WO2022139309A1 - 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022139309A1
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조민호
홍영광
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having excellent workability and a method for manufacturing the same. More particularly, it relates to a cold-rolled steel sheet having excellent workability before and after machining, and thus making it easy to make parts in the middle stage of machining, and a method for manufacturing the same.
  • Cold-rolled steel sheet is manufactured and used as a final structure through several stages of mechanical or thermal processing after manufacturing.
  • mechanical processing ductility is lowered and machinability deteriorates. Therefore, after primary mechanical processing, machinability is improved again through thermal processing in the intermediate stage, and then the final shape is obtained through secondary mechanical processing in many cases.
  • the mechanical properties immediately after manufacturing the cold rolled steel sheet but also the mechanical properties after mechanical processing and thermal processing are important.
  • ductility for primary mechanical processing is required, and after thermal processing, not only ductility for secondary mechanical processing, but also final strength after mechanical processing must be secured.
  • ductility may decrease due to aging from thermal processing to final processing, low aging characteristics of a certain level or higher are required to secure sufficient workability.
  • solid solution strengthening is the simplest method for increasing strength, and is a method of adding an alloying element capable of solid solution.
  • Solid solution strengthening can be effectively used to secure the strength of the final product because the effect is maintained even after thermal processing during processing.
  • substitution-type elements such as Mn and Si, which are generally used to obtain the desired effect, have to be added in large amounts to reduce economic feasibility, and in the case of interstitial elements such as C and N, there is an increase in the tendency to cause deterioration of workability due to aging. .
  • Precipitation strengthening is a method of increasing strength through fine precipitates that are stable at high temperatures.
  • a precipitate that is very stable at high temperature interferes with recrystallization, a very high temperature or a long time is required to cause recrystallization, which is not suitable.
  • a method of manufacturing high-strength steel by finely precipitating TiN, NbC, and TiC using Ti and Nb, which has a high recrystallization temperature improvement effect, and performing recovery annealing has been proposed. high and economical.
  • hard phase control it is a method of forming a metastable phase to a desired degree mainly through a fast cooling rate when manufacturing a steel sheet.
  • a method of securing high strength of 800 MPa or more by utilizing a hard phase has been proposed. This method is difficult to maintain during recrystallization, and in order to obtain a phase after recrystallization, the cooling rate during thermal processing also requires precise control, so it is difficult to utilize it for thermal processing.
  • the formability is significantly lowered.
  • An embodiment of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet excellent in workability and a method for manufacturing the same. More specifically, it is an object of the present invention to provide a cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof, which are excellent in both workability before and after machining, so that it is easy to make parts in the middle stage of machining.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability is C: 0.012 to 0.060% by weight, Si: 0.03% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 to 0.4%, Al: 0.015 to 0.050% , P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), and N: 0.006% or less (excluding 0%), the balance being Fe and other unavoidable impurities includes
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have a reinforcing index defined by the following Equation 1 of 1.0 to 3.0.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have a grain aspect ratio of 1.25 to 2.50 defined by Equation 2 below.
  • Grain aspect ratio (average grain diameter in rolling direction) / (average grain diameter in thickness direction)
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have a recrystallization area ratio of 3% or less.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 8 to 12 ⁇ m.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability has Cu: 0.003% or less, Nb: 0.01% by weight or less, Sb: 0.03% by weight or less, Sn: 0.03% by weight or less, Ni: 0.03% by weight or less, Cr: 0.03 wt% or less, Ti: 0.01 wt% or less, and Mo: 0.03 wt% or less may further include one or more.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have a dislocation density of 2.5X10 15 /m 2 or less.
  • the plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a cold-rolled steel sheet and a plating layer positioned on one or both surfaces of the cold-rolled steel sheet.
  • the method for manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent workability is C: 0.012 to 0.060% by weight, Si: 0.03% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 to 0.4%, Al: 0.015 to 0.050%, P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), and N: 0.006% or less (excluding 0%), the balance being Fe and Preparing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling a slab containing other unavoidable impurities and having a reinforcing index of 1.0 to 3.0 defined by Equation 1 below; manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the slab; winding the hot-rolled steel sheet at 600 to 700°C; Cold rolling the wound hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 20 to 60% to prepare a cold-rolled steel sheet, and annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 400 to 580°C.
  • the step of heating the slab at 1150° C. or higher may be further included.
  • hot finish rolling may be performed at Ar 3 or higher.
  • the step of temper rolling the annealing plate at a reduction ratio of 0.4 to 2.0% may be further included.
  • a method of manufacturing a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes manufacturing a cold rolled steel sheet; and hot-dip plating or electroplating on one or both surfaces of the cold-rolled steel sheet to form a plating layer.
  • a cold-rolled steel sheet for processing that is easy to mechanically process the steel sheet itself, further increases ductility after thermal processing, and has appropriate strength, so that it is easy to perform additional mechanical processing.
  • first, second and third etc. are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are used only to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight %, and 1 ppm is 0.0001 weight %.
  • the meaning of further including the additional element means that the remaining iron (Fe) is included by replacing the additional amount of the additional element.
  • One embodiment of the present invention relates to a cold-rolled steel sheet used as various structural materials after forming through mechanical and thermal processing. A certain level of strength must be secured. To this end, it is necessary to simultaneously consider changes in physical properties due to mechanical processing and thermal processing as well as the physical properties of the initial material to facilitate step-by-step processing while satisfying the final physical properties.
  • a cold rolled steel sheet having the above target physical properties can be manufactured by optimizing the types of alloy elements, their contents, and manufacturing conditions, and led to the present invention.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability is C: 0.012 to 0.060% by weight, Si: 0.03% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 to 0.4%, Al: 0.015 to 0.050% , P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), and N: 0.006% or less (excluding 0%), the balance being Fe and other unavoidable impurities includes
  • the component composition of the cold-rolled steel sheet provided in an embodiment of the present invention will be described in detail.
  • the content of each component means wt%.
  • C When the content of C is low, it is difficult to use as a structural material due to low strength, and in order to excessively lower the content, a refining process is additionally required to decrease productivity, so it may be included in 0.012% by weight or more.
  • C can effectively increase the strength even with a small content, but when it is excessive, the workability can be greatly reduced, so the upper limit thereof can be limited to 0.060% by weight or less. More specifically, C may be included in an amount of 0.0035 wt% or less. More specifically, C may be included in an amount of 0.0130 to 0.0550 wt%.
  • Si is an element that can be used as a decarburization agent and cannot be completely excluded because it can contribute to the improvement of strength by solid solution strengthening. However, if it is excessive, Si-based oxide may be generated on the surface during annealing, which may cause defects during plating, thereby reducing plating properties. Therefore, in consideration of this, the upper limit may be limited to 0.03 wt% or less. More specifically, Si may be included in an amount of 0.015 wt%. More specifically, Si may be included in an amount of 0.005 to 0.015 wt%.
  • Mn is an element that prevents hot shortness due to solid solution S by combining with solid solution S in steel and precipitating as MnS. In order to achieve this effect, it may be included in an amount of 0.1 wt % or more. In addition, it has the effect of increasing the strength of steel together with C by being dissolved in the steel. However, if excessive, the workability of the steel is deteriorated, so it can be limited to 0.4 wt% or less. More specifically, Mn may be included in an amount of 0.150 to 0.390 wt%.
  • the correlation between C and Mn content is important for securing strength and workability. It was found that desired strength and workability can be obtained when the reinforcement index defined by the following Relation 1 as an index indicating the reinforcement effect is 1.000 to 3.000.
  • the reinforcement index may be 1.500 to 2.700.
  • Al is an element with a very large deoxidation effect, and by reacting with N in steel to precipitate AlN, the formability due to solid solution N is prevented from being deteriorated. Therefore, it may contain 0.015 wt% or more of Al. However, when a large amount is added, since the ductility is rapidly reduced, the content may be limited to 0.05 wt% or less. More specifically, it may contain 0.020 to 0.048 wt% of Al.
  • P in a certain amount does not significantly reduce the ductility of the steel and is an element that can increase the strength. However, when added in excess of 0.015 wt%, it segregates at grain boundaries to excessively harden the steel and decrease the elongation, so it is limited to 0.015 wt% or less can do. More specifically, P may be included in an amount of 0.015% by weight or less. More specifically, P may be included in an amount of 0.0010 to 0.0100 wt%.
  • the upper limit of S can be limited to 0.015% by weight. More specifically, S may include 0.0010 to 0.0100 wt%.
  • N is contained as an unavoidable element in steel, but N present in a solid solution causes aging and greatly reduces workability. It is preferable to limit the upper limit to 0.0060% by weight or less in order to minimize deterioration of ductility due to the occurrence of aging. More specifically, N may be included in an amount of 0.0035 wt% or less. More specifically, it may include 0.0010 to 0.0050 wt% of N.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention is Cu: 0.003% or less, Nb: 0.01 wt% or less, Sb: 0.03 wt% or less, Sn: 0.03 wt% or less Ni: 0.03 wt% or less, Cr: 0.03 Weight % or less and Mo: 0.03 wt % or less may further include one or more.
  • the remainder preferably includes Fe and unavoidable impurities, and the steel of the present invention does not exclude the addition of other compositions.
  • the unavoidable impurities may be unintentionally mixed from raw materials or the surrounding environment in a normal steel manufacturing process, and this cannot be excluded.
  • the unavoidable impurities can be understood by those skilled in the art of steel manufacturing.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability according to an embodiment of the present invention may have a grain aspect ratio of 1.25 to 2.50 defined by Equation 2 below.
  • Grain aspect ratio (average grain diameter in rolling direction) / (average grain diameter in thickness direction)
  • the average grain diameter in the rolling direction can be obtained by dividing the number of grains existing in the corresponding length with respect to the rolling direction of any length.
  • the average grain diameter in the thickness direction can also be obtained by dividing the number of grains present with respect to the thickness of the steel sheet.
  • the grain aspect ratio is too small, it is difficult to secure the desired strength and the recrystallization driving force is small, so recrystallization may be difficult during heat treatment. If the grain aspect ratio is too large, the difference in workability between the rolling direction and the rolling right angle direction is excessive, which may cause a problem in that the formability deteriorates. More specifically, the grain aspect ratio may be 1.30 to 2.00.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability may have a dislocation density of 2.50X10 15 /m 2 or less.
  • the dislocation density can be measured through X-ray diffraction (XRD). If the dislocation density is too high, cracks may occur during machining. More specifically, the dislocation density may be 1.00 to 2.00 X10 15 /m 2 .
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability may have a recrystallization area ratio of 3% or less.
  • recrystallization and non-recrystallization are distinguished through optical observation through confirmation of newly nucleated and grown crystal grains from the stretched tissue by rolling.
  • the recrystallization area ratio can be measured based on a plane parallel to the rolling plane (ND plane) of the steel sheet. If the area ratio is too high, the strength is lowered and recrystallization may not occur in the recrystallized region due to insufficient recrystallization driving force after processing. More specifically, the recrystallization area ratio may be 2.5% or less.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent workability may have an average grain size of 8.0 to 12.0 ⁇ m. If the average grain size is too low and small, a problem of excessively high strength may occur. If the average grain size is too large, the local material deviation is large and defects may occur during machining.
  • the average grain size can be measured based on a plane parallel to the rolling plane (ND plane), and can be determined by measuring the diameter of the circle with respect to a circle having the same area as the crystal grain. More specifically, the average grain size may be 8.3 to 11.5 ⁇ m.
  • the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention is excellent in strength and workability at the same time, and, at the same time, is excellent in strength and workability even after processing.
  • the yield strength before processing may be 650.0 MPa or less, and the elongation may be 7.0% or more. More specifically, the yield strength before processing may be 450.0 to 650.0 MPa, and the elongation may be 7.5 to 12.0%.
  • the yield strength after processing may be 180.0 MPa or more, and the elongation may be 25.0% or more. More specifically, the yield strength after processing may be 180.0 to 250.0 MPa, and the elongation may be 25.0 to 35.0%.
  • the processing may be a processing in which the temperature is raised at a rapid rate of 50°C/sec to 740°C after mechanical processing with 20% elongation, and then slowly cooled to 25°C at -5°C/sec.
  • the plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a cold-rolled steel sheet and a plating layer positioned on one or both surfaces of the cold-rolled steel sheet.
  • a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent workability includes the steps of: manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot rolling a slab; winding the hot-rolled steel sheet; It includes the steps of manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold rolling the hot-rolled steel sheet and annealing the cold-rolled steel sheet.
  • a slab is hot-rolled to manufacture a hot-rolled steel sheet.
  • the alloy composition of the slab is the same as that of the cold-rolled steel sheet described above, the overlapping description will be omitted. Since the alloy composition does not substantially change during the cold-rolled steel sheet manufacturing process, the alloy composition of the slab and the cold-rolled steel sheet is substantially the same.
  • the slab may be reheated to a temperature of 1150° C. or higher before hot rolling. Since most of the precipitates present in the steel must be re-dissolved, a temperature of 1150° C. or higher may be required. More specifically, it may be heated to 1200° C. or higher in order to well dissolve the precipitate.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by hot finish rolling the annealed slab at a temperature of Ar 3 or higher.
  • the reason for limiting the hot rolling finishing temperature to Ar 3 or higher is to perform rolling in the austenite single phase region.
  • Ar 3 temperature may be calculated by the following formula.
  • Ar 3 910-(310 ⁇ [C])-(80 ⁇ [Mn])-(20 ⁇ [Cu])-(15 ⁇ [Cr])-(55 ⁇ [Ni])-(80 ⁇ [Mo] ])-(0.35 ⁇ (25.4-8))
  • [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] and [Mo] are the contents (% by weight) of C, Mn, Cu, Cr, Ni and Mo in the steel sheet, respectively. If not included, it is counted as 0.
  • the finish rolling temperature may be 900° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at 600 to 700°C.
  • the size of the crystal grains of the hot-rolled steel sheet changes according to the coiling temperature. When the temperature is low, the grains are fine, and when the temperature is high, the grains are coarse.
  • the size of the grain size of the hot-rolled steel sheet is important. In the present invention, since complete recrystallization does not occur during the annealing process after cold rolling, the grain size of the hot-rolled steel sheet directly affects the properties of the final steel sheet. In order to obtain the desired workability and strength of the steel sheet, it is preferable to control the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet to 600.0 to 700.0 °C. More specifically, the coiling temperature may be 610.0 to 690.0 °C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled.
  • a cold rolled steel sheet is manufactured by cold rolling at a reduction ratio of 20.0 to 60.0%.
  • the reduction ratio not only determines the final thickness of the cold rolled steel sheet, but can also increase the strength of the steel sheet by work hardening during cold rolling.
  • a cold reduction ratio of 20% or more is required.
  • it is excessively high processing is difficult due to high strength, or the strength is greatly reduced by promoting recrystallization during annealing.
  • the annealing temperature should be further lowered, but if it is excessively lower than the annealing temperature of a conventional steel sheet, the difference in annealing temperature between the steel sheets increases when producing several types of steel sheets, thereby reducing productivity.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed at a temperature of 400.0 to 580.0 °C.
  • the annealing temperature is lower than the normal recrystallization annealing temperature, and corresponds to the recovery annealing temperature for removing some of the dislocations accumulated in the steel during cold rolling. This is to improve elongation by removing a significant amount of dislocations accumulated during cold rolling through recovery.
  • annealing at less than 400°C dislocations generated during cold rolling do not sufficiently disappear, resulting in poor ductility, and when it exceeds 580°C, recrystallization occurs and strength is greatly reduced. More specifically, it may be annealed at a temperature of 430.0 to 575.0 °C.
  • the plated steel sheet may be manufactured by hot-dip plating or electroplating on one or both surfaces of the cold-rolled steel sheet to form a plating layer.
  • the slab was reheated to 1230° C. and hot-rolled at 900° C. or higher, and winding, cold rolling, and annealing were performed according to the manufacturing conditions in Table 2 below to obtain an annealed steel sheet having a thickness of 1 mm.
  • the annealing was carried out in a coil state through the continuous annealing method to raise the temperature to the corresponding temperature, hold it for 1 minute, and then cool it to room temperature.
  • Comparative Steel 3 cracks occurred during hot rolling, so cold rolling and annealing were not performed, thereby omitting subsequent physical property measurement.
  • the strengthening index, grain aspect ratio, dislocation density, recrystallization area ratio, and average grain size were measured and calculated as shown in Table 3 below.
  • the reinforcing index was defined as in Relation 1 below, and was calculated from the components of the steel.
  • the average grain size was measured from the observation of the optical microstructure, and the area of the recrystallized grains was measured to measure the recrystallized area ratio and presented together.
  • the grain aspect ratio defined by the following Relation 2 was statistically calculated from observation of the optical microstructure, and the dislocation density was measured and expressed through XRD (X-ray diffraction).
  • Grain aspect ratio (average grain diameter in rolling direction) / (average grain diameter in thickness direction)
  • Developed steels 1 to 14 in Table 4 suitably satisfy the reinforcing index, grain aspect ratio, dislocation density, recrystallization area ratio, and grain size, and have a yield strength of 650 MPa or less and an elongation of 7% or more, suitable for mechanical processing into structural materials. level.
  • all of the developed steels have a yield strength of 180 MPa or more and an elongation of 25% or more after the above-described mechanical and thermal processing. An elongation of less than 25% is unsuitable for complex molding, and a yield strength of less than 180 MPa is unsuitable for maintaining shape as a structural material.
  • Comparative Steel 1 has a C content of less than 0.012 wt% and a reinforcing index of less than 1.0. Accordingly, the yield strength after processing is less than 180 MPa, which is not suitable. Conversely, Comparative Steel 2 had a C content of more than 0.060% by weight and a reinforcing index of 3.0. Accordingly, the yield strength of the annealed steel sheet exceeds 650 MPa and the elongation is less than 7%, making it difficult to form as described above.
  • Comparative Steel 3 had a Mn content of less than 0.1 wt%, and cracks occurred in the hot-rolled steel sheet due to brittleness caused by S during hot rolling. When S in the steel combines with Mn and sufficiently precipitates in the form of MnS, brittleness is suppressed, but when Mn is insufficient, brittleness appears strongly. Comparative Steel 4 had Mn exceeding 0.4% by weight, reinforcing index exceeding 3.0, yield strength exceeding 650 MPa, and elongation was as low as less than 7%.
  • Comparative Steel 5 had an N content of more than 0.006% by weight, and thus had good physical properties before processing and excellent yield strength of 180 MPa or more after processing.
  • Comparative steels 6 and 7 have a reinforcing index of less than 1.0 and a yield strength of less than 180 MPa after processing, making it difficult to maintain the shape. Conversely, it can be seen that Comparative Steels 8 to 9 have a reinforcing index exceeding 3.0, so that the strength of the annealed steel sheet exceeds 650M and the elongation is low as less than 7%.
  • Comparative Steel 10 had a coiling temperature of less than 600 °C, and as the coiling temperature was lowered, the grain size was formed as small as 7.8 ⁇ m. In this case, the crystal grains generated during the recrystallization process during thermal processing after mechanical processing are also formed small, so that the strength is high enough, but the elongation is low at 25% or less, which is not suitable.
  • Comparative Steel 11 has a very large grain size of 13.7 ⁇ m as the coiling temperature exceeds 700° C. In the case of large grains, recrystallization does not occur easily even when thermally processed. Accordingly, the mechanically processed stress is not sufficiently relieved, so the strength is very high, but the elongation is greatly lowered to less than 20%, making it difficult to use.
  • Comparative Steel 12 has a low cold reduction ratio of less than 20% and a low grain aspect ratio of less than 1.25.
  • the initial strength is low and the elongation is high, which is advantageous for mechanical processing.
  • recrystallization does not occur sufficiently during thermal processing, so the elongation after processing is low to 15% or less, making it unsuitable for use.
  • the grain aspect ratio exceeds 2.5 and the dislocation density exceeds 2.5X10 15 /m 2 .
  • the recrystallization driving force is high, recrystallization occurs partially during annealing of the cold-rolled steel sheet.
  • the recrystallization area ratio exceeds 3%.
  • the recrystallization driving force for recrystallization to occur even after mechanical processing and thermal processing is relatively low in the portion where the recrystallized grains are formed after annealing of the cold-rolled steel sheet because most of the stress is relieved. Due to these reasons, it can be seen that the elongation is lowered to less than 20% as recrystallization does not occur sufficiently after thermal processing.
  • Comparative Steel 14 the annealing temperature of the cold-rolled steel sheet is lower than 400°C, so recovery does not occur sufficiently, and the grain size is small. Accordingly, the elongation after annealing is lowered to less than 7%, and the workability is deteriorated. Conversely, Comparative Steel 15 has a recrystallization area ratio exceeding 3% due to active partial recrystallization due to an annealing temperature exceeding 580°C. Accordingly, it can be seen that the recrystallization after thermal processing does not occur because the recrystallization driving force is not sufficient even after mechanical processing in the portion where recrystallization has occurred, as described above, so that the elongation is as low as 20% or less.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 가공 전과 후의 가공성이 모두 우수하여 가공 중간 단계의 부품을 만들기에 용이한 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
냉연강판은 제조 후 여러 단계의 기계적 또는 열적 가공을 거쳐 최종적인 구조물로 제작되어 사용된다. 일반적으로 기계적 가공을 거치면 연성이 저하되어 가공성이 나빠지기 때문에 1차 기계적 가공 후 중간 단계에서 열적 가공을 통해 가공성을 다시 향상시킨 후 2차 기계적 가공을 통해 최종적인 형상을 얻는 경우가 많다. 이러한 경우 냉연강판 제조 직후의 기계적 성질뿐만 아니라 기계적 가공과 열적 가공 후의 기계적 성질도 중요하다. 주로 냉연강판 제조 직후에는 1차 기계적 가공을 위한 연성이 요구되고, 열적 가공 후에는 2차 기계적 가공을 위한 연성뿐만 아니라 기계적 가공 후 최종적인 강도가 확보되어야 하기 때문에 일정 수준 이상의 강도도 요구된다. 또한, 열적 가공 후부터 최종 가공 시까지의 시효에 의한 연성 저하가 일어날 수 있기 때문에 충분한 가공성 확보를 위해서는 일정 수준 이상의 저시효 특성도 요구된다.
최종 가공품 제작 시 형상 유지를 위해 강판 소재에 강도를 부여하는 방법으로서 고용강화, 석출강화, 가공경화, 경질상 제어 등 여러가지 방법이 사용되고 있다. 하지만 열적 가공 후 연성이 충분히 확보되기 위해서는 열적 가공 조건에 적합한 강도 부여 방법을 사용하여야 한다. 열적 가공 일반적으로 시간 및 온도를 제어하여 실시하는데 시간이 짧고 온도가 낮을수록 제어하기에 용이하고 경제적인 측면이 있다. 기계적인 가공 후 연성을 현저하게 회복되기 위해서는 열에 의한 재결정을 일으키는 것이 가장 효과적이기 때문에 낮은 온도에서 짧은 시간에 걸쳐 재결정이 일어나는 강판이 열적 가공하기에 용이하다.
상기 방법들 중 우선 고용강화는 가장 단순하게 강도를 증가시킬 수 있는 방법으로서 고용 가능한 합금원소의 첨가를 하는 방법이다. 고용강화는 가공 시 열적 가공 후에도 그 효과가 그대로 유지되기 때문에 최종 제품의 강도 확보에 유효하게 활용될 수 있다. 하지만 일반적으로 원하는 효과를 얻기 위해 활용되는 Mn, Si 등의 치환형 원소는 다량 첨가하여야 하여 경제성을 떨어뜨리고, C, N 등의 침입형 원소의 경우 시효에 의한 가공성 저하를 일으키는 경향을 증가시키는 있다.
가공경화는 상온에서의 기계적 가공에 의해 강도가 증가하는 현상이다. 하지만 가공경화에 의해 강도를 증가시키더라도 열적 가공 시 재결정이 일어나면서 대부분의 강도 증가 효과가 없어지기 때문에 최종 성형품의 강도를 증가시키는 데에는 활용될 수 없다. 또한 가공경화 시에는 연성이 크게 떨어지기 때문에 기계적 가공성을 요구하는 소재에 대해서 적극적인 활용이 어렵다. 연성 저하를 극복하기 위해서 저탄소강에 대해서 가공경화 후 낮은 온도에서 소둔을 실시하는 방법이 제안되었다. 하지만 단순히 초기 강도와 연신율을 확보하기 위한 것이 주 목적으로서, 강판의 가공 시 열적 가공 후 원하는 물성이 얻어지기 위해서는 초기 강판의 상태와 가공 시 열적 가공 조건에 따른 물성 변화의 상관관계를 면밀히 파악할 필요가 있다.
석출강화는 고온에서 안정한 미세 석출물을 통해 강도를 증가시키는 방법이다. 하지만 고온에서 매우 안정한 석출물은 재결정을 방해하기 때문에 재결정을 일으키기 위해서는 매우 높은 온도 또는 긴 시간이 요구되어 적합하지 않다. 재결정 온도 향상 효과가 높은 Ti 및 Nb를 활용하여 TiN, NbC, TiC를 미세하게 석출시키고 회복소둔을 함으로써 고강도강을 제조하는 방법이 제안되었으나, 재결정 온도 상승으로 인해 열적 가공의 설비적인 제약이 상대적으로 높아 경제성이 떨어진다.
경질상 제어의 경우에는 강판의 제조 시 주로 빠른 냉각속도를 통해 준안정상을 원하는 정도로 형성시키는 방법이다. 경질상을 활용하여 800MPa 이상의 높은 강도를 확보하는 방법이 제안되었다. 이 방법은 재결정 시 유지되기 어렵고, 재결정 후 상을 얻기 위해서는 열적 가공 시 냉각속도 또한 정밀한 제어가 필요하여 열적 가공을 하는 용도에 활용하기가 까다롭다. 또한 대부분 매우 높은 강도를 요구하면서 상대적으로 낮은 연신율을 요구하는 용도에 활용되기 때문에 성형성이 현저히 떨어지는 단점이 있다.
따라서 기계적 및 열적 가공 후 원하는 물성이 얻어지는 강판을 제조하기 위해서는 상기 강화방법들의 특성을 잘 조합하여 활용할 필요가 있다.
본 발명의 일 실시예는 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. 보다 상세하게는 가공 전과 후의 가공성이 모두 우수하여 가공 중간 단계의 부품을 만들기에 용이한 냉연강판과 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 하기 식 1로 정의되는 강화지수가 1.0 내지 3.0일 수 있다.
[식 1]
강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
(식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 하기 식 2로 정의되는 결정립 형상비가 1.25 내지 2.50일 수 있다.
[식 2]
결정립 형상비 = (압연방향 평균 결정립 직경) / (두께방향 평균 결정립 직경)
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 재결정 면적비가 3% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 평균 결정립경이 8 내지 12㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 Cu: 0.003% 이하, Nb: 0.01 중량% 이하, Sb: 0.03 중량% 이하, Sn: 0.03 중량% 이하, Ni: 0.03 중량% 이하, Cr: 0.03 중량% 이하, Ti: 0.01 중량% 이하 및 Mo: 0.03 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 전위밀도가 2.5X1015/m2이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 도금 강판은 냉연강판 및 냉연강판의 일면 또는 양면에 위치하는 도금층을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판의 제조 방법은 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 정의되는 강화지수가 1.0 내지 3.0인 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 열연강판을 600 내지 700℃에서 권취하는 단계; 권취된 열연강판을 20 내지 60% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계 및 냉연강판을 400 내지 580℃의 온도에서 소둔하는 단계를 포함한다.
[식 1]
강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
(식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
열연강판을 제조하는 단계 이전에, 슬라브를 1150℃ 이상에서 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열연강판을 제조하는 단계에서 Ar3 이상에서 열간 마무리 압연할 수 있다.
소둔하는 단계 이후, 소둔판을 0.4 내지 2.0%의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 도금 강판의 제조 방법은 냉연강판을 제조하는 단계; 및 냉연강판의 일면 또는 양면에 용융도금 내지 전기도금하여 도금층을 형성하는 단계를 포함한다.
본 발명에 의하면, 강판 자체의 기계적 가공이 용이하고 열적 가공 후 연성이 더욱 증가하고 및 강도가 적절하여 추가적인 기계적 가공을 하기에 용이한 가공용 냉연강판을 제공할 수 있다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예는 기계적 및 열적 가공을 통해 성형 후 각종 구조재로 사용되는 냉연강판에 관한 것으로, 해당 용도의 소재는 초기 가공성이 우수해야 할 뿐만 아니라 열적 가공 시 추가적인 가공성 향상이 가능하면서도 구조재로서의 일정 이상 수준의 강도가 확보되어야 한다. 이를 위해 초기 소재의 물성 뿐만 아니라 기계적 가공 및 열적 가공에 의한 물성 변화를 동시에 고려하여, 단계별 가공이 용이하게 하면서도 최종 물성을 충족할 필요가 있다.
본 발명자들은 상기의 목적을 달성하기 위해 합금원소의 종류 및 그 함량, 제조조건의 최적화를 통해 상기의 목표 물성을 갖는 냉연강판이 제조될 수 있음을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 먼저 본 발명의 일 실시예에서 제공하는 냉연강판의 성분조성에 대하여 상세히 설명한다. 이 때, 특별한 기재가 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.0120 내지 0.0600 중량%
C는 함량이 낮을 경우 강도가 낮아 구조재로 사용되기 어렵고 함량을 과도하게 낮추기 위해서는 정련 공정이 추가적으로 필요하여 생산성을 떨어뜨리기 때문에 0.012 중량% 이상 포함할 수 있다. C은 적은 함량으로도 강도를 효과적으로 높일 수 있으나 과다할 경우에는 가공성을 크게 떨어뜨릴 수 있기 때문에 그 상한을 0.060 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 C는 0.0035 중량% 이하로 포함될 수 있다. 더욱 구체적으로 C는 0.0130 내지 0.0550 중량% 포함될 수 있다.
규소(Si): 0.03 중량% 이하
Si은 탈탄제로 사용될 수 있는 원소이며 고용강화에 의한 강도의 향상에 기여할 수 있기 때문에 완전히 배제하기 어렵다. 하지만 과다할 경우 소둔시 표면에 Si계 산화물이 생성되어 도금시 결함을 유발하여 도금성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서 이를 고려하여 상한은 0.03 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 0.015 중량% 포함될 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 0.005 내지 0.015 중량% 포함될 수 있다.
망간(Mn): 0.100 내지 0.400 중량%
Mn은 강중 고용 S와 결합하여 MnS로 석출됨으로써 고용 S에 의한 적열취성(Hot shortness)을 방지하는 원소이다. 이러한 효과를 내기 위하여 0.1 중량% 이상 포함될 수 있다. 또한 강 내에 고용되어 C와 더불어 강의 강도를 높이는 효과도 있다. 하지만 과다할 경우 강의 가공성이 저하되기 때문에 0.4 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Mn은 0.150 내지 0.390 중량% 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 C와 Mn의 함량의 상관성은 강도 및 가공성 확보에 중요하다. 강화 효과를 나타내는 지표로서 하기 관계식 1로 정의되는 강화지수가 1.000 내지 3.000일 경우 원하는 강도 및 가공성을 얻을 수 있다는 것을 발견하였다.
[식 1]
강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
(식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
더욱 구체적으로 강화지수는 1.500 내지 2.700일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.015 내지 0.050 중량%
Al은 탈산 효과가 매우 큰 원소이며 강중의 N와 반응하여 AlN를 석출시킴으로써 고용 N에 의한 성형성이 저하되는 것을 방지한다. 따라서, Al을 0.015 중량% 이상 포함할 수 있다. 하지만 다량 첨가될 경우 연성이 급격히 저하되기 때문에 함량을 0.05 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Al을 0.020 내지 0.048 중량% 포함할 수 있다.
인(P): 0.0150 중량% 이하
일정량 이하의 P의 첨가는 강의 연성을 크게 감소시키지 않으며 강도를 올릴 수 있는 원소이지만 0.015 중량%를 초과하여 첨가하면 결정립계에 편석하여 강을 과도하게 경화시키고 연신율이 떨어지기 때문에 0.015 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 P는 0.015 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 P는 0.0010 내지 0.0100 중량% 포함할 수 있다.
황(S): 0.0150 중량% 이하
S는 고용시 적열취성을 유발하는 원소이기 때문에 Mn의 첨가를 통해 MnS의 석출이 유도되어야 한다. 또한 과다한 MnS의 석출은 강을 경화시키기 때문에 본 발명에서는 강의 연질화 측면에서 바람직하지 못하다. 따라서 S의 상한을 0.015 중량%로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 S는 0.0010 내지 0.0100 중량% 포함할 수 있다.
질소(N): 0.0060 중량% 이하
N은 강 중에 불가피한 원소로서 함유되어 있으나, 고용된 상태로 존재하는 N은 시효를 발생시켜 가공성을 크게 떨어뜨린다. 시효의 발생에 의한 연성 저하를 최소화하기 위해 그 상한을 0.0060 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 N을 0.0035 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 N을 0.0010 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 Cu: 0.003% 이하, Nb: 0.01 중량% 이하, Sb: 0.03 중량% 이하, Sn: 0.03 중량% 이하 Ni: 0.03 중량% 이하, Cr: 0.03 중량% 이하 및 Mo: 0.03 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하며, 본 발명의 강재는 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 이해할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판의 집합 조직 특성에 대해 구체적으로 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 하기 식 2로 정의되는 결정립 형상비가 1.25 내지 2.50일 수 있다.
[식 2]
결정립 형상비 = (압연방향 평균 결정립 직경) / (두께방향 평균 결정립 직경)
압연 방향(RD방향) 평균 결정립 직경은 임의 길이의 압연 방향에 대하여 해당 길이에 존재하는 결정립의 개수를 나누어 구할 수 있다. 두께 방향(ND 방향) 평균 결정립 직경도 강판 두께에 대하여 존재하는 결정립의 개수를 나누어 구할 수 있다.
결정립 형상비가 너무 작으면 원하는 강도 확보가 어렵고 재결정 구동력이 작아 열처리 시 재결정이 어려울 수 있다. 결정립 형상비가 너무 크면 압연 방향과 압연직각 방향의 가공성 차이가 과다하여 성형성이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 결정립 형상비는 1.30 내지 2.00일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 전위밀도가 2.50X1015/m2이하일 수 있다. 전위밀도는 XRD(X-ray Diffraction)을 통해 측정할 수 있다. 전위밀도가 너무 높으면 가공시 크랙이 발생하는 문제가 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 전위밀도는 1.00 내지 2.00 X1015/m2일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 재결정 면적비가 3% 이하일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 재결정과 미재결정은 광학 관찰을 통해 압연에 의한 연신 조직으로부터 새롭게 핵생성 및 성장한 결정립의 확인을 통해 구분한다. 재결정 면적비는 강판의 압연면(ND면)과 평행한 면을 기준으로 측정할 수 있다. 면적비가 너무 높으면 강도가 낮아지고 재결정된 부위는 가공 후 재결정 구동력이 부족하여 재결정이 되지 않을 수 있다. 더욱 구체적으로 재결정 면적비는 2.5% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판은 평균 결정립경이 8.0 내지 12.0㎛일 수 있다. 평균 결정립경이 너무 낮으면 작으면 강도가 과하게 높은 문제가 발생할 수 있다. 평균 결정립경이 너무 크면 국부적인 재질 편차가 커 가공 시 결함이 발생할 수 있다. 평균 결정립경이란 압연면(ND면)과 평행한 면을 기준으로 측정할 수 있으며, 결정립과 동일한 면적의 원에 대하여 그 원의 직경을 측정하는 방식으로 결정할 수 있다. 더욱 구체적으로 평균 결정립경은 8.3 내지 11.5㎛일 수 있다.
전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에 의한 냉연강판은 강도 및 가공성이 동시에 우수하며, 아울러, 가공 후에도 강도 및 가공성이 동시에 우수하다. 구체적으로 가공 전 항복 강도는 650.0 MPa 이하일 수 있고, 연신율은 7.0% 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 가공 전 항복 강도는 450.0 내지 650.0 MPa일 수 있고, 연신율은 7.5 내지 12.0%일 수 있다.
가공 후 항복 강도는 180.0 MPa 이상일 수 있고, 연신율은 25.0% 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 가공 후 항복 강도는 180.0 내지 250.0 MPa일 수 있고, 연신율은 25.0 내지 35.0%일 수 있다. 이 때 가공은 20% 연신하는 기계적 가공 후 740℃까지 50℃/sec의 빠른 속도로 승온 후 -5℃/sec로 25℃까지 서서히 냉각하는 가공일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 도금 강판은 냉연강판 및 냉연강판의 일면 또는 양면에 위치하는 도금층을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 가공성이 우수한 냉연강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 열연강판을 권취하는 단계; 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계 및 냉연강판을 소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
먼저 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조한다.
슬라브의 합금 조성에 대해서는 전술한 냉연강판과 동일하므로, 중복되는 설명은 생략한다. 냉연강판 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 아니하므로, 슬라브와 냉연강판의 합금 조성은 실질적으로 동일하다.
슬라브를 열간압연하기 이전에 1150℃ 이상의 온도로 재가열할 수 있다. 강중에 존재하는 석출물을 대부분 재고용시켜야 하기 때문에 1150℃ 이상의 온도가 필요할 수 있다. 더욱 구체적으로는 석출물을 잘 고용시키기 위하여 1200℃ 이상으로 가열할 수 있다.
서냉된 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조한다. 열간압연 마무리 온도를 Ar3 이상으로 한정하는 이유는 오스테나이트 단상영역에서 압연을 하기 위함이다.
Ar3 온도는 하기 식으로 계산될 수 있다.
Ar3=910-(310×[C])-(80×[Mn])-(20×[Cu])-(15×[Cr])-(55×[Ni])-(80×[Mo])-(0.35×(25.4-8))
[C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각각 강판 내의 C, Mn, Cu, Cr, Ni 및 Mo의 함량(중량%)이다. 포함하지 않는 경우, 0으로 계산한다.
더욱 구체적으로 마무리 압연 온도는 900℃ 이상일 수 있다.
열연강판을 600 내지 700℃에서 권취한다. 권취 온도에 따라 열연강판 결정립의 크기가 변하는데 낮을 경우 결정립이 미세하고 높을 경우 조대하게 형성된다. 본 발명에서 열연강판 결정립의 크기가 중요한데, 본 발명에서는 냉간압연 후 소둔 과정에서 완전 재결정이 일어나지 않는 특징이 있기 때문에 열연강판의 결정립 크기가 최종 강판 물성에 직접적인 영향을 준다. 원하는 강판의 가공성 및 강도를 얻기 위해서는 열연강판의 권취 온도를 600.0 내지 700.0℃로 제어하는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 권취온도는 610.0 내지 690.0℃일 수 있다.
다음으로, 열연강판을 냉간압연한다.
이 때, 20.0 내지 60.0% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한다. 압하율은 냉연강판의 최종 두께를 결정할 뿐만 아니라 냉간압연 시의 가공경화에 의해 강판의 강도를 증가시킬 수 있다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 20% 이상의 냉간압하율이 필요하다. 하지만 과하게 높을 경우 강도가 높아 가공이 어려워지거나 소둔 시 재결정을 촉진하여 강도가 크게 떨어지는 현상이 발생한다. 재결정을 막기 위해 소둔온도를 더욱 낮춰야 하지만 통상적인 강판의 소둔 온도보다 과하게 낮을 경우에는 여러 종류의 강판을 생산 시 강판간 소둔 온도 차이가 커져 생산성을 떨어뜨린다. 이를 고려하여 상한은 60% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 압하율을 35.0 내지 56.0%로 조절할 수 있다.
다음으로, 냉연강판을 400.0 내지 580.0℃의 온도에서 소둔한다. 본 발명의 일 실시예에서 소둔 온도는 통상적인 재결정 소둔 온도보다 낮으며, 냉간압연 시 강 내에 축적된 전위를 일부 제거하는 회복 소둔 온도에 해당한다. 회복을 통해 냉간압연시 축적된 전위가 상당량 제거됨으로써 연신율을 향상시키기 위함이다. 400℃ 미만에서 소둔할 경우에는 냉간압연시 생긴 전위들이 충분히 없어지지 않아 연성이 떨어지고, 580℃를 초과 시 재결정이 일어나면서 강도가 크게 감소한다. 더욱 구체적으로 430.0 내지 575.0℃의 온도에서 소둔할 수 있다.
이후, 냉연강판의 일면 또는 양면에 용융도금 내지 전기도금하여 도금층을 형성하여 도금 강판을 제조할 수 있다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 제조하였으며, 성분은 실적치를 표기한 것이다. 이러한 표 1의 조성을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제조하였다.
성분 (중량%)
C Si Mn Al P S N
비교강1 0.0101 0.014 0.165 0.035 0.0060 0.0077 0.0023
개발강1 0.0131 0.011 0.200 0.044 0.0078 0.0074 0.0023
개발강2 0.0250 0.011 0.193 0.042 0.0063 0.0077 0.0023
개발강3 0.0420 0.006 0.212 0.047 0.0079 0.0064 0.0034
개발강4 0.0520 0.010 0.211 0.050 0.0066 0.0074 0.0033
비교강2 0.0620 0.008 0.206 0.031 0.0061 0.0077 0.0036
비교강3 0.0156 0.013 0.050 0.044 0.0072 0.0070 0.0034
개발강5 0.0404 0.011 0.142 0.043 0.0066 0.0069 0.0032
개발강6 0.0371 0.010 0.256 0.029 0.0079 0.0066 0.0028
개발강7 0.0404 0.009 0.389 0.041 0.0063 0.0070 0.0026
비교강4 0.0450 0.009 0.450 0.035 0.0079 0.0071 0.0029
개발강8 0.0376 0.008 0.208 0.031 0.0078 0.0072 0.0051
비교강5 0.0385 0.015 0.204 0.040 0.0069 0.0064 0.0068
비교강6 0.0131 0.012 0.120 0.024 0.0074 0.0070 0.0036
비교강7 0.0115 0.009 0.126 0.047 0.0075 0.0065 0.0025
비교강8 0.0520 0.013 0.250 0.022 0.0075 0.0061 0.0023
비교강9 0.0480 0.010 0.380 0.030 0.0072 0.0075 0.0028
비교강10 0.0385 0.015 0.199 0.027 0.0069 0.0066 0.0022
개발강9 0.0407 0.006 0.219 0.027 0.0079 0.0078 0.0039
개발강10 0.0439 0.014 0.207 0.027 0.0062 0.0072 0.0039
비교강11 0.0448 0.011 0.200 0.024 0.0062 0.0066 0.0037
비교강12 0.0424 0.014 0.203 0.022 0.0073 0.0060 0.0030
개발강11 0.0369 0.011 0.220 0.048 0.0061 0.0066 0.0031
개발강12 0.0370 0.014 0.201 0.022 0.0078 0.0067 0.0031
비교강13 0.0418 0.014 0.205 0.039 0.0080 0.0079 0.0024
비교강14 0.0361 0.011 0.211 0.039 0.0079 0.0065 0.0034
개발강13 0.0395 0.007 0.188 0.048 0.0067 0.0080 0.0023
개발강14 0.0449 0.012 0.186 0.044 0.0074 0.0078 0.0035
비교강15 0.0442 0.012 0.207 0.035 0.0071 0.0070 0.0020
상기 슬라브를 1230℃로 재가열하여 900℃의 이상에서 열간압연을 실시하였고, 하기 표 2의 제조조건과 같이 권취, 냉간압연, 소둔을 실시하여 두께 1mm의 소둔 강판을 얻었다. 이 때 소둔은 코일 상태로 연속소둔 방법을 통해 해당 온도로 승온 후 1분간 유지 후 상온으로 냉각하였다. 비교강 3의 경우에는 열연 시 크랙이 발생하여 냉간압연 및 소둔을 미실시하였으며, 이에 의해 후속 물성 측정을 생략하였다.
구분 권취온도 (℃) 냉간 압하율 (%) 소둔 온도 (℃)
비교강1 654.3 40.6 543.5
개발강1 650.9 40.1 542.8
개발강2 652.9 40.3 536.1
개발강3 652.9 40.9 545.0
개발강4 653.1 40.7 533.2
비교강2 649.3 40.6 531.0
비교강3 651.1 - -
개발강5 646.3 40.8 543.1
개발강6 652.7 40.2 546.4
개발강7 648.4 40.5 540.3
비교강4 647.8 40.0 543.2
개발강8 650.5 39.3 540.9
비교강5 647.8 39.1 549.6
비교강6 651.6 40.1 546.5
비교강7 654.9 39.9 545.3
비교강8 649.9 39.5 536.7
비교강9 651.3 38.5 539.6
비교강10 580.2 40.0 545.0
개발강9 611.5 40.2 546.6
개발강10 689.8 39.9 530.6
비교강11 720.4 40.3 537.6
비교강12 653.6 16.8 535.3
개발강11 650.7 24.4 530.8
개발강12 645.0 55.4 530.8
비교강13 651.3 60.5 535.3
비교강14 650.0 40.8 385.1
개발강13 654.4 40.4 431.5
개발강14 650.9 39.6 572.5
비교강15 652.4 39.4 590.8
제조된 상기 소둔강판에 대해 하기 표 3와 같이 강화지수, 결정립 형상비, 전위밀도, 재결정 면적비, 평균 결정립경을 측정 및 계산을 통해 나타내었다. 상기 강화지수는 하기 관계식 1와 같이 정의하며, 강의 성분으로부터 계산하여 나타내었다. 또한 광학 미세조직 관찰로부터 평균 결정립경을 측정하고, 재결정립의 면적을 측정하여 재결정 면적비를 측정하여 함께 나타내었다. 하기 관계식 2로 정의되는 결정립 형상비를 광학 미세조직 관찰로부터 통계적으로 계산하여 나타내었으며, 전위밀도는 XRD(X-ray Diffraction)을 통해 측정하여 나타내었다.
[식 1]
강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
(식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
[식 2]
결정립 형상비 = (압연방향 평균 결정립 직경) / (두께방향 평균 결정립 직경)
구분 강화지수 결정립 형상비 전위밀도 재결정 면적비 평균 결정립경
(관계식 1) (관계식 2) (X1015/m2) (면적%) (μm)
비교강1 0.805 1.60 1.17 0 11.8
개발강1 1.018 1.76 1.33 0 11.3
개발강2 1.601 1.60 1.20 0 10.2
개발강3 2.483 1.68 1.43 0 10.0
개발강4 2.982 1.72 1.45 0 9.1
비교강2 3.472 1.62 1.47 0 8.8
비교강3 - - - - -
개발강5 2.277 1.71 1.32 0 9.1
개발강6 2.317 1.74 1.32 0 8.5
개발강7 2.724 1.62 1.49 0 8.6
비교강4 3.067 1.65 1.40 0 8.1
개발강8 2.257 1.63 1.13 0 10.3
비교강5 2.293 1.76 1.37 0 9.2
비교강6 0.873 1.57 1.43 0 11.2
비교강7 0.803 1.68 1.31 0 11.4
비교강8 3.053 1.72 1.29 0 8.3
비교강9 3.089 1.68 1.42 0 8.4
비교강10 2.287 1.73 1.13 0 7.8
개발강9 2.431 1.72 1.26 0 8.3
개발강10 2.571 1.69 1.32 0 11.5
비교강11 2.605 1.58 1.23 0 13.7
비교강12 2.485 1.21 0.65 0 10.6
개발강11 2.242 1.32 1.18 0 9.0
개발강12 2.213 2.31 1.11 2.5 8.5
비교강13 2.462 2.58 2.80 3.6 8.1
비교강14 2.186 1.68 1.15 0 7.8
개발강13 2.317 1.64 1.37 0 10.2
개발강14 2.580 1.59 1.17 1.6 10.3
비교강15 2.586 1.52 1.39 6.8 10.6
표 4에는 소재의 항복강도, 연신율을 측정하여 나타내었고, 기계적 가공 및 열적 가공 후 물성 변화를 확인하기 위해 가공 후의 항복강도와 연신율을 함께 측정하여 나타내었다. 가공은 상온 에서 20% 연신하는 기계적 가공 후 740℃까지 50℃/sec의 빠른 속도로 승온 후 -5℃/sec로 25℃까지 서서히 냉각하는 열적 가공을 순차적으로 실시하였다. 기계적 가공 시 물성을 측정하여 항복강도와 연신율이 기준을 충족하지 못하는 경우에는 열적 가공을 실시하지 않았다. 열적 가공 후 물성은 가공 시점을 기준으로 1개월 후 측정하였는데, 이는 부품의 운송과 보관에 의해 사용 전 시간이 경과됨에 따른 시효 효과를 고려하기 위함이다.
구분 소둔 강판의 기계적 물성 가공 후 기계적 물성
항복강도(MPa) 연신율(%) 항복강도(MPa) 연신율(%)
비교강1 441.5 12.8 174.1 33.6
개발강1 466.8 10.5 186.5 31.5
개발강2 492.2 8.8 216.5 28.2
개발강3 562.7 8.5 223.3 28.3
개발강4 640.5 7.6 232.2 26.1
비교강2 672.5 6.5 - -
비교강3 - - - -
개발강5 520.5 8.9 186.9 29.0
개발강6 560.5 8.6 218.0 27.3
개발강7 632.0 7.5 227.9 28.6
비교강4 665.3 6.4 - -
개발강8 538.9 8.2 235.5 26.5
비교강5 534.4 9.4 272.1 22.1
비교강6 431.3 10.9 168.5 34.5
비교강7 435.5 11 172.0 33.6
비교강8 670.5 6.8 - -
비교강9 668.8 6.5 - -
비교강10 638.5 7.3 265.5 24.8
개발강9 625.0 7.8 240.0 26.8
개발강10 505.5 9.5 218.2 27.5
비교강11 490.5 11.5 385.6 16.5
비교강12 449.6 8.4 480.6 13.5
개발강11 495.5 8.3 210.3 29.6
개발강12 521.1 8.4 232.5 25.8
비교강13 485.5 13.5 285.5 19.6
비교강14 600.1 6.5 - -
개발강13 535.1 7.6 219.2 26.9
개발강14 530.5 11.5 199.9 30.0
비교강15 380.6 16.8 371.5 18.9
표 4의 개발강 1 내지 14는 강화지수, 결정립 형상비, 전위밀도, 재결정 면적비, 결정립경을 적절히 만족하며, 항복강도가 650MPa 이하의 항복강도와 7% 이상의 연신율을 가져 구조재로 기계적 가공하기에 적합한 수준이다. 또한 상기 개발강은 모두 상술한 기계적 및 열적 가공 후 180MPa 이상의 항복강도와 25% 이상의 연신율을 가진다. 25% 미만의 연신율은 복잡한 성형을 하기에 부적합하고, 180MPa 미만의 항복강도는 구조재로서의 형태 유지에 부적합하다.
비교강 1은 C 함량이 0.012 중량% 미만으로서 강화지수가 1.0 미만이다. 이에 따라 가공 후 항복강도가 180MPa 미만으로서 낮아 부적합하다. 반대로 비교강 2는 C 함량이 0.060 중량%를 초과하였으며 강화지수가 3.0을 초과하였다. 이에 따라 소둔강판의 항복강도가 650MPa를 초과하고 연신율은 7% 미만으로 상술한 바와 같이 성형을 하기가 어렵다.
비교강 3은 Mn 함량이 0.1 중량% 미만으로서 열간압연 시 S에 의한 취성이 발생하여 열연강판에 크랙이 발생하였다. 강 내 S가 Mn과 결합하여 MnS의 형태로 충분히 석출될 경우 취성이 억제되는데 Mn이 충분하지 못할 경우 취성이 강하게 나타난다. 비교강 4는 Mn이 0.4 중량%를 초과하였으며 강화지수가 3.0을 초과하여 항복강도가 650MPa를 초과하고 연신율이 7% 미만으로 낮다.
비교강 5는 N의 함량이 0.006 중량%를 초과하였으며 이에 따라 가공 전 물성이 양호하고 가공 후 항복강도도 180MPa 이상으로 우수하지만 N에 의한 시효에 의해 연신율이 25% 미만으로 낮은 단점이 있다.
비교강 6 및 7은 강화지수가 1.0 미만으로서 가공 후 항복강도가 180MPa 미만으로 낮아 형상 유지가 어렵다. 반대로 비교강 8 내지 9는 강화지수가 3.0을 초과하여 소둔강판의 강도가 650M를 초과하고 연신율이 7% 미만으로 낮은 것을 확인할 수 있다.
비교강 10은 권취 온도가 600℃ 미만으로서 권취 온도가 낮아짐에 따라 결정립 크기가 7.8㎛으로 작게 형성되었다. 이러할 경우 기계적 가공 후 열적 가공 시 재결정 과정에서 생기는 결정립 또한 작게 형성되어 강도는 충분한 수준으로 높으나 연신율이 25% 이하로 낮은 측면이 있어 부적합하다.
반대로 비교강 11은 권취 온도가 700℃를 초과함에 따라 결정립 크기가 13.7㎛로 매우 크다. 결정립이 클 경우에는 열적으로 가공하더라도 재결정이 쉽게 일어나지 않는다. 이에 따라 기계적으로 가공하였던 응력이 충분히 해소되지 못하여 강도는 매우 높으나 연신율이 20% 미만으로 크게 낮아져 사용이 어렵다.
비교강 12는 냉간 압하율이 20% 미만으로 낮은 경우로서 결정립 형상비가 1.25 미만으로 낮은 특징이 있다. 냉간 압하율이 낮을 시 초기 강도가 낮고 연신율이 높아 기계적 가공에 유리한 측면이 있다. 하지만 열적 가공 시 재결정이 충분히 일어나지 못하여 가공 후 연신율이 15% 이하로 낮아 사용하기에 부적합하다.
반대로 비교강 13과 같이 냉간 압하율이 60% 초과하여 높은 경우에는 결정립 형상비가 2.5를 초과하고 전위밀도도 2.5X1015/m2을 초과하는 특징이 있다. 이처럼 재결정 구동력이 높은 경우 냉연강판을 소둔 시 재결정이 부분적으로 일어나기 때문에 결과적으로 재결정 면적비가 3%를 초과하였다. 냉연강판의 소둔 후 재결정립이 형성된 부분은 응력이 대부분 해소되었기 때문에 기계적 가공과 열적 가공 후에도 재결정이 일어나기 위한 재결정 구동력이 상대적으로 낮다. 이러한 원인에 의해 열적 가공 후 재결정이 충분히 일어나지 못함에 따라 연신율이 20% 미만으로 낮아지는 것을 확인할 수 있다.
비교강 14는 냉연강판의 소둔온도가 400℃ 미만으로 낮아 회복이 충분히 일어나지 못하고 결정립경이 작다. 이에 따라 소둔 후 연신율 7% 미만으로 낮아 가공성이 떨어진다. 반대로 비교강 15는 소둔온도가 580℃를 초과하여 일부 재결정이 활발하게 일어나 3%를 초과하는 재결정 면적비를 가진다. 이에 따라 전술한 바와 같이 재결정이 일어난 부분에서는 기계적 가공을 하더라도 재결정 구동력이 충분치 못하여 열적 가공 후 재결정이 일어나지 못하여 연신율이 20% 이하로 낮은 것을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (9)

  1. 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1로 정의되는 강화지수가 1.0 내지 3.0이고,
    하기 식 2로 정의되는 결정립 형상비가 1.25 내지 2.50이고,
    재결정 면적비가 3% 이하이고,
    평균 결정립경이 8 내지 12㎛인 가공성이 우수한 냉연강판.
    [식 1]
    강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
    (식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
    [식 2]
    결정립 형상비 = (압연방향 평균 결정립 직경) / (두께방향 평균 결정립 직경)
  2. 제1항에 있어서,
    Cu: 0.003% 이하, Nb: 0.01 중량% 이하, Sb: 0.03 중량% 이하, Sn: 0.03 중량% 이하, Ni: 0.03 중량% 이하, Cr: 0.03 중량% 이하 및 Mo: 0.03 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    전위밀도가 2.5X1015/m2이하인 가공성이 우수한 냉연강판.
  4. 제1항에 기재된 냉연강판 및 상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 위치하는 도금층을 포함하는 도금 강판.
  5. 중량%로 C: 0.012 내지 0.060%, Si: 0.03% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.015 내지 0.050%, P: 0.015% 이하(0%를 제외함), S: 0.015% 이하(0%를 제외함) 및 N: 0.006% 이하(0%를 제외함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 정의되는 강화지수가 1.0 내지 3.0인 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    슬라브를 Ar3 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 600 내지 700℃에서 권취하는 단계;
    권취된 열연강판을 20 내지 60% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연강판을 400 내지 580℃의 온도에서 소둔하는 단계를 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    [식 1]
    강화지수 = [([C]/12.011)× 6 + ([Mn]/54.938)] × 100
    (식 1에서 [C], [Mn]은 각 성분함량의 중량%를 의미한다.)
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1150℃ 이상에서 가열하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계에서 Ar3 이상에서 열간 마무리 압연하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계 이후, 소둔판을 0.4 내지 2.0%의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  9. 제5항에 기재된 방법으로 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 용융도금 내지 전기도금하여 도금층을 형성하는 단계를 포함하는 도금 강판의 제조 방법.
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