KR20230072728A - 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비 향상을 위한 경량화를 목적으로 강판의 고강도화를 통한 두께의 감소가 지속적으로 요구되고 있다. 소부경화강은 외판용 소재로서 이러한 특성에 가장 적합한 강재로 알려져 있다. 소부 경화 현상이란 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 향상되어 성형성과 고강도화를 동시에 실현할 수 있다. 그러나 소부경화강은 강중 고용원소로 인해 상온에서 장시간 유지시 항복점 연신이 발생하는 등의 시효열화가 발생할 우려가 있으므로 일정 이상의 기간 동안 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 상온 내시효성을 가질 것이 요구된다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판의 제조방법으로는 저탄소 P첨가 Al-killed 강을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400~500℃온도범위의 저온권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 40~50MPa 정도의 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다. 연속 소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우 비교적 빠른 냉각 속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면, 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어, 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 제한되고 있다. 한편, 최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어, 강 중에 적정 고용 원소량의 제어가 가능하고, Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어, 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 지속 증가 추세에 있다.
종래의 소부경화형 냉연강판은 강도를 높이기 위해 첨가하는 Mn, P이나, 상온 내시효성을 높이기 위해 Mo등을 첨가하는 기술들이 소개되고 있으나, 딥드로잉 가공성의 지표가 되는 r값이나 그 면내 이방성을 나타내는 Δr값이 변화되는 것에는 주의하지 않고 있었다.
특허문헌 1에서는 Nb 첨가의 극저탄소강에 있어서 Mn과 P에 의해 고용 강화를 도모하고, C량과 Nb 첨가량의 밸런스로 고용 C량을 조절하여 소부경화성을 부여하고, Mo 첨가로 상온 내시효성을 부여한 고강도 소부경화형 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제안하고 있다. 그러나, 조직을 미세하게 하게 제어하기 위해 AlN 분산을 필수로 하고 있어, 이것이 소둔시의 결정립성장 뿐만 아니라 재결정 자체도 저해하기 쉽다. 또한 Al 첨가량이 높기 때문에 산화물에 기인한 표면 결함이 생기기 쉬우며, r값 등의 딥드로잉 가공성은 물론 그 면내 이방성에 대해서는 검토되어 있지 않았다.
한편 소부경화강에서 강도 증가를 위해 첨가하는 P는 합금화 용융도금시 표면에 선 모양의 표면 결함이 발생하는 원인이 된다. 이러한 표면결함을 해결하기 위해 특허문헌 2 및 3에서는 도금 강판의 표면을 연삭하여 표면 거칠기 Ra 0.3∼0.6㎛으로 제조한 후, 용융 아연 도금욕에 침지후, 가열 합금화 처리를 행하거나, P량에 따른 연삭량으로 강판 표면 연삭을 행하고, 합금화 처리를 유도 가열 방식의 합금화로에서 행하는 방법 등이 제안되고 있다. 그러나 이러한 기술들은 도금강판의 표면 품질 확보에는 어느 정도 도움이 되나, 표면 연삭 작업을 필수로 수행하여 공정이 매우 복잡하여 제품 수율 저하되며, 가공비 등의 원가가 증가하는 원인이 되는 등 여러 가지 문제점들이 발생할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 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): 0.001~0.004%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.05% 이하, 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.012%, 보론(B): 0.0035% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R1 값이 0.3~0.8이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 2 이상이고,
연신율이 37% 이상인 냉연강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 2]
T = X(222)/[X(200)+X(110)+X(112)]
(여기서, X(222), X(200), X(110) 및 X(112)는 강판 두께 1/4 깊이 위치에서 강판 면에 평행한 {222}면, {200}면, {110}면 및 {112}면의 각 X선 회절 적분 강도 비이다.)
상기 강판은 하기 관계식 3에서 정의되는 R2 값이 0.3~0.8일 수 있다.
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
상기 강판은 미세조직이 페라이트 단상으로 이루어질 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 340MPa 이상이고, 항복강도가 180~250MPa이며, 면내 이방성 값인 Δr 값이 0.3 이하일 수 있다.
상기 강판은 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이)이 30MPa 이상이고, AI 값(100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신율(YPel))이 0.2% 이하일 수 있다.
상기 강판은 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이)이 50MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 냉연강판; 및
상기 냉연강판의 적어도 일 측면에 합금화 용융아연 도금층이 구비되는 도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.004%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.05% 이하, 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.012%, 보론(B): 0.0035% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R1 값이 0.3~0.8인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 냉각한 후 권취하는 단계;
상기 냉각 및 권취된 강판을 60~90%의 범위 내에서 관계식 4에서 정의되는 CR1 이상 CR2 이하의 냉간압연율로 냉간압연하는 단계; 및
상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하는 단계를 포함하는 냉연강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 4]
CR1 = 77-4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
CR2 = 80+4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
(여기서, [Mn], [Si], [P] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판은 하기 관계식 3에서 정의되는 R2 값이 0.3~0.8일 수 있다.
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
상기 재가열은 1100~1250℃의 온도범위로 행하고,
상기 열간압연은 850~980℃의 온도범위로 행하며,
상기 냉각 시, 열간압연 후 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 500~750℃의 온도범위까지 냉각하고,
상기 연속소둔은 750~840℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 권취 후, 강판을 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;
상기 용융아연 도금된 강판을 합금화하는 단계; 및
상기 합금화된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 도금강판 제조방법을 제공할 수 있다.
상기 용융 아연계 도금욕은 440~500℃이고,
상기 합금화는 450~540℃의 온도범위에서 행하고,
상기 조질압연은 0.6~2.0%의 조질 압연율로 행할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따르면 자동차 외판 판넬용 소재로 사용될 수 있는 소부경화성과 내시효성이 우수하고, 도금 후 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1의 (a)는 합금화 용융아연 도금층의 선형결함의 사진을 나타낸 것이며, (b)는 P의 편석을 전자후방산란(Electron Backscatter Diffraction, EBSD)을 통해 분석한 사진이다.
도 2는 본 발명의 관계식 4의 값과 냉간압연율의 관계를 그래프로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 관계식 4의 값과 냉간압연율의 관계를 그래프로 나타낸 것이다.
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 발명자는 극저탄소강을 기본 성분으로 하고, 강화 원소인 P를 함유하는 고장력 합금화 용융아연 도금강판에 대해, 선 형상 모양 등의 표면 결함을 발생시키는 P 농도 불균일의 발생 원인을 연구하였다. 그 결과, 용융아연 도금강판을 합금화할 때에 강판 표면부의 P가 편석되는 부분에서는 합금화 처리 중의 합금화 속도가 저하되는 것을 발견하였다. 이러한 합금화 속도의 차이는 도금 두께의 편차를 유발시키며, 이러한 도금 두께의 편차는, 외관상 검은, 세로로 긴 모양, 즉 선 형상 모양의 표면결함으로 발전할 수 있다. 상기와 같은 표면결함을 가지는 합금화 용융아연 도금강판을 프레스 가공하게 되면, 강판 표면의 선 형상 모양을 형성하는 볼록부가 깎이기 때문에 모양은 보다 현저해진다.
도 1의 (a)는 합금화 용융아연 도금층의 선형결함의 사진을 나타낸 것이며, (b)는 P의 편석을 전자후방산란(Electron Backscatter Diffraction, EBSD)을 통해 분석한 것이다.
합금화 용융아연 도금강판에 있어서, P의 편석에 의해 발생하는 표면결함을 억제하기 위해 다양한 연구를 수행한 결과, 강 중에 Mo를 일정 수준으로 첨가하는 경우 상기의 원소들에 의해 발생하는 선 모양의 결함을 개선할 수 있다는 사실을 발견하게 되었다. Mo가 이러한 표면결함을 개선하는 정확한 이유는 명확하지 않지만, 본 발명자의 연구에 의하면 다음과 같은 추론이 가능하였다. 즉, Mo는 P와 친화력이 높아(Mo-P pairs의 Binding Free Energy 8 kJ/mol) 일정량 이상의 Mo를 첨가하게 되면, 슬라브 내부에서 표층 micro편석 및 중심 편석이 발생하지만, 압연하는 과정에서 grain 내부에 있는 Mo이 P와 반응하여 Mo-P compound를 형성하게 되고, 이러한 compound에 의해 편석대가 끊어지거나 가늘어지는 등 편석층 형성이 억제될 수 있다. 즉, 이러한 현상은 용융도금 후 표면 선형모양의 결함의 수를 현저히 감소시키는 결과를 보이게 된다.
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 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.004%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.05% 이하, 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.012%, 보론(B): 0.0035% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.001~0.004%
탄소(C)는 침입형 고용 원소로서, 냉연 및 소둔 과정에서 강판 내부에 고용되어 조질 압연에 의해 형성된 전위와 상호 작용(Locking)하여 소부경화능을 발휘하기 때문에, 기본적으로 C 함량이 높을수록 소부경화능은 향상된다. 그러나, 너무 많은 고용탄소가 재료 내에 존재하게 되면 부품 성형 시 표면에 오렌지 필(Orange Peel)이라는 결함을 야기시키는 시효 불량을 초래할 수 있다. 즉, 탄소(C) 함량이 0.004%를 초과하는 경우, 성형성 측면에서도 불리하고, 상온 내시효성이 크게 열위되어 부품 적용에 한계가 있을 수 있기 때문에 본 발명에서는 그 상한을 0.004%로 제한한다. 반면, 그 함량이 0.001% 미만일 경우 낮은 탄소함량으로 인해 30MPa 이상의 소부경화량(BH 값)이 얻어지지 않을 수 있다. 보다 바람직한 하한은 0.0015%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. 또한, 망간(Mn)은 산화물 형성원소로서 열연단계에서부터 Mn oxide를 형성시키게 된다. 이러한 산화물은 대부분 열간압연 후 산세공정에서 제거되지만 강판 표층에 편석되어 다른 산화물 형성원소와 함께 반응하여 도금작업 시 표면 결함을 유발하게 된다. 망간(Mn) 함량이 0.1% 미만일 경우, 표면 산화물은 현저하게 낮게 되나 MnS를 효과적을 석출시키지 못해 성형성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.1% 이상이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15% 이상일 수 있다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과할 경우, 과도한 첨가로 인한 강판 표면 농화물이 발생하며, 이러한 농화물은 Si등의 산화성 원소 등과 함께 도금 표층에서 결함을 유발하는 원인으로 작용할 수 있다. 또한, 과도한 첨가에 의한 강도 증가와 더불어 성형성이 저하되는 문제도 발생하므로, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.0% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.9% 이하로 제한할 수 있다.
실리콘(Si): 0.05% 이하
실리콘(Si)은 대표적인 산화성 원소로서 열간압연 단계에서부터 표면에 산화물형태로 존재하며, 표면에 Si 농화물을 형성한다. 실리콘(Si)의 함량이 높은 경우 냉간압연 전 산세를 실시하여도 표층 산화물이 완전히 제거하기 쉽지 않으며, 산 용액에 의해 Si 산화물을 모두 제거한다 할지라도 표층에 Si 농화층이 형성되어 P, Mn 등과 함께 용융도금후 표면결함이 생성되는 원인이 될 수 있다. 따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
인(P): 0.01~0.04%
인(P)은 인은 극저탄소강에서 고용강화 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 특히, 인(P)은 결정립계에 쉽게 편석되어 소둔 시 결정립 성장을 저해하여 결정립이 미세화됨에 따라 상온 내시효성 향상에 도움을 줄 수 있다. 그러나, 인(P)의 함량이 0.01% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 0.04%를 초과할 경우, 표층부 P 편석에 의해 용융아연 도금 후 표면에 선 형태의 결함을 야기할 수 있다. 또한, 높은 함량의 인(P)은 용융아연 도금의 합금화를 지연시키기 때문에 합금화 온도를 높여야 하고, 이로 인해 도금층에 취성적인 Fe-Zn 금속간화합물(Γ)이 증가하여 파우더링성(Powdering성)이 열위해지는 문제점이 있을 수 있다. 더하여, 인(P)을 과도하게 첨가하게 되면 열연단계에서부터 표층에 P 농화물이 존재하게 되고, 소둔 후 용융도금 합금화 공정에서 P 농화 부위에 합금화 지연으로 인해 선 모양의 표면결함이 발생할 수 있다. 이러한 결함을 방지하기 위하여 본 발명에서는 인(P)의 함량을 0.04% 이하로 제어할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중에 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 제어할 수 있다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 그러나, 강 중의 질소(N) 함량을 매우 낮게 관리하게 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있으므로, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 제어할 수 있다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%
산가용 알루미늄(sol.Al)은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 그함량이 0.01% 미만인 경우, 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조할 수 없다. 반면, 산가용 알루미늄(sol.Al) 함량이 0.06%를 초과할 경우, 결정립 미세화 효과로 인해 강도 상승에는 유리하지만, 제강 연주 조업 시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면 불량이 발생할 가능성이 높아진다. 뿐만 아니라, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 그 함량을 0.06% 이하로 제어할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.003~0.012%
니오븀(Nb)은 열간압연 중 강 중 C와 결합하여 NbC로 석출시킴으로써 고용탄소를 감소시켜 소부경화능 및 상온 내시효성에 영향을 미친다. 상기 니오븀(Nb) 함량이 0.003% 미만일 경우에는 NbC로 석출되는 C가 거의 없어 강 중 C는 대부분 고용 탄소로 잔존되기 때문에 소부경화성에는 유리하지만, 상온 내시효성 열위의 문제가 발생하여 부품 적용에 한계가 있을 수 있다. 따라서, 니오븀(Nb)은 0.003% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면, 상기 니오븀(Nb)의 함량이 0.012%를 초과하는 경우에는 반대로 강 중 C은 대부분 NbC로 석출하여 고용 탄소 함량이 절대적으로 부족하여 상온 내시효성은 유리할 지라도, 요구되는 30MPa 이상의 소부경화량(BH 값)을 확보할 수 없을 우려가 있다. 따라서 본 발명에서는 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.12%로 제어할 수 있다.
보론(B): 0.0035% 이하
보론(B)은 P 성분을 다량 함유한 극저탄소강에서 입계 취화에 의한 2차 가공 취성을 방지하기 위해 첨가되는 원소이다. 통상적으로 보론(B)은 기타 다른 원소 대비 입계 편석 경향이 높아 보론(B) 첨가에 의해 입계의 P 편석을 억제 시켜 2차 가공 취성을 방지하는 역할을 한다. 그러나, 그 함량이 0.0035%를 초과하는 경우에는 용융아연 도금강판의 도금층 박리의 발생 우려가 있으며, 과도한 보론(B)에 의해 입계 편석이 발생하여 강도 증가 및 연성의 열화를 초래하게 될 수 있으므로, 그 함량을 0.0035% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 효과를 확보하기 위하여 보론(B)을 0.0005% 이상 포함할 수 있으며, 보다 바람직한 보론(B) 함량의 상한은 0.0020%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%
몰리브덴(Mo)은 고용강화 원소로서, 강도를 증가시키는 역할을 한다. 그러나, 본 발명에서 몰리브덴(Mo)은 상술한 바와 같이 P를 첨가한 냉연강판에서 합금화 용융도금 시 발생하는 선 모양을 표면 결함을 방지하는 역할을 한다. 즉, 압연 중 Mo-P compound를 형성함으로 인해 P 편석대를 감소시켜 합금화 용융아연 도금강판의 표면 품질을 우수하게 할 수 있다. 따라서, 상기 효과를 확보하기 위하여 몰리브덴(Mo)을 0.02% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.07%를 초과할 경우, 강도의 증가와 더불어 합금원가를 과도하게 증가시킬 수 있으므로, 그 상한을 0.07%로 제한할 수 있다.
본 발명의 강은, 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 일 측면에 따르는 냉연강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 R1 값이 0.3~0.8일 수 있다.
본 발명에서는 선결함 방지를 위해 P와 Mo 원소의 상관성을 나타내는 관계식 1을 제안하며, P에 의한 선형결함을 제거하기 위하여 Mo와 P의 원자비를 제어하고자 한다. R1의 값이 0.3 미만일 경우, P 및 Mo의 표면 편석 효과가 낮아 Mo-P 간의 친화력이 낮아지므로 표면 결함을 효과적으로 제어할 수 없게 된다. 반면, 그 값이 0.8을 초과하면 P에 의한 선형결함은 개선할 수 있으나, Mo의 과도한 첨가로 인해 재질의 경화 및 합금원가 상승 등의 문제를 초래할 수 있다.
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판은 하기 관계식 3에서 정의되는 R2 값이 0.3~0.8일 수 있다.
관계식 3의 R2 값이 0.3 미만이면 NbC로 석출되지 못한 고용 탄소가 강 중 많이 분포하게 되어 상온 내시효성이 열화되는 문제가 발생할 수 있다. 반면, 그 값이 0.8을 초과하면 첨가된 C의 대부분이 NbC로 석출되어 소부경화성을 확보하는 고용 탄소량이 적어지는 문제가 있을 수 있다.
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
이하에서는, 본 발명의 냉연강판 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판의 미세조직은 페라이트 단상으로 이루어질 수 있다.
본 발명과 같은 C 및 Mn 함량을 가지는 저탄소강의 경우, 미세조직은 통상적으로 페라이트 단상으로 구성될 수 있다.
관계식 2에 대하여 설명하기 전, 본 발명에서의 면내 이방성에 대하여 설명한다.
면내 이방성은 프레스(Press) 가공 시, 가장 중요한 인자 중 하나로, 성형성이 아무리 우수하다 할지라도 이방성이 큰 소재의 경우, 프레스 가공 시, 이어링성(Earing)이 높아 재료의 손실을 초래하게 된다. 이러한 면내 이방성은 아래와 같은 Delta r (Δr)로 정의되고 있으며, Δr이 낮을수록 성형성이 우수하다. 본 발명에서는 목적하는 바를 달성하기 위하여 면내 이방성을 나타내는 Δr 값을 0.3 이하로 제한할 수 있다.
Δr = (r0 - 2r45 + r90)/2
(여기서, r0, r45, r90은 인장시험 시, 0, 45, 90도 방향의 Lankford value이다.)
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판은 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 2 이상일 수 있다.
관계식 2는 Delta r로 표현되는 면내 이방성의 개선을 위한 것으로, 본 발명에서는 관계식 2의 T 값을 2 이상으로 제어함으로써 Δr 값을 0.3 이하로 확보하고자 한다.
집합조직 측면에서 [111] 박강판에서는 판면에 평행한 {111}면이 많을수록 r 값이 높아지고, 판면에 평행한 {100}면, {110}면, {112}면이 많을수록 r 값이 낮아지는 것이 알려져 있다. 본 발명에서는 강판 두께 1/4 깊이 위치에서 면에 평행한 {100}면, {110}면, {112}면, {222}면의 각 X선 회절 적분 강도비인 X(222), X(200), X(110) 및 X(112)가 관계식 2의 조건을 만족시킬 경우 Δr 값이 0.3 이하를 나타내는 우수한 면내 이방성을 보였다.
일반적으로 (222) 집합조직은 Gamma texture인 성형성 개선에 유익한 성분으로, 적분 강도 값이 증가할수록 r 값이 증가하고 Δr 값이 감소하는 경향을 보인다. 반면, Alpha texture로 알려진 (200) 집합조직은 r 값을 감소시키고 Δr 값을 증가시켜 강의 성형성을 열화시키는 역할을 한다. 결정학적으로 이러한 (200) 집합조직의 근처에 존재하는 (110), (112) 집합조직은 (200) 조직과 유사하게 성형성을 열화시키는 역할을 하고 있으므로, 그 값을 가능한 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, 이러한 집합조직들은 강의 제조 시, 필연적으로 발생하는 조직으로서 완전한 제거는 불가능하다.
본 발명자가 다양한 실험에 의해 Gamma texture와 Alpha texture의 상관성을 조사한 결과, (222)와 (200), (110), (112)의 적분 강도비를 특정조건으로 한정하게 되면 면내 이방성을 개선할 수 있는 현상을 발견할 수 있었으며, 관계식 2의 제어를 통해 Δr 값을 0.3 이하로 제어할 수 있음을 확인하였다.
여기서, X선 회절 적분 강도비는, 무방향성 표준 시료의 X선 회절 적분 강도를 기준으로 했을 때의 상대적인 강도를 의미한다. X선 회절은 에너지 분산형 등 통상의 X선 회절 장치를 사용할 수 있다.
[관계식 2]
T = X(222)/[X(200)+X(110)+X(112)]
(여기서, X(222), X(200), X(110) 및 X(112)는 강판 두께 1/4 깊이 위치에서, 강판 면에 평행한 {222}면, {200}면, {110}면 및 {112}면의 각 X선 회절 적분 강도비이다.)
본 발명의 일 측면에 따르는 도금강판은 본 발명의 냉연강판의 적어도 일 측면에 합금화 용융아연 도금층을 포함할 수 있다.
본 발명에서 합금화 용융아연 도금층을 특별히 한정하지 않으나, 통상적으로 동일 기술분야에서 사용되는 합금화 용융아연 도금층일 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 냉연강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각, 권취, 냉간압연, 연속소둔하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
강 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만이면 슬라브 개재물 등이 충분히 재용해되지 않아, 열간압연 이후 재질편차, 표면결함 등의 원인이 될 수 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 과도한 성장에 의해 강도가 저하되는 문제가 생길 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 850~980℃의 온도범위에서 열간압연할 수 있다.
열간압연 온도가 850℃ 미만이면 압연 도중에 페라이트 변태가 발생하여 연신된 조직이 생성되고, 이에 따라 이방성 열화, 냉간압연성 열화 등의 문제가 생길 수 있다. 반면, 그 온도가 980℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 고온 작업에 따른 표면 품질이 열화하는 문제가 생길 수 있다.
냉각 및 권취
상기 열간압연된 강판을 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 500~750℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있다.
권취온도가 500℃ 미만이면 강판 형상이 불량해지고, 미세한 결정립 형성으로 인한 연성 저하의 문제가 생길 수 있다. 반면, 그 온도가 750℃를 초과하면 조대한 페라이트 결정립이 형성되고, 조대한 탄화물 및 질화물이 형성되기 쉬워 강의 재질이 열화될 수 있다. 또한, 높은 권취온도로 인해 Mn, Si 등과 같은 열연강판 산화물이 증가하여, 산세공정에서 산화물이 일부 잔존하거나, 산화물이 완전히 제거된다 할지라도 강판의 표층 부위에 농화물이 형성되어 도금 시, 표면결함의 원인이 될 수 있다.
냉각속도가 10℃/s 미만이면 결정립 크기가 증가하게 되어, 내시효성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있는 반면, 그 속도가 70℃/s를 초과하면 급냉에 따른 미세 결정립이 생성되어 강재의 항복강도 증가 등의 재질 프레스 성형 후 결함이 발생하는 문제가 생길 수 있다.
본 발명에서는 권취된 강판을 산세를 통해 강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다. 산세 조건은 특별히 한정하지 않으며, 통상의 조건으로 행할 수 있다.
냉간압연
상기 냉각 및 권취된 강판을 60~90%의 범위 내에서 관계식 4에서 정의되는 CR1 이상 CR2 이하의 냉간압연율로 냉간압연할 수 있다.
냉간압연율이 60% 미만이면 목표 두께 확보 및 결정립 미세화가 어려울 수 있고, 강판의 형상 교정이 어려울 수 있다. 반면, 압연율이 90%를 초과하면 강판의 엣지(edge)부에서 크랙이 발생할 수 있고, 냉간압연 부하가 야기될 수 있다.
더하여, 본 발명에서는 목적하는 면내 이방성을 확보하기 위하여, Mn, Si, P, Mo의 함량에 따라 냉간압연율을 제어하고자 한다. 이들은 이방성이 불리한 원소로, 이들의 함량에 따라 냉간압연율을 제어함으로써 이방성 확보에 유리할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 면내 이방성을 확보하기 위하여 관계식 4를 도출하여 이들 원소와 냉간압연율의 관계를 최적화하였다. 본 발명에서는 관계식 4에서 정의되는 CR1 이상 CR2 이하의 냉간압연율로 냉간압연할 때, 본 발명에서 목적하는 면내 이방성을 확보할 수 있으며, 도 2는 관계식 4와 냉간압연율의 관계를 그래프로 나타낸 것이다.
[관계식 4]
CR1 = 77-4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
CR2 = 80+4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
(여기서, [Mn], [Si], [P] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
연속소둔
상기 냉간압연된 강판을 750~840℃의 온도범위에서 연속소둔할 수 있다.
연속소둔 온도가 750℃ 미만일 경우, 재결정이 충분히 완료되지 못하여 혼립조직이 발생할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 840℃를 초과할 경우, 고온 소둔에 의한 현장 설비 트러블 발생 소지가 매우 높아지고, 결정립도 너무 조대해져 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하기에 어려움이 있다. 또한, 높은 소둔온도로 의한 표층 산화물 증가는 합금화 용융 도금층에서 표면결함이 발생하는 원인이 될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 도금강판은 본 발명의 냉연강판을 도금, 합금화 및 조질압연하여 제조될 수 있다.
도금
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 도금을 행할 수 있다.
본 발명에서는 용융 아연 도금 시, 도금욕의 온도는 특별히 한정하지 않을 수 있으며, 통상의 조건으로 행할 수 있다. 보다 바람직하게는 440~500℃의 용융 아연계 도금욕에 침지하여 도금을 행할 수 있다.
합금화
상기 용융아연 도금된 강판을 450~540℃의 온도범위에서 합금화할 수 있다.
합금화 온도가 450℃ 미만일 경우, 소둔 강판 전폭에서 비도금 부위가 발생할 수 있으며, 그 온도가 540℃를 초과할 경우, 과도한 합금화로 인한 취성적인 Fe-Zn 금속간 화합물(Γ)의 영향으로 파우더링 특성이 열위할 수 있다.
조질압연
상기 합금화된 강판을 0.6~2.0%의 압연율로 조질압연을 행할 수 있다.
조질압연 압연율이 0.6% 미만일 경우, 충분한 전위가 형성되지 않으며, 판 형상 측면에서도 불리하며, 도금 표면 결함이 발생할 우려가 있다. 또한 내시효성 측면에서도 불리할 수 있다. 반면, 그 압연율이 2.0%를 초과할 경우, 표층부의 과도한 전위밀도 증가에 따른 재질 열화와 더불어, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등의 부작용이 야기될 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 인장강도가 340MPa 이상이고, 항복강도가 180~250MPa이고, 연신율이 37% 이상이며, 면내 이방성 값인 Δr 값이 0.3 이하이고, 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이)이 30MPa 이상이고, AI 값(100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신율(YPel))이 0.2% 이하로, 소부경화성 및 내시효성이 우수하고, 면내 이방성이 작으며 선형결함 등이 발생하지 않아 표면품질이 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 1의 조성을 가지는 강 슬라브를 재가열 온도 1200℃, 열간압연 마무리 온도 Ar3 온도 이상인 920℃, 권취온도 620℃의 조건으로 제조하였으며, 이 때 열간압연 후 냉각속도는 본 발명의 범위를 만족하는 범위 내에서 행하였다. 그 후, 염산을 이용하여 열연강판을 산세한 후 표 2의 조건으로 냉간압연을 행하였다. 또한, 표 2의 연속소둔 조건으로 연속소둔을 행한 후, 로냉(furnace cooling)으로 냉각하였다.
이후, 용융아연 도금강판의 제조를 위하여 460℃의 용융아연 도금 pot에 강판을 침지하여 용융아연 도금을 행하였으며, 520℃로 합금화 처리를 수행하였다. 그리고, 용융아연 도금이 완료된 강판을 표 2의 조질 압연율 조건으로 조질압연을 행하였다.
| 강종 | 합금조성(중량%) | 관계식 1 | 관계식 3 | 관계식 4 | ||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | S.Al | Mo | Nb | B | N | R1 | R2 | CR1 | CR2 | |
| A | 0.0021 | 0.02 | 0.4 | 0.03 | 0.006 | 0.021 | 0.04 | 0.007 | 0.0009 | 0.002 | 0.43 | 0.43 | 71.8 | 85.2 |
| B | 0.0022 | 0.02 | 0.3 | 0.02 | 0.005 | 0.034 | 0.04 | 0.008 | 0.001 | 0.002 | 0.65 | 0.47 | 72.4 | 84.6 |
| C | 0.0025 | 0.04 | 0.3 | 0.03 | 0.004 | 0.045 | 0.07 | 0.009 | 0.0015 | 0.0015 | 0.75 | 0.46 | 70.0 | 87.0 |
| D | 0.0019 | 0.01 | 0.6 | 0.01 | 0.004 | 0.043 | 0.02 | 0.006 | 0.0009 | 0.001 | 0.65 | 0.41 | 72.9 | 84.1 |
| E | 0.0033 | 0.02 | 0.5 | 0.03 | 0.006 | 0.052 | 0.05 | 0.01 | 0.0009 | 0.0035 | 0.54 | 0.39 | 70.8 | 86.2 |
| F | 0.0039 | 0.03 | 0.4 | 0.03 | 0.004 | 0.037 | 0.03 | 0.011 | 0.001 | 0.0028 | 0.32 | 0.36 | 72.2 | 84.8 |
| G | 0.0028 | 0.02 | 0.5 | 0.03 | 0.007 | 0.033 | 0.06 | 0.009 | 0.0015 | 0.0033 | 0.65 | 0.41 | 70.4 | 86.6 |
| H | 0.0019 | 0.02 | 0.5 | 0.05 | 0.002 | 0.033 | 0.03 | 0.006 | 0.0012 | 0.003 | 0.19 | 0.41 | 71.4 | 85.6 |
| I | 0.0025 | 0.03 | 0.6 | 0.07 | 0.004 | 0.035 | 0.03 | 0.009 | 0.001 | 0.002 | 0.14 | 0.46 | 70.2 | 86.8 |
| J | 0.0033 | 0.01 | 0.7 | 0.05 | 0.007 | 0.045 | 0.01 | 0.009 | 0.003 | 0.004 | 0.06 | 0.35 | 72.0 | 85.0 |
| K | 0.0041 | 0.03 | 0.8 | 0.03 | 0.005 | 0.046 | 0.04 | 0.012 | 0.001 | 0.003 | 0.43 | 0.38 | 70.0 | 87.0 |
| L | 0.0019 | 0.04 | 0.5 | 0.09 | 0.003 | 0.056 | 0.05 | 0.007 | 0.0009 | 0.004 | 0.18 | 0.48 | 68.7 | 88.3 |
| M | 0.0027 | 0.02 | 0.5 | 0.04 | 0.004 | 0.048 | 0 | 0.008 | 0.001 | 0.002 | 0.00 | 0.38 | 73.5 | 83.5 |
| N | 0.0018 | 0.01 | 0.7 | 0.03 | 0.005 | 0.046 | 0.02 | 0.02 | 0.001 | 0.0045 | 0.22 | 1.43 | 72.0 | 85.0 |
| O | 0.002 | 0.04 | 1.8 | 0.03 | 0.006 | 0.055 | 0.04 | 0.007 | 0.001 | 0.0055 | 0.43 | 0.45 | 65.8 | 91.2 |
| P | 0.007 | 0.03 | 0.6 | 0.02 | 0.005 | 0.045 | 0.06 | 0.009 | 0.0015 | 0.0035 | 0.97 | 0.17 | 69.8 | 87.2 |
| Q | 0.0033 | 0.04 | 0.7 | 0.02 | 0.005 | 0.044 | 0.07 | 0.009 | 0.0021 | 0.0034 | 1.13 | 0.35 | 68.6 | 88.4 |
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 4]
CR1 = 77-4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
CR2 = 80+4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
(여기서, [Mn], [Si], [P] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
| 시편 번호 |
강종 | 냉간압연 | 연속소둔 | 조질압연 |
| 압연율 | 온도(℃) | 압연율(%) | ||
| 1 | A | 75 | 810 | 1.5 |
| 2 | A | 60 | 800 | 1.5 |
| 3 | B | 73 | 790 | 1.5 |
| 4 | B | 65 | 790 | 1.5 |
| 5 | C | 75 | 800 | 1.4 |
| 6 | D | 80 | 800 | 1.4 |
| 7 | E | 78 | 830 | 1.6 |
| 8 | F | 75 | 810 | 1.5 |
| 9 | G | 78 | 800 | 1.5 |
| 10 | H | 75 | 810 | 1.6 |
| 11 | I | 75 | 820 | 1.2 |
| 12 | J | 75 | 800 | 1.3 |
| 13 | K | 65 | 780 | 1.5 |
| 14 | K | 78 | 800 | 1.5 |
| 15 | K | 91 | 800 | 1.5 |
| 16 | L | 65 | 790 | 1.3 |
| 17 | M | 74 | 810 | 1.4 |
| 18 | N | 75 | 800 | 1.5 |
| 19 | O | 65 | 810 | 1.4 |
| 20 | P | 70 | 820 | 1.7 |
| 21 | Q | 73 | 820 | 1.6 |
하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직 및 기계적 특성을 측정하여 나타내었다. 모든 강종의 미세조직은 페라이트 단상으로 이루어졌으며, 각 강종에 대하여 미세조직을 관찰하여 관계식 2의 T 값을 계산하여 나타내었다. X선 회절 적분 강도비는, 무방향성 표준 시료의 X선 회절 적분 강도를 기준으로 했을 때의 상대적인 강도이며, X선 회절은 에너지 분산형 등 통상의 X선 회절 장치를 사용할 수 있다. 또한, 제조된 강판에 대하여 JIS-5 규격을 이용하여 압연직각방향으로 인장시험을 실시하여, 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하여 나타내었다. 면내 이방성을 나타내는 Δr (delta r) 값은 하기의 식에 나타난 바와 같이, 인장시험 시, 0 45, 90도 방향의 Lankford value을 이용하여 계산하였다. 또한, 동일한 규격에 대하여 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부(baking) 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차)을 측정하였으며, AI 값(100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신율(YPel))을 측정하여 나타내었다. 더하여, 도금 및 합금화 후 표면에 선형의 표면결함을 관찰하여 결함이 존재하지 않을 경우 OK, 결함이 존재할 경우 NG로 나타내었다.
| 시편 번호 |
강종 | 미세조직 | 기계적 특성 | 구분 | ||||||
| 관계식 2 (T) | YP(MPa) | TS(MPa) | El(%) | BH(MPa) | AI | Δr | 선형결함 | |||
| 1 | A | 3.5 | 236 | 343 | 39 | 38.6 | 0 | 0.2 | OK | 발명예1 |
| 2 | A | 1.5 | 223 | 332 | 40 | 32.5 | 0 | 0.6 | OK | 비교예1 |
| 3 | B | 2.9 | 220 | 355 | 39 | 41.2 | 0 | 0.2 | OK | 발명예2 |
| 4 | B | 1.1 | 211 | 344 | 38 | 38.3 | 0 | 0.5 | OK | 비교예2 |
| 5 | C | 3.3 | 246 | 346 | 41 | 39.6 | 0 | 0.2 | OK | 발명예3 |
| 6 | D | 6.1 | 244 | 362 | 38 | 37.1 | 0 | 0.2 | OK | 발명예4 |
| 7 | E | 3.8 | 233 | 355 | 39 | 40.2 | 0 | 0.3 | OK | 발명예5 |
| 8 | F | 4.2 | 229 | 351 | 41 | 42.5 | 0 | 0.3 | OK | 발명예6 |
| 9 | G | 5.1 | 244 | 366 | 39 | 44.2 | 0 | 0.2 | OK | 발명예7 |
| 10 | H | 3.6 | 252 | 370 | 38 | 54.1 | 0.1 | 0.3 | NG | 비교예3 |
| 11 | I | 3.9 | 255 | 369 | 38 | 35.3 | 0 | 0.2 | NG | 비교예4 |
| 12 | J | 2.8 | 225 | 343 | 42 | 42.5 | 0 | 0.3 | NG | 비교예5 |
| 13 | K | 0.9 | 233 | 346 | 39 | 46.5 | 0 | 0.4 | OK | 비교예6 |
| 14 | K | 4.4 | 245 | 357 | 39 | 40.3 | 0 | 0.3 | OK | 발명예8 |
| 15 | K | 4.4 | 285 | 366 | 34 | 45.3 | 0 | 0.3 | OK | 비교예7 |
| 16 | L | 1.2 | 266 | 379 | 37 | 49.1 | 0.1 | 0.5 | NG | 비교예8 |
| 17 | M | 3.8 | 226 | 356 | 39 | 33.8 | 0 | 0.3 | NG | 비교예9 |
| 18 | N | 6.1 | 240 | 360 | 37 | 5 | 0 | 0.1 | NG | 비교예10 |
| 19 | O | 0.8 | 277 | 389 | 33 | 42.1 | 0.1 | 0.5 | OK | 비교예11 |
| 20 | P | 2.1 | 288 | 401 | 30 | 79 | 1.2 | 0.1 | OK | 비교예12 |
| 21 | Q | 3.3 | 261 | 395 | 36 | 55 | 0 | 0.2 | OK | 비교예13 |
[관계식 2]
T = X(222)/[X(200)+X(110)+X(112)]
(여기서, X(222), X(200), X(110) 및 X(112)는 강판 두께 1/4 깊이 위치에서, 강판 면에 평행한 {222}면, {200}면, {110}면 및 {112}면의 각 X선 회절 적분 강도비이다.)
[식]
Δr = (r0 - 2r45 + r90)/2
(여기서, r0, r45, r90은 인장시험 시, 0, 45, 90도 방향의 Lankford value이다.)
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
반면, 비교예 1 및 2는 냉간압연 조건이 본 발명에서 제시하는 냉간압연율 조건에 미달되어 X선 적분 강도가 본 발명의 기준을 벗어나고, 이로 인해 Δr 값이 과도하게 높았다.
비교예 3 내지 5는 P 함량이 본 발명에서 제시하는 범위를 초과 또는 미달되어 관계식 1 조건을 충족하지 못하였으며, 그 결과 선형 결함이 발생하였다.
비교예 6은 냉간압연 시, 압연율이 본 발명의 범위를 만족하지 못하여 X선 적분 강도가 본 발명의 범위를 만족하지 못하며, 이로 인해 Δr 값이 제안하는 범위를 초과하였다.
비교예 7 은 과도한 냉간압연율에 의한 결정립 미세화로 X선 회절 값의 기준은 만족하나 항복강도가 높고 연신율이 부족하였다. 특히, 항복강도가 과도하여 프레스 가공 시, 가공 크랙이 발생하는 성형성이 열화되는 문제가 있다.
비교예 8은 P 함량이 본 발명의 범위를 초과하여, X선 적분 강도가 낮고, Δr 값이 제안하는 범위를 초과하였다. 또한, 냉간압연율이 부족하여 용융도금 후 표면에 선형의 결함이 발생하였다.
비교예 9는 Mo를 첨가하지 않은 것으로, 그 외의 제조조건이 본 발명의 조건을 만족하여 면내 이방성 기준은 만족하지만, Mo 미첨가에 의해 선형결함 개선효과를 전혀 기대할 수 없었다.
비교예 10은 Nb 함량이 본 발명의 범위를 초과한 것으로, 그 외의 조업조건이 양호하여 면내 이방성, 도금층 표면의 선형 결함 등이 발생하지 않았으나, 높은 Nb 함량에 기인한 강 중 고용탄소 부족으로 BH 값이 부족하였다.
비교예 11은 Mn 함량이 본 발명의 범위를 초과한 것으로, 이로 인해 연성이 열화하는 문제가 발생하였다. 또한, 냉간압연율이 부족하여 면내 이방성이 열화하였다.
비교예 12는 C 함량이 과도한 것으로, 이러한 높은 C 첨가는 강 중 고용탄소량의 증가를 초래하여 BH 성이 매우 높아지고, 상온 내시효성이 열화하는 문제가 있었다. 또한, 과도한 C 함량에 의해 연신율이 열위하였다.
비교예 13은 합금성분 및 제조조건이 본 발명의 조건을 만족하였으나, 관계식 1을 만족하지 못한 것으로, 첨가된 P 함량 대비 Mo 첨가량이 높아 Mo에 의한 선형결함 개선효과는 우수하였으나, 과도한 Mo/P 비(ratio) 증가로 인해 강도가 증가하고, 연신율이 다소 낮아지는 문제가 있었다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.
Claims (13)
- 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.004%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.05% 이하, 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.012%, 보론(B): 0.0035% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R1 값이 0.3~0.8이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 2 이상이고,
연신율이 37% 이상인 냉연강판.
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 2]
T = X(222)/[X(200)+X(110)+X(112)]
(여기서, X(222), X(200), X(110) 및 X(112)는 강판 두께 1/4 깊이 위치에서 강판 면에 평행한 {222}면, {200}면, {110}면 및 {112}면의 각 X선 회절 적분 강도 비이다.)
- 제1항에 있어서,
상기 강판은 하기 관계식 3에서 정의되는 R2 값이 0.3~0.8인 냉연강판.
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
- 제1항에 있어서,
상기 강판은 미세조직이 페라이트 단상으로 이루어지는 냉연강판.
- 제1항에 있어서,
상기 강판은 인장강도가 340MPa 이상이고, 항복강도가 180~250MPa이며, 면내 이방성 값인 Δr 값이 0.3 이하인 냉연강판.
- 제1항에 있어서,
상기 강판은 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이)이 30MPa 이상이고, AI 값(100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신율(YPel))이 0.2% 이하인 냉연강판.
- 제5항에 있어서,
상기 강판은 소부 경화량(Lower BH 값, 170℃에서 20분 소부 시, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이)이 50MPa 이하인 냉연강판.
- 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판; 및
상기 냉연강판의 적어도 일 측면에 합금화 용융아연 도금층이 구비되는 도금강판.
- 중량%로, 탄소(C): 0.001~0.004%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 실리콘(Si): 0.05% 이하, 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.012%, 보론(B): 0.0035% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.07%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R1 값이 0.3~0.8인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 냉각한 후 권취하는 단계;
상기 냉각 및 권취된 강판을 60~90%의 범위 내에서 관계식 4에서 정의되는 CR1 이상 CR2 이하의 냉간압연율로 냉간압연하는 단계; 및
상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하는 단계를 포함하는 냉연강판 제조방법.
[관계식 1]
R1 = [Mo]/[P]
(여기서, [Mo] 및 [P]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
[관계식 4]
CR1 = 77-4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
CR2 = 80+4*([Mn]+5[Si]+7[P]+15[Mo])
(여기서, [Mn], [Si], [P] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
- 제8항에 있어서,
상기 강판은 하기 관계식 3에서 정의되는 R2 값이 0.3~0.8인 냉연강판 제조방법.
[관계식 3]
R2 = [Nb]/[C]
(여기서, [Nb] 및 [C]는 각 원소의 원자% 농도이다.)
- 제8항에 있어서,
상기 재가열은 1100~1250℃의 온도범위로 행하고,
상기 열간압연은 850~980℃의 온도범위로 행하며,
상기 냉각 시, 열간압연 후 10~70℃/s의 평균 냉각속도로 500~750℃의 온도범위까지 냉각하고,
상기 연속소둔은 750~840℃의 온도범위에서 행하는 냉연강판 제조방법.
- 제8항에 있어서,
상기 권취 후, 강판을 산세하는 단계를 더 포함하는 냉연강판 제조방법.
- 제8항 내지 제11항 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;
상기 용융아연 도금된 강판을 합금화하는 단계; 및
상기 합금화된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 도금강판 제조방법.
- 제12항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금욕은 440~500℃이고,
상기 합금화는 450~540℃의 온도범위에서 행하고,
상기 조질압연은 0.6~2.0%의 조질 압연율로 행하는 도금강판 제조방법.
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| KR (1) | KR20230072728A (ko) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024150462A1 (ja) * | 2023-01-13 | 2024-07-18 | 日本製鉄株式会社 | めっき鋼板 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2576329B2 (ja) | 1991-11-12 | 1997-01-29 | 日本鋼管株式会社 | 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2004169160A (ja) | 2002-11-22 | 2004-06-17 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2009509046A (ja) | 2005-09-23 | 2009-03-05 | ポスコ | 耐時効性に優れた高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法。 |
-
2021
- 2021-11-18 KR KR1020210159257A patent/KR20230072728A/ko unknown
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