WO2018030715A1 - 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2018030715A1
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한상호
이제웅
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high strength steel sheet excellent in formability which can be preferably applied to materials such as automotive exterior materials and a manufacturing method thereof.
  • Steel applied as a material for interior and exterior board materials (doors, hoods, fenders, floors, etc.) of automobiles requires not only high strength but also excellent moldability. This is to improve passenger safety from an accident and to improve fuel efficiency by lightening the body.
  • IF steels Interstitial Free Steel
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • patent documents 1-4 typically.
  • the IF steel exhibited an average coefficient of plastic anisotropy (Lankford value, r value) of 1.5 to 1.8, and was very insufficient to replace the parts used in the conventional DDQ (Deep Drawing Quality) grade soft cold rolled steel sheet.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1992-280943
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 193-070836
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 193-263184
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1998-096051
  • One of the objects of the present invention is to provide a high strength steel sheet excellent in formability and a method of manufacturing the same.
  • C 0.001 ⁇ 0.004%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 1.2% or less (excluding 0%), P: 0.005 ⁇ 0.12%, S: 0.01 % Or less, N: 0.01% or less, acid soluble Al: 0.1% or less (excluding 0%), Ti: 0.01 to 0.04%, balance Fe and unavoidable impurities, and the content of Ti, N and S is represented by the following relation 1
  • High-strength steel sheet whose ratio (b / a) of average random intensity ratio (b) of a deflection group is 2.3 or more, and baking hardening quantity (BH) is 4 MPa or more To provide.
  • C 0.001 ⁇ 0.004%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 1.2% or less (excluding 0%), P: 0.005 to 0.12%
  • S Hot rolling a steel slab containing 0.01% or less, N: 0.01% or less, acid soluble Al: 0.1% or less (excluding 0%), Ti: 0.01 to 0.04%, balance Fe and unavoidable impurities, to obtain a hot rolled steel sheet
  • Winding the hot rolled steel sheet at a temperature of 450 to 750 ° C. cold rolling the wound hot rolled steel sheet to a reduction ratio of 75% or more to obtain a cold rolled steel sheet, and heating the cold rolled steel sheet to an annealing temperature of 830 to 880 ° C.
  • annealing time at the annealing temperature of 30 to 80 sec for continuous annealing, cooling the continuously annealing cold rolled steel sheet at a rate of 2 ⁇ 10 °C / sec to a temperature of 650 °C or less, the cold cold rolled Temper-rolling the steel sheet at a reduction ratio of 0.3-1.6%, and at an elevated temperature of the cold-rolled steel sheet, annealing is started from (recrystallization start temperature +20) ° C.
  • the average cooling rate to provide a method for manufacturing a high strength steel sheet characterized in that not more than 5 °C / sec.
  • the thin steel sheet according to the present invention is excellent in strength and formability and may be preferably applied to materials such as automotive exterior materials.
  • the present inventors have studied in depth to solve the problems of the prior art described above, by adding titanium (Ti), which is a strong carbonitride-forming element in steel alone, or by adding titanium (Ti) and niobium (Nb) in combination Remove solid solutions such as carbon (C), nitrogen (N), and sulfur (S), but properly control the positional distribution of carbides, etc. resulting from the removal of the solid solution, and control the texture to increase the strength and drawability. It was remarkably improved, and it was confirmed that the baking hardenability could be remarkably improved by allowing the dissolved carbon dissolved in the annealing to remain at an appropriate level, thus completing the present invention.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • alloy component and the preferred content range of the high strength steel sheet will be described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is an invasive solid solution and has a great influence on the formation of the texture of the steel sheet during cold rolling and annealing.
  • the amount of solid solution carbon in steel is increased, the growth of grains having ⁇ 111 ⁇ texture, which is advantageous for drawing workability, is suppressed, and the growth of grains having ⁇ 110 ⁇ and ⁇ 100 ⁇ texture is promoted, so that the drawability of thin steel sheet is enhanced. This may deteriorate.
  • the carbon content is excessively excessive, the Ti content required to precipitate it into carbides is excessively disadvantageous in terms of economics, and there is a problem in that fine TiC carbides are distributed in a large amount in steel, thereby rapidly deteriorating the drawing property.
  • the upper limit of the carbon content is controlled to 0.004%, preferably to 0.0035%.
  • the lower the carbon content may be advantageous to improve the drawability, but if the content is too low, there is a problem that the baking hardenability of the thin steel sheet is rapidly deteriorated. Therefore, in the present invention, the lower limit of the carbon content is controlled to 0.001%, preferably 0.0012%.
  • Silicon contributes to the increase in strength of the steel sheet by solid solution strengthening. However, if the content is excessive, there is a problem of causing surface scale defects and deterioration of the plating surface properties.
  • the upper limit is controlled to 0.5%, preferably to 0.05%.
  • the lower limit of the silicon content is not particularly limited, but may be preferably 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • Manganese is a solid solution strengthening element that not only contributes to improving the strength of the steel, but also precipitates S in the steel as MnS, thereby suppressing plate breakage and hot embrittlement caused by S during hot rolling.
  • the upper limit of the manganese content is controlled to 1.2% or less, preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • the lower limit of the manganese content in the present invention is not particularly limited, but may be preferably 0.01%, more preferably 0.1%.
  • Phosphorus is the most effective element to improve the strength of the steel without sacrificing the solubility effect and greatly drawing performance.
  • the lower limit of the phosphorus content is controlled at 0.005%, preferably at 0.008%, and more preferably at 0.010%.
  • the upper limit of the phosphorus content is controlled to 0.12%, preferably 0.10%, and more preferably 0.08%.
  • Sulfur and nitrogen are inevitable impurities in the steel, it is preferable to control their content as low as possible in order to ensure excellent welding properties.
  • the upper limit of the sulfur and nitrogen content in terms of securing the appropriate welding properties are respectively managed to 0.01% or less.
  • Acid value aluminum precipitates AlN and contributes to the improvement of drawing property and ductility of the steel sheet.
  • the content is excessive, there is a problem that an internal defect occurs in the steel sheet due to excessive formation of Al-based inclusions during steelmaking.
  • the upper limit of the acid value aluminum content is controlled at 0.1%, preferably at 0.08%, and more preferably at 0.05%.
  • the lower limit of the acid value aluminum content is not particularly limited, but may be preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • Titanium is an element that contributes greatly to the drawing property of thin steel sheet by depositing Ti-based carbonitride by reacting with solid solution carbon and solid solution nitrogen during hot rolling.
  • the lower limit of the titanium content is controlled at 0.01% or more, preferably at 0.012% or more, and more preferably at 0.015% or more.
  • the upper limit of the titanium content is controlled to 0.04%, preferably 0.03%.
  • Niobium precipitates solid carbon in the form of (Ti, Nb) C composite carbide during hot rolling, thereby facilitating formation of texture during annealing. Furthermore, when an appropriate amount of Nb is added, the plastic anisotropy (0 °, 45 °, 90 °) in each direction is improved, so that the plastic strain anisotropy (r-value) in the 0 ° and 45 ° directions relative to the 90 ° direction is improved. As a result, the planar anisotropy ( ⁇ r) of the material reaches near zero, and the r value is evenly distributed on the plate surface. There is an advantage that the defect is prevented.
  • the lower limit of the niobium content is preferably controlled to 0.005% or more, more preferably 0.008% or more.
  • the content is excessively excessive, solid solution carbon in steel is mostly precipitated as fine NbC, so that solid carbon hardly re-dissolves even after annealing, so that the hardening hardenability is deteriorated, and the amount of precipitated fine (Ti, Nb) C composite carbides is further reduced.
  • the relatively low drawability (r-value) is not only deteriorated, there is a problem of material degradation due to the recrystallization temperature rise.
  • the upper limit of niobium content is 0.04%, It is more preferable that it is 0.03%, It is still more preferable that it is 0.025%.
  • the upper limit of the boron content is controlled to 0.002% or less, preferably to 0.0015% or less.
  • the lower limit of the boron content is not particularly limited, but may be preferably 0.0003%, and more preferably 0.0005%.
  • the content of Ti, N and S is preferably to satisfy the following relational formula (1). If the value of [Ti]-(24/7) [N]-(3/2) [S] is less than -0.02, the r value, which is an index for evaluation of workability due to the absolute lack of Ti content to precipitate C in the steel with TiC On the other hand, when the value exceeds 0.025, FeTiP precipitates are formed in addition to the TiC precipitate, which is advantageous for workability, significantly inhibiting the development of the ⁇ 111 ⁇ orientation during annealing. More preferably, the value is controlled to -0.01 to 0.01.
  • a texture An array having a certain plane and orientation created inside a crystal is called a texture, and a pattern in which these tissues develop into a band in a predetermined direction is called a fiber aggregate.
  • the texture is closely related to the drawing property, and it is known that the higher the surface strength of the gamma ( ⁇ ) -fiber texture in which the ⁇ 111 ⁇ plane is formed perpendicular to the rolling surface, the drawing workability is improved. .
  • alpha ( ⁇ ) -fiber aggregate is defined as RD // ⁇ 110>
  • gamma ( ⁇ ) -fiber aggregate is defined as ND // ⁇ 111>.
  • the present inventors in order to form the gamma ( ⁇ ) -fiber aggregate structure as described above, the alpha ( ⁇ ) -fiber aggregate structure ((001) at the position t / 4 (t: thickness of the steel sheet) in the plate thickness direction from the steel plate surface ) [1-10] ⁇ (110) [1-10] Defense Group) Mean Random Intensity Ratio (a) and Gamma ( ⁇ ) -Fiber Structures ((111) [1-10] ⁇ (111) [-1 -12] found that the ratio of the average random intensity ratio (b) of the defense group) is very important.
  • the average random strength ratio of the (001) [1-10] to (110) [1-10] bearing groups at the point t / 4 (t: thickness of the thin steel sheet) in the plate thickness direction from the steel plate surface (a Average plastic anisotropy coefficient (Lankford value) when the ratio (b / a) of the average random strength ratio (b) of the (111) [1-10] to (111) [-1-12] defense groups to , r value) can be ensured to 1.9 or more to ensure excellent drawing.
  • the higher the average random intensity ratio of the gamma ( ⁇ ) -fiber aggregate structure ((111) [1-10] to (111) [-1-12] defense group) the better the drawability. It does not specifically limit.
  • the average plastic anisotropy coefficient (Lankford value, r value) obtained from the plastic anisotropy coefficient measured by direction with respect to a rolling direction is a typical material characteristic value which shows drawing property, and the value is computed from following formula (1).
  • the depth of the forming cup may be increased during drawing processing, and thus it may be determined that the drawing property is good.
  • the thin steel sheet according to the embodiment of the present invention has an r value of 1.9 or more and shows excellent drawing property.
  • the average grain size of the high strength steel sheet may be 5 ⁇ m or more, preferably, 7 ⁇ m or more.
  • the average grain size means the average equivalent circular diameter of the grains.
  • the larger the grain size the easier the precipitation of carbides in the grains compared to the grain boundaries, which can significantly reduce the possibility of cracking during processing.
  • the present invention is not particularly limited to the upper limit of the average grain size, but there is a risk of fire brick damage in the annealing furnace due to high temperature annealing of more than 860 °C for grain growth.
  • the upper limit can be limited to 20 ⁇ m.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may be 80% or more of P in defined by Equation 1 below, preferably 82% or more.
  • P in defined by Equation 1 below, preferably 82% or more.
  • the ratio P in is less than 80%, that is, when a large amount of carbides are precipitated at grain boundaries, the probability of cracking during processing increases significantly, which may result in deterioration of ductility and drawability. Since the higher the ratio P in , the more favorable the ductility and drawability improvement, the upper limit of the ratio P in is not particularly limited in the present invention.
  • the term “carbide” herein means TiC alone carbide, NbC alone carbide, or (Ti, Nb) C composite carbide.
  • N in is the number of carbides having a circular equivalent diameter of 20 nm or less present in the grains
  • N gb is the number of carbides having a circular equivalent diameter of 20 nm or less present in the grain boundaries.
  • the high strength steel sheet according to the present invention may include 0.2 or less FeTiP precipitates per unit area ( ⁇ m 2 ), preferably 0.1 or less.
  • the FeTiP precipitates are mainly precipitated in the form of needles to reduce the development of the ⁇ 111 ⁇ orientation during annealing.
  • the FeTiP precipitates are formed in excess of 0.2 / ⁇ m 2 , there is a fear that the drawing property is deteriorated.
  • the smaller the number of FeTiP precipitates per unit area the more favorable the drawing property. Therefore, the lower limit of the number of FeTiP precipitates is not particularly limited in the present invention.
  • the high strength steel sheet of the present invention has a bake hardening amount (BH) of 4 MPa or more, more preferably 10 MPa or more, even more preferably 15 MPa or more, and exhibits excellent bake hardenability.
  • BH bake hardening amount
  • the high strength steel sheet of the present invention has a thickness of less than 0.8mm, the product of the yield strength (YS, MPa) and the average plastic anisotropy coefficient (Lankford value, r-value) has a value of 290MPa or more, the external physical It is very excellent in dent resistance and moldability, which means resistance to force, and thus can be preferably applied to automobile exterior materials.
  • the high strength steel sheet of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • a hot slab of steel slab having the above-described component system is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the finish rolling during hot rolling may be carried out at austenite single-phase temperature (temperature of Ar3 °C or more). If the hot finish rolling temperature is less than Ar 3 °C high possibility of two-phase rolling may cause material non-uniformity.
  • Ar 3 °C can be calculated from the following equation 2.
  • Ar3 (° C) 910-310 [C]-80 [Mn]-20 [Cu]-15 [Cr]-55 [Ni]-80 [Mo]
  • winding temperature is 450-750 degreeC, and it is more preferable that it is 500-700 degreeC. If the coiling temperature is less than 450 °C FeTiP precipitates a large amount of precipitate precipitates, there is a risk of drawing distortion, plate distortion may occur, whereas, if the temperature exceeds 750 °C, reuse of solid carbon during annealing with coarsening of precipitates It is hard to harm, and there exists a possibility that baking hardening quantity (BH) may deteriorate.
  • BH baking hardening quantity
  • the average cooling rate from the hot finish rolling temperature to the coiling temperature may be 10 ⁇ 200 °C / sec. If the average cooling rate is less than 10 °C / sec, ferrite grains grow non-uniformly, FeTiP precipitates are formed, it is difficult to secure the moldability desired in the present invention, whereas, if it exceeds 200 °C / sec, excessive cooling As a result, the temperature of the hot rolled steel sheet is uneven, so that the shape of the hot rolled steel sheet may be poor.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the cold reduction rate is preferably 75% or more. If the cold reduction rate is less than 75%, there is a problem that gamma ( ⁇ ) -fiber aggregates do not grow sufficiently and the drawing performance is inferior. On the other hand, the higher the cold reduction rate is advantageous for the growth of gamma ( ⁇ ) -fiber aggregate structure, but in the present invention, the upper limit of the cold reduction rate is not particularly limited, but when the cold reduction rate is too high, the roll load during rolling becomes severe, The shape may be poor, and considering this, the upper limit may be limited to 85%.
  • the cold rolled steel sheet is continuously annealed.
  • the annealing temperature (T) is less than 830 ° C., the gamma ( ⁇ ) -fiber texture that is advantageous for workability may not grow sufficiently, resulting in poor drawing ability, and the precipitate hardened because the precipitate is not re-dissolved during annealing (BH). ) May deteriorate.
  • the annealing temperature (T) exceeds 880 °C may be advantageous in workability, the steel sheet shape is poor due to the grain size variation, there is a fear that problems in the annealing furnace equipment.
  • the annealing time t that is, the holding time at the annealing temperature is preferably 30 to 80 sec, more preferably 40 to 70 sec.
  • the annealing time (t) is less than 30 sec, the hardening hardening amount (BH) is inferior due to insufficient or not enough dissolved carbon in the steel sheet due to the lack of re-melting time. Due to the coarsening of grains, the occurrence of grain size deviation, the shape of the steel sheet is poor, it is disadvantageous in terms of economics.
  • the annealing temperature (T, °C) and the annealing time (t, sec) may satisfy the following equation 2. If the 0.001 * T * t value is less than 30, the drawing property and the hardening hardenability may deteriorate. On the other hand, if the 0.001 * T * t value exceeds 70, the shape of the steel sheet is poor due to grain coarsening and grain size deviation. Can be done.
  • the average temperature increase rate from recrystallization start temperature +20 degreeC to annealing temperature is 5 degrees C / sec or less, It is more preferable that it is 4.5 degrees C / sec or less, It is more preferable that it is 3.8 degrees C / sec or less.
  • the recrystallization start temperature is defined as the temperature at which new recrystallized grains start to form during the annealing of the long stretched rolled structure by cold rolling, and more specifically, the area fraction of the new recrystallized grains is 50%. It is defined as the temperature at the time of occupancy. In the initial stage of recrystallization, the nucleation and growth of new grains is accompanied.
  • the continuously annealing cold rolled steel sheet is cooled to a temperature of 650 ° C or lower.
  • the average cooling rate is less than 2 °C / sec, there is a concern that the solid solution carbon re-dissolved during annealing is re-precipitated as carbide, deteriorating the hardening hardenability, whereas, if the average cooling rate exceeds 10 °C / sec, plate-like distortion occurs There is concern.
  • 650 ° C is a temperature at which precipitation and diffusion of carbides are mostly completed, and the cooling conditions thereafter are not particularly limited.
  • the cold rolled cold sheet is temper rolled to obtain a high strength steel sheet.
  • a crude reduction ratio is 0.3 to 1.6%.
  • Temper rolling increases the yield strength of the steel, increases aging resistance by the large amount of working potentials introduced during rolling, and increases the hardening hardening by interaction of solid carbon with dislocations. If the temper reduction ratio is less than 0.3%, it is not only disadvantageous to the plate shape control, but also there is a high possibility of a stretch strain defect due to insufficient operating potential, whereas if it exceeds 1.6%, a crack occurs when forming parts of a customer. In addition to increasing the likelihood, there is a tendency to decrease to the r value, which is a formability index.
  • a hot dip galvanized steel sheet may be obtained by performing hot dip galvanizing on the surface of the high strength steel sheet, or an alloyed hot dip galvanized steel sheet may be obtained by performing hot dip galvanization followed by alloying heat treatment.
  • the alloying heat treatment temperature is preferably 450 ⁇ 600 °C. If the alloying heat treatment temperature is less than 450 °C, alloying is not sufficient, may cause a sacrificial anticorrosive action or plating adhesion degradation, whereas, if the alloying heat treatment temperature exceeds 600 °C, alloying proceeds excessively to reduce the powdering property May cause
  • the Fe concentration in the plating layer after the alloying heat treatment is preferably 8 to 12% by weight.
  • a steel slab (thickness 220 mm) having an alloy composition of Table 1 was heated to 1200 ° C., and hot rolled to prepare a hot rolled steel sheet (thickness 3.2 mm). At this time, the finishing rolling temperature was the same at about 930 ° C., which is directly above Ar3. Thereafter, the steel sheet was manufactured by winding, cold rolling, continuous annealing, cooling, and temper rolling on the hot rolled steel sheet under the conditions shown in Table 2 below.
  • r value and baking hardening amount (BH) were measured for each of the prepared steel sheets. Test specimens were taken according to JIS No. 5, r value was measured using ASTM STD specimen, and the cure hardening amount was 2% pre-strain, and then the yield strength value was maintained at 170 ° C for 20 minutes. It was evaluated by the difference in yield strength values after one step.

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Abstract

중량%로, C: 0.001~0.004%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 1.2% 이하(0% 제외), P: 0.005~0.12%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.01~0.04%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, N 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며, 판두께 방향으로 t/4(t: 박강판의 두께) 지점에서 (001)[1-10]~(110)[1-10] 방위군의 평균 랜덤 강도비(a)에 대한 (111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군의 평균 랜덤 강도비(b)의 비(b/a)가 2.3 이상이고, 소부경화량(BH)이 4MPa 이상인 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법이 개시된다. [관계식 1] -0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025 (여기서, [Ti], [N] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)

Description

성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 박강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차용 외판재 등의 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 내,외판재(도어, 후드, 펜더, 플로어 등)의 소재로서 적용되는 강에는 높은 강도뿐만 아니라 우수한 성형성이 요구된다. 이는 사고로부터 승객의 안전을 도모하고, 차체 경량화를 통한 연비 향상을 꾀하기 위함이다.
그러나, 강판 강도의 증가는 성형성의 악화를 초래하기 때문에 상기 두 인자(강도, 성형성) 모두를 동시에 만족시키기란 매우 어려우며, 특히 도어 내판(Door Inner)이나 리어 플로어 (Rear Floor) 등과 같이 보다 고성형성을 요구하는 부품에서는 가공시 크랙이 발생하는 등 성형 불량이 자주 발생하여 이들 부품에의 고강도강의 적용은 아직 미미한 실정이다.
현재까지 개발된 강도 및 성형성이 우수한 공지의 강판으로는 소위 IF 강(Interstitial Free Steel)이 있다. 이는 강력한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti) 및/또는 니오븀(Nb) 등을 첨가하여 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용원소를 제거하여 강도 및 성형성을 동시에 확보하는 것으로써, 대표적으로 특허문헌 1 내지 4에 개시되어 있다. 그러나, 상기 IF강은 평균 소성이방성 계수(Lankford value, r값)이 1.5~1.8을 나타내며, 기존의 DDQ(Deep Drawing Quality)급의 연질냉연강판이 사용되던 부품을 대체하기에는 대단히 미흡한 수준이었다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1992-280943호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제1993-070836호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제1993-263184호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 제1998-096051호
본 발명의 목적 중 하나는, 성형성이 우수한 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.001~0.004%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 1.2% 이하(0% 제외), P: 0.005~0.12%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.01~0.04%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, N 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며, 판두께 방향으로 t/4(t: 박강판의 두께) 지점에서 (001)[1-10]~(110)[1-10] 방위군의 평균 랜덤 강도비(a)에 대한 (111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군의 평균 랜덤 강도비(b)의 비(b/a)가 2.3 이상이고, 소부경화량(BH)이 4MPa 이상인 고강도 박강판을 제공한다.
[관계식 1] -0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025
(여기서, [Ti], [N] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.001~0.004%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 1.2% 이하(0% 제외), P: 0.005~0.12%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.01~0.04%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계, 상기 열연강판을 450~750℃의 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취된 열연강판을 75% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계, 상기 냉연강판을 830~880℃의 소둔 온도까지 승온한 후, 상기 소둔 온도에서 30~80sec의 소둔 시간 동안 유지하여 연속 소둔하는 단계, 상기 연속 소둔된 냉연강판을 650℃ 이하의 온도까지 2~10℃/sec의 속도로 냉각하는 단계, 상기 냉각된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질압연하는 단계를 포함하고, 상기 냉연강판의 승온시, (재결정 개시 온도+20)℃부터 소둔 온도까지의 평균 냉각 속도가 5℃/sec 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 박강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 박강판은 강도 및 성형성이 우수하여 자동차용 외판재 등의 소재로 바람직하게 적용될 수 있다.
도 1은 발명예 1의 집합조직의 발달 정도를 분석한 그래프이다.
본 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강 중 강력한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti)을 단독으로 첨가하거나, 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)을 복합으로 첨가하여 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용 원소를 제거하되, 고용 원소 제거의 결과로 생성되는 탄화물 등의 위치 분포를 적절히 제어하고, 집합 조직을 제어함으로써 강도 및 드로잉성을 현저히 개선할 수 있으며, 소둔 중 재용해된 고용 탄소를 적정 수준 잔존케 함으로써 소부경화성을 현저히 개선할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 성형성이 우수한 고강도 박강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 고강도 박강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.001~0.004%
탄소는 침입형 고용 원소로써 냉연 및 소둔 과정에서 강판의 집합조직의 형성에 큰 영향을 미친다. 특히, 강 중 고용 탄소량이 많아지면, 드로잉 가공성에 유리한 {111} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 억제되고, {110} 및 {100} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 촉진되어 박강판의 드로잉성이 열화될 수 있다. 더욱이, 탄소 함량이 지나치게 과다할 경우, 이를 탄화물로 석출시키기 위해 필요한 Ti 함량이 과다해져 경제성 측면에서 불리할 뿐 아니라, 미세 TiC 탄화물이 강 중 다량 분포하여 드로잉성을 급격히 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소 함량의 상한을 0.004%로 제어하며, 바람직하게는 0.0035%로 제어한다. 한편, 탄소 함량이 낮을 수록 드로잉성 개선에는 유리할 수 있으나, 그 함량이 지나치게 낮을 경우 박강판의 소부경화성이 급격히 열화되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소 함량의 하한을 0.001%로 제어하며, 바람직하게는 0.0012%로 제어한다.
Si: 0.5% 이하 (0% 제외)
실리콘은 고용 강화에 의해 박강판의 강도 상승에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면 특성이 열화되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 그 상한을 0.5%로 제어하며, 바람직하게는 0.05%로 제어한다. 한편, 본 발명에서는 실리콘 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직하게는 0.001%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.002%일 수 있다.
Mn: 1.2% 이하(0% 제외)
망간은 고용강화 원소로써 강의 강도 향상에 기여할 뿐 아니라, 강 중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연시 S에 의한 판파단 발생 및 고온 취화를 억제시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 과잉의 Mn이 고용되어 드로잉성을 열화시키는 문제가 있다. 본 발명에서는 망간 함량의 상한을 1.2% 이하로 제어하고, 바람직하게는 1.0% 이하로 제어하며, 보다 바람직하게는 0.8% 이하로 제어한다. 한편, 본 발명에서는 망간 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직하게는 0.01%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1%일 수 있다.
P: 0.005~0.12%
인은 고용 효과가 매우 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서 강의 강도를 개선하는데 가장 효과적인 원소이다. 본 발명에서는 인 함량의 하한을 0.005%로 제어하며, 바람직하게는 0.008%로 제어하며, 보다 바람직하게는 0.010%로 제어한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 과잉의 P가 FeTiP로 석출되어 드로잉성이 열화되는 문제가 있다. 본 발명에서는 인 함량의 상한을 0.12%로 제어하며, 바람직하게는 0.10%로 제어하며, 보다 바람직하게는 0.08%로 제어한다.
S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하
황 및 질소는 강 중 불가피하게 존재하는 불순물로써, 우수한 용접 특성 확보를 위해서는 이들의 함량을 가능한 낮게 제어함이 바람직하다. 본 발명에서는 적절한 용접 특성 확보의 측면에서 황 및 질소의 함량의 상한을 각각 0.01% 이하로 관리한다.
Sol.Al: 0.1% 이하 (0% 제외)
산가용 알루미늄은 AlN을 석출시켜 박강판의 드로잉성 및 연성 향상에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제강 조업시 Al계 개재물이 과다하게 형성되어 강판 내부 결함이 발생하는 문제가 있다. 본 발명에서는 산가용 알루미늄 함량의 상한을 0.1%로 제어하고, 바람직하게는 0.08%로 제어하며, 보다 바람직하게는 0.05%로 제어한다. 한편, 본 발명에서는 산가용 알루미늄 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직하게는 0.01%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.02%일 수 있다.
Ti: 0.01~0.04%
티타늄은 열연 중 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하여 Ti계 탄질화물을 석출시킴으로써 박강판의 드로잉성 개선에 크게 기여하는 원소이다. 본 발명에서는 티타늄 함량의 하한을 0.01% 이상으로 제어하고, 바람직하게는 0.012% 이상으로 제어하며, 보다 바람직하게는 0.015% 이상으로 제어한다. 다만, 그 함량이 과다할 겨웅, 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하고 남은 Ti가 P와 결합하여 과다한 FeTiP 석출물을 형성시켜 드로잉성이 열화될 우려가 있으며, TiC 혹은 TiN 석출물이 강 중 다량 분포하여 고용 탄소량이 지나치게 낮아져 박강판의 소부경화성이 열화될 우려가 있다. 본 발명에서는 티타늄 함량의 상한을 0.04%로 제어하고, 바람직하게는 0.03%로 제어한다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 특히 강판의 기계적 물성을 보다 향상시키기 위하여 아래와 같은 성분을 추가로 포함할 수 있다.
Nb: 0.005~0.04%
니오븀은 열간압연 중 고용 탄소를 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 형태로 석출시킴으로써, 소둔 중 집합조직의 형성을 용이하게 하는 역할을 한다. 더욱이, 적정량의 Nb가 첨가될 경우, 방향별 소성이방성(0°, 45°, 90°)이 개선되는 효과가 있어, 90° 방향 대비 0° 및 45° 방향의 소성변형이방성(r-value)가 증가하며, 결과적으로 재료의 평면이방성(Δr, Planar anisotropy)이 영(0) 부근에 도달하며, 판면 상에 r값이 고르게 분포하는 특성을 나타내어 성형시 재료의 귀(earing성) 모양의 성형 결함이 방지되는 장점이 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 니오븀 함량의 하한을 0.005% 이상으로 제어함이 바람직하고, 0.008% 이상으로 제어함이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 과다할 경우, 강 중 고용 탄소는 대부분 미세한 NbC로 석출되어 소둔 후에도 고용 탄소가 거의 재용해 되지 못하여 소부경화성이 열화되고, 더욱이, 미세 (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 상대적으로 적어 드로잉성(r-value)이 열화될 뿐만 아니라, 재결정 온도 상승에 의한 재질 열화를 가져오는 문제가 있다. 니오븀 함량의 상한은 0.04%인 것이 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 바람직하며, 0.025%인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.002% 이하(0% 제외)
붕소는 강 중 P에 의한 2차 가공 취성을 억제 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강판의 연성 저하를 수반할 수 있는 바, 본 발명에서는 보론 함량의 상한을 0.002% 이하로 제어하며, 바람직하게는 0.0015% 이하로 제어한다. 한편, 본 발명에서는 보론 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직하게는 0.0003%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.0005%일 수 있다.
한편, 상기와 같은 성분 범위를 갖는 박강판의 합금 설계시, 상기 Ti, N 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족하도록 하는 것이 바람직하다. 만약, [Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S] 값이 -0.02 미만일 경우 강중 C를 TiC로 석출시키기 위한 Ti 함량이 절대적으로 부족하여 가공성 평가 지수인 r값이 현저히 낮아지게 되고, 반면, 그 값이 0.025를 초과할 경우 가공성에 유리한 TiC 석출물 외에 FeTiP 석출물이 형성되어 소둔시 {111} 방위의 발달을 현저히 저해한다. 보다 바람직하게는 그 값을 -0.01 내지 0.01로 제어한다.
[관계식 1] -0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025
(여기서, [Ti], [N] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
이하, 고강도 박강판의 조직 및 석출물 등에 대하여 상세히 설명한다.
결정 내부에 생성된 일정한 면과 방위를 가지는 배열을 집합조직(texture)이라고 하며, 이들 집합조직이 일정한 방향으로 대상(band)으로 발달한 양상을 파이버(Fiber) 집합조직이라고 한다. 집합조직은 드로잉성과 밀접한 관계를 가지고 있으며, 이들 집합조직 중 {111}면이 압연면에 수직으로 형성되는 감마(γ)-파이버 집합조직의 면강도 값이 높을수록 드로잉 가공성이 개선되는 것으로 알려져 있다. 통상 알파(α)-파이버 집합조직은 RD//<110> 로 정의되며 감마(γ)-파이버 집합조직은 ND//<111> 로 정의된다.
한편, 본 발명자들은 상기와 같은 감마(γ)-파이버 집합조직을 형성시키기 위해서는 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서 알파(α)-파이버 집합조직((001)[1-10]~(110)[1-10] 방위군)의 평균 랜덤 강도비(a) 와 감마(γ)-파이버 집합조직((111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군)의 평균 랜덤 강도비(b)의 비율이 매우 중요함을 알아냈다. 보다 구체적으로는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 박강판의 두께) 지점에서 (001)[1-10]~(110)[1-10] 방위군의 평균 랜덤 강도비(a)에 대한 (111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군의 평균 랜덤 강도비(b)의 비(b/a)가 2.3이상 확보될 경우 평균 소성이방성 계수(Lankford value, r값)이 1.9 이상 확보 가능하여 우수한 드로잉성을 확보할 수 있음을 확인하였다. 한편, 감마(γ)-파이버 집합조직((111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군)의 평균 랜덤 강도비가 상대적으로 높을수록 드로잉성에 유리하므로 본 발명에서는 그 상한을 특별히 한정하지 않는다.
특히 본 발명에서는 자동차 부품 성형시 특정 방향이 아닌 여러 방향별로 우수한 드로잉성을 확보해야만 크랙없이 완전한 부품 성형이 가능함을 확인하고 감마(γ)-파이버 집합조직의 발달정도를 0~90° 전부 분석하여 그 값을 표시할 경우 완전한 성형성을 표현할 수 있음을 알았다. 즉 감마(γ)-파이버 집합조직의 0°((111)[1-10]), 30°((111)[1-21]), 60°((111)[0-11]), 90°((111)[-1-12])의 모든 방향에 대하여 평균 랜덤 강도비의 발달이 전반적으로 높을수록 유리하다.
한편, 압연 방향에 대하여 방향별로 측정한 소성 이방성 계수으로부터 얻어지는 평균 소성이방성 계수(Lankford value, r값)는 드로잉성을 나타내는 대표적인 재질 특성 값으로, 그 값은 아래 식 1로부터 계산한다.
r값 = (r0+r90+2r45)/4 (식 1)
(단, ri는 압연 방향으로부터 i° 방향에서 채취한 시편에서 측정한 소성 이방성 계수를 나타낸다.)
상기 식에서 r값이 클수록 드로잉 가공시 성형 컵의 깊이를 증가시킬 수 있어 드로잉성이 좋은 것으로 판단할 수 있다. 본 발명의 일 구현예에 따른 박강판은 1.9 이상의 r값을 가져 우수한 드로잉성을 나타낸다.
일 예에 따르면, 고강도 박강판의 평균 결정립 크기는 5μm 이상일 수 있고, 바람직하게는, 7μm 이상일 수 있다. 여기서, 평균 결정립 크기란 결정립의 평균 원상당 직경(equivalent circular diameter)를 의미한다. 본 발명에서는 결정립 크기가 조대화될수록 성형성 측면에서 유리하기 때문에 가능한 한 조대한 결정립을 확보하는 것이 유리하다. 이를 위해, 성분 제어를 통해 C 함량을 40ppm 이하의 극저탄소강 수준으로 낮추고 탄화물 석출을 최대한 효과적으로 제어하여 소둔시 결정립 성장을 도모한다. 결정립 크기가 조대할수록 결정립계 대비 결정립내 탄화물 석출이 용이하여 가공시 크랙 발생 가능성을 현저히 낮출 수 있기 때문이다. 한편, 평균 결정립 크기가 클수록 성형성 측면에서 유리한 바, 본 발명에서는 평균 결정립 크기의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 결정립 성장을 위한 860℃ 이상의 고온 소둔으로 인한 소둔로 내 내화벽돌 손상의 우려가 있다는 측면을 고려할 때 그 상한을 20μm로 한정할 수는 있다.
일 예에 따르면, 본 발명의 고강도 박강판은 하기 수학식 1로 정의되는 Pin가 80% 이상일 수 있으며, 바람직하게는 82% 이상일 수 있다. 상기 비율(Pin)이 80% 미만일 경우, 즉 결정립계에 다량의 탄화물이 석출될 경우, 가공시 크랙 발생 가능성이 현저히 높아지며, 이로 인해 연성 및 드로잉성이 열화될 우려가 있다. 상기 비율(Pin)이 높을수록 연성 및 드로잉성 향상에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 비율(Pin)의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 한편, 여기서 탄화물이란 TiC 단독 탄화물, NbC 단독 탄화물 또는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물을 의미한다.
[수학식 1]
Pin(%)={Nin/(Nin+Ngb)} × 100
(단, Nin는 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 원상당 직경을 갖는 탄화물의 개수이며, Ngb는 결정립계에 존재하는 20nm 이하의 원상당 직경을 갖는 탄화물의 개수임)
일 예에 따르면, 본 발명 고강도 박강판은 FeTiP 석출물을 단위면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 포함할 수 있으며, 바람직하게는 0.1개 이하로 포함할 수 있다. 상기 FeTiP 석출물은 주로 침상으로 석출되어 소둔시 {111} 방위의 발달을 저하시킨다. 상기 FeTiP 석출물이 0.2개/㎛2를 초과하여 형성될 경우, 드로잉성이 열화될 우려가 있다. 한편, 단위면적당 FeTiP 석출물의 개수가 적을수록 드로잉성 향상에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 FeTiP 석출물 개수의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
일 예에 따르면, 본 발명 고강도 박강판은 4MPa 이상, 보다 바람직하게는 10MPa 이상, 보다 더 바람직하게는 15MPa 이상의 소부경화량(BH)을 가져, 우수한 소부경화성을 나타낸다.
일 예에 따르면, 본 발명 고강도 박강판은 0.8mm 이하의 두께를 가지며, 항복강도(YS, MPa) 및 평균 소성이방성 계수(Lankford value, r-value)의 곱이 290MPa 이상의 값을 가져, 외부 물리적인 힘에 대한 저항성을 의미하는 내덴트(dent)성 및 성형성이 매우 우수하여, 자동차 외판용 소재로 바람직하게 적용될 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 고강도 박강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 성형성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법 에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 얻는다.
일 예에 따르면, 열간압연시 마무리 압연은 오스테나이트 단상역 온도(Ar3℃ 이상의 온도)에서 실시할 수 있다. 만약, 열간 마무리 압연온도가 Ar3℃ 미만일 경우 2상역 압연 가능성이 높아 재질 불균일성이 야기될 우려가 있다. 참고로, Ar3℃는 아래 식 2로부터 계산할 수 있다.
[식 2]
Ar3(℃) = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 15[Cr] - 55[Ni] - 80[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr]. [No]. [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 열연강판을 권취한다.
이때, 권취 온도는 450~750℃인 것이 바람직하며, 500~700℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 권취온도가 450℃ 미만일 경우 FeTiP 석출물이 다량 석출되어 드로잉성이 저하되고, 판 형상 뒤틀림이 발생할 우려가 있으며, 반면, 750℃를 초과할 경우, 석출물 조대화와 더불어 소둔 중 고용 탄소의 재용해가 어려워 소부경화량(BH)이 열화될 우려가 있다.
일 예에 따르면, 열간 마무리 압연온도로부터 권취온도까지의 평균 냉각속도는 10~200℃/sec일 수 있다. 만약, 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우, 페라이트 결정립이 불균일하게 성장하고, FeTiP 석출물이 형성되어 본 발명에서 목적하는 성형성 확보가 어려우며, 반면, 200℃/sec를 초과할 경우, 과도한 냉각으로 인해 열연강판의 온도가 불균일해져 열연강판의 형상이 불량해질 수 있다.
다음으로, 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는다.
이때, 냉간 압하율은 75% 이상인 것이 바람직하다. 만약, 냉간 압하율이 75% 미만인 경우 감마(γ)-파이버 집합조직이 충분히 성장하지 않아 드로잉성이 열위해지는 문제가 있다. 한편, 냉간 압하율이 높을수록 감마(γ)-파이버 집합조직 성장에 유리하므로 본 발명에서는 냉간 압하율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 냉간 압하율이 지나치게 높을 경우 압연시 롤 부하가 심해져 강판의 형상이 불량해질 수 있는 바, 이를 고려할 때 그 상한을 85%로 한정할 수는 있다.
다음으로, 냉연강판을 연속 소둔한다.
이때, 소둔 온도(T)는 830~880℃인 것이 바람직하고, 840~870℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 소둔 온도(T)가 830℃ 미만인 경우 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버 집합조직이 충분히 성장하지 못해 드로잉성이 열위해질 우려가 있고, 소둔 중 석출물이 재용해되지 않아 소부경화량(BH)이 열화될 우려가 있다. 반면, 소둔 온도(T)가 880℃를 초과하는 경우 가공성에는 유리할 수 있으나, 결정립 크기 편차로 인해 강판 형상이 불량해지고, 소둔 가열로 설비에 문제가 발생할 우려가 있다.
한편, 소둔 시간(t), 즉 소둔 온도에서의 유지 시간은 30~80sec인 것이 바람직하고, 40~70sec인 것이 보다 바람직하다. 감마(γ)-파이버 집합조직을 충분히 발달시킨 후, 소둔 시간을 충분히 확보할 경우, 일부 탄화물이 고용 탄소로 재용해되는데, 이러한 고용 탄소가 존재하는 상태에서 냉각을 하게 되면, 박강판에 고용 탄소가 적정 수준으로 잔존하여 우수한 소부경화량(BH)을 나타내게 된다. 만약, 소둔 시간(t)이 30sec 미만일 경우 재용해 시간의 부족으로 박강판 내 고용 탄소가 잔존하지 않거나 충분치 않아 소부경화량(BH)이 열위하게 나타나며, 반면, 80sec를 초과할 경우 과잉의 유지 시간으로 인해 결정립이 조대화되고, 결정립 크기 편차 발생으로 강판 형상이 불량해지며, 경제성 측면에서도 불리하다.
일 예에 따르면, 연속 소둔시, 소둔 온도(T,℃) 및 소둔 시간(t,sec)은 하기 관계식 2를 만족할 수 있다. 만약, 0.001*T*t 값이 30 미만일 경우 드로잉성 및 소부경화성이 열화될 수 있으며, 반면, 0.001*T*t 값이 70을 초과할 경우 결정립 조대화 및 결정립 크기 편차 발생으로 강판 형상이 불량해질 수 있다.
[관계식 2] 30≤0.001*T*t≤70
한편, 연속 소둔시, 재결정 개시 온도+20℃로부터 소둔 온도까지의 평균 승온 속도는 5℃/sec 이하인 것이 바람직하고, 4.5℃/sec 이하인 것이 보다 바람직하며, 3.8℃/sec 이하인 것이 보다 바람직하다. 여기서, 재결정 개시 온도는 냉간압연에 의해 길게 연신된 압연 조직이 소둔하는 과정에서 새로운 재결정립이 형성되기 시작하는 온도로 정의하며, 보다 구체적으로는 전체 결정립 중 새로운 재결정립의 면적분율이 50%를 차지하는 시점의 온도로 정의한다. 재결정이 시작되는 초기 단계에서는 새로운 결정립의 핵생성 및 성장이 동반되게 되는데, 이 단계에서의 승온 속도가 낮을수록 가공성에 유리한 {111} 집합조직의 핵생성이 증가하게 되며, 결과적으로 높은 r값을 확보할 수 있게 된다. 만약, 상기 온도 범위에서의 승온 속도가 5℃/sec를 초과하게 되면 재결정시 {111} 집합조직의 핵생성도 충분치 않고, 결정립도 미세화되어 본 발명에서 요구하는 본 발명에서 요구하는 가공성이 충분히 확보되지 못할 우려가 있다. 한편, 상기 온도 범위에서의 승온 속도가 느릴수록 가공성에 유리한 {111} 집합 조직의 핵생성 및 핵성장이 유리하므로 본 발명에서는 그 하한값에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
다음으로, 연속 소둔된 냉연강판을 650℃ 이하의 온도까지 냉각한다.
이때, 평균 냉각 속도는 2~10℃/sec인 것이 바람직하고, 3~8℃/sec인 것이 보다 바람직하다. 만약, 평균 냉각 속도가 2℃/sec 미만인 경우에는 소둔 중 재용해된 고용 탄소가 탄화물로 재석출되어 소부경화성이 열화될 우려가 있으며, 반면, 10℃/sec를 초과할 경우 판형상의 뒤틀림이 발생할 우려가 있다. 한편, 650℃는 탄화물의 석출 및 확산이 대부분 완료되는 온도로써, 그 이후의 냉각 조건에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
다음으로, 냉각된 냉연강판을 조질압연하여 고강도 박강판을 얻는다.
이때, 조질 압하율은 0.3~1.6%인 것이 바람직하다. 조질압연은 강의 항복강도를 증가시키고, 압연 중 도입된 다량의 가동 전위에 의해 내시효성을 증가시키며, 고용 탄소와 전위와의 상호작용에 의해 소부경화성을 증가시킨다. 만약, 조질 압하율이 0.3% 미만인 경우에는 판 형상제어에 불리할 뿐 아니라, 가동 전위가 충분히 확보되지 못해 스트레치 스트레인 결함이 발생할 가능성이 높으며, 반면, 1.6%를 초과하는 경우 고객사 부품 성형시 크랙 발생 가능성이 높아질 뿐 아니라, 성형성 지수인 r값으로 감소하는 경향이 나타나게 된다.
다음으로, 필요에 따라, 고강도 박강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금강판을 얻거나, 용융 아연 도금 실시 후 합금화 열처리하여 합금화 용융 아연 도금강판을 얻을 수 있다. 이때, 합금화 열처리 온도는 450~600℃인 것이 바람직하다. 만약, 합금화 열처리 온도가 450℃ 미만인 경우에는 합금화가 충분치 않으며, 희생 방식 작용의 저하나 도금 밀착성 저하를 유발할 수 있으며, 반면, 600℃를 초과하는 경우에는 합금화가 과도하게 진행되어 파우더링성의 저하를 유발할 수 있다. 한편, 합금화 열처리 후 도금층 중 Fe 농도는 8~12중량%인 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브(두께 220mm)를 1200℃로 가열하고, 열간압연하여 열연강판(두께 3.2mm)을 제조하였다. 이때, 마무리 압연온도는 Ar3 직상인 약 930℃로 동일하게 하였다. 이후, 하기 표 2의 조건으로 열연강판을 권취, 냉간압연, 연속 소둔, 냉각 및 조질압연하여 박강판을 제조하였다.
이후, 제조된 각각의 박강판에 대하여 석출물 개수 및 분포, 집합조직 등을 관찰 및 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 보다 구체적으로, 탄화물의 개수비 및 FeTiP 석출물 개수는 TEM을 이용하여 replica 로 석출물을 관찰한 후, 단위 길이(μm) 당 석출물 개수를 5군데 세어 그 평균값으로 계산하였으며, 집합조직은 강판의 1/4t 지점에서의 R(Rolling), T(Transverse), N(Vertical)의 조건에서 ND 방향 결정방위도를 기준으로 EBSD를 이용하여 각 방위별 강도비(ODF 이용)를 계산 및 분석하였다. 한편, 도 1은 발명예 1의 집합조직의 발달 정도를 분석한 그래프이며, 모든 발명예들은 모두 발명예 1과 유사한 경향을 보였다.
이후, 제조된 각각의 박강판에 대하여 r값 및 소부경화량(BH)을 측정하였다. JIS 5호 규격에 의거하여 시험편을 채취하였으며, r값은 ASTM STD 시편을 이용하여 측정하였고, 소부경화량은 2% pre-strain 한 후 항복강도 값과 이 시편을 다시 170℃에서 20분 동안 유지한 후의 항복강도 값의 차이로 평가하였다.
Figure PCTKR2017008435-appb-T000001
Figure PCTKR2017008435-appb-T000002
Figure PCTKR2017008435-appb-T000003
표 3을 참조할 때, 본 발명에 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우 단위 면적 당 FeTiP 석출물 개수, 페라이트 결정립 내 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 탄화물의 비율 및 평균 랜덤 강도비(b/a) 모두 본 발명이 제어하는 범위를 만족하며, 기본적으로 r-value는 1.9 이상 확보가능하며 (항복강도*r값)의 값도 290MPa 이상 확보가능할 뿐만 아니라 BH성도 4 MPa 이상 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 7의 경우에는 합금조성은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하나, 제조조건 중 어느 하나 이상이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않아, 드로잉성 및 소부경화성이 열위하게 나타났다. 또한, 비교예 8 내지 11의 경우 합금조성이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않아 드로잉성 및 소부경화성이 열위하게 나타났다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.001~0.004%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 1.2% 이하(0% 제외), P: 0.005~0.12%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.01~0.04%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Ti, N 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며,
    판두께 방향으로 t/4(t: 박강판의 두께) 지점에서 (001)[1-10]~(110)[1-10] 방위군의 평균 랜덤 강도비(a)에 대한 (111)[1-10]~(111)[-1-12] 방위군의 평균 랜덤 강도비(b)의 비(b/a)가 2.3 이상이고, 소부경화량(BH)이 4MPa 이상인 고강도 박강판.
    [관계식 1] -0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025
    (여기서, [Ti], [N] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  2. 제1항에 있어서,
    중량%로, Nb: 0.005~0.04% 및 B: 0.002% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고강도 박강판.
  3. 제1항에 있어서,
    하기 수학식 1로 정의되는 Pin가 80% 이상인 고강도 박강판.
    [수학식 1] Pin(%)={Nin/(Nin+Ngb)} × 100
    (단, Nin는 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 원상당 직경을 갖는 탄화물의 개수이며, Ngb는 결정립계에 존재하는 20nm 이하의 원상당 직경을 갖는 탄화물의 개수임)
  4. 제1항에 있어서,
    0.2개/μm2 이하의 FeTiP 석출물을 포함하는 고강도 박강판.
  5. 제1항에 있어서,
    항복강도(Yield Strength, YS) 및 평균 소성이방성 계수(Lankford value, r-value)의 곱이 270MPa 이상인 고강도 박강판.
  6. 중량%로, C: 0.001~0.004%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 1.2% 이하(0% 제외), P: 0.005~0.12%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.01~0.04%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 450~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 75% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 830~880℃의 소둔 온도까지 승온한 후, 상기 소둔 온도에서 30~80sec의 소둔 시간 동안 유지하여 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔된 냉연강판을 650℃ 이하의 온도까지 2~10℃/sec의 속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 냉연강판을 0.3~1.6%의 압하율로 조질압연하는 단계;를 포함하고,
    상기 냉연강판의 승온시, (재결정 개시 온도+20)℃부터 소둔 온도까지의 평균 냉각 속도가 5℃/sec 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 박강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    중량%로, Nb: 0.005~0.04% 및 B: 0.002% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고강도 박강판의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열간압연시, 마무리 압연온도는 Ar3℃ 이상인 고강도 박강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 마무리 압연온도로부터 상기 권취온도까지의 평균 냉각속도는 10~200℃/sec인 것을 특징으로 하는 고강도 박강판의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 연속 소둔시, 소둔 온도(T,℃) 및 소둔 시간(t,sec)은 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 박강판의 제조방법.
    [관계식 2] 30≤0.001*T*t≤60
  11. 제6항에 있어서,
    상기 조질압연된 냉연강판의 표면에 용융 아연 도금하는 단계를 더 포함하는 고강도 박강판의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 후, 450~600℃에서 합금화 열처리 하는 단계를 더 포함하는 고강도 박강판의 제조방법.
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