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KR100470640B1 - 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR100470640B1
KR100470640B1 KR10-2000-0070189A KR20000070189A KR100470640B1 KR 100470640 B1 KR100470640 B1 KR 100470640B1 KR 20000070189 A KR20000070189 A KR 20000070189A KR 100470640 B1 KR100470640 B1 KR 100470640B1
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Abstract

본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 냉연강판의 제조방법 및 그 방법으로 제조된 냉연강판에 관한 것으로서, 강중 Nb, V을 첨가하고 이를 C와 결합시킴으로써, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 내시효성도 우수한 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법, 및 그 방법으로 제조된 냉연강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C : 0.0020~0.0030%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0035% 이하, Nb : 0.008~0.012%, V: 0.02~0.1%, 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200℃이상에서 균질화 열처리하고 900~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후 700~750℃의 온도범위에서 권취하고, 75~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 830~850℃의 온도범위에서 연속소둔하고, 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법, 및 그 방법으로 제조된 고강도 소부경화형 냉연강판을 기술적 요지로 한다.

Description

고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법{A HIGH STRENGTH BAKE-HARDENABLE COLD ROLLED STEEL SHEET, AND A METHOD FOR MANUFACTURING IT}
본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강중 Nb, V을 첨가하고 이를 C와 결합시킴으로써 성형성이 우수하면서 소부경화성도 우수한 냉연강판을 제조할 수 있는 방법 및 성형성이 평균r치 기준으로 2.0이상이고 상온 내시효성도 우수한 냉연강판에 관한 것이다.
최근 자동차의 연비향상 및 차체의 경량화를 목적으로, 차체에 고강도강판을 사용하여 판두께를 감소시키고 내덴트성을 향상시키려는 노력이 진행되고 있다.
한편, 자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 우수한 항복강도 및 인장강도, 양호한 프레스 성형성, 스폿트(spot) 용접성, 피로특성 등이 있는데, 일반적으로 강도와 가공성은 서로 상반된 특징을 나타내며, 이러한 두가지 특성을 만족할 수 있는 강판이 요구된다. 이와 같은 강판으로는, 크게 복합조직형 냉연강판과 소부경화형 냉연강판을 들 수 있다.
복합조직형 냉연강판은, 인장강도 40kgf/㎟급 이상에서는 일반적으로 용이하게 제조할 수 있고 자동차용 소재에 있어서 스트레칭성(stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높지만, 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균 r치가 낮으며, 망간, 크롬 등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가가 높은 단점이 있다.
그러나, 소부경화형 냉연강판은 인장강도 40kgf/㎟급 이하에서도, 프레스 성형시 연질강판에 가까운 항복강도를 가지므로 연성이 우수하고, 프레스 성형후 도장소부처리시 저절로 항복강도가 상승하기 때문에, 강도가 증가하면 성형성이 악화되는 종래의 냉연강판에 비해 매우 이상적인 강으로 주목 받고 있다.
상기 소부경화는, 강중에 고용된 침입형 원소인 탄소나 질소가 변형과정에서 생성된 전위를 고착하여 발생되는 일종의 변형시효를 이용한 것으로, 고용탄소 및 질소가 증가하면 소부경화량은 증가하나, 고용원소가 많으면 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하므로, 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.
한편, 일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판은, 저탄소 P첨가 Al-killed강을 단지 저온권취(즉. 열연 권취온도가 400~500℃ 온도범위의 권취)하고, 상소둔에 의해 소부경화량을 약 4-5kgf/㎟로 하여 제조하였는데, 이와 같은 상소둔법을 이용하면 성형성 및 소부경화성을 보다 용이하게 얻을 수 있다. 반면, 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우, 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보는 용이지만, 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어, 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 그 사용이 제한되고 있다.
최근에는, 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 고용원소를 적정량으로 제어하여 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판을 제조하는 것이 가능해졌는데, 특히 Ti 또는 Nb 등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판은, 내덴트성이 필요한 자동차 외판재 용으로 그 사용이 증가되는 추세에 있다.
일례로, 일본 특공소61-026757호는, C: 0.0005~0.015%, S+N ≤0.05%, Ti, 및 Ti, Nb복합첨가 극저탄소 냉연강판을 개시하고 있고, 일본 특공소57-89437호는 C: 0.010%이하인 Ti첨가 강을 사용하여 소부경화량이 약 4kgf/mm2이상인 강의 제조방법을 개시하고 있는데, 이들은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 제어하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하고 있다. 그러나, Ti 또는 Ti, Nb 복합첨가강의 경우, 적정 소부경화량의 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti 및 N, S의 엄격한 제어가 필요하게 되므로, 원가상승의 문제가 발생한다. 또한, 상기 Nb첨가강의 경우 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승이 예상되는 문제도 있다.
또 다른 예로, 미국특허 제5556485호 및 제5656102호(미국 베들레헴 스틸(Bethlehem Steel)에서 제출)에서는, C: 0.0005~0.1%, Mn: 2.5%이하, Al:0.5% 이하, N:0.04% 이하, 그리고 Ti:0.5%이하, V:0.005~0.6%인 Ti-V계 극저탄소강을 이용한 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법에 관하여 소개하고 있다. 일반적으로, V는 Ti나 Nb와 같은 탄질화물원소보다 더욱 안정하여 소둔온도를 낮출 수 있기 때문에, 열간압연중에 V에 의해 생성된 탄화물인 VC 등은 Nb계 보다 낮은 소둔온도에서도 재용해하여 소부경화성이 확보되는 것이다. 그러나, V는 VC와 같은 탄화물을 형성하기는 하지만 재용해 온도가 매우 낮아 실질적으로 성형성 향상에는 큰 도움을 주지 못하기 때문에, 상기 기술에서는 Ti를 약 0.02%이상 첨가하여 성형성을 도모하고 있다. 이에 따라, 제조원가가 상승할 뿐 아니라, 결정립크기가 커서 내시효성측면에서도 다소 불리한 문제점이 있다.
또한, 일본 특공평9-249936호는, C: 0.001~0.008%, Mn: 1.5%이하, N: 0.005%이하, Nb: 0.003~0.06% 및 V: 0.004~0.14%, 그리고 0.0002 ≤ C-(12/93)Nb ≤ 0.002(wt%) 및 V ≥ 0.55Nb+0.001(wt%)의 식을 만족하도록 Nb 및 V함량을 제어한 소부경화형 냉연강판의 제조방법을 개시하고 있다. 그러나, 상기한 성분계는, 매우 광범위하여 적정한 소부경화성과 더불어 성형성, 특히 평균r치를 개선하는 데에는 다소 문제가 있음을 알 수 있었다. 예를 들어, 상기 기술의 실시예 중 한 발명강의 경우, C: 0.0076%, Nb: 0.0565% 및 V: 0.132를 첨가함에 의해, 소둔온도 830℃에서 소부경화량(BH)이 45MPa, 시효지수(AI)가 11MPa인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 냉연강판을 제조할 수 있다고 주장하였으나, 정밀한 실험결과 상기 성분계로는 소부경화성이 거의 발생하지 않음을 확인할 수 있었다. 즉, 상기 기술에서는, 성형성 및 소부경화성을 확보하기 위해서, C를 Nb로 완전히 석출시켜 성형성을 향상시킨 후 고온소둔을 통해 재용해시켜야 하는 것이다. 그러나, 하기 관계식(1)에 의해 NbC석출물의 재용해온도를 계산한 결과, 그 온도가 약 1040℃로 매우 높아서, 830℃에서 연속소둔할 경우 재용해는 거의 일어나지 않음을 예상할 수 있다.
[관계식 1]
log[Nb][C] = -8970/T + 3.46
또한, Nb/C 원자비도 약 0.95로서 열간압연단계에서부터 잔존하는 고용탄소가 매우 낮아, NbC 석출물의 재용해없이 45MPa의 소부경화성을 확보하기가 매우 어렵다는 문제가 있다. 또한, Nb함량이 0.015%인 다른 발명강의 경우에도 소부경화성은 1.6kgf/㎟으로 매우 낮았다. 따라서, 상기 기술에서는, 소부경화성, 상온내시효성 및 성형성, 특히 평균 r치를 동시에 개선시키기 위해, 성분을 엄격하게 관리해야 하는 문제가 있는 것이다.
이에, 본 발명자들은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 강중 Nb, V을 첨가하고 이를 C와 결합시킴으로써, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 내시효성도 우수한 소부경화형 냉연강판 및, 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C : 0.0020~0.0030%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0035% 이하, Nb : 0.008~0.012%, V: 0.02~0.1%, 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200℃이상에서 균질화 열처리하고 900~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후 700~750℃의 온도범위에서 권취하고, 75~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 830~850℃의 온도범위에서 연속소둔하고, 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은, 중량%로, C : 0.0020~0.0030%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0035% 이하, Nb : 0.008~0.012%, V: 0.02~0.1%, 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 100℃에서 1시간 시효처리시 항복점 연신율값이 0.1%이하인 고강도 소부경화형 냉연강판에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명의 발명자들은, 성형성이 우수하면서 소부경화성도 우수한 냉연강판을 얻기 위해서, V 및 강력한 탄질화물 형성원소인 Nb을 보다 적정수준으로 첨가하여 C와 상호 결합시킴으로써, 소둔후 서냉처리를 행하더라도 적정 소부경화성을 확보할 수 있는 새로운 Nb-V첨가 극저탄소강을 제조하고자 하였다. 본 발명에서는, 성형성을 향상시키기 위해 VC 및 NbC 석출물을 적절히 제어할 뿐 아니라, S, Mn 및 P의 함량도 엄격하게 제어하여, 평균r치가 2.0인 고성형 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있었다. 특히, Nb을 첨가함으로써, Ti을 첨가하는 경우보다 미세한 소둔 결정립을 얻을 수 있게 되어, 내시효특성을 향상시킬 수 있었다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 제조조건에 대하여 설명한다.
C는 고용강화 및 소부경화성을 나타내는 원소로, 그 함량이 0.0020%미만이면 인장강도가 부족하게 되고, 절대 C량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않는다. 또한, 0.0030%이상이면 830~850℃의 소둔공정에서 NbC석출물로부터 재용해되는 C와, 열연단계에서 NbC로 석출하지 못한 C의 량이 과다하게 되어, 소부경화성이 매우 높고 상온 내시효성도 확보되지 않는다. 이로 인해, 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로 성형성과 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.0020~0.0030%로 설정하는 것이 바람직하다.
Si은 강도를 증가시키는 원소로서, 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로, 그 첨가량을 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키고, 강중 S을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 역할을 하는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.07%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.2%이상 첨가될 경우, Mn-C 다이폴(dipole)이 형성되어 성형성이 저하하고, 소부경화성이 감소하여 평균r치 2.0이상의 냉연강판을 제조할 수 없게 되며, 고용강화에 의해 강도가 급격히 증가한다. 따라서, 그 첨가량을 0.07-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
P은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키며, 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 한다. 특히, 소부경화성의 영향측면에서, C와의 싸이트경쟁(site competition)효과에 의해, 그 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내기 때문에, 상기 P의 함량은 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.08%이상 첨가하는 경우 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P량의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취하시키는 등 연성의 현저한 저하가 발생하게 된다. 따라서, 그 첨가량은 0.05~0.08%로 설정하는 것이 바람직하다.
S은 고온에서 MnS의 황화물로 석출되는 원소이나, 그 함량이 과다한 경우 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킨다. 또한, S의 함량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도, S함량이 많으면 과도한 MnS석출물에 의한 재질열화로 인해, 2.0이상의 평균r치를 확보하기가 어려우므로, 그 첨가량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al은 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로, 그 함량이 0.02%미만이면 강중에 산화개재물이 많아져 가공성이 열화되는 등 기계적 성질에 불리하며, 특히 고용질소를 완전히 AlN으로 석출시키지 못하게 되어 고용질소에 의한 시효열화를 유발하게 된다. 또한, 0.06%이상으로 과다하게 첨가되면, 고용질소를 AlN으로 완전히 석출시켜 질소에 의한 시효열화는 방지될 수 있으나, 재질의 경화 및 제조비용의 상승을 초래하게 된다. 따라서, 상기 Sol.Al의 함량은 0.02-0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
N는 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재하여 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형원소에 비해 매우 크므로, Al에 의해 고정할 필요가 있다. 그러나, 그 함량이 0.0035%이상이면 고용질소를 제거시키기 위한 Al의 함량이 증가하게 되어 재질을 경화시키고 또한 제조비용 상승을 초래하게 되므로, 그 함량을 0.0035%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb는 C와 결합해 NbC석출물을 석출시켜 강도를 증가시키고 성형성을 향상시키는 역활을 한다. 그러나, 그 함량이 0.012%이상이면, 과도한 NbC 석출물의 형성과 더불어 NbC 석출물의 재용해온도가 상승하기 때문에, 830~850℃의 소둔온도에서 NbC 석출물이 재용해되지 못하여 강중에 적정 고용탄소량의 확보가 매우 어렵다. 이 경우, NbC 석출물의 재용해를 통해 적정량의 고용탄소량을 확보하기 위해서는, 소둔온도를 870℃이상으로 증가시켜야 하는데, 소둔온도를 증가시키면 소둔시 버클링(buckling) 등의 작업성 악화를 유발하게 된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.012% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Nb의 함량이 0.008%미만이면, 본 발명에서 제시한 C성분 범위에서는 Nb가 C를 충분히 고정시키지 못하게 되어 열연단계에서부터 강중에 고용탄소를 다량 함유하게 되므로, 특수원소를 첨가하지 않은 일반 극저탄소 Al-Killed강과 같이 소부경화성은 커지지만, 평균r치 2.0이상의 고성형 소부경화강을 제조하기가 어렵다. 또한, 과다한 고용탄소로 인해 상온 내시효성의 확보가 불가능해 진다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.008~0.012%로 설정하는 것이 바람직하다.
V는 Nb첨가시 생성되는 NbC석출물에 의한 강중 고용원소 제거효과(scavenging effect)와 동일한 작용을 하는 원소이다. 본 발명의 상기 Nb함량은, C를 완전히 NbC로 석출시킬 수 있는 양이 되지 못하기 때문에, 열연중에는 약간의 고용탄소를 잔존시킬 수 있으며, 이로 인해 소둔시 성형성의 저하와 같은 약간의 재질열화를 초래할 가능성이 있다. 따라서, 상기 V는 강중에서 VC등과 같은 탄화물을 형성하여, Nb에 의해서도 충분히 제거되지 못한 강중 고용탄소를 제거시키는 역할을 하는 것이다. 이와 같이, V를 이용하면, 열연단계에서 고용원소가 전혀 없는 IF(Interstitial Free)강와 동일하게 되어 소둔시 성형성의 향상을 극대화시킬 수 있고, 소둔후 다시 재용해하여 고용탄소를 확보함으로써 성형성과 소부경화성을 동시에 확보할 수 있는 것이다. 또한, V는 소둔온도를 낮추는 역할을 하기 때문에, 열간압연중 V에 의해 생성된 탄화물인 VC 등은 NbC보다 낮은 소둔온도에서도 재용해되어 소부경화성을 확보할 수 있다. 그러나, 그 첨가량이 매우 작으면 VC로 형성된 탄화물이 소둔초기에 재용해되어 V첨가에 의한 성형성 향상효과가 전혀 없으며, 또한 그 첨가량이 매우 많을 경우는 VC석출물의 재용해 온도가 증가하여 NbC 석출물의 재용해온도와 동등이상이 되어 850℃이상의 고온소둔을 야기시킬 수 있다. 따라서, 상기 V함량 0.02~0.1%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성된 강 슬라브는 오스테나이트조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃이상에서 가열한 후, Ar3온도직상인 900~950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리한다. 상기 슬라브가열온도가 1200℃미만이면, 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립으로 되지 못하여 혼립이 발생하게 되므로, 재질의 열화가 초래된다. 상기 열연마무리 온도가 900℃미만이면, 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 또한, 950℃이상이면, 현저한 조대립이 발생하여 가공후 표면에 오렌지 필(orange peel) 등의 결함이 생기기 쉽다.
상기 열간압연후 열연판에 잔존하는 고용탄소에 의한 성형성악화를 방지하기 위해, 700~750℃의 온도범위에서 고온권취를 하는데, 그 온도가 750℃를 초과할 경우 이상립 성장이 발생하여 양호한 재질을 얻을 수 없으며, 700℃미만이면 열연조직이 세립화되어 항복강도가 상승하고 성형성이 열화되는 문제가 있다.
그 후, 통상의 방법으로 산세한 다음, 75~80%의 압연율로 냉간압연을 행한다. 즉, 본 발명에서 요구하는 2.0이상의 평균r치를 확보하기 위해서는, 상기 냉간압연율이 75%이상으로 되어야 하는 것이다. 즉, 냉간압연율이 75%미만이면 강중에 평균 r치에 영향을 주는 집합조직의 형성에 필요한 구동력이 작아, 2.0이상의 충분한 성형성 확보가 어렵다. 그러나, 냉간압연율이 80%이상이면, 집합조직을 형성시킬 수 있는 구동력은 증가하나 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기가 매우 미세해져 오히려 재질의 경화를 초래하게 되기 때문에, 바람직하지 못하다.
상기 냉간압연이 완료된 강은 830~850℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 소둔온도가 830℃미만이면, 재결정 집합조직의 발달이 다소 약해 평균r치를 2.0이상으로 확보하기가 어렵고, 850℃이상이면 평균r치는 향상되지만, 과도한 소둔온도의 증가로 인해 실제 제조시 설비상의 문제, 즉, 고온소둔에 따른 강판의 텐션(tension)부여문제 및 고온버너(burner)의 개발 등의 문제가 발생하기 때문이다. 또한, 소둔온도가 높으면 고온소둔으로 NbC 석출물의 재용해가 매우 활발해져 강중 고용탄소량이 증가하여 소부경화성이 본 발명강에서 제시한 3~6kgf/mm2이상으로 되기 때문에, 내시효성이 열화하는 문제가 발생한다.
이후, 적정 소부경화성과 상온 내시효성을 확보하기 위하여, 조질압연을 행하는데, 상기 조질압연율이 1.3%미만이면, 상온유지시 단시간내에 시효가 발생하여 항복강도가 증가하고 프레스가공에 치명적인 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)이 발생하고, 2.0%이상이면 상온 내시효성은 충분히 확보될 수 있으나, 과다한 조질압연에 의한 가공경화가 발생하여 재질이 열화되므로, 우수한 성형성을 가진 연질의 소부경화형 냉연강판을 얻을 수 없다. 따라서, 상기 조질 압연은 1.3~2.0%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 방법으로 제조된 본 발명의 냉연강판은, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 100℃에서 1시간 시효처리시 항복점 연신율값이 0.1%이하인 고강도 소부경화형 냉연강판으로 된다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 열간압연하고 75%의 압하율로 냉간압연한 후, 850℃의 온도에서 연속소둔한 다음, 1.5%의 압하율로 조질압연하였다. 그 후, 기계적 특성 및 r값, 소부경화량, 항복점 연신율을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
성분 화학성분(중량%)
C Si Mn P S Sol.Al N Nb Ti V
발명예1 0.0029 0.005 0.19 0.071 0.0052 0.040 0.0032 0.0120 － 0.041
발명예2 0.0028 0.007 0.19 0.070 0.0045 0.036 0.0032 0.0081 0.075
발명예3 0.0025 0.008 0.17 0.069 0.0053 0.033 0.0028 0.0099 0.061
발명예4 0.0024 0.010 0.20 0.065 0.0056 0.045 0.0025 0.0110 0.032
비교예1 0.0021 0.010 0.14 0.060 0.0075 0.058 0.0020 0.0097 0.210
비교예2 0.0012 0.010 0.18 0.067 0.0080 0.048 0.0019 0.010 0.051
비교예3 0.0025 0.010 0.48 0.060 0.0054 0.043 0.0023 － 0.015 0.043
비교예4 0.0040 0.010 0.20 0.057 0.0048 0.044 0.0030 0.010 － 0.045
비교예5 0.0023 0.010 0.25 0.066 0.0059 0.043 0.0049 0.015 0.061
비교예6 0.0025 0.010 0.56 0.071 0.0055 0.047 0.0026 0.010 0.071
비교예7 0.0027 0.010 0.17 0.069 0.0042 0.038 0.0048 0.011 0.068
구분 재질실적
항복강도(kgf/㎟) 인장강도(kgf/㎟) 연신율(%) r 소부경화량(kgf/㎟) 100℃,1시간 시효처리후 항복점연신율(%)
발명강1 24.6 38.4 34.6 2.03 3.3 0.1
발명강2 24.8 38.7 34.6 2.00 4.5 0
발명강3 24.2 38.6 35.6 2.08 4.0 0.02
발명강4 23.7 37.0 37.9 2.19 3.5 0.1
비교강1 24.2 37.1 35.3 2.11 1.8 0
비교강2 23.1 35.6 36.9 2.09 0 0
비교강3 24.5 37.7 36.6 1.94 3.4 0.3
비교강4 28.3 38.4 32.2 1.87 6.5 0.7
비교강5 27.7 39.8 34.0 2.09 1.6 0
비교강6 26.1 39.2 32.0 1.79 3.5 0
비교강7 26.7 38.1 33.2 1.92 4.2 0.25
상기 표2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 성분을 만족하는 발명예(1)~(4)는, 소부경화량이 3.3~4.5kgf/mm2, 평균r치 2.0~2.19, 연신율 34%이상, 인장강도 37.0~38.7kgf/mm2, 항복강도 23.7~24.8kgf/mm2 및 상온 내시효성을 나타내는 100℃, 1hr시효처리후 항복점 연신율이 0.1%이하이기 때문에, 우수한 성형성과 더불어 상온 내시효성이 매우 우수한 소부경화형 냉연강판으로 제조되었음을 알 수 있다.
그러나, 비교예(1)은 V의 함량이 0.021%로서 매우 높아서 과도한 VC 석출물이 형성되었고, 또한 소둔시 VC 석출물의 재용해에 의한 고용원소의 확보가 매우 어려웠기 떼문에, 소부경화량이 1.8로 매우 낮았다.
비교예(2)는 C의 함량이 적어서 평균r치는 2.0이상을 확보할 수 있었으나, 강중 고용탄소함량의 부족으로 소부경화성은 전혀 얻어지지 않았다.
비교예(3)은 Mn함량이 0.48%로 첨가되어 과도한 MnS에 의한 재질열화가 발생하였고, 또한 Nb대신 Ti가 첨가되어 소둔판 결정립크기가 조대해져 내시효성을 평가하는 100℃에서 1시간 시효처리후 항복점 연신율값이 0.3%로 높았다.
비교예(4)는 C함량이 많아 강중 고용탄소가 매우 증가하여, 소부경화량이 약 6.4kgf/mm2으로 매우 높았다. 또한, 100℃, 1hr시효처리후 항복점 연신율이 0.7%로 되어 상온 내시효성의 열화가 발생하였다. 또한, 항복강도가 28kgf/mm2수준으로 매우 증가하여 자동차사의 프레스가공시 스프링 백(spring back)과 같은 결함이 발생할 가능성이 있으며, 평균r치도 낮았다.
비교예(5)는 Nb과 N 함량이 본 발명의 규제범위를 벗어나서, 소부경화성이 낮았으며 연신율도 다소 열화한 수준이었다.
비교예(6)은, Mn함량이 본 발명강에서 제시한 성분범위를 초과하여 과도한 MnS 석출에 의해 재질이 경화되었으며 또한 MnS 뿐만 아니라 Mn-C 다이폴 등이 형성되어 평균r치가 매우 열화하였다.
비교예(7)은, N의 함량이 0.0048%로서 매우 높아서, 재질을 경화시켜 평균r치가 본 발명의 목표치보다 매우 낮았다. 또한, 강중에 고용질소의 함량을 증가시켜 소부경화성이 증가되었을 뿐 아니라, 상온 내시효성도 열화하였다. 즉, 고용질소의 증가로 인해, 100℃ 1시간 열처리후 평가하는 항복점연신율이 0.25%로서 매우 높아 단시간 유지시에도 시효결함이 발생할 가능성이 매우 큰 것을 알 수 있다. 이러한 고용질소의 영향을 제거하기 위해서는, Al함량을 증가시켜야 하는데, Al함량이 증가하면 제조원가의 상승은 물론 강중 산화개재물의 증가가 예상되므로 바람직하지 못하다.
한편, 본 발명예에서 인장강도에 비해 항복강도가 다소 높은 것은, 소부경화형 강판 특유의 문제점인 상온 내시효성의 열화를 방지하기 위해, 통상의 수준보다 다소 높은 약 1.5%의 조질압연율을 적용하였기 때문이다. 또한, 연신율이 통상의 35kgf/mm2급 고강도보다 다소 낮은 것은, 인장강도가 일반적인 35kgf/mm2급 고강도보다 3kgf/mm2이상 높았기 때문이며, 인장강도를 현수준보다 다소 낮출 경우 연신율은 현 수준보다 훨씬 증가할 것으로 예상된다.
상기한 바와 같은 본 발명에 의하면, 우수한 성형성 및 상온 내시효성을 갖는 인장강도 35kgf/mm2급 소부경화형 냉연강판을 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

  1. 중량%로, C : 0.0020~0.0030%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0035% 이하, Nb : 0.008~0.012%, V: 0.02~0.1%, 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200℃이상에서 균질화 열처리하고 900~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후 700~750℃의 온도범위에서 권취하고, 75~80%의 압연율로 냉간압연한 다음 830~850℃의 온도범위에서 연속소둔하고, 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법
  2. 중량%로, C : 0.0020~0.0030%, Si : 0.02% 이하, Mn : 0.07~0.2%, P : 0.05~0.08%, S : 0.008% 이하, Sol.Al : 0.02~0.06%, N : 0.0035% 이하, Nb : 0.008~0.012%, V: 0.02~0.1%, 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 소부경화량이 3~6kgf/mm2, 평균r치가 2.0이상이며, 그리고 100℃에서 1시간 시효처리시 항복점 연신율값이 0.1%이하인 고강도 소부경화형 냉연강판
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100496532B1 (ko) * 2000-12-07 2005-06-22 주식회사 포스코 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법
KR100946064B1 (ko) * 2002-12-18 2010-03-10 주식회사 포스코 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의제조방법
KR100946067B1 (ko) * 2002-12-27 2010-03-10 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 용융도금용 소부경화형 냉연강판제조방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH042729A (ja) * 1990-04-20 1992-01-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法
JPH05263146A (ja) * 1992-03-17 1993-10-12 Nippon Steel Corp 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH06108153A (ja) * 1992-09-30 1994-04-19 Nkk Corp 耐常温時効性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法
KR940014345A (ko) * 1992-12-17 1994-07-18 가와무라 요시부미 비페닐 유도체, 이의 제조 방법 및 고혈압 및 심장 질환 치료제로서의 이의 용도
JPH09249936A (ja) * 1996-03-14 1997-09-22 Nkk Corp 焼付硬化性と延性および常温時効性とのバランスに優れた冷延鋼板ならびにその製造方法
KR20000042049A (ko) * 1998-12-24 2000-07-15 이구택 성형성이 우수한 연질유기피복용 냉연강판의 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH042729A (ja) * 1990-04-20 1992-01-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法
JPH05263146A (ja) * 1992-03-17 1993-10-12 Nippon Steel Corp 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH06108153A (ja) * 1992-09-30 1994-04-19 Nkk Corp 耐常温時効性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法
KR940014345A (ko) * 1992-12-17 1994-07-18 가와무라 요시부미 비페닐 유도체, 이의 제조 방법 및 고혈압 및 심장 질환 치료제로서의 이의 용도
JPH09249936A (ja) * 1996-03-14 1997-09-22 Nkk Corp 焼付硬化性と延性および常温時効性とのバランスに優れた冷延鋼板ならびにその製造方法
KR20000042049A (ko) * 1998-12-24 2000-07-15 이구택 성형성이 우수한 연질유기피복용 냉연강판의 제조방법

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