KR910010055B1 - 형상동결성이 우수한 비시효성 냉연강판의 제조방법 - Google Patents

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Description

형상동결성이 우수한 비시효성 냉연강판의 제조방법

제1도는 종래강, 비교강 및 발명강에 대한 기계적 성질의 변화를 나타낸 그래프.

제2도는 발명강의 전자현미경 조직사진.

제3도는 발명강의 석출물의 EDS 분석사진.

제4도는 비교강의 전자현미경 조직사진.

제5도는 비교강의 석출물의 EDS 분석사진.

본 발명은 자동차의 내, 외판 및 가전제품에 응용되는 가공성이 우수한 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 연고 소둔 방식에 의하여 형상 동결성이 우수한 비시효성 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

가공성이 우수한 냉연강판의 제조법으로 저탄소 알루미늄 킬드강을 상소둔하는 방법이 알려져 있는데, 이 상소둔방법은 소둔중 알미늄석출물(AIN)의 석출로[111] 접합 조직을 발달시켜 성형성을 높이는 방법이다. 그러나, 상소둔방법으로 제조된 저탄소 알미늄킬드강의 경우 성형성은 대체로 우수하지만 극저탄소강을 제외하고는 항복 강도가 높아 가공 후 형상동결성이 우수하지 못한 단점이 있으며 장시간 가열 및 냉각으로 연속 소둔방식에 비해 생산성이 매우 낮은 단점이 있다.

또한, 저탄알미늄킬드강을 연속소둔할 경우 급속가열 및 냉각으로 수둔중 알미늄 석출물의 석출에 의한 {111}집합 조직의 발달이 거의 불가능하므로 상소둔재에 비해 성형성이 매우 열등하다. 이러한 단점을 개선하기 위해 극저탄소강에 강력한 탄·질화물 형성 원소를 첨가한 여러 강종을 연속소둔으로 제조하기에 이르렀다. 극저탄소강에 특수 원소를 첨가한 강은 연속소둔시 집함 조직의 발달로 성형성 및 형상 동결성이 우수하고, 비시효 특성을 갖지만, 강중 탄소함량이 매우 낮으므로 인(p)의 입계편석에 의한 가공 크랙의 발생원인이 될 수 있으며, 제강 과정에서 탄소함량을 극저로 낮추기 위해 취련시간이 매우 길어야하므로 생산성의 저하와 함께 생산성의 저하와 함께 생산비의 상승 요인이 되는 등 이에 따른 여러 가지 단점이 있었다.

본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위하여 제안된 것으로서, 저탄소 알미늄킬드강을 이용하여 성형성 및 형상 동결성이 우수하며 비시효성인 냉연강판을 연속소둔 방식에 의해 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은, 중량%로, C : 0.011-0.25%, Mn : 0.1%이하, sol.Al : 0.03-0.1%, Ti :0.08-0.15% 및 불가피하게 첨가되는 원소를 포함하고, 상기 Ti이 (Ti/48)(C/12+N/14+S/32)=0.8-1.5인 저탄소강을 통상적인 방법으로 1000-1300℃에서 1-2시간 유지한 후 Ar₃변태점 이상의 온도에서 마무리 압연하고, 600℃이상의 온도에서 권취한 다음, 70-80%의 입하율로 냉간압연한 후, 재결정 온도 이상에서 연속소둔하는 형상 동결성 및 성형성이 우수한 냉연강판의 제조 방법에 관한 것이다.

이하, 상기 수치한정 이유에 대하여 설명한다.

상기 탄소가 0.011%이하인 경우에는 탄소함량이 낮아 재질 측면에서는 유리하겠지만 강중의 탄소함량을 0.011%이하로 낮추기 위해서는 제강 공정에서 취련 시간이 길어질 뿐만 아니라 공정 시간이 길어져 생산성이 낮아지고 제조원가 상승의 원인이 되며, Ti(Fe.P)계 석출물이 석출하지 않으므로, P의 입계편석에 의한 가공 크랙 발생의 가능성이 크기 때문에 그 하한치를 0.011%로 제한하였으며, 탄소함량이 0.025%이상인 경우에는 소둔판의 결정립이 미세하여 연신율이 낮아질 뿐만 아니라 항복 강도가 높아 형상 동결성 및 성형성이 열화하므로 상한선을 0.025%로 제한하였다. 상기 Mn은 일반적으로 S에 의한 열간취성을 방지하거나 인장강도 및 항복 강도를 높힐 목적으로 첨가하는데, 본 발명강의 경우 Ti를 첨가함으로써 강중 TiS 석출물이 석출되므로 S에 의한 열간 취성의 발생 가능성이 없으며, Mn의 첨가량이 많을 경우 항복 강도의 증가로 형상 동결성이 열화되므로 첨가량의 상한선을 0.1%로 하였다.

탈산을 목적으로 첨가하는 Al은 냉간압연 전, 후의 공정에서 석출물로 석출하므로 강중 질소를 고정하는 역할을 하는데, 본 발명강에서는 충분한 탈산과 질소를 충분히 고정시킬 수 있도록 sol.Al의 함량으로 0.03%를 하한선으로 하였으며, 0.1%이상에서는 그 효과가 거의 없기 때문에 상한치를 0.1%로 하였다.

상기 Ti는 0.08%미만에서는 시효 지수가 4kg/mm²이상으로 시효성 보증이 어려울 뿐만 아니라 탄소 또는 질소원자의 불완전 고정으로 고용탄소 또는 질소원자에 의한 고용강화 효과와 일부 석출한 Ti 탄·질화물에 의한 석출 강화 효과로 항복 강도가 높아져 형상동결성이 낮아 하한치를 0.08%로 하였으며, 0.015%이상에서는 재결정 온도의 상승으로 소둔판의 결정립이 미세하여 연성이 저하하며, 강중 고용 Ti의 증가로 항복 강도가 높아져 형상 동결성이 열화되기 때문에 상한선을 0.15%로 하였다. Ti의 함량이 0.08-0.15%인 구간에서는 항복 강도가 15kg/mm²이하로서 형상 동결성이 우수할 뿐만 아니라 시효 지수도 0kg/mm²로 완전한 비시효성강을 제조할 수 있다.

또한, 상기 Ti이 (Ti/48)(C/12+N/14+S/32)=0.8-1.5가 되도록 제한한 이유는 이 값이 0.8 미만인 경우 강중 고용탄소 및 질소가 많이 잔존하여 항복 강도가 높아 형상 동결성이 양호하지 못하며 시효 지수가 높아 비시효성 보증이 어렵기 때문이고, 그 값이 1.5이상일 경우 강중 고용 Ti의 양이 많아 항복 강도가 높아지며, 재결정온도 상승이 원인이 되어 소둔재결정립이 미세화하여 성형성 및 연성이 열화되기 때문이다. 반면, 상기 Ti이 0.8-1.5의 값을 갖는 경우에는 항복강도 15kg/mm²이하로 형상 동결성이 양호하며, 성형성의 척도인 소성 이방성지수(

)값이 1.9이상으로 성형성도 양호하며, 연신율이 47% 이상으로 연성도 우수할 뿐만 아니라 특히 이 구간에서는 Ti(Fe.P)계 석출물을 석출하므로 극저탄소강을 이용한 특수원소 첨가강에서 흔히 나타나는 P의 입계편석에 의한 가공크랙의 발생을 완전히 방지할 수 있게 된다.

상기한 저탄소강에는 N과 S가 함유되는데, 이 N과 S의 함량은 통상의 저탄소강에 함유될 수 있는 량으로서, N의 경우에는 0.007% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.04%이하며, S의 경우에는 0.02%이하가 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01-0.015%이다. 상기 N과 S량은, N과 S량의 증가와 더불어 Ti 첨가량의 증가를 가져오게 되므로, 이러한 관점에서 그 상한값이 결정된다. 상기 열간마무리 압연 온도를 Ar₃이상으로 제한한 것은 Ar₃이하의 온도에서 압연할 경우 압연조직의 생성으로 냉연집합조직 발달을 저해하여 성형성이 열화되기 때문이다.

권취 온도를 600℃이상으로 제한한 것은 AlN 석출물을 충분히 석출시켜 소둔시 집합 조직의 발달을 유도하기 위한 것이며 통상의 방법으로 냉간압연한 후 연속소둔 온도를 재결정온도 이상으로 제한한 것은 재결정 온도 이하에서 소둔할 경우 압연 조직이 잔존하여 연성 및 성형성이 양호하지 못하기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

[실시예 1]

하기 표 1의 화학 조성을 갖는 저탄소강의 슬라브를 1200℃의 유지로에서 1.5시간 유지한 후, 열간압연하되 마무리 압연온도를 900℃로 하고, 650℃에서 권취한 다음, 75%의 압하율로 냉간압연한 후 연속소둔을 실시하였으며, 이때의 연속소둔온도는 850℃, 소둔시간은 30초였다.

하기 표 1의 상소둔은 상기와 같이 냉간압연한 후 50℃/hr의 승온 속도로 680℃까지 가열하고 이 온도에서 1시간 유지하고, 50℃/hr 냉각속도로 상온까지 냉각한 것이다.

[표 1]

상기와 같이 제조된 시편에 대하여 기계적 성질 즉, 항복 강도, 인장 강도, 연신율, 소성이방성지수(

) 및 시효지수를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었으며, 이중 발명강(1-4)과 비교강(5-7)에 대해서는 그 결과를 제1도에 도시하였다.

[표 2]

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명강(1-4)은 본 발명의 조성 범위를 벗어나는 알루미늄 킬드강을 상소둔 및 연속소둔하여 제조된 종래 강(8) 및 비교강(9)에 비하여 항복 강도가 낮아 형상 동결성이 우수할뿐만 아니라 연신율 및 성형성이 우수하며, 시효지수도 0kg/mm²으로 비시효성의 특성을 갖고 있으며, 항복강도가 15kg/mm²미만으로 형상 동결성이 대단히 우수하고

값도 1.9이상으로 양호한 성형성을 가지며 연신율도 48%이상으로 연성이 우수함을 알 수 있다.

또한, 상기 표 2 및 제1도에 나타난 바와 같이, 비교강(5)는 Ti의 원자비 및 첨가량이 적어 본 발명강(1-4)에 비하여 항복 강도가 매우 높고 연신율 및

값이 매우 낮으며, 시효지수도 높아 재질이 매우 열등함을 알 수 있다.

또한, 비교강(6-7)은 발명강의 조성 범위를 벗어나는 것으로서 시효지수는 0으로 양호하나 발명강(1-4)에 비하여

값 및 연신율이 낮으며 항복 강도가 높아 형상동결성이 열등함을 알 수 있다.

[실시예 2]

상기 실시예 1과 같은 방법으로 제조된 하기 표 3의 시편에 대하여 강의 첨가 원소 함량별 소둔판석출물의 화학성분을 조사하여 하기 표 3에 나타내었다.

[표 3]

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 범위에 부합되는 발명강 1 및 2의 경우에는 Ti(Fe.P)계의 석출물로서 Ti(Fe.P) 탄·질화물 및 TiS, AlN 등이 석출되었으며, 본 발명의 범위에서 벗어나는 비교강(a-c)의 경우에는 Ti 탄·질화물, TiS, AlN 등이 석출되었으나, P의 입계편석을 완전히 방지할 수 있는 P가 포함된 석출물은 전혀 석출되지 않았으며 상소둔 알미늄킬드강(비교강 c)의 경우 AlN만 석출되었다. 따라서, 발명강(1) 및 (2)의 경우에는 Ti(Fe.P)계 석출물이 석출하므로서 극저탄소강에 특수 원소를 첨가한 강에서 발생하는 결정립계의 P편석에 의한 2차 가공크랙 발생을 완전히 방지할 수 있는 반면에, 비교강(1-3)의 경우에는 강중의 P가 포함된 석출물은 전혀 석출되지 않고 Ti(C.N) 석출물 등만이 석출하므로서 P의 입계편석에 의한 2차 가공 크랙 발생 가능성이 매우 높게 된다.

또한, 본 발명에 부합되는 강과 본 발명의 범위를 벗어나는 강에서의 석출물의 석출 현상을 보다 명확히 하기 위하여 상기 발명강(2) 및 비교강(b)에 대해서 전자 현미경 조직사진 및 석출물의 EDS 분석 사진을 제2도-제6도에 각각 나타내었다.

발명강(2)에 대한 전자 현미경 조직 사진을 나타내는 제2도(여기서, ″A″는 Ti(Fe.P)계 석출물을 나타냄) 및 Ti(Fe.P)계 석출물에 대한 EDS 분석 사진을 나타낸 제3도에서 알 수 있는 바와 같이, 발명강(2)에서는 Ti(Fe.P)계 석출물 및 TiS 등이 석출되어 있으며 반면에, 비교강(b)에 대한 전자 현미경 조직 사진을 나타낸 제4도(여기서, ″B″는 Ti(C,N)석출물을 나타냄) 및 Ti(C,N) 석출물에 대한 EDS 분석 사진을 나타낸 제5도에서 알 수 있는 바와 같이, P가 포함된 석출물은 석출되지 않았으며 Ti(C,N) 등만이 석출되어 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 상소둔 방식에 의해 제조된 알미늄킬드강에 비하여 생산성이 월등히 높으며 형상 동결성이 우수하고 비시효성인 재질을 얻을 수 있으며, 저탄소강을 이용함으로써 극저탄소강을 이용한 특수원소 첨가강에 비하여 생산성 향상 및 생산 원가를 절감할 수 있을 뿐만 아니라 결정립계의 P 편석에 의한 가공 크랙 발생을 완전히 방지할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

1. 중량%로, C : 0.011-0.025%, Mn : 0.1%이하, sol.Al : 0.03-0.1%, Ti : 0.08-0.15%, N : 0.07%이하, S : 0.02%이하 및 불가피하게 첨가되는 원소를 포함하고, 상기 Ti가 (Ti/48)(C/12+N14+S/32)=0.8-1.5인 저탄소강을 통상적인 방법으로 1000-1300℃에서 1-2시간 유지한 후, Ar₃변태점 이상이 마무리 압연 온도로 열간압연하고, 600℃이상의 온도에서 권취한 다음, 70-80%의 압하율로 냉간압연한 후, 재결정 온도 이상에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 비시효성 냉연강판의 제조 방법.

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