KR100946064B1

KR100946064B1 - 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의제조방법

Info

Publication number: KR100946064B1
Application number: KR1020020081020A
Authority: KR
Inventors: 한성호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2002-12-18
Filing date: 2002-12-18
Publication date: 2010-03-10
Also published as: KR20040054199A

Abstract

본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0025~0.0035%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.07~0.4%, P: 0.05~0.08%, S: 0.008% 이하, Al: 0.02~0.06%, N: 0.0035% 이하, Ti: 0.005~0.018%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 Ti, N, S의 함량이 다음 관계,

Ti^*(유효 Ti) = Ti(%) - (48/14)N(%) - (48/32)S(%) ≤ 0

를 만족하는 강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리하고, 900~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 600~700℃에서 권취한 후, 76~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 760~790℃에서 연속소둔 및 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어진다.

이 냉연강판의 제조방법은 강력한 탄질화물 형성원소인 Ti를 미량 첨가하고, 소둔후 결정립 크기를 적절하게 제어함으로써, 소부경화량(BH)이 3kgf/mm²이상, 시효지수(AI)가 3kgf/mm²이하 및 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)의 차(BH-AI)가 1kgf/mm²이상인 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법을 제공하 는 효과가 있다.

내시효성, 소부경화형, 냉연강판, 소부경화량, 시효지수

Description

상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법{Method for manufacturing high strength cold rolled steel sheets with baking hardening property having excellent strain aging resistance at room temperature}

본 발명은 자동차의 외판재 등에 사용되는 냉연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 탄질화물 형성원소인 Ti를 미량 첨가하고, 소둔 후 결정립 크기를 적절하게 제어함으로써, 소부경화량(BH)이 3kgf/mm²이상, 시효지수(AI, Aging Index)가 3kgf/mm²이하 및 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)의 차(BH-AI)가 1kgf/mm²이상인 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

자동차용 냉연강판에 요구되는 특성으로는 항복강도, 인장강도, 프레스 성형성, 스포트(spot) 용접성, 피로특성 등이 있다. 최근에는 자동차의 연비향상과 차체의 경량화를 목적으로 차체에 고강도 강판을 사용함으로써 판 두께 감소와 더불어 내덴 트성을 향상시키고자 하는 요구가 한층 커지고 있다.

일반적으로, 강판은 강도와 가공성이 서로 상반된 특성을 나타내며, 이러한 두가지 특성을 동시에 만족할 수 있는 강으로는 크게 복합조직형 냉연강판과 소부경화형 냉연강판이 있다. 상기 복합조직형 냉연강판은 용이하게 제조할 수 있으나, 인장강도가 40kgf/mm²이상으로 높은데 비해 스트레칭성(stretchability)을 나타내는 인자인 연신율은 높고 자동차의 프레스 성형성을 나타내는 평균r치가 낮으며, 망간, 크롬 등 고가의 합금원소가 과다하게 첨가되어 제조원가의 상승을 초래하는 문제점이 있다. 그러나, 상기 소부경화형 냉연강판은 인장강도 40kgf/mm²이하인 강에서 프레스 성형시 연질강판에 가까운 항복강도를 가지므로 연성이 우수하며, 프레스 성형 후 도장 소부처리시 저절로 항복강도가 상승하는 강으로서, 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 고용원소의 과다로 인해 상온시효를 수반하여 성형성의 악화를 초래하게 되므로 적정한 고용원소의 제어가 매우 중요하다.

소부경화형 냉연강판의 제조방법은 크게 상소둔법에 의한 방법과 연속소둔법에 의한 방법이 있다. 일반적으로, 소부경화형 냉연강판으로는 저탄소 P첨가 Al-킬드강을 저온권취를 이용한 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 4~5kgf/mm² 정도를 나타내 도록 한 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이다. 그러나, 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-킬드강의 경우 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차의 외판에만 제한적으로 사용되고 있다.

연속소둔법에 의한 소부경화형 냉연강판에 대한 종래기술로는 일본 공개특허공보 소61-26757호가 있다. 상기 종래기술은 C: 0.0005~0.015%, S+N 함량≤005%의 Ti 및 Ti, Nb 복합첨가 극저탄소 냉연강판에 관한 것이다. 또 다른 종래기술로는 일본 공개특허공보 소57-89437호가 있다. 상기 종래기술은 C: 0.010% 이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 4kgf/mm²이상인 강의 제조방법에 관한 것이다. 상기 종래기술들은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시의 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절하게 제어하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것에 관한 것이다. 그러나, 상기 종래기술들에서 적정 소부경화량의 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti 및 질소, 황의 엄격한 제어가 필요하게 되므로 원가상승의 문제가 발생할 뿐만 아니라 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승 등의 문제점이 있다.

연속소둔법에 의한 소부경화형 냉연강판에 대한 또 다른 종래기술로는 미국 베들레헴 스틸(Bethlehem Steel)에서 출원한 미국 특허번호 5,556,485호 및 5,656,102호가 있다. 상기 종래기술들은 C: 0.0005~0.1%, Mn: 0~2.5%, Al: 0~0.5%, N: 0~0.04% 이면서 Ti함량을 0~0.5%, V함량을 0.005~0.6%의 범위로 제어한 Ti-V계 극저탄소강을 이용한 소부경화형 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다. 일반적으로, V는 Ti나 Nb와 같은 탄질화물 형성원소보다 더욱 안정하여 소둔온도를 낮출 수 있기 때문에 열간압연 중에 V에 의해 생성된 탄화물인 VC 등은 Nb계보다 소둔온도를 낮게 관리하여도 재용해에 의한 소부경화성을 확보할 수 있다. 그러나, V는 VC와 같은 탄화물을 형성하기는 하지만 재용해 온도가 매우 낮아 실질적으로 성형성 향상에는 큰 도움을 주지 못하기 때문에 상기 종래기술들에서는 Ti를 약 0.02% 이상 첨가하여 성형성을 도모하고 있다. 따라서, 상기 종래기술들은 다량의 Ti첨가에 의한 제조원가 상승 뿐만 아니라 결정립크기가 커지기 때문에 내시효성 측면에서도 다소 불리하다는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강력한 탄질화물 형성원소인 Ti를 미량 첨가하고, 소둔후 결정립 크기를 적절하게 제어함으로써, 소부경화량(BH)이 3kgf/mm²이상, 시효지수(AI)가 3kgf/mm²이하 및 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)의 차(BH-AI)가 1kgf/mm²이상인 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.0025~0.0035%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.07~0.4%, P: 0.05~0.08%, S: 0.008% 이하, Al: 0.02~0.06%, N: 0.0035% 이하, Ti: 0.005~0.018%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 Ti, N, S의 함량이 다음 관계,

Ti^*(유효 Ti) = Ti(%) - (48/14)N(%) - (48/32)S(%) ≤ 0

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

강중에 탄소를 첨가하면 열연단계에서 Ti 또는 Nb 등의 탄질화물 형성원소와 결합하여 TiC, Ti₄C₂S₂ 및 NbC 등의 탄화물들이 형성되며, 이러한 탄질화물 형성원소들과 결합하지 못한 탄소는 강중에서 고용탄소로 존재하게 되어 소부경화성 또는 시효성에 영향을 미치게 된다. 그러나, 강중에 존재하는 고용탄소들도 존재하는 위치, 즉 결정립계에 존재하느냐 또는 결정립내에 존재하느냐에 따라 소부경화성 및 시효성에 미치는 영향이 달라질 수 있다. 즉, 흔히 내부마찰시험을 통해 측정할 수 있는 고용탄소는 주로 결정립 내에 존재하는 고용탄소로서, 이동이 비교적 자유롭기 때문에 가동전위와 결합하여 시효특성에 영향을 미치게 된다. 이러한 시효특성을 평 가하는 항목이 시효지수(AI, Aging Index)이다. 일반적으로, AI값이 3kgf/mm²를 초과할 경우 상온 6개월 유지 전에 시효가 발생하여 프레스 가공시 심각한 결함으로 나타날 수 있다.

그러나, 결정립계 내에 존재하는 고용탄소들은 비교적 안정한 영역인 결정립계에 존재함으로써 내부마찰과 같은 진동의 시험법에 의해서는 검출하기가 어렵다. 결정립계 내에 존재하는 고용탄소들은 비교적 안정된 위치에 존재하기 때문에 시효지수와 같은 저온의 시효에서는 그 영향을 거의 미치지 못하게 되며 소부경화성과 같은 고온의 소부조건에서 활성화되어 영향을 미치게 된다. 따라서, 결정립 내의 고용탄소는 시효성과 소부경화성에 동시에 영항을 미치지만 결정립계 내에 존재하는 고용탄소들은 소부경화성에만 영향을 미치게 된다고 할 수 있다. 그러나, 결정립계가 비교적 안정된 영역이기 때문에 결정립계 내에 존재하는 모든 고용탄소들이 소부경화성에 영향을 미치지는 못하며, 결정립계 내에 존재하는 고용탄소량의 50%정도가 소부경화성에 영향을 미치게 된다. 따라서, 이러한 고용탄소의 존재상태를 적절히 제어할 경우, 즉 첨가된 고용탄소를 가능한 결정립내보다는 결정립계에 존재시킬 수 있도록 제어할 경우 내시효성과 소부경화성을 동시에 확보하는 것이 가능하다. 이를 위해 우선 강중에 첨가하는 탄소량의 적절한 관리와 더불어 결정립 크기를 제어하는 것이 중요하다. 이는 첨가되는 탄소량이 매우 많거나 적을 경우 고용탄소의 존재위치를 제어하여도 적절한 소부경화성과 내시효성을 확보하기 어렵기 때문이다. 따라서, 본 발명자는 강중에 존재하는 고용탄소를 가능한 많이 결정립계 내로 분포시키기 위해 소둔판 결정립 크기를 제어하고자 한다. 이를 위해서는 결정립 크기를 ASTM 입도번호 9 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 결정립계 내에 많은 양의 고용탄소를 분포시킨다 할지라도 강중에 첨가되는 총(total) 탄소량을 엄격하게 제어할 필요가 있다. 이는 첨가되는 탄소함량이 과도하게 증가될 경우 결정립 크기가 미세해지더라도 결정립내에 존재하는 고용탄소량이 첨가되는 총탄소량에 비례하여 증가되어 강중 고용탄소량 증가에 따라 상온 내시효성이 열화되기 때문이다. 본 발명에서는 이러한 조건들을 충족시키기 위해 첨가되는 총탄소량을 25~35ppm으로 제어하였으며, 상기와 같이 탄소함량을 제어할지라도 Ti첨가 극저탄소강에서 Ti가 TiN 또는 TiS와 같은 석출물을 형성하는 양보다 많이 첨가될 경우, Ti가 탄소와 결합하여 TiC와 같은 탄화물을 형성하게 된다. 또한, 이러한 조건에서는 Ti함량의 변화에 따라 강중에 잔존하는 고용탄소량이 변화하게 되므로 적절한 고용탄소량의 제어가 어렵다. 따라서, 본 발명에서는 이러한 문제를 극복하기 위해, 하기 관계식 1과 같이 S, N과 결합하는 양보다 적은 Ti를 첨가하여 첨가되는 모든 탄소가 강중에 잔존하게 제어하고자 한다.

[관계식 1]

Ti^*(유효 Ti) = Ti(%) - (48/14)N(%) - (48/32)S(%) ≤ 0

한편, Ti함량을 N, S 함량보다 적게 첨가하여 첨가되는 모든 탄소가 고용탄소가 되 게 제어할지라도 강이 열간압연 공정을 지나면서 속도론의 영향을 받게 된다. 즉, 상기 관계식 1은 열역학적으로 평형상태에서 계산된 식으로서, 실제 강판의 제조공정은 평형상태보다 매우 빠르기 진행되기 때문에 Ti함량을 N, S함량보다 적게 첨가할지라도 Ti가 TiN, TiS 등의 석출물로 완전히 석출되지 못하고, 일부의 Ti가 탄소와 결합하여 TiC와 같은 탄화물을 형성시킬 가능성이 있다. 본 발명자의 연구결과, 이러한 속도론을 통해 일부의 TiC로 형성될 수 있는 양이 제조조건에 따라 다소의 차이는 있지만, 본 발명에서는 탄소함량으로 약 10ppm인 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 탄소를 25~35ppm으로 첨가하고, 상기 관계식 1과 같이 유효 Ti량(Ti^*)을 0 이하로 제어할지라도 실제 시효 및 소부경화성에 영향을 미치는 고용탄소량은 약 15~25ppm이 된다. 이와 같은 조건은 하기 관계식 2와 같다.

[관계식 2]

C^*(유효 C) = 결정립계 내의 고용탄소량(C_GB) + 결정립 내의 고용탄소량(C_G)

= C함량 - Ti^* - C_TiC(TiC내의 탄소량)

= 15~25ppm

(단, 상기 관계식 2에서 Ti^*≤0이면 Ti^*=0)

상기 관계식 1 및 관계식 2와 같이 제어된 강은 실제 시효 및 소부경화성에 영향을 미치는 고용탄소량이 15~25ppm이지만, 이들의 존재상태에 따라 소부경화성과 시효성에 영향을 미치는 정도가 변하게 된다. 이는 상술한 바와 같이, 소둔판 결정립크기를 제어함으로써 하기 관계식 3과 같이 결정립 내의 고용탄소량을 5~10ppm, 결정립계 내의 고용탄소량을 10~15ppm으로 제어하여야 한다. 상온 내시효성의 향상을 위해 결정립 내의 고용탄소량을 보다 감소시키기 위해서는 결정립 크기를 보다 미세하게 제어하는 것이 바람직하지만, 본 발명강에서 제시하는 결정립 크기보다 더욱 더 미세하게 결정립을 제어할 경우 입내 고용탄소량 감소에 따른 내시효성의 향상은 가능하지만 결정립미세화로 인해 연성이 열화되므로, 하기 관계식 3을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.

[관계식 3]

10ppm ≤ 결정립계 내의 고용탄소량(C_GB) ≤ 15ppm

5ppm ≤ 결정립 내의 고용탄소량(C_G) ≤ 10ppm

이하, 본 발명의 성분제한 이유부터 살펴본다.

C: 0.0025~0.0035중량%

상기 C는 고용강화와 소부경화에 유효한 성분으로, 0.0025중량% 미만 첨가되면 매우 낮은 탄소함량에 의해 인장강도가 부족할 뿐만 아니라 Ti함량이 상기 관계식 1과 같이 첨가될 지라도 강중에 존재하는 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성 을 얻을 수 없고, 0.0035중량%를 초과하여 첨가되면 강중 탄소함량의 증가로 인해 소부경화성이 매우 높고 상온 내시효성이 확보되지 않아 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하여 성형성과 연성이 저하되므로, 그 함량을 0.0025~0.0035중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.02중량% 이하

상기 Si는 강도의 증가와 더불어 성형성을 열화시키는 성분으로, 0.02중량%를 초과하여 첨가되면 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로, 그 함량을 0.02중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.07~0.4중량%

상기 Mn은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하기 위해 첨가되는 성분으로, 0.07중량% 미만 첨가되면 상기 첨가효과를 얻을 수 없고, 0.4중량%를 초과하여 첨가되면 S가 Ti와 결합하여 Ti계 황화물이 형성되지 못하고 MnS로 석출되어 Ti계 황화물로 석출되지 못한 Ti가 탄소와 결합하여 강중 고용탄소량을 감소시킴으로써 소부경화성이 감소될 뿐만 아니라 고용강화에 의해 강도도 급격히 증가되므로, 그 함량을 0.07~0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.05~0.08중량%

상기 P는 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 합금성분으로, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는데 유효한 성분이다. 또한, 본 발명자의 연구결과 P는 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 하며, 특히 소부경화 측면에서 탄소와의 자리경합 효과에 의해 인의 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타내는 것을 확인할 수 있었다. 상기 P의 함량이 0.05중량% 미만이면 상기 첨가효과를 얻을 수 없고, 0.08중량%를 초과하면 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되며, 또한 P의 과다첨가로 인해 P가 입계에 편석하여 재료를 취하시키는 등 연성의 현저한 저하가 발생하게 되므로, 그 함량을 0.05~0.08중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.008중량% 이하

상기 S는 고온에서 TiS 또는 MnS의 황화물로 석출된다. 그러나, S의 함량이 과다한 경우 TiS 또는 MnS로 석출되고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킨다. 또한, S의 함량이 TiS 또는 MnS 석출물로 완전히 석출되는 양이라 할지라도 S함량이 0.008중량%를 초과하면 과도한 석출물에 의한 재질열화가 발생하므로, 그 함량을 0.008중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.02~0.06중량%

상기 Al은 강의 탈산을 위해 첨가하는 성분으로, 0.02중량% 미만 첨가되면 강중에 산화개재물이 많아져 가공성이 열화되는 등 기계적 성질에 불리하고, 0.06중량%를 초과하여 첨가되면 재질의 경화 및 제조비용의 상승을 초래하므로, 그 함량을 0.02~0.06중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.0035중량% 이하

상기 N은 소둔전 또는 소둔후에 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키며 다른 침입형원소에 비해 시효열화가 매우 크므로 Ti 또는 Al에 의해 고정될 필요가 있다. 상기 N의 함량이 0.0035중량%를 초과하면 고용질소를 제거시키기 위한 Ti 또는 Al의 함량이 증가하게 되어 재질을 경화시킬 뿐만 아니라 제조비용 상승을 초래하므로, 그 함량을 0.0035중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.018중량%

상기 Ti는 탄질화물 형성원소로서 강중에 TiN과 같은 질화물, TiS 또는 Ti₄C₂S₂와 같은 황화물 및 TiC와 같은 탄화물을 형성한다. 본 발명에서는 강중에 고용탄소를 잔존시키기 위해 Ti함량을 하기 관계식 1과 같이 제어할 필요가 있다. 상기 Ti함량이 0.005중량% 미만이면 상기 관계식 1은 만족하지만 Ti 함량이 너무 적어 결정립 크기가 증가하여 결정립 미세화 효과가 사라지게 된다. 즉, 결정립 미세화효과에 의한 내시효성 향상효과를 얻을 수 없게 되어, 내시효성이 열화되며 강중 고용탄소에 의해 연신율 및 r치와 같은 성형성의 열화를 수반하게 된다. 또한, Ti 함량이 0.018중량%를 초과하면 상기 관계식 1을 만족하지 못하여 강중 고용탄소의 감소에 따른 소부경화성 감소를 초래하므로, 그 함량을 0.005~0.018중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

상기와 같이 조성된 강이라도 하기 관계식 1과 같이, S, N과 결합하는 양보다 적은 Ti를 첨가하여 첨가되는 모든 탄소가 강중에 잔존하게 제어하여야 한다.

[관계식 1]

Ti^*(유효 Ti) = Ti(%) - (48/14)N(%) - (48/32)S(%) ≤ 0

상기와 같이 조성되는 강을 전로에서 용해한 후, 연속주조된 슬라브(Slab)를 열간압연 전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃ 이상에서 균질화 열처리한다. 상기 균질화 열처리 온도가 1200℃ 미만이면 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이 되지 못하며 혼립이 발생하게 되어 재질의 열화를 초래하므로, 상기 균질화 열처리 온도는 1200℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 균질화 열처리한 후, A_r3온도 직상인 900~950℃에서 마무리 열간압연한 다음, 하기 관계식 2 및 관계식 3을 만족시키고 열연판에 잔존하는 고용탄소에 의한 성형성 악화를 방지하기 위하여 600~700℃의 고온에서 권취한다. 상기 마무리 열간압연 온도가 900℃ 미만이면 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성의 열화를 초래하고, 950℃를 초과하면 현저한 조대립이 발생하여 가공후 표면에 오렌지 필(orange peel) 등의 결함을 발생시키므로, 상기 마무리 열간압연 온도는 900~950℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취온도가 600℃ 미만이면 결정립크기는 미세화되어 내시효성은 개선되지만 그 정도가 너무 심하여 과도한 항복강도의 상승 및 성형성의 열화가 초래되고, 700℃를 초과하면 소둔후 결정립의 크기가 증가하여 하기 관계식 2 및 관계식 3과 같이 본 발명에서 추구하는 결정립 미세화효과를 얻을 수 없으므로, 상기 권취온도는 600~700℃로 제한하는 것이 바람직하다.

[관계식 2]

= C함량 - Ti^* - C_TiC(TiC내의 탄소량)

= 15~25ppm

(단, 상기 관계식 2에서 Ti^*≤0이면 Ti^*=0)

[관계식 3]

10ppm ≤ 결정립계 내의 고용탄소량(C_GB) ≤ 15ppm

5ppm ≤ 결정립 내의 고용탄소량(C_G) ≤ 10ppm

상기 권취 후, 산세를 행한 다음 76~80%의 압하율로 냉간압연한 후, ASTM 입도번호 9 이상을 갖도록 하기 위해 760~790℃에서 연속소둔한다. 상기 냉간압하율이 76% 미만이면 본 발명에서 추구하는 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없고, 80%를 초과하면 결정립 미세화 효과는 크기만 과도한 압하율에 의해 결정립의 크기의 미세정도가 매우 크게 되어 오히려 재질의 경화를 초래하므로, 상기 냉간압하율은 76~80%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 연속소둔 온도가 760℃ 미만이면 미재결정된 결정립의 존재로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r치가 열화되며, 790℃를 초과하면 성형성은 개선되지만 결정립 크기가 본 발명에서 추구하는 결정립 크기인 ASTM 입도번호 9보다 작아져 BH-AI값이 1kgf/mm²이하로서 내시효성이 열화되므로, 상기 연속소둔 온도는 760~790℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 연속소둔 후, 적정 소부경화성과 더불어 상온 내시효성을 확보하기 위하여 통상의 조질압하율 보다 다소 높은 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연한다. 상기 조질압하율이 1.3% 미만이면 강중 고용탄소에 의한 상온 내시효열화를 방지할 수 없고, 2.0%를 초과하면 상온 내시효성은 향상되나 과다한 조질압연에 의한 가공경화가 발생하여 재질이 열화되므로, 상기 조질압하율은 1.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 제조된 소부경화형 냉연강판은 인장강도가 35kgf/mm²급이면서, 소부경화량(BH)이 3kgf/mm² 이상, 시효지수(AI)가 3kgf/mm² 이하, 상기 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)가 다음의 관계,

소부경화량(BH) - 시효지수(AI) ≥ 1kgf/mm²

를 만족하게 된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같이 조성되는 강을 1250℃에서 균질화 열처리하고, 910℃에서 마무리 열간압연한 다음 하기 표 2의 조건으로 권취, 냉간압연, 연속소둔한 후, 1.3%의 압하율로 조질압연하였다. 이후, 시편의 소부경화량(BH) 및 시효지수(AI)를 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

상기 소부경화량은 2% 예비변형후 발생하는 응력과 이를 다시 170℃에서 20분간 열처리후 다시 재인장시험을 통해 얻어진 항복강도의 차이를 가지고 평가하였으며, 상기 시효지수는 7.5% 예비변형후 발생하는 응력과 이를 다시 100℃에서 1시간 동안 시효 열처리후 다시 재인장시험을 통해 얻어진 항복강도의 차이를 이용하여 측정하였다. 또한, 결정립내 고용 탄소량(C_G)은 비틀림 진동방식의 내부마찰 시험기를 이용해 측정된 1/Q_max값을 이용하여 계산하였다.

상기 표 2에서 알 수 있듯이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강(A~D)를 이용하여 본 발명의 범위를 만족하는 공정으로 제조한 발명재(1~4)는 소부경화량이 3kgf/mm² 이상, 시효지수가 3kgf/mm² 이하, 소부경화량과 시효지수의 차가 1kgf/mm² 이상이 나와 본 발명에서 목표로 하는 상온 내시효성이 우수한 소부경화형 냉연강판임을 알 수 있다.

그러나, 발명강(A)를 이용하여 제조하기는 하였으나, 본 발명에서 제어하는 권취온도 및 소둔온도를 벗어난 제조조건으로 제조한 비교재(1~2)는 고용탄소량이 증가하여 소부경화량은 우수하였으나, 시효지수가 불량함을 알 수 있다.

또한, 비교재(3)는 탄소함량이 본 발명의 범위보다 많은 것으로, 권취온도 및 소둔온도가 본 발명에서 제시한 조건을 만족하더라도 첨가된 탄소함량이 매우 높아 유효 C(C^*) 및 결정립내 고용탄소량이 본 발명강에서 제시한 함량보다 높았다.

또한, 비교재(4, 6)은 탄소함량은 낮고 Ti함량은 높은 것으로, 높은 Ti함량에 의해 강중 고용탄소는 전혀 또는 거의 존재하지 않았으며, 이에 따라 소부경화량 및 시효지수가 전혀 또는 거의 나타나지 않았다.

또한, 비교재(5)는 탄소함량이 0.0019중량%로 낮아 C^*량이 본 발명에서 제시한 수준인 15~25ppm보다 낮았으며, 제조조건중 소둔온도가 850℃로 높아 결정립 조대화에 의한 강중 고용탄소의 증가로 BH-AI의 차이가 거의 나타나지 않았다.

또한, 비교재(7)은 질소함량이 0.0052중량%로 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어난 것이다. 질소는 탄소에 비해 강중에서 확산속도가 매우 빠르기 때문에 고용탄소에 의한 시효열화보다 고용질소에 의한 시효열화가 더욱 더 심각하다. 따라서, 상온 시효에 치명적인 질소함량이 매우 높았기 때문에 시효가 열화되었다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강력한 탄질화물 형성원소인 Ti를 미량 첨가하고, 소 둔후 결정립 크기를 적절하게 제어함으로써, 소부경화량(BH)이 3kgf/mm²이상, 시효지수(AI)가 3kgf/mm²이하 및 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)의 차(BH-AI)가 1kgf/mm²이상인 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법을 제공하는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.0025~0.0035%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.07~0.4%, P: 0.05~0.08%, S: 0.008% 이하, Al: 0.02~0.06%, N: 0.0035% 이하, Ti: 0.005~0.018%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 Ti, N, S의 함량이 다음 관계,

Ti^*(유효 Ti) = Ti(%) - (48/14)N(%) - (48/32)S(%) ≤ 0

를 만족하는 강을 1200℃ 이상에서 균질화 열처리하고, 900~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 600~700℃에서 권취한 후, 76~80%의 압하율로 냉간압연한 다음 760~790℃에서 소둔판의 결정립 크기가 ASTM 입도번호 9 이상이 되도록 연속소둔한 후 1.3~2.0%의 압하율로 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법.
삭제
제1항에 있어서, 상기 소부경화형 냉연강판은 결정립계 내의 고용탄소량(C_GB)이 10~15ppm이고 결정립 내의 고용탄소량(C_G)이 5~10ppm이며, 결정립계 내의 고용탄소량(C_GB)과 결정립 내의 고용탄소량(C_G)의 합이 15~25ppm인 것을 특징으로 하는 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 소부경화형 냉연강판은 소부경화량(BH)이 3kgf/mm²이상, 시효지수(AI)가 3kgf/mm²이하이며, 상기 소부경화량(BH)과 시효지수(AI)가 다음의 관계,

소부경화량(BH) - 시효지수(AI) ≥ 1kgf/mm²

를 만족하는 것을 특징으로 하는 상온 내시효성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판의 제조방법.