4x107 | 6x105 | 67 | 1.5 | 4.5 | 6x1014 | 5x1012 | 비교강11 |
하기 표 3은 제조된 강판의 기계적 성질을 나타낸 것이다. 조질압연이 완료된 강재를 ASTM 규격을 이용하여 L방향(길이방향)으로 인장시험을 실시하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, 소부경화량(BH) 및 시효평가지수(Aging Index)는 동일 ASTM 규격용 소재를 이용하여 C 방향(압연 방향의 직각방향)으로 조사하였다. 소부경화성(Lower BH)은 2% pre-strain하여 2%일 때의 flow stress를 측정하고, 동시편을 170℃, 20분의 소부 조건으로 열처리한 후 인장시험을 실시하여 하부 항복 강도 차이로 평가하였다. 내시효성(AI)은 100℃에서 60분 열처리 후 인장시험 시 항복점에서의 연신율(YP-El)을 측정하였다. 또한, BH 감소량은 100℃에서 1시간 열처리 후 BH 값과 상기 열처리 전의 BH 값의 차이를 나타낸 것이다.
| 강종 | 기계적성질 | 구분 | |||||
| YS(MPa) | TS(MPa) | El(%) | Low BH (Mpa) |
AI(%) | 100℃/1hr 열처리 후 BH감소량(Mpa) |
||
| A | 221 | 345 | 39 | 40.5 | 0 | 0 | 발명강1 |
| B | 216 | 355 | 38 | 39.1 | 0 | 0 | 발명강2 |
| C | 245 | 369 | 37 | 42.1 | 0 | 0 | 발명강3 |
| D | 225 | 354 | 40 | 39.3 | 0 | 0 | 발명강4 |
| E | 217 | 348 | 41 | 40.8 | 0 | 0 | 발명강5 |
| F | 231 | 364 | 38 | 33.5 | 0 | 0 | 발명강6 |
| G | 236 | 358 | 38 | 31.5 | 0 | 0 | 발명강7 |
| H | 231 | 348 | 39 | 42 | 0 | 0 | 발명강8 |
| I | 271 | 354 | 34 | 65 | 2.2 | 30 | 비교강1 |
| J | 287 | 399 | 34 | 85.1 | 3.5 | 35 | 비교강2 |
| K | 210 | 352 | 39 | 0 | 0 | 0 | 비교강3 |
| L | 275 | 363 | 32 | 34.1 | 0 | 0 | 비교강4 |
| M | 240 | 354 | 38 | 35.1 | 0.5 | 15 | 비교강5 |
| N | 230 | 348 | 38 | 36.3 | 1.1 | 25 | 비교강6 |
| O | 220 | 355 | 37 | 35.5 | 0.8 | 20 | 비교강7 |
| P | 245 | 365 | 37 | 40.5 | 2.2 | 25 | 비교강8 |
| Q | 271 | 401 | 32 | 37.1 | 0 | 0 | 비교강9 |
| R | 240 | 365 | 36 | 45.3 | 0.5 | 15 | 비교강10 |
| S | 269 | 385 | 32 | 39.5 | 0 | 0 | 비교강 11 |
본 발명의 합금조성, 관계식 1 및 제조조건을 만족하는 발명강 1 내지 8은 표 2 및 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 결정립 크기 및 전위밀도를 만족하였으며, 본 발명에서 목적으로 하는 Lower BH 값, AI 지수 및 열처리 후, 상기 열처리 전에 대한 BH 감소량을 만족하였다.
한편, 비교강 1은 Nb가 전혀 첨가되지 않아 첨가된 모든 탄소가 고용원소로 존재하는 경우이다. 이와 같이 조질압연 조건이 본 발명에서 제시한 조건을 만족한다 할지라도 과도한 고용탄소의 존재로 인해 항복강도가 높고, 연신율이 낮으며, 특히 AI 지수가 2.2%, 100℃ 1시간 열처리 후의 Lower BH 감소량이 30MPa로 상온 내시효성이 매우 열위한 특성을 보였다.
비교강 2는 탄소 함량이 0.007%로, 본 발명의 탄소 범위를 초과한 경우로, 다른 성분 및 조질압연이 본 발명의 조건을 충족할지라도 탄소 함량이 과도하게 높아 재질열화 및 시효열화가 동시에 발생하였다.
비교강 3은 Nb가 0.035%로 본 발명의 범위를 초과하여 Nb/C 비가 2.7에 해당된다. Nb/C 비가 1.0 이상이라는 것은 첨가된 모든 탄소가 NbC 석출물로 존재하여, 강종에는 고용탄소가 전혀 없다는 의미이다. 이러한 높은 Nb첨가로 인해 Lower BH 값이 0MPa를 나타내었다.
비교강 4는 본 발명의 조성 범위를 모두 만족하고 있으나, 조질압연의 조건에서 선하중/장력의 비(A/B)가 400으로서 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어난 경우이다. 이러한 과도한 선하중의 부여에 의해 표층에서 1/10t까지 영역의 평균 전위밀도가 본 발명의 범위를 벗어났으며, 이로 인해 항복강도가 증가하고 연신율이 열위하는 문제를 보였다.
비교강 5 내지 8은 합금조성이 본 발명에서 제안한 범위를 모두 만족하고 있으나, 조질압연 조건이 본 발명의 조건을 벗어난 경우이다. 즉, 비교강 5 및 6은 장력이 본 발명강의 제시조건을 만족하고 있으나 선하중과 장력의 비(A/B)가 본 발명에서 제시하는 50~150을 벗어난 경우이다. 즉 선하중 대비 장력 값이 상대적으로 높아 표층에서부터 1/10t까지의 영역에 충분한 전위가 생성되지 않았으며, 이로 인해 AI 지수가 본 발명의 기준인 0.2%를 초과하였으며, 100℃ 1시간 열처리 후의 L-BH 감소량이 15~25MPa로 열위하였다. 한편, 비교강 7 및 8은 조질압연 조건 중 장력이 본 발명의 범위보다 높아 선하중과 장력의 비(A/B)가 낮은 경우이다. 이로 인해 AI 값과 100℃ 1시간 열처리 후의 Lower BH 감소량이 본 발명에서 제안하는 범위를 충족하지 못하였다.
비교강 9는 보론 첨가량을 제외한 다른 합금성분 및 제조조건이 본 발명의 조건을 만족하는 경우이다. 보론 함량이 0.0061%로 본 발명에서 제시하는 보론 함량의 상한을 벗어났으며, 이로 인해 B/N의 비가 2.82로서 본 발명에서 제시하는 B/N 범위 조건을 벗어났다. 소둔온도, 조질압연율 및 조질압연 시에 부여하는 다른 조업조건을 만족할지라도 B 함량이 매우 높아 결정립이 미세해졌으며, 입계의 과도한 보론 편석으로 인해 강도가 높고 연신율이 열화하였다.
비교강 10은 합금성분은 본 발명의 조건을 만족하였으나, 소둔온도가 높아 결정립이 15.7㎛로, 본 발명에서 제시하는 결정립 크기의 조건을 벗어난 경우이다. 특히, 소둔온도가 높아 혼립조직이 발생하였으며, 이로 인해 AI 값과 100℃/1hr 열처리 후 BH 감소량이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어났다. 본 발명과 같이 B이 첨가되는 강재는 과도한 소둔온도 증가 시 혼립조직이 발생할 가능성이 높으며, 이러한 혼립조직은 재질의 불균일성, 특히 내시효성 측면에서 매우 불리하다. 따라서 소둔온도는 본 발명에서 제시하는 온도의 범위로 관리하여, 미세한 결정립이 제조될 수 있도록 제어하여야 하는 것을 알 수 있다.
비교강 11은 합금성분 및 소둔, 조질압연 조건 모두 본 발명에서 제시하는 범위에 포함되었으나 B/N 비(원자비)가 3.92로서 본 발명에서 제시하는 B/N 비 조건을 벗어난 경우이다. 즉, 비교강 11과 같이 B 및 N의 함량이 본 발명의 조건을 만족할지라도 B/N 비가 과도하게 높을 경우, BN 석출물을 형성하고 남은 보론이 입계이 편석하여 결정립 미세화는 물론 입계의 과도한 편석에 의해 재질의 열화를 유발한다. 표 3에서와 같이 BH 및 내시효성은 양호하나, 입계의 과도한 보론 편석으로 항복강도, 인장강도가 증가하고 연신율이 열화하는 현상을 보였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.
Claims (6)
- 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3%이하, 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0015~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1~2.5이고,
99면적% 이상의 페라이트를 미세조직으로 포함하고, 상기 페라이트 평균입경은 5~10㎛이며,
표면에서부터 1/10t(여기서, t는 강판 두께를 의미함)까지 영역의 평균 전위밀도가 5×1014~1×1016/m2이고, 두께 전체의 평균 전위밀도가 5×1012/m2 이상인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
- 제1항에 있어서,
상기 강판의 항복강도가 210~270MPa이고, 인장강도가 340MPa 이상이고, 연신율이 35% 이상인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
- 제1항에 있어서,
상기 강판의 소부경화량(Lower BH, 170℃, 20분 열처리 후 인장시험)은 30MPa 이상이고, 시효지수(AI, 100℃, 60분 열처리 후 인장시험)는 0.2% 이하이고, 100℃에서 1시간 열처리 후, 상기 열처리 전에 대한 BH 감소량이 10MPa 이하인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판.
- 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항의 냉연강판; 및
상기 냉연강판의 적어도 일 측면에 형성된 도금층 또는 합금화도금층을 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 도금강판.
- 중량%로, 탄소(C): 0.005% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.3%이하, 인(P): 0.01~0.08%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0015~0.0045%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1~2.5인 강 슬라브를 1160~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~980℃의 온도범위로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 500~750℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 냉각한 후 권취하는 단계;
상기 냉각된 강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 750~860℃의 온도범위로 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔된 강판을 1.0~2.0%의 압하율로 조질압연하되, 선하중(A)을 1×106~5×108N/m2으로, 장력(B)를 1×105~2×106N/m2로 제어하며, 선하중(A)과 장력(B)의 비(A/B)가 50~150인 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
[관계식 1]
R = [B]/[N] (atomic ratio)
(여기서, [B] 및 [N]은 해당 합금원소의 원자%이다.)
- 제5항에 있어서,
상기 연속소둔 후 440~500℃ 범위의 온도인 용융 도금욕에 침지하는 단계; 및
선택적으로 상기 용융 도금된 강판을 500~540℃의 범위의 온도로 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 도금강판의 제조방법.
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| KR (1) | KR102381829B1 (ko) |
Citations (11)
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2020
- 2020-09-24 KR KR1020200123453A patent/KR102381829B1/ko active IP Right Grant
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