KR101657793B1

KR101657793B1 - 드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101657793B1
Application number: KR1020140178489A
Authority: KR
Inventors: 한상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-11
Filing date: 2014-12-11
Publication date: 2016-09-20
Anticipated expiration: 2034-12-11
Also published as: KR20160071541A

Abstract

본 발명은 자동차 외판재로 사용될 수 있는 드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 드로잉성이 우수한 소부경화강은, 중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족한다.
[수학식 1]
48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N
(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

Description

드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법{BAKE HARDENING STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DRAWABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차 외판재로 사용될 수 있는 드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 연비 향상을 위한 경량화 및 환경문제 등에 대한 적극적인 대응의 일환으로 강판두께의 감소가 요구된다. 그러나, 자동차 외판재의 경우 강판두께가 감소되면 덴트의 발생이 쉽게 되기 때문에, 강판의 두께감소에는 한계가 있다. 여기서, 덴트란, 외부압력에 의해 강판에 홈이 발생하는 것을 뜻한다.

강판두께의 감소로 인한 덴트의 발생을 억제하기 위하여, 보다 높은 강도를 가지는 고강도강이 요구되지만, 고강도강을 자동차 외판재로 사용할 경우, 심가공이 요구되는 부품에는 가공성이 저하되어 사용이 불가능하다.

결국 자동차 외판용 소부경화형 강판의 경우에 고강도화에는 한계가 있으며, 성형시에 문제가 되지 않는 범위의 고강도강이 적용된다. 즉, 소부경화성을 얻기 위해 어느 정도의 고용원소(탄소, 질소 등)를 잔류시켜야 되는데, 이런 경우 소부경화성은 일정 수준에서 확보되지만 고용원소의 잔존으로 인해 성형성이 악화되는 경향이 있다.

따라서, 어느 일정 수준 이상의 강도를 확보하면서 가공성을 현저히 개선시킬 수 있는 강판의 개발은 안전성 및 자체 경량화 측면에서 필요하다.

일반적으로, 소부경화형 강판이란 성형 전에는 항복강도가 낮기 때문에 가공 및 형상동결성이 우수하고, 성형 후에는 높은 가공경화능에 의해 항복강도가 증가하여 덴트(Dent)에 강한 강판이다.

종래 기술로는 저탄소와 망간 및 크롬(C-Mn-Cr)계를 이용한 인장강도 390Mpa급의 복합조직형 소부경화형 강판이 개발되었다. 항복비가 46%정도로 매우 낮고 가공경화지수값이 0.28정도로 매우 높을 뿐만 아니라, 소부경화성의 평가지수인 BH(Bake hardening)값 또한 50MPa정도로 우수하게 나타났으나, 가공성 평가지수인 소성이방성(r) 계수값이 1.2수준으로 매우 낮아 고성형성을 요구하는 부품에는 사용하지 못한다는 문제점이 있다.

저탄소형 복합조직강의 성형성 문제를 해결하기 위하여 최근 탄소함량이 0.005중량%이하인 극저탄소강을 이용하여 탄, 질화물 형성원소인 Ti 또는 Nb를 단독 혹은 복합첨가하여 제조함으로써, 소성이방성값이 1.7이상인 높은 성형성을 가지는 강판 개발기술이 대두되고 있지만 목적강도 및 성형성을 동시에 확보할 수 없는 문제점이 있다.

한편, 특허문헌 1에서는 성형성 및 소부경화성이 우수한 강재 제조방법을 제시하고 있으나, 열연 석출물 제어 및 소둔온도 등 조업조건 최적화 미흡으로 평면이방성(Δr) 지수가 높아 자동차 외판 성형시 손잡이 부분에 주름 결함이 자주 발생하는 문제점이 있다.

또한, 특허문헌 2에서는 인장강도 390Mpa급 소부경화강을 제조하기 위해 합금조성 및 제조방법을 적절히 제어하였으나, 석출물에 대한 최적화 조건이 부족하여 평면이방성(Δr) 지수가 높고 또한 다량의 P 및 Mn 첨가로 인해 내 2차 가공취성(DBTT)에 열위한 문제점이 있다.

따라서, 소부경화강 및 그 제조방법에 있어서, 목적강도 및 성형성을 동시에 확보할 수 있는 소부경화강 및 그 제조방법의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 공개특허공보 제2000-0038789호 한국 공개특허공보 제2001-0004488호

본 발명은 상기와 같은 요구에 따라서, 강판의 합금조성과 제조방법을 적절히 제어함으로써, 드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따른 드로잉성이 우수한 소부경화강은, 중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족한다.

[수학식 1]

48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N

(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

또한, 본 발명의 다른 일 측면인 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 850~950℃이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 평균냉각속도 2~15℃/hr로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 78~85% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 840~870℃로 승온한 후, 연속 소둔하는 단계; 및 상기 연속 소둔한 냉연강판을 0.2~1.5% 압하율로 조질압연하는 단계를 포함한다.

[수학식 1]

48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N

(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, 합금조성과 제조방법을 적절히 제어함으로써, r값이 1.8 이상이며 소부경화능이 30MPa이상이고 가공시 스트레치 스트레인(Stretch strain, 표면 주름 발생 결함 현상)이 발생하지 않는 드로잉성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강중 강력한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)을 첨가하여 열연단계에서 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용원소를 거의 제거하고, 소둔시 승온단계에서 감마(γ)-파이버의 집합조직인 {111}<011>~{111}<112>의 방위의 발달을 도모하여 드로잉성을 확보한 후, 이어 소둔중 혹은 냉각중에 일부 미세 탄화물을 재용해 시켜 고용 C에 의한 소부경화성이 우수한 고강도 박강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

[수학식 1]

48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N

(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

이하, 본 발명 소부경화강의 합금조성에 대해 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.001~0.003 중량%

C는 침입형 고용원소로써 냉연 및 소둔 과정에서 강판의 집합조직 형성에 큰 영향을 미치게 된다. 강중 고용 탄소량이 많아지면, 드로잉 가공에 유리한 {111} 감마(γ)-파이버 집합조직을 가진 결정립의 성장이 억제되고, {110} 및 {100} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 촉진되어 소둔판의 드로잉성이 저하된다. 그러나, 상기 C의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우, 가공성 측면에서는 유리하지만 고용 C가 거의 탄화물로 석출되기 때문에 잔존된 고용 C가 없어 소부경화 특성이 사라진다. 반면, C함량이 0.003 중량%를 초과하게 되면 이를 탄화물로 석출시키기 위해 필요한 Ti 및 Nb의 함량이 커져 경제성 측면에서 불리할 뿐만 아니라, 미세 석출물이 강중에 다량 분포하여 드로잉성을 급격히 저하시키는 문제가 있으므로, 상기 C의 함량은 0.001~0.003 중량% 로 제한함이 바람직하다.

망간(Mn): 0.1~1.0 중량%

Mn은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우, MnS를 효과적으로 석출시키지 못해 드로잉성이 저하되며, 반면, 1.0 중량%를 초과할 경우, 과잉의 Mn이 고용되어 이 역시 드로잉성이 저하되는 문제가 있으므로, 상기 Mn의 함량은 0.1~1.0 중량%로 제한함이 바람직하다.

인(P): 0.01~0.08 중량%

P은 고용 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 가장 효과적인 원소이다. 상기 P의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 불가능하며, 반면, 0.08 중량%를 초과할 경우, 과잉의 P가 FeTiP를 석출시켜 드로잉성이 열위해지는 문제가 있고 입계 P편석에 의한 2차 가공취성의 문제가 있으므로, 상기 P의 함량은 0.01~0.08 중량%로 제한함이 바람직하다.

황(S): 0.001~0.008 중량%, 질소(N): 0.001~0.008 중량%

S 및 N는 강 중에 존재하는 불순물로써 불가피하게 첨가되는데, 우수한 용접특성을 확보하기 위해서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 하지만 강 중 불순물로 작용될 지라도 0.001 중량% 미만으로 관리할 경우 제강에서의 성분관리 부하가 매우 높아 그 하한을 제한하며, 특히 N함량의 경우 일부 고용 N가 소부경화특성에 기여하는 작용이 있기 때문에 그 하한을 0.001 중량 %로 제한한다. 한편, S 또는 N의 ?량이 0.008 중량% 초과할 경우 가공성을 열위시키고 슬라브 표면품질열화 및 표층부 크랙발생이 발생할 가능성이 높아 그 상한을 제한한다.

산가용 알루미늄(Al): 0.02~0.06 중량%

산가용 Al은 AlN을 석출시켜 강의 드로잉성 및 연성 향상에 기여한다. 다만, 상기 산가용 Al의 함량이 0.02 중량% 미만의 경우, AlN을 효과적으로 석출시키지 못하여 가공성이 열위되고, 그 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우 제강 조업시 Al 개재물 과다 형성에 의한 강판 내부 결함이 발생하는 문제가 있으므로, 상기 산가용 Al의 함량은 0.02~0.06 중량% 로 제어함이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.007~0.025 중량%

Ti은 열간압연중 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하여 Ti계 탄질화물을 석출시킴으로써 강판의 드로잉성 향상에 크게 기여하는 원소이다. 상기 Ti 함량이 0.007중량% 미만일 경우, 탄질화물을 충분히 석출시키지 못해 드로잉성이 열위해지며, 반면, 0.025 중량%를 초과할 경우, 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하고 남은 Ti가 P와 결합하여 과다한 FeTiP 석출물을 형성시켜 드로잉성이 열위해질 가능성이 높을 뿐만 아니라 고용 C 재용해가 어려워짐에 따라 소부경화성도 열위되므로 상기 Ti의 함량은 0.007~0.025 중량%로 제한함이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.002~0.015 중량%

Nb는 열간압연중 고용 탄소를 조대한 (Ti,Nb)C 복합 탄화물을 석출시킴으로써 소둔중 집합조직의 형성을 용이하게 하여 압연방향과 45도 방향의 드로잉성을 향상시키는 원소이다. 상기 Nb 함량이 0.002 중량% 미만일 경우, 강중 고용 탄소는 대부분 TiC로 석출되기 때문에, (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적어 드로잉성이 열위해진다. 반면, 0.015 중량%를 초과할 경우, 강중 고용 탄소는 대부분 NbC로 석출되기 때문에, (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적을 뿐만 아니라, 재결정 온도 상승에 의한 재질열화를 가져오는 문제가 있고, 또한 미석출 고용 C가 거의 없고 소둔중 혹은 냉각중에 탄화물이 고용 C로 재용해되어 소부경화특성을 보이도록 해야되는데 잉여의 Nb가 존재할 경우 냉각중에 NbC 혹은 (Ti,Nb)C로 재석출되는 경향이 높아 소부경화특성을 보이지 않게 된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.002~0.015 중량%로 제한함이 바람직하다.

이 경우 탄화물의 형태는 TiC, NbC, (Ti,Nb)C로 구성될 수 있다. 다만, 소둔중 혹은 냉각중에 용이하게 C 재용해가 이루어지어 소부경화특성을 보이기 위해서는 탄화물의 크기는 평균직경이 20nm이하인 것이 바람직하다. 또한, 복합계 탄화물이 가공성에 유리하며 소둔중 C 재용해가 유리하기 때문에 탄화물의 형태는 (Ti,Nb)C로 구성되는 것이 바람직하다.

한편, 상기 석출물들이 주로 결정입계에 석출하게 되면 소둔재결정시 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버의 발달이 저해되기 때문에, 20nm 이하의 (Ti,Nb)C 복합석출물이 석출되는 비율(입내석출량/전체석출량)이 70% 이상인 것이 바람직하다. 이는 입내 석출되는 석출물이 많을수록 재결정 소둔시 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버의 결정립 성장을 촉진하여 가공성에 유리하고 또한 소둔중에 입내탄화물이 C로 재용해되는 가능성이 높아 소부경화성에도 유리하기 때문이다.

이외에 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.

이 때, 상기 소부경화강은 B: 0.0015중량%이하(0은 제외)를 더 포함할 수 있다.

B는 강중 P 첨가에 의한 2차 가공취성을 방지하기 위해 첨가하는 원소이나, 그 함량이 0.0015 중량%를 초과할 경우, 강판의 연성 저하를 수반하므로 상기 B의 함량은 0.0015 중량% 이하로 제한함이 바람직하다.

이하, 본 발명의 수학식 1에 대하여 상세히 설명한다.

[수학식 1]

48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N

(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

상기 수학식 1은 강중에 포함된 C 및 N의 함량에 따라 Ti의 함량을 제어하기 위한 것이다.

Ti의 함량이 48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 미만인 경우, C, N을 완전하게 석출치 못하여 고용 C, N등이 강중에 잔류하여 시효결함 발생 가능성이 높은 문제점이 있다. 반면 Ti의 함량이 48/12×C + 48/14×N를 초과할 경우에는 대부분의 고용 C, N등이 Ti와 결합하여 석출됨으로써 가공성 측면에서는 유리하지만, 대부분의 강중 고용원소들이 TiC 혹은 TiN으로 석출되고 그 크기도 조대화하여 소둔중 혹은 냉각중에도 고용 C가 재용해되기 어려워 원하는 소부경화성이 나타나지 않는 문제점이 있다.

따라서, Ti 함량은 상술한 바와 같이 0.007~0.025 중량%을 만족하는 동시에 상기 수학식 1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명 소부경화강의 집합조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 구현례에 따른 소부경화강은 감마(γ)-파이버 집합조직을 갖는 것이 바람직하다. 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 드로잉 가공성과 밀접한 관계를 가지고 있으며, 이들 집합조직 중 (111)면에 직각으로 생성되는 감마(γ)-파이버 집합조직의 면강도 값이 높을수록 드로잉 가공성이 개선되는 것으로 알려져 있다. 이러한 감마(γ)-파이버는 통상 핵생성 이후 소둔 승온 단계에서 발달되는데 강중 고용 C, N등을 탄질화물로 석출시킬 경우 발달이 용이하다.

본 발명에서 소둔 승온시 가공성에 유리한 {111} 집합조직 발달을 용이하게 하기 위해 열연단계에서 Ti, Nb등을 첨가하여 탄화물을 석출시켜 고용 C가 강에 거의 존재하지 않은 상태에서 소둔을 행하여 {111} 집합조직의 발달을 꽤하고 이후 소둔중 혹은 냉각중에 탄화물을 다시 재용해시켜 고용 C을 잔존시켜 소부경화성을 향상시킬 수 있도록 한 것이다.

또한, 본 발명의 일 구현례에 따른 열연단계 후의 강판은 하기 수학식 2로 정의되는 P가 70% 이상인 것이 바람직하다. 상기 비율(P)이 70% 미만일 경우, 즉 결정립계에 다량의 (Ti,Nb)C 복합 탄화물이 석출될 경우, 가공시 크랙 발생 가능성이 높아지며, 이로 인해 연성 및 드로잉성이 현저히 저하되는 문제가 있고 소둔중에 탄화물의 재용해가 잘 되지 않아 소부경화성에도 불리하다. 한편, 상기 비율(P)이 높을수록 연성 및 드로잉성 향상에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 비율(P)의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.

또한, 소둔 후의 강판은 상기 비율(P)이 80% 이상인 것이 바람직하다. 이는 소둔중 혹은 냉각중 탄화물의 재용해를 용이하게 하여 소부경화성을 향상시키고, 가공성을 향상시키기 위함이다.

상기 비율(P)을 구현하기 위해서, 즉, 입내에 (Ti,Nb)C 복합탄화물이 주로 석출되도록 하기 위해서는 합금조성 및 조업조건 제어가 필요하며, 본 특허에서 제안한 범위인 Ti, Nb, C의 최적화 비율에 의해서 형성되며 압하율 및 소둔조건 제어를 통해 가능하다. 압하율의 경우, 압하율이 75%이상에서 압연에 의한 감마(γ)-파이버 집합조직 형성에 유리한 결정립의 핵생성 발달이 현저하고 85%를 초과하게 되면 압연설비 부하로 불가능하여 그 범위를 75~85%로 한정한다. 소둔온도의 경우, 고온소둔이 유리하여 840℃ 이상의 고온소둔시 {111}의 감마(γ)-파이버 집합조직의 성장이 뚜렷히 나타나 가공성 평가지수인 r-value가 높아지기 때문이다. 그러나 870℃를 초과하게 되면 강판 표면에 미세 덴트 발생이 많아지고 설비 노후화로 인해 오히려 부작용이 많아 그 범위를 840~870℃로 한정한다.

[수학식 2]

P(%)={N_in/(N_in+N_gb)}×100

(단, N_in는 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수이며, N_gb는 결정립계에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수임)

한편, 압연 방향에 대하여 방향별로 측정한 r값으로부터 측정한 평균 소성변형비는 드로잉성을 나타내는 대표적인 재질 특성 값으로, 그 값은 아래 식으로부터 계산한다.

r값 = (r0+r90+2r45)/4

(단, ri는 압연 방향으로부터 i˚ 방향에서 채취한 시편에서 측정한 r값을 나타낸다.)

상기 식에서 r값이 클수록 드로잉 가공시 성형 컵의 깊이를 증가시킬 수 있어 드로잉성이 좋은 것으로 판단할 수 있다. 본 발명의 일 구현예에 따른 소부경화강은 1.8이상의 r값을 가져 우수한 드로잉성을 나타낸다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 850~950℃이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 평균냉각속도 2~15℃/hr로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 78~85% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 840~870℃로 승온한 후, 연속 소둔하는 단계; 및 상기 연속 소둔한 냉연강판을 0.2~1.5% 압하율로 조질압연하는 단계를 포함한다.

[수학식 1]

48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N

(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)

열연강판을 얻는 단계

먼저, 상술한 조성을 갖는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3 이상이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 열연 마무리 온도는 본 발명에서 영향성이 그다지 크지 않지만, 850~950℃에서 행하는 것이 보다 바람직하다. 850℃미만의 경우에는 판 형상 불량을 초래할 수 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 너무 고온이기 때문에 석출물 분포가 균일하지 않아 재질불량 발생 가능성이 높기 때문이다.

권취하는 단계

상기 열연강판을 500~750℃의 온도범위에서 권취하는 것이 바람직하다.권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 저온 권취로 인해 판형상뒤틀림의 발생 경향이 높고 폭방향 열연재질편차가 높기 때문에 재질측면에서 불리하며, 권취온도가 750℃ 초과하는 경우에는 고온 권취로 인한 설비트러블이 생기고 석출물 조대화로 인해 소둔중에 입내탄화물이 C로 재용해되는 가능성이 낮아지므로 소부경화성이 열위해지기 때문이다.

냉각하는 단계

상기 권취된 열연강판을 평균냉각속도 2~15℃/hr로 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 2℃/hr 미만의 경우에는 느린 냉각속도로 인해 석출물 조대화에 따른 강도미달과 소부경화성 열위가 나타나고, 냉각속도가 15℃/hr를 초과하는 경우에는 석출물 분포도가 균일하지 않아 재질편차 발생 경향이 높아진다.

냉연강판을 얻는 단계

상기 냉각된 열연강판을 75~85%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 압하율이 75% 미만일 경우, 감마(γ)-파이버 집합조직 형성에 유리한 결정립의 핵생성 발달이 현저하지 못하여 {111}의 감마(γ)-파이버 집합조직 충분히 성장하지 않아 드로잉성이 열위해지는 문제가 있으며, 반면, 85%를 초과할 경우, 현장제조시 롤 부하가 매우 심해 형상이 나빠지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 압하율은 75~85%로 제한하고 보다 바람직하게는 78~82%이다.

연속 소둔하는 단계

상기와 같이 얻어진 냉연강판을 840~870℃로 승온한 후 연속 소둔하고 냉각한다. 소둔온도가 840℃미만일 경우, 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버 집합조직이 충분히 성장하지 못하여 드로잉성이 열위해지는 문제가 있고 탄화물의 재용해가 어려워 소부경화성이 충분히 나타나지 않으며, 870℃를 초과할 경우, 가공성 발달에는 유리하지만 너무 고온 소둔으로 인해 형상이 불량해지고 가열로 설비에 문제를 가져올 수 있으므로 상기 소둔온도는 840~870℃로 제한함이 바람직하며, 850~860℃로 제한함이 보다 바람직하다.

한편, 소둔중 혹은 냉각중에 총 C함량 대비 재용해 되는 C함량비율이 30~60%이 되도록 행하는 것이 바람직하다. 30%미만의 경우에는 요구하는 소부경화성이 나타나지 않으며, 60%를 초과하는 경우에는 소부경화성은 나타나지만 가공성 r값의 저하를 동시에 수반하기 때문이다.

조질압연하는 단계

상기 연속 소둔한 냉연강판을 0.2~1.5% 압하율로 조질압연한다. 압하율이 0.2% 미만인 경우 강판표면 조도가 나타나지 않아 표면불량이 발생하고, 압하율이 1.5%를 초과하게 되면 설비부하가 발생하고 소부경화성이 열위해지기 때문이다.

이와 같이 최종적으로 미세석출물인 20nm이하의 (Ti,Nb)C 석출물의 분포비율 제어를 통해 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버 집합조직을 발달시켜 성형성이 우수한 강을 제조하고, 이어서 소둔중에 그 탄화물을 재용해하여 강중에 고용 C을 잔존시켜 적정수준의 소부경화성을 얻는 것은 합금성분의 적절한 배합과 열연조건, 냉간압하율 및 소둔온도등 제어를 통해서 가능한 것이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 두께 220mm의 강 슬라브를 1200℃로 가열하고, 마무리 압연온도 850~950℃의 마무리온도의 범위에서 열간압연하여 두께 3.2mm의 열연강판을 제조한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 냉간압연 및 소둔하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 제조된 냉연강판에 대하여 석출물 분포 및 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 하기 표 3에서 YS, Ts, T-El은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율을 의미하며, 한편, 인장시험은 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다.

강종	C	Mn	P	S	N	Sol.Al	Ti	Nb	B	수학식1
강종	C	Mn	P	S	N	Sol.Al	Ti	Nb	B	상한	하한	만족여부
발명강1	0.0013	0.4	0.012	0.0056	0.002	0.035	0.009	0.004	0.0008	0.012	0.008	O
발명강2	0.0017	0.6	0.031	0.0058	0.003	0.032	0.011	0.006	0.0011	0.017	0.011	O
발명강3	0.0022	0.9	0.052	0.0068	0.003	0.036	0.018	0.008	0.0009	0.019	0.012	O
발명강4	0.0016	0.8	0.053	0.0059	0.005	0.041	0.023	0.013	0.0012	0.024	0.016	O
비교강1	0.0023	0.8	0.071	0.0035	0.006	0.042	0.002	-	0.009	0.030	0.020	X
비교강2	0.0028	0.6	0.065	0.0072	0.007	0.035	0.045	0.02	0.0013	0.035	0.024	X

강종	열연마무리온도(℃)	권취 온도(℃)	냉각 속도 (℃/hr)	냉간압하율 (%)	소둔 온도 (℃)	조질 압연 (%)	비고
발명강 1	912	568	3.5	79.5	855	0.6	발명예 1
발명강 1	905	555	3.2	76.2	820	0.3	비교예 1
발명강 2	899	523	5.5	81.2	858	0.5	발명예 2
발명강 2	903	580	1.2	72.3	856	0.5	비교예 2
발명강 3	912	650	9.8	80.3	861	0.7	발명예 3
발명강 3	926	720	11.5	80.5	862	0.7	발명예 4
발명강 4	888	650	13.2	76.5	846	0.8	발명예 5
발명강 4	906	682	17.5	65.5	856	1.3	비교예 3
비교강 1	912	652	7.5	79.5	831	0.8	비교예 4
비교강 2	897	596	8.6	78.6	855	0.8	비교예 5

강종	①	②	③	시효 결함	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	R값	BH (MPa)	비고
발명강 1	73	86	40	없음	172	342	41	1.95	38	발명예 1
발명강 1	75	85	24	없음	176	343	40	1.65	24	비교예 1
발명강 2	81	83	52	없음	183	346	38	1.89	36	발명예 2
발명강 2	67	66	44	없음	186	348	37	1.55	26	비교예 2
발명강 3	76	83	46	없음	196	361	36	1.96	42	발명예 3
발명강 3	88	82	50	없음	196	368	37	2.01	43	발명예 4
발명강 4	81	84	38	없음	202	371	35	2.03	51	발명예 5
발명강 4	81	67	43	없음	206	378	37	1.72	27	비교예 3
비교강 1	65	75	0	발생	198	369	35	1.85	59	비교예 4
비교강 2	63	73	0	없음	203	365	34	1.83	0	비교예 5
①: 열연판의 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율(%) ②: 소둔판의 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율(%) ③: 전체 C함량 대비 재용해되는 C함량 비율(%)

상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 열간압연 후 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율, 소둔 후 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율 및 전체 C함량 대비 재용해되는 C함량 비율이 모두 본 발명이 제어하는 범위를 만족함으로써, 30MPa 이상의 소부경화능(BH) 및 1.8 이상의 r값을 확보하고 있음을 알 수 있다.

그러나, 비교예 1 내지 3의 경우에는 본 발명의 합금조성을 만족하기는 하나, 본 발명이 제어하는 제조조건을 만족하지 않아, 열간압연 후 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율, 소둔 후 페라이트 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti 및 Nb의 복합 탄화물의 비율 및 전체 C함량 대비 재용해되는 C함량 비율 중 하나 이상이 본 발명이 제어하는 범위를 벗어나며, 이로 인해 소부경화능(BH)이 30미만이고 R값이 1.8미만으로 열위하였다.

한편, 비교강 1의 비교예 4의 경우 Ti함량이 수학식 1의 하한 값 미만으로 강중 C, N등이 거의 잔존하여 소부경화능(BH)은 우수하나, 시효 결함 발생이 심하여 가공시 표면에 스트레치 스트레인(Stretch strain, 표면 주름 발생 결함 현상)이 나타나는 문제점이 있다. 비교예 5의 경우에는 Ti함량이 수학식 1의 상한 값을 초과하여 높아 소부경화능(BH)이 거의 나타나지 않았다.

이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족하고, 하기 수학식 2로 정의되는 P가 80% 이상인 드로잉성이 우수한 소부경화강.
[수학식 1]
48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N
(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)
[수학식 2]
P(%)={N_in/(N_in+N_gb)}×100
(단, N_in는 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수이며, N_gb는 결정립계에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수임)
제 1항에 있어서,
상기 소부경화강은 B: 0.0015중량%이하(0은 제외)를 더 포함하는 드로잉성이 우수한 소부경화강.
삭제
제 1항 또는 제 2항에 있어서,
상기 소부경화강은 감마(γ)-파이버 집합조직을 포함하는 드로잉성이 우수한 소부경화강.
제 1항 또는 제 2항에 있어서,
r값이 1.8 이상이고 소부경화능이 30MPa이상인 드로잉성이 우수한 고강도 소부경화강.
중량%로, C: 0.001~0.003%, Mn: 0.1~1.0%, P: 0.01~0.08%, S: 0.001~0.008%, N: 0.001~0.008%, 산가용 Al: 0.02~0.06%, Nb: 0.002~0.015%, Ti: 0.007~0.025%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti의 함량이 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 850~950℃이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 평균냉각속도 2~15℃/hr로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 78~85% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 840~870℃로 승온한 후, 연속 소둔하는 단계; 및
상기 연속 소둔한 냉연강판을 0.2~1.5% 압하율로 조질압연하는 단계를 포함하며,
상기 열간압연 후에는 하기 수학식 2로 정의되는 P가 70% 이상이고, 상기 조질압연 후에는 P가 80% 이상인 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법.
[수학식 1]
48/12×C×0.6 + 48/14×N×0.7 ≤ Ti ≤ 48/12×C + 48/14×N
(C, N, 및 Ti는 각 원소의 함량(중량%)을 나타냄.)
[수학식 2]
P(%)={N_in/(N_in+N_gb)}×100
(단, N_in는 결정립내에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수이며, N_gb는 결정립계에 존재하는 20nm 이하의 크기를 갖는 (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 개수임)
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 B: 0.0015중량%이하(0은 제외)를 더 포함하는 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법.
삭제
삭제
제 6항 또는 제 7항에 있어서,
연속 소둔하는 단계는 전체 C함량 대비 재용해되는 C함량 비율이 30~60%가 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 드로잉성이 우수한 소부경화강의 제조방법.