WO2016047839A1 - 압연강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

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WO2016047839A1
WO2016047839A1 PCT/KR2014/009401 KR2014009401W WO2016047839A1 WO 2016047839 A1 WO2016047839 A1 WO 2016047839A1 KR 2014009401 W KR2014009401 W KR 2014009401W WO 2016047839 A1 WO2016047839 A1 WO 2016047839A1
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steel sheet
rolled steel
rolling
elongation
manufacturing
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PCT/KR2014/009401
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김영하
강용식
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주식회사 포스코
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon

Definitions

  • the present invention relates to a rolled steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a low-carbon steel-based rolled steel sheet and a method for producing the same by optimizing the steel component and operating conditions to improve material aging and workability.
  • steel sheets used in home appliances and automobiles there must be a property of preventing processing defects due to aging, and thus, steel sheets used in home appliances and automobiles have been used as materials such as ultra low carbon steel containing carbonitride-forming elements having excellent aging resistance. .
  • steel sheets used in home appliances and automobiles are required for bending resistance and workability, etc., and in the case of automotive steel sheets, the steel sheet is prevented from being oxidized by outside conditions and paint is used to obtain a desired surface color. Since organic matter is coated, management of surface properties of the steel sheet has become an important management factor in terms of paintability.
  • Flucting refers to a phenomenon in which a processed portion at the time of machining is bent into a diamond shape, and when the bending occurs, it is difficult to maintain the shape of the molded part, and thus the bending should be strictly limited in the actual process.
  • the addition of carbonitride-forming elements is helpful in suppressing processing defects such as bending, but the increase of steelmaking time for high cleanliness causes a decrease in productivity, and the increase in manufacturing cost due to the addition of expensive alloying elements do.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1989-282420 name of the invention: a method of manufacturing a hot rolled steel sheet for processing and a process heat treatment method of a hot rolled steel sheet
  • an ultra low carbon steel base for producing a steel sheet suitable for a high strength member for automobile or industrial equipment.
  • a method for producing a hot rolled steel sheet excellent in workability and aging is disclosed by adding titanium (Ti), niobium (Nb), and some rare earth elements.
  • Korean Patent Publication No. 1996-23130 name of the invention: a method for manufacturing a high-temperature hot rolled steel sheet having excellent aging resistance
  • a method of improving aging resistance by hot rolling in a temperature range above the Ar 3 transformation point and coarsening ferrite grains is disclosed.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2008-190008 name of the invention: a method for producing a hot rolled steel sheet having excellent aging resistance
  • Hot-rolled steel slabs containing iron and Fe and other unavoidable impurities, cooled to below 400 ° C with an average cooling rate of 60 ° C / s or more, and after winding t / R ⁇ 0.0055 a method of performing a temper rolling (Skin Pass Mill; SPM) having an elongation rate of 0.1 to 1.0% using a small diameter roll satisfying a roll diameter) is disclosed.
  • An object of the present invention is to provide a low and medium carbon steel base rolled steel sheet and a method of manufacturing the same by optimizing the steel components and operating conditions to improve material aging and workability.
  • the medium and low carbon steel has a yield point of 170 to 220 and a yield point-stretch of 0.03 to 0.07.
  • the medium and low carbon steel satisfies the elongation of 0.7 to 1.6% with respect to the material thickness 0.4 ⁇ T ⁇ 2.4.
  • the manufacturing method of the rolled steel sheet which concerns on another aspect of this invention is a weight%, Carbon (C): 0.01 -0.035, Silicon (Si): 0.01 -0.05, Manganese (Mn): 0.1 -0.35, Phosphorus (P): 0.001-0.015, sulfur (S): 0.001-0.015, solution-aluminum (Sol.-Al): 0.01-0.04, nitrogen (N) 1-30 ppm, residual iron (Fe) and other unavoidable impurities, and boron ( B) forming a steel slab made of medium and low carbon steel added so that 1 to 60 ppm satisfies the condition of 0.2 ⁇ [B / N] ⁇ 1.1; Manufacturing a hot rolled steel sheet by performing a hot rolling process including finishing rolling, cooling, and winding steps on the steel slab; Manufacturing a cold rolled steel sheet by sequentially performing steps of pickling, cold rolling, and continuous annealing of the hot rolled steel sheet; And tempering rolling the continuously
  • the finishing rolling is characterized in that it proceeds in a temperature range of 850 ⁇ 950 °C.
  • the cooling is characterized in that it proceeds at a cooling rate of 60 ⁇ 120 °C per second.
  • the said winding is characterized by advancing in the temperature range of 610-670 degreeC.
  • the said cold rolling is characterized by advancing with 50-90% of cold rolling reduction.
  • the continuous annealing is characterized in that carried out in a temperature range of 740 ⁇ 820 °C.
  • the temper rolling is characterized in that the progress to the conditions that satisfy the elongation according to the following material thickness.
  • the present invention is to produce a rolled steel sheet by hot-rolled and cold-rolled steel slab of the medium-low carbon steel base, adding a certain amount of boron (B) to the components of the medium-low carbon steel, and further, finishing rolling and winding in the hot-rolling process, and cold-rolled Optimize the operating conditions of continuous annealing and temper rolling in the process.
  • B boron
  • the present invention can improve the material aging and workability through the precipitation of the employment elements, so, the present invention can provide a high value-added rolled steel sheet used in home appliances and automobiles.
  • FIG. 1 is a micrograph showing the structure of a rolled steel sheet made of a general medium-low carbon steel without boron (B).
  • Figure 2 is a micrograph showing the structure of the rolled steel sheet made of boron (B) addition medium low carbon steel according to the present invention.
  • FIG 3 is a graph showing the yield point (YP) of a rolled steel sheet made of boron (B) -added medium-low carbon steel prepared in accordance with the present invention and a rolled steel sheet made of ordinary low-carbon steel without boron (B) added.
  • YP-EL yield point-stretch
  • Carbon (C) is an element added to improve the strength of the steel sheet, the tensile and yield strength increases as the content is increased, but if excessively added, the workability of the material is lowered and the bending resistance is reduced, the upper limit is 0.035% by weight Limited to On the other hand, when the carbon (C) content is less than 0.01% by weight, not only additional operating time is required for decarburization during steelmaking, but also it is difficult to secure stable materials such as target strength. Therefore, the content of carbon (C) is 0.01 to 0.035 wt%.
  • Silicon (Si) is a useful element that can improve the strength without lowering the ductility of the steel sheet. Silicon (Si) contributes to strength as a ferrite stabilizing element employed in ferrite, and promotes martensite formation by encouraging carbon enrichment to unaltered austenite. When the silicon (Si) is added at less than 0.01% by weight, it is difficult to secure the martensite fraction. On the other hand, when added in an excessive amount, the surface defects are generated and plating adhesion is reduced, so the upper limit thereof is 0.05%. Limit to%
  • Manganese (Mn) is an element widely used as a solid solution strengthening element. It is an important element for increasing the strength of steel and improving hot workability, but is an element that inhibits the ductility and workability of a material due to MnS formation. If the content of the manganese (Mn) is small, the workability is improved, but it is difficult to secure the strength, it should be added at least 0.1% by weight to secure the target strength. On the other hand, excessive addition of manganese (Mn) not only causes economic deterioration and central segregation caused by the addition of a large amount of alloying elements, but also deteriorates weldability, so the upper limit thereof is limited to 0.35% by weight.
  • Phosphorus (P) is an element that serves to improve the strength and corrosion resistance of steel, and it is preferable to add a large amount in order to secure such characteristics.
  • the phosphorus (P) is an element that causes central segregation during casting. This content is limited to 0.015% by weight or less.
  • the content of phosphorus (P) is less than 0.001% by weight, it is difficult to secure strength and corrosion resistance. Therefore, the content of phosphorus (P) is 0.001 to 0.015% by weight.
  • S Sulfur
  • Mn manganese
  • S sulfur
  • S combines with manganese (Mn) in steel to form non-metallic inclusions that serve as a starting point for corrosion, as well as acting as a factor of red brittleness, so it is desirable to reduce its content as much as possible. Therefore, the content of sulfur (S) is 0.001 to 0.015% by weight.
  • Aluminum (Al) is generally an element added for deoxidation of molten steel, but has an aspect of improving aging characteristics by combining with solid solution in steel. Therefore, such aluminum (Al) is added in a solution-aluminum (Sol-Al) state, but the lower limit thereof is limited to 0.01% by weight, and when excessively added, the amount of inclusions in the steel increases, leading to surface defects and degrading workability. Therefore, the upper limit is limited to 0.04% by weight.
  • Nitrogen (N) exists in solid solution in steel and is useful for reinforcing the material, but since it is a main element causing aging, it is necessary to manage it to a certain amount or less to secure workability, and therefore, the upper limit of addition is limited to 30 ppm. On the other hand, if the addition amount of nitrogen (N) is less than 1 ppm, sufficient stiffness cannot be obtained, and the site for precipitate formation is reduced, so the lower limit of the addition is limited to 1 ppm.
  • Boron (B) is a grain boundary strengthening element, which improves the fatigue properties of welds, prevents grain boundary brittleness of phosphorus (P), and improves high temperature ductility in steels with high content of aluminum (Al) and silicon (Si).
  • boron (B) increases the quenching of the steel, and has the effect of delaying the perlite transformation of austenite and the ferrite reverse transformation of martensite by diffusing to grain boundaries during heat treatment.
  • the boron (B) is added in an excessive amount, the solid solution boron is increased to reduce the elongation, and boron (B) can diffuse on the surface to reduce the plating property, the addition amount is 1 to 60ppm.
  • boron (B) is an element that combines with a solid solution element in steel to improve the aging property and also increases the strength of the material even by adding a small amount as a hardenability enhancing element. At least 1 ppm addition is required. However, if the content exceeds 60ppm, not only does it cause deterioration of material and grain boundary cracking, but also roughens the surface of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the content is 1 to 60ppm.
  • boron (B) is added to the low and medium carbon steel of the above-mentioned components, BN is precipitated using MnS precipitates as seeds during the performance and hot rolling, and Precipitation of cementite is encouraged, resulting in reduction of solid solution nitrogen (N) and carbon (C) through refinement and randomization of cementite.
  • N solid solution nitrogen
  • C carbon
  • the precipitation of BN occurs in finishing rolling (or finishing rolling).
  • the addition of boron (B) enables BN precipitation at a lower finishing rolling temperature than the conventional one, thereby increasing the amount of BN precipitates.
  • the rolled steel sheet according to the present invention can be suppressed from the generation of grains due to grain refinement. That is, in the rolled steel sheet according to the present invention, as BN is precipitated at the austenite grain boundary through addition of boron (B), the grain boundary stabilization effect is obtained, and the ferrite transformation is also suppressed in the austenite region. Incorporation can be suppressed.
  • the Ar 3 transformation point is increased to facilitate the mixing, and the addition of the transformation delay element is necessary to prevent such mixing.
  • the rolled steel sheet of the present invention can be suppressed by the addition of a certain amount of boron (B) which can play a role of transformation delay element to the components of the low and medium carbon steel, the rolled steel sheet according to the present invention through the suppression of the generation of the material Aging and processing failures can be improved.
  • the rolled steel sheet according to the present invention adds boron (B) and nitrogen (N) in the steel component to satisfy the conditions of 0.2 ⁇ [B / N] ⁇ 1.1 in order to secure appropriate processing characteristics. This is because if the B / N value is less than 0.2, the bending resistance at room temperature is deteriorated due to excessive solid solution in steel, and the grain restraining effect is insufficient at high temperature, while if the B / N value is over 1.1, the ductility is decreased and the workability is reduced. to be. Therefore, the rolled steel sheet according to the present invention limits the value of B / N in the range 0.2 to 1.1.
  • the embodiment of the present invention is a hot rolling process in the austenite region for a steel slab made of the above-described composition and a certain amount of boron (B) is added.
  • filament rolling is carried out at 850 ⁇ 950 °C, this is the hot rolling is finished in the low temperature region when the filament rolling temperature is less than 850 °C, the crystallization of the grain rapidly progressed, leading to a deterioration of rolling and workability, This is because when the filament rolling temperature is higher than 950 ° C., uniform hot rolling is not performed throughout the thickness, so that grain refinement is not sufficiently achieved, resulting in a drop in impact toughness due to grain coarsening. Therefore, in the embodiment of the present invention, the finishing rolling temperature is optimized to 850 to 950 ° C.
  • Cooling is carried out at the cooling rate of 60-120 degreeC per second in the run-out table (ROT) of steel by which it rolled.
  • ROT run-out table
  • the winding of the hot rolled steel sheet proceeds at a temperature of 610 to 670 ° C. That is, the coiling temperature in the hot rolling process is a temperature for obtaining a structure capable of securing the optimum mechanical properties after the subsequent cold rolling and continuous annealing step, in the case of the rolled steel sheet according to the present invention, if the coiling temperature is less than 610 °C Cold rolling is difficult due to the formation of bainite or martensite structure, and if the temperature exceeds 670 ° C, the final microstructure becomes coarse to reduce workability and corrosion resistance, and it is difficult to manufacture a steel sheet having sufficient strength. Therefore, in the embodiment of the present invention, the winding temperature of the hot rolled steel sheet is managed at 610 to 670 ° C.
  • the pickling step and the cold rolling step are sequentially performed on the hot rolled steel sheet obtained through the hot process, and then a continuous annealing step is performed at a temperature range of 740 to 820 ° C., followed by skin pass. Mill) to produce a rolled steel sheet according to the present invention consisting of a cold rolled steel sheet of a medium-low carbon steel base.
  • cold rolling advances with 50-90% of cold rolling rates.
  • Cold rolling deforms the hot rolled tissue, where the strain energy that deforms the tissue becomes energy in subsequent continuous annealing, that is, recrystallization.
  • the cold rolling is less than 50%, the cold rolling is less effective in deformation of the tissue.
  • the cold rolling is more than 90%, the cold rolling process is not very difficult and the precipitates produced in the hot rolled steel sheet are cold.
  • the drawability is degraded, cracks occur at the edges of the steel sheet, and fracture is likely to occur in the steel sheet. Accordingly, cold rolling controls the cold reduction rate at 50 to 90%.
  • Continuous annealing proceeds in the temperature range of 740-820 ° C. That is, since the rolled steel sheet to which boron (B) is added precipitates most of the nitrogen (N) to BN in the hot rolling process, grains are coarsened due to a decrease in AlN precipitation in the continuous annealing step, and grain coarsening decreases the yield point (YP) downward. In order to compensate for this, the annealing temperature must be lowered, and such a lowering of the annealing temperature leads to an improvement in productivity. In addition, heat treatment below 740 ° C. results in insufficient recrystallization, and heat treatment above 820 ° C. causes material degradation by high temperature annealing.
  • the continuous annealing temperature is managed to 740 ⁇ 820 °C.
  • the temper rolling is carried out to satisfy the elongation of 0.7 to 1.6% with respect to the thickness 0.4 ⁇ T ⁇ 2.4, but is carried out in a range satisfying the elongation for each material thickness as shown in the following equations (1), (2), (3) and (4).
  • temper rolling in the embodiment of the present invention is carried out by setting the elongation reference for each material thickness, including the above-described relations 1, 2, 3 and 4.
  • the steel sheet specimens of the medium-low carbon steel base were prepared by the compositions shown in Table 1 and the operating conditions described in Table 2, for each specimen The mechanical properties are listed in Table 3.
  • the steel slabs having the compositions shown in Table 1 were subjected to finishing rolling at a temperature of 850 to 950 ° C. according to the process conditions described in Table 2, and then wound at a temperature of 610 to 670 ° C. to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet was subjected to pickling and cold rolling at a 50 to 90% reduction rate, and then the cold rolled steel sheet was continuously annealed at a temperature of 740 to 820 ° C., and then 0.7 to the cold rolled steel sheet thickness 0.4 ⁇ T ⁇ 2.4.
  • Specimens were prepared by temper rolling in a range satisfying an elongation of ⁇ 1.6%, and mechanical properties of each specimen were measured.
  • Inventive Examples 1 to 4 are rolled steel sheets of a medium-low carbon steel base to which boron (B) is added, and Comparative Examples 1 to 4 are rolled low-carbon steel base rolled steel sheets to which no boron (B) is added. .
  • Inventive Examples 1 to 4, and Comparative Examples 1 to 4 satisfy all of the process conditions according to the embodiment of the present invention.
  • Inventive Examples 1 to 4 exhibited good aging resistance because no bending occurred during processing as boron (B) was added to the components of the medium and low carbon steel, and all exhibited good aging resistance. It did not generate
  • Comparative Example 1 the yield point-stretch did not occur, and thus the aging resistance was normal. However, poor workability such as bending occurred during processing appeared, and the paintability was normal. . In the case of Comparative Examples 2 to 4, a change in yield point-stretch occurred, and thus the aging resistance was poor, and workability and paintability such as cracking during processing were normal or poor.
  • the rolled steel sheet of the medium-low carbon steel base to which boron (B) was added according to the present invention has a material aging and workability compared with the rolled steel sheet of the general low carbon steel base to which boron (B) is not added. It can be seen that the improvement.
  • FIGS. 1 and 2 are micrographs showing the structure of the rolled steel sheet made of a general low and medium carbon steel without boron (B), respectively, and the structure of the rolled steel sheet made of boron (B) added medium and low carbon steel according to the present invention
  • Figure 3 And Figure 4 shows the yield point (YP) and yield point-stretching (YP-) of the rolled steel sheet made of boron (B) -added medium-low carbon steel prepared in accordance with the present invention, and the rolled steel sheet made of ordinary low-carbon steel without boron (B), respectively.
  • EL graphs.
  • the particle size index (FGS) is 9 to 10, that is, the average diameter of the particles is 0.011 to 0.015 mm. It can be seen that a mixed structure of grains having an average number of fragments on the measurement line of 70.7 to 100 / mm occurred.
  • the boron (B) is added, in the case of a rolled steel sheet made of a low to medium carbon steel according to the present invention manufactured according to the optimized operating conditions, FGS is 7 to 8, that is, the average diameter of the particles It can be seen that the crystal grains having a size of 0.022 to 0.031 mm and an average number of sections on the measurement line were 35.4 to 50.5 / mm were formed uniformly with almost no mixed structure.
  • a rolled steel sheet made of a general medium-low carbon steel without boron exhibits a yield point (YP) of about 270 and a yield point-stretching (YP-EL) of about 0.17.
  • the boron (B) is fine and the size of the grains is uniform without generation of the mixed structure.
  • the yield point (YP) of 170 to 220, preferably 200, and the yield point-stretch (YP-EL) of 0.02 to 0.08, preferably 0.05 are lower than those of general low-carbon steel without (B). have.
  • the rolled steel sheet according to the present invention prepared according to the optimized operating conditions with the addition of boron (B) through the formation of uniform grains It can be seen that it has a relatively low yield point (YP) and yield point-stretching (YP-EL), from this result, it can be seen that the rolled steel sheet according to the present invention is improved in material aging and workability by reducing the potential adhesion.
  • the rolled steel sheet made of the medium-low carbon steel according to the present invention in which boron (B) is added and manufactured through the hot rolling and cold rolling processes according to the optimized operating conditions, is good in all of the yield point-stretching, workability, aging resistance and paintability properties.
  • B boron
  • the present invention can provide a high value-added rolled steel sheet having excellent material properties and workability used in home appliances and automobiles.

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  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
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  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 압연강판 및 그 제조방법을 개시한다. 본 발명에 따른 압연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.0.35, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 보론(B)이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 1∼60ppm이 첨가된 중저탄소강으로 이루어진 강 슬라브를 850∼950℃에서 사상 압연하고, 610∼670℃에서 권취한 후, 740∼820℃에서 연속소둔하고, 소재 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족하는 조건으로 조질 압연하여 입도지수(FGS)가 7∼8인 결정립들이 균일하게 형성된 것을 특징으로 한다.

Description

[규칙 제26조에 의한 보정 14.10.2014]　　압연강판 및 그의 제조방법
본 발명은 압연강판 및 그의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는, 강 성분 및 조업조건을 최적화하여 재질 시효 및 가공성을 개선한 중저탄소강 베이스의 압연강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
가전 및 자동차 등에 사용되는 강판의 경우, 시효에 의한 가공 결함 발생 방지 특성이 있어야 하기 때문에 가전 및 자동차에 사용되는 강판으로서는 내시효성이 우수한 탄질화물 형성 원소를 첨가한 극저탄소강과 같은 소재들이 사용되어 왔다.
그리고, 가전 및 자동차 등에 사용되는 강판은 필수적으로 내꺾임성 및 가공성 등이 요구되며, 자동차용 강판의 경우 외기 조건에 의해 강판이 산화되는 것을 방지함은 물론 사용자가 원하는 표면 색상을 얻기 위해 페인트 등의 유기물이 도장되므로 강판의 표면 특성 관리가 도장성 측면에서 중요한 관리 인자가 되고 있다.
꺾임(Fluting)은 가공시의 가공부가 다이아몬드 형상으로 꺾이는 현상을 의미하는 것으로, 꺾임이 발생하면, 성형부의 형상 유지가 곤란하기 때문에 실제 공정에서 이러한 꺾임은 엄격히 제한되어야 한다.
한편, 꺾임의 원인이 되는 고용원소에 의한 시효 현상은 실질적으로 제한하기 곤란하다. 따라서, 기존에는 제강 단계에서의 고청정화를 통해 제한하거나, 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb) 등과 같은 탄질화물 형성원소를 첨가하여 고용원소들을 고착시키는 방법으로 제한하고 있다.
그런데, 탄질화물 형성원소의 첨가는 꺾임과 같은 가공 결함의 억제에는 도움이 되지만, 고청정화를 위한 제강시간을 증가시킴에 따라 생산성 저하를 유발하고, 고가의 합금원소 첨가에 따른 제조원가 상승의 요인이 된다. 특히, 중저탄소강에서 꺾임을 억제하는 것이 매우 곤란한 것으로 알려져 있는바, 이러한 중저탄소강 베이스의 강판을 가전 및 자동차 등과 같이 엄격한 형상 동결성 및 가공성이 요구되는 제품에 적용하는 경우, 가공시 꺾임을 억제할 수 있는 방안 수립이 절실히 필요하다.
아울러, 최종 제품의 형상 동결성을 향상시키면서 생산성을 높이기 위해서는 소재 측면에서 상술한 내시효성에 의한 꺾임 방지뿐만 아니라, 플랜지성, 밴딩성 및 드로잉성과 같은 다양한 가공 특성이 함께 요구된다. 또한, 이들 제품들은 외부 환경에 노출되어 있어서 내후성 향상을 위해 소재 표면에 페인트 등의 유기물을 도장하는 작업이 이루어져야 하므로, 이와 같은 특성 확보를 위하여 소재 측면에서 도장성 확보가 가능한 강판의 개발이 요구되고 있다.
예를 들어, 일본공개특허 제1989-282420호(발명의 명칭: 가공용 열연강판의 제조방법 및 열연강판의 가공열처리법)에는 자동차 또는 산업기기용 고강도 부재에 적합한 강판의 제조를 위해서 극저탄소강 베이스에 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)과 일부 희토류 원소 등을 첨가하여 가공성 및 시효성이 우수한 열연강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이 방법은 탄질화물 형성 원소의 첨가에 의해 꺾임과 같은 가공 결함의 억제에는 도움이 되지만, 고청정화를 위한 제강시간 증가에 따른 생산성 저하 및 고가의 합금원소 첨가에 의한 제조원가 상승의 문제점이 있다.
다른 예로서, 한국공개특허 제1996-23130호(발명의 명칭: 내시효성이 우수한 고가공용 열연강판의 제조방법)에는 극저탄소 알루미늄 킬드강에 탄질화물 형성원소인 지르코늄 등을 미량 첨가하고, 그리고, Ar3 변태점 이상의 온도 범위에서 열간압연하여 페라이트 결정립을 조대화시키는 것에 의해 내시효성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이 방법은 시효성을 높이기 위하여 지르코늄과 같은 특수원소의 첨가가 필요하므로 제강 작업성의 악화 및 제조원가 상승의 문제가 있고, 또한, 소재 강도가 낮아짐에 따라 형상 동결성이 나빠지는 문제점이 있다.
또 다른 예로서, 일본공개특허 제2008-190008호(발명의 명칭: 내시효성이 우수한 열연강판의 제조방법)에는 중량%로, 탄소(C): 0.04∼0.25%, 규소(Si): 0.001∼0.5%, 망간(Mn): 0.05∼1.5%, 인(P): 0.09% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.01∼0.08%, 질소(N):0.0005∼0.015%을 함유하고 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연하고, 평균 냉각속도 60℃/s 이상으로 400℃ 미만까지 냉각하며, 권취한 후에 t/R≥0.0055(t는 판 두께, R은 롤 직경)을 만족하는 소경 롤을 이용하여 신장률 0.1∼1.0%의 조질 압연(Skin Pass Mill; SPM)을 행하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이 방법은 권취 온도를 400℃ 미만까지 낮추기 때문에 폭 방향 온도의 불균일에 의해 저온 석출물이 생성 거동에 차이를 나타내어 재질 편차가 유발되며, 이로 인해, 형상 불량, 권취 불량 및 후공정 작업성이 저하되는 문제점이 있다. 더욱이, 표면 가동 전위 유발을 위해 강판의 두께에 따라 롤 직경을 일일이 제어해야 하므로, 상용 조업라인과 같이 다양한 크기의 소재를 생산하는 경우에는 적용하기 어려운 문제점이 있다.
본 발명은 강 성분 및 조업조건을 최적화하여 재질 시효 및 가공성을 개선한 중저탄소강 베이스의 압연강판 및 그 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.
본 발명의 일 견지에 따른 압연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.035, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유한 중저탄소강으로 이루어지고, 보론(B)이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 1∼60ppm이 첨가되어 입도지수(FGS; Ferrite Grain Size)가 7∼8인 결정립들이 균일하게 형성된 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판에 있어서, 상기 중저탄소강은 170∼220의 항복점 및 0.03∼0.07의 항복점-연신을 갖는다.
본 발명에 따른 압연강판에 있어서, 상기 중저탄소강은 소재 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족한다.
본 발명의 다른 견지에 따른 압연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.035, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 보론(B) 1∼60ppm이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 첨가된 중저탄소강으로 이루어진 강 슬라브를 형성하는 단계; 상기 강 슬라브에 대해 사상 압연, 냉각 및 권취 단계들을 포함하는 열연 공정을 진행하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판에 대해 산세, 냉간압연 및 연속소둔 단계들을 차례로 진행하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 소재 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족하는 조건으로 조질 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 사상 압연은 850∼950℃ 온도 범위에서 진행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 냉각은 초당 60∼120℃의 냉각속도로 진행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 권취는 610∼670℃의 온도 범위에서 진행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 냉간 압연은 냉간압하율을 50∼90%로 하여 진행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 연속소둔은 740∼820℃의 온도범위에서 실시하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 압연강판의 제조방법에 있어서, 상기 조질 압연은 다음의 소재 두께별 연신율을 만족하는 조건으로 진행하는 것을 특징으로 한다.
(관계식 1) 0.4≤T＜0.6에 대하여 0.9±0.2%의 연신율
(관계식 2) 0.6≤T＜0.9에 대하여 1.0±0.2%의 연신율
(관계식 3) 0.9≤T＜1.1에 대하여 1.1±0.2%의 연신율
(관계식 4) 1.1≤T＜2.4에 대하여 1.4±0.2%의 연신율
본 발명은 중저탄소강 베이스의 강 슬라브를 열연 및 냉연 처리하여 압연강판을 제조하되, 중저탄소강의 성분에 일정량의 보론(B)을 첨가하며, 또한, 열연 공정에서의 사상 압연 및 권취, 그리고, 냉연 공정에서의 연속소둔 및 조질 압연의 조업조건을 최적화한다.
이렇게 함에 따라, 본 발명은 고용원소들의 석출을 통해 재질 시효와 가공성을 개선할 수 있으며, 그래서, 본 발명은 가전 및 자동차 등에 사용되는 고부가가치의 압연강판을 제공할 할 수 있다.
도 1은 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 조직을 보여주는 현미경 사진이다.
도 2는 본 발명에 따른 보론(B) 첨가 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 조직을 보여주는 현미경 사진이다.
도 3은 본 발명에 따라 제조된 보론(B) 첨가 중저탄소강으로 이루어진 압연강판 및 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 항복점(YP) 그래프이다.
도 4는 본 발명에 따라 제조된 보론(B) 첨가 중저탄소강으로 이루어진 압연강판 및 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 항복점-연신(YP-EL) 그래프이다.
이하, 본 발명에 따른 압연강판 및 그 제조방법의 실시 예를 상세하게 설명하도록 한다.
본 발명의 실시 예에 따른 압연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.035, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 보론(B)이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 1∼60ppm이 첨가된 중저탄소강으로 이루어질 수 있다.
이와 같은 본 발명의 실시 예에 따른 압연강판에서의 각 성분의 기능 및 함량 범위를 간략하게 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)는 강판의 강도 향상을 위해 첨가되는 원소로서, 함량이 증가할수록 인장 및 항복강도는 증가하지만, 과잉 첨가되면 소재의 가공성이 저하되고 내꺾임성이 저하되므로, 그 상한을 0.035 중량%로 제한한다. 반면, 탄소(C) 함량이 0.01 중량% 미만이면, 제강시의 탈탄을 위해 추가의 조업시간이 필요할 뿐만 아니라 목표로 하는 강도 등의 안정적인 재질 확보가 곤란한 문제가 있다. 따라서, 탄소(C)의 함량은 0.01∼0.035 중량%로 한다.
실리콘(Si)은 강판의 연성을 저하하지 않으면서 강도를 향상시킬 수 있는 유용한 원소이다. 실리콘(Si)은 페라이트(Ferrite)에 고용되는 페라이트 안정화 원소로서 강도에 기여하며, 미변태 오스테나이트(Austenite)로의 탄소 농화를 조장하여 마르텐사이트(Martensite) 형성을 촉진시킨다. 이러한 실리콘(Si)을 0.01 중량% 미만으로 첨가할 경우에는 마르텐사이트 분율을 확보하는데 어려움이 있으며, 반면, 과량으로 첨가할 경우에는 표면 결함을 발생시키고 도금 부착성을 저하하므로, 그 상한을 0.05 중량%로 제한한다.
망간(Mn)은 고용 강화 원소로 널리 사용되는 원소로서, 강의 강도를 높이고 열간 가공성을 향상시키는 중요한 원소이지만, MnS 형성에 의한 소재의 연성 및 가공성을 저해하는 원소이다. 이러한 망간(Mn)은 그 함량이 적으면 가공성은 개선되지만 강도 확보가 곤란하므로, 목표 강도를 확보하기 위해 0.1 중량% 이상 첨가하여야 한다. 반면, 망간(Mn)이 과다 첨가되면 합금원소 다량 첨가에 의한 경제성 저하 및 중심 편석 발생 요인이 될 뿐만 아니라 용접성을 악화시키므로, 그 상한은 0.35 중량%로 제한한다.
인(P)은 강의 강도 향상 및 내식성을 향상시키는 역할을 하는 원소로서, 이러한 특성을 확보하기 위해서는 다량 첨가되는 것이 바람직하지만, 주조시의 중심 편석을 일으키는 원소이므로 다량 첨가할 경우 가공성을 저하하는 요인이 되므로 그 함량은 0.015 중량% 이하로 제한한다. 반면, 인(P)의 함량이 0.001 중량% 미만이면 강도 및 내식성 확보가 곤란하다. 따라서, 인(P)의 함량은 0.001∼0.015 중량%로 한다.
황(S)은 강 중에서 망간(Mn)과 결합해 부식 개시점 역할을 하는 비금속 개재물을 형성할 뿐만 아니라 적열 취성의 요인으로 작용하므로, 가능한 그 함량을 감소시키는 것이 바람직하다. 따라서, 황(S)의 함량은 0.001∼0.015 중량%로 한다.
알루미늄(Al)은 일반적으로 용강 탈산을 위해 첨가되는 원소이지만, 강 중에서 고용원소와 결합하여 시효 특성을 개선하는 측면이 있다. 따라서, 이러한 알루미늄(Al)은 솔루션-알루미늄(Sol-Al) 상태로 첨가하되, 그 하한을 0.01 중량%로 제한하고, 과잉 첨가되면 강 중의 개재물량을 증가시켜 표면 결함을 유발할 뿐만 아니라 가공성을 저하하므로, 그 상한은 0.04 중량%로 제한한다.
질소(N)는 강 중에서 고용 상태로 존재하면서 재질 강화에 유용한 원소이지만, 시효 현상을 일으키는 주된 원소이므로 가공성 확보를 위해 일정량 이하로 관리하는 것이 필요하며, 따라서, 그 첨가 상한선을 30ppm으로 제한한다. 반면, 질소(N)의 첨가량이 1ppm 미만이면, 충분한 강성을 얻을 수 없고, 석출물 형성을 위한 사이트가 감소하게 되므로 그 첨가 하한은 1ppm으로 제한한다.
보론(B)은 입계 강화 원소로서, 용접부의 피로특성을 향상시키고, 인(P)의 입계 취성을 방지하며, 알루미늄(Al) 및 실리콘(Si)의 함량이 높은 강종에서는 고온 연성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 보론(B)은 강의 소입을 증가시키고, 열처리시 결정립계에 확산하여 오스테나이트의 펄라이트 변태 및 마르텐사이트의 페라이트 역변태를 지연시키는 효과가 있다. 반면, 보론(B)은 과량으로 첨가될 경우, 고용 보론이 증가하여 연신율이 감소하고, 보론(B)이 표면상에 확산되어 도금성을 저하시킬 수 있으므로, 그 첨가량을 1∼60ppm으로 한다.
즉, 보론(B)은 강 중에서 고용 원소와 결합하여 시효성을 개선할 뿐만 아니라, 경화능 향상 원소로서 소량 첨가에 의해서도 소재의 강도를 올려주는 효과를 나타내는 원소이므로, 원하는 재질 특성을 확보하기 위해서는 최소한 1ppm 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 60ppm을 초과하면 오히려 재질 열화 및 연주 시 입계 균열의 요인이 될 뿐만 아니라 열연강판의 표면을 거칠게 하는 문제가 있으므로, 그 함량을 1∼60ppm으로 하는 것이다.
본 발명의 실시 예에 따른 압연강판은, 상기한 성분의 중저탄소강에 보론(B)이 일정량 첨가됨에 따라, 연주 및 열간압연 과정에서 MnS 석출물을 씨드(seed)로 하여 BN이 석출되고, 그리고, 시멘타이트 석출이 조장되어, 시멘타이트의 미세화 및 랜덤화를 통해 고용 질소(N) 및 탄소(C)의 감소가 이루어진다. 특히, BN의 석출은 사상 압연(또는, 마무리 압연)에서 일어나는데, 본 발명의 경우, 보론(B)의 첨가를 통해 기존보다 낮은 사상 압연 온도에서 BN 석출이 가능하게 되어 기존보다 많은 양의 BN 석출물을 생성할 수 있게 되며, 그래서, 본 발명에 따른 압연강판은 결정립 미세화로 혼립 발생이 억제될 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 압연강판은, 보론(B) 첨가를 통해 오스테나이트 결정입계에서 BN이 석출됨에 따라 결정입계 안정화 효과를 얻게 되고, 또한, 오스테나이트 영역에서 페라이트 변태를 억제하는 효과를 얻게 되어 혼립 발생이 억제될 수 있다.
부연하면, 적은 양의 망간(Mn)을 함유한 중저탄소강은 Ar3 변태점이 상승하여 혼립이 조장되며, 이러한 혼립 방지를 위해서는 변태 지연 원소의 첨가가 필요하다. 본 발명의 압연강판은 중저탄소강의 성분에 변태 지연 원소의 역할을 할 수 있는 보론(B)이 일정량 첨가됨으로써 혼립 발생이 억제될 수 있으며, 이러한 혼립 발생 억제를 통해 본 발명에 따른 압연강판은 재질 시효 및 가공 불량이 개선될 수 있다.
부가해서, 가전 및 자동차용 강판의 적절한 가공 특성을 확보하기 위해서는 석출물 및 고용원소의 분율을 적절히 관리하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에 따른 압연강판은 적절한 가공 특성을 확보하기 위해 강 성분에서의 보론(B)과 질소(N)를 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 첨가한다. 이는 B/N 값이 0.2 미만이면 강 중의 고용원소 과다로 상온 내꺽임성이 열화되고, 고온에서 결정립 억제 효과가 미흡한 반면, B/N 값이 1.1을 초과하면 연성이 저하되고 가공성이 감소하기 때문이다. 그러므로, 본 발명에 따른 압연강판은 B/N의 값을 0.2∼1.1 범위로 한정한다.
한편, 본 발명에 따른 압연강판을 제조하기 위해, 본 발명의 실시 예에서는 보론(B)이 일정량 첨가된 중저탄소강으로 강 슬라브를 만든 후, 연속주조, 조 압연, 사상 압연, 냉각 및 권취 단계들을 통해 열연강판을 제조하는 열연 공정과, 열연강판을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 조질압연 단계들을 통해 냉연 강판을 제조하는 냉연 공정을 차례로 진행하되, 다음과 같은 최적화된 조업조건에 따라 강 슬라브에 대한 압연 공정을 진행해서 재질 시효 및 가공 불량이 개선된 압연강판을 제조한다.
먼저, 중량%로, 탄소(C) 0.01∼0.035, 실리콘(Si) 0.01∼0.05, 망간(Mn) 0.1∼0.35, 인(P) 0.001∼0.015, 황(S) 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al) 0.01∼0.04, 질소(N) 0.1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 보론(B)이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하는 범위에서 1∼60ppm이 첨가된 중저탄소강으로 이루어진 강 슬라브를 만든다.
그 다음, 이와 같은 조성을 갖는 중저탄소강으로 이루어진 강 슬라브에 대해 연속주조 및 조압연을 차례로 진행한 후, 850∼950℃에서 사상압연을 진행하고, 이어서, 사상압연을 거친 열연 강판을 냉각한 후, 610∼670℃의 온도에서 권취한다.
여기서, 본 발명의 실시 예는 상기한 조성으로 이루어지고 보론(B)이 일정량 첨가된 강 슬라브에 대해 오스테나이트 영역에서 열연 공정을 진행한다. 특히, 사상압연은 850∼950℃에서 진행하는데, 이것은 사상압연 온도가 850℃ 미만이면 저온 영역에서 열간압연이 마무리됨에 따라 결정립의 혼립화가 급격히 진행되어 압연성 및 가공성의 저하를 초래되고, 반면, 사상압연 온도가 950℃보다 높으면 두께 전반에 걸쳐 균일한 열간압연이 이루어지지 않아 결정립 미세화가 충분하게 이루어지지 않아 결정립 조대화에 기인한 충격 인성의 저하가 나타나기 때문이다. 따라서, 본 발명의 실시 예에서는 사상압연 온도를 850∼950℃로 최적화하여 관리한다.
냉각은 사상 압연한 강을 런 아웃 테이블(Run out table; 이하, ROT)에서 초당 60∼120℃의 냉각속도로 진행한다. 이것은 ROT에서의 냉각속도가 60℃/초 미만이면 동적 결정립 성장에 의해 상대적으로 조대한 결정립이 형성되어 강도 및 가공성을 저하시키는 원인이 되는 반면, ROT에서의 냉각속도가 120℃/초 이상이면 폭 방향 냉각 불균일에 의한 재질 편차 발생의 요인으로 작용하기 때문이다. 따라서, 본 발명의 실시 예에서는 냉각속도를 60∼120℃/초로 최적화하여 관리한다.
열연강판의 권취는 610∼670℃의 온도에서 진행한다. 즉, 열연 공정에서의 권취 온도는 후속하는 냉간압연 및 연속소둔 단계 후의 최적의 기계적 물성을 확보할 수 있는 조직을 얻기 위한 온도로서, 본 발명에 따른 압연강판의 경우, 권취 온도가 610℃ 미만이면 베이나이트나 마르텐사이트 조직의 형성으로 인해 냉간압연이 어렵고, 670℃를 초과하면 최종 미세조직이 조대해져 가공성 및 내식성이 저하됨은 물론 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 어렵다. 따라서, 본 발명의 실시 예에서는 열연강판의 권취 온도를 610∼670℃로 관리한다.
다음으로, 열간 공정을 거쳐 얻어진 열연강판에 대해서 산세 단계 및 냉간압연 단계를 순차 진행하고, 이어서, 740∼820℃의 온도범위에서 연속소둔(Continuous Annealing) 단계를 진행한 후, 조질 압연(Skin Pass Mill)을 진행하여 중저탄소강 베이스의 냉연강판으로 이루어진 본 발명에 따른 압연강판을 제조한다.
여기서, 냉간압연은 냉간압하율을 50∼90%로 하여 진행한다. 냉간압연은 열연조직을 변형시키며, 이때, 조직을 변형시키는 변형 에너지는 후속하는 연속소둔, 즉, 재결정 과정에서 에너지가 된다. 이러한 냉간압연은 냉간압하율을 50% 미만으로 하면 조직 변형 효과가 작고, 반면, 냉간압하율을 90% 초과하면 냉간압연 공정 진행 자체가 실질적으로 힘들뿐만 아니라 열연강판에서 생성된 석출물이 냉간압연 중 분해되어 후속하는 재결정의 초기 단계에서 (100) 집합 조직을 발달시킴으로써 드로잉성이 저하되고, 강판의 가장자리에 균열이 발생하며, 강판에 파단이 일어날 확률이 높다. 따라서, 냉간압연은 냉간압하율을 50∼90%로 관리한다.
연속소둔은 740∼820℃ 온도 영역 범위로 진행한다. 즉, 보론(B)이 첨가된 압연강판은 열연 공정에서 질소(N)를 대부분 BN으로 석출시키므로 연속소둔 단계에서 AlN 석출량 감소로 결정립이 조대화되며, 결정립 조대화는 항복점(YP) 하향을 초래되므로, 이를 보상하기 위해서는 소둔 온도를 낮추어야 하고, 이와 같은 소둔 온도의 하향은 생산성 향상을 가져온다. 또한, 740℃ 미만의 열처리는 재결정 생성 미흡을 가져오고, 820℃를 초과한 열처리는 고온 소둔에 의한 재질 열화를 야기한다. 다시 말해, 소둔 온도가 740℃ 미만일 경우 AlN 석출이 거의 일어나지 않아 질소(N)에 의한 시효가 발생할 수 있고, 소둔 온도가 810℃를 초과할 경우 AlN 석출은 충분히 일어나지만 결정립 성장이 과도하여 강판의 재질이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 실시 예에서, 연속소둔 온도는 740∼820℃로 관리하다.
조질 압연은 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족하도록 진행하되, 다음의 관계식 1, 관계식 2, 관계식 3 및 관계식 4와 같이 소재 두께별 연신율을 만족하는 범위로 실시한다.
(관계식 1) 0.4≤T＜0.6에 대하여 0.9±0.2%의 연신율
(관계식 2) 0.6≤T＜0.9에 대하여 1.0±0.2%의 연신율
(관계식 3) 0.9≤T＜1.1에 대하여 1.1±0.2%의 연신율
(관계식 4) 1.1≤T＜2.4에 대하여 1.4±0.2%의 연신율
이것은 연신율이 0.7% 미만일 경우 고착 탄소량이 증가하여 항복점-연신(YP-EL) 및 가공시 주름이 발생할 수 있고, 반면 1.6%를 초과할 경우 소재의 웨이브 및 가공 경화에 의해 항복점(YP)이 높아져서 가공시 가공크랙이 발생할 수 있기 때문이다. 따라서, 본 발명의 실시 예에서의 조질 압연은 상기한 관계식 1, 관계식 2, 관계식 3 및 관계식 4를 포함하는 소재 두께별 연신율 기준을 설정하여 실시한다.
상기한 바와 같은 강 성분 및 조업조건에 따라 제조된 본 발명에 따른 압연강판의 특성은 다음과 같다.
본 발명에 따른 압연강판의 조성 및 제조방법의 효과를 확인하기 위하여, 하기의 표 1에 기재된 조성들 및 표 2에 기재된 조업조건들로 중저탄소강 베이스의 강판 시편들을 제작하였고, 각 시편들에 대한 기계적 특성을 표 3에 기재하였다.
즉, 하기 표 1의 조성들을 갖는 강 슬라브들에 대해 표 2에 기재된 공정조건에 따라 850∼950℃ 온도에서 사상 압연을 진행한 후, 610∼670℃의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 이 열연강판에 대해 산세 및 50∼90% 압하율로 냉간압연을 실시하며, 이어서, 냉간압연된 강판을 740∼820℃ 온도에서 연속소둔 처리한 후, 냉연강판 두께 0.4≤T≤2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족하는 범위로 조질 압연하여 시편들을 제조하고, 각 시편들에 대해 기계적 특성을 측정하였다.
표 1
구분 C Si Mn P S Sol.-Al N* B*
발명예1 0.02 0.018 0.15 0.007 0.006 0.01 23 10
발명예2 0.025 0.02 0.2 0.009 0.009 0.02 25 15
발명예3 0.3 0.025 0.25 0.011 0.011 0.03 27 20
발명예4 0.035 0.027 0.3 0.014 0.014 0.04 29 25
비교예1 0.02 0.018 0.15 0.007 0.006 0.01 23 -
비교예2 0.025 0.02 0.2 0.009 0.009 0.02 25 -
비교예3 0.3 0.025 0.25 0.011 0.011 0.03 27 -
비교예4 0.035 0.027 0.3 0.014 0.014 0.04 29 -
표 1에서, * 표시된 성분의 함량 단위는 ppm이며, 나머지 성분들의 함량 단위는 중량%이다.
표 2
구 분 사상압연온도(℃) 권취온도(℃) 연속소둔온도(℃) 연신율(%)
발명예1 880 620 760 42
발명예2 885 630 770 44
발명예3 890 640 780 46
발명예4 895 650 790 48
비교예1 880 620 760 42
비교예2 885 630 770 44
비교예3 890 640 780 46
비교예4 895 660 790 48
표 3
구 분 항복점-연신(YP-EL) 가공성 내시효성 도장성
발명예1 미발생 양호 양호 양호
발명예2 미발생 양호 양호 양호
발명예3 미발생 양호 양호 양호
발명예4 미발생 양호 양호 양호
비교예1 미발생 불량 보통 보통
비교예2 발생 불량 불량 불량
비교예3 발생 보통 불량 보통
비교예4 발생 불량 불량 불량
상기한 표 1 내지 표 3에서, 발명예 1 내지 4는 보론(B)이 첨가된 중저탄소강 베이스의 압연강판이며, 비교예 1 내지 4는 보론(B)이 첨가되지 않은 중저탄소강 베이스 압연강판이다. 또한, 발명예 1 내지 4, 그리고, 비교예 1 내지 4는 본 발명의 실시 예에 따른 공정 조건들 모두를 만족한다.
표 3을 참조하면, 발명예 1 내지 4는 중저탄소강의 성분에 보론(B)이 첨가됨에 따라 가공 시에 꺾임이 발생하지 않음으로써 모두 양호한 내시효성을 나타내었고, 또한, 밴딩 가공시에도 가공 균열이 발생하지 않는 등 양호한 가공성 및 도장성을 나타내었다.
반면, 비교예 1의 경우는 항복점-연신의 변화가 발생하지 않아 내시효성이 보통인 결과를 나타내었으나, 가공시에 꺾임이 발생하는 등의 가공성 불량이 나타나고, 도장성이 보통인 결과를 나타내었다. 비교예 2 내지 4의 경우는 항복점-연신의 변화가 발생하여 내시효성이 불량하고, 가공시에 균열이 발생하는 등의 가공성 및 도장성이 보통 또는 불량인 결과를 나타내었다.
따라서, 표 1 내지 표 3으로부터, 본 발명에 따라 보론(B)이 첨가된 중저탄소강 베이스의 압연강판은 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 저탄소강 베이스의 압연강판과 비교해서 재질 시효 및 가공성이 개선됨을 알 수 있다.
도 1 및 도 2는 각각 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 조직 및 본 발명에 따른 보론(B) 첨가 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 조직을 보여주는 현미경 사진들이고, 도 3 및 도 4는 각각 본 발명에 따라 제조된 보론(B) 첨가 중저탄소강으로 이루어진 압연강판 및 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 항복점(YP) 및 항복점-연신(YP-EL) 그래프들이다.
도 1을 참조하면, 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 경우, 입도지수(FGS; Ferrite Grain Size)가 9∼10인, 즉, 입자의 평균 직경이 0.011∼0.015㎜이고, 측정선상의 절편의 평균 수가 70.7∼100/㎜인 결정립들의 혼립 조직이 발생하였음을 볼 수 있다.
반면, 도 2를 참조하면, 보론(B)이 첨가되고, 최적화된 조업조건에 따라 제조된 본 발명에 따른 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 경우, FGS가 7∼8인, 즉, 입자의 평균 직경이 0.022∼0.031㎜이고, 측정선상의 절편의 평균 수가 35.4∼50.5/㎜인 결정립들이 혼립 조직이 거의 없이 균일하게 형성하였음을 볼 수 있다.
도 3 및 도 4를 참조하면, 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강으로 이루어진 압연강판은 270 정도의 항복점(YP)과, 0.17 정도의 항복점-연신(YP-EL)을 나타냄을 볼 수 있다.
이에 반해, 본 발명에 따라 보론(B)이 첨가되고 최적화된 조업조건에 따라 제조된 중저탄소강으로 이루어진 압연강판의 경우, FSG가 미세하고 혼립 조직의 발생없이 결정립들의 크기가 균일한 것으로 인해, 보론(B)이 첨가되지 않은 일반적인 중저탄소강 보다 낮은 170∼220, 바람직하게 200 정도의 항복점(YP)과, 0.02∼0.08, 바람직하게 0.05 정도의 항복점-연신(YP-EL)을 나태냄을 볼 수 있다.
따라서, 보론(B)이 첨가되지 않은 일반 중저탄소강으로 이루어진 압연강판과 비교해서, 보론(B)이 첨가되고 최적화된 조업조건에 따라 제조된 본 발명에 따른 압연강판은 균일한 결정립들의 형성을 통해 상대적으로 낮은 항복점(YP) 및 항복점-연신(YP-EL)을 갖게 됨을 볼 수 있으며, 이 결과로부터, 본 발명에 따른 압연강판은 전위 고착이 감소됨으로써 재질 시효 및 가공성이 개선됨을 알 수 있다.
그러므로, 보론(B)이 첨가되고 열연 및 냉연 공정을 최적화된 조업조건에 따라 거쳐 제조된 본 발명에 따른 중저탄소강으로 이루어진 압연강판은 항복점-연신, 가공성, 내시효성 및 도장성 특성들 모두에서 양호한 결과를 얻을 수 있으므로, 재질 시효 및 가공 불량이 개선되고, 결과적으로, 본 발명은 가전 및 자동차 등에 사용되는 우수한 재질 특성 및 가공성을 갖는 고부가가치의 압연강판을 제공할 할 수 있다.
이상, 여기에서는 본 발명을 특정 실시예에 관련하여 도시하고 설명하였지만, 본 발명이 그에 한정되는 것은 아니며, 이하의 특허청구의 범위는 본 발명의 정신과 분야를 이탈하지 않는 한도 내에서 본 발명이 다양하게 개조 및 변형될 수 있다는 것을 당업계에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.035, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유한 중저탄소강으로 이루어지고,
    보론(B)이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 1∼60ppm이 첨가되어 입도지수(FGS)가 7∼8인 결정립들이 균일하게 형성된 것을 특징으로 하는 압연강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 중저탄소강은 170∼220의 항복점 및 0.03∼0.07의 항복점-연신을 갖는 것을 특징으로 하는 압연강판.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 중저탄소강은 소재 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7∼1.6%의 연신율을 만족하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.01∼0.035, 실리콘(Si): 0.01∼0.05, 망간(Mn): 0.1∼0.35, 인(P): 0.001∼0.015, 황(S): 0.001∼0.015, 솔루션-알루미늄(Sol.-Al): 0.01∼0.04, 질소(N) 1∼30ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 보론(B) 1∼60ppm이 0.2≤[B/N]≤1.1의 조건을 만족하도록 첨가된 중저탄소강으로 이루어진 강 슬라브를 형성하는 단계;
    상기 강 슬라브에 대해 사상 압연, 냉각 및 권취 단계들을 포함하는 열연 공정을 진행하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판에 대해 산세, 냉간압연 및 연속소둔 단계들을 차례로 진행하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 소재 두께 0.4≤T＜2.4에 대하여 0.7%∼1.6%의 연신율을 만족하는 조건으로 조질 압연하는 단계;
    를 포함하는 압연강판의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서, 상기 사상 압연은 850∼950℃ 온도 범위에서 진행하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서, 상기 냉각은 초당 60∼120℃의 냉각속도로 진행하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  7. 제 4 항에 있어서, 상기 권취는 610∼670℃의 온도 범위에서 진행하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  8. 제 4 항에 있어서, 상기 냉간 압연은 냉간압하율을 50∼90%로 하여 진행하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  9. 제 4 항에 있어서, 상기 연속소둔은 740∼820℃의 온도범위에서 실시하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
  10. 제 4 항에 있어서, 상기 조질 압연은 다음의 소재 두께별 연신율을 만족하는 조건으로 진행하는 것을 특징으로 하는 압연강판의 제조방법.
    (관계식 1) 0.4≤T＜0.6에 대하여 0.9±0.2%의 연신율
    (관계식 2) 0.6≤T＜0.9에 대하여 1.0±0.2%의 연신율
    (관계식 3) 0.9≤T＜1.1에 대하여 1.1±0.2%의 연신율
    (관계식 4) 1.1≤T＜2.4에 대하여 1.4±0.2%의 연신율
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