KR102218464B1 - 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법 - Google Patents

표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법이 제공딘다.
본 발명의 공성형 극저탄소 강판은, 중량%로, C: 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.03%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.05%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 크기가 50nm 이상인 페라이트 입내에 존재하는 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 그리고 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있다.

Description

표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법{METHOD OF MANUFACTURING ULTRA LOW CARBON STEEL HAVING HIGH FORMABLITY AND EXCELLENT SURFACE QUALITIES}
본 발명은 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차 판넬 등의 외판재 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 고성형 극저탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 외판재(도어, 후드, 펜더 등)의 소재로서 적용되는 강에는 시효에 의한 가공 결함 등을 방지하기 위해 탄질화물 형성 원소를 첨가한 극저탄소강과 같은 소재들이 사용되어 왔다.
특히, 자동차용 강판의 경우 필수적으로 우수한 선영성 및 가공성 등이 요구되고, 또한, 외기 조건에 의해 강판이 산화되는 것을 방지함은 물론 사용자가 원하는 표면 색상을 얻기 위해 페인트 등의 유기물이 양호하게 도장되어야 하므로 강판의 표면 특성 관리가 도장성 측면에서 중요한 관리 인자가 되고 있다.
자동차용 강판의 가공성을 향상시키기 위하여 극저탄소 냉연강판에 Ti 나 Nb를 단독 혹은 복합으로 첨가하여 고용 C, N, S 등의 고용원소를 탄화물 및 질화물 형태로 석출시켜 연신율 및 소성변형비를 높임으로써 성형성을 향상시키는 소위 IF 강(Interstitial Free Steel)이 있다. 따라서, 기존에는 제강 단계에서 고청정화를 달성함과 아울러 고용원소를 고착시킬 수 있는 티타늄 등과 같은 탄질화물 형성원소를 첨가하여 고용원소를 석출시키는 방법으로 고용원소에 의한 시효 현상을 제한하고 있다.
일반적으로 IF강의 제조기술은 ND//<111> 집합조직 발달을 위해 사상압연 직후 급속냉각설비를 통해 열연조직의 결정립 크기를 미세화 시켜 디프드로잉 모드의 변형에서는 우수한 가공성을 보인다. 하지만 Ti, Nb 단독 혹은 복합 첨가 극저탄소강은 소둔단계 시, (Ti,Nb)C 복합 탄화물의 크기와 분율에 따른 재결정 온도 등의 거동이 달라지면서 루프, 후드 등의 경가공시 표면의 미재결정 조직의 불균일에 의해 표면의 굴곡 발생으로 도장성 열위 유발하는 등 지속적으로 문제가 되고 있다.
일본 공개특허공보 제1992-280943호 일본 공개특허공보 제1993-070836호 일본 공개특허공보 제1993-263184호 일본 공개특허공보 제1998-096051호
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 강 조성성분 제조공정을 제어함으로써 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.03%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.05%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
크기가 50nm 이상인 페라이트 입내에 존재하는 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 그리고
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판에 관한 것이다.
상기 강판의 미세조직은 평균입도는 5~50㎛의 페라이트 단상조직으로 이루어져 있으며, 50㎛ 미만의 결정입도를 갖는 결정립의 점유면적율이 전체 결정립 점유면적율의 50~80%일 수가 있다.
또한, 본 발명은,
중량%로, C: 0.003% 이하, Si: 0.2% 이하, Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.03%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, 산가용 Al: 0.1% 이하, Ti: 0.02~0.05%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연온도가 900~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 74~83% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연강판을 승온속도 4 ~ 7℃/s로 하여 780~850℃ 온도에서 연속 소둔하는 단계를 포함하는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 제조방법에 관한 것이다.
상기 연속소둔된 강판에는, 페라이트 입내에 존재하는 크기가 50nm 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 그리고 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있을 수 있다.
상술한 본 발명의 구성에 따르면, 강판의 페라이트 입내에 존재하는 크기가 50nm 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있으며, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 20~50㎛의 재결정 조직인 페라이트가 균일하게 분포함으로써 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1(a-b)는 각각 비교예 1 및 발명예1에 따른 박강판의 표면에 대한 석출물을 관찰한 사진이다.
도 2(a-b)는 도 1의 비교예1 및 발명예1에 따른 미재결정 조직과 재결정 ferrite 조직의 균일하게 분포한 사진을 나타낸다
도 3(a-b)는 도 2의 각각의 조직에 의해 가공 시 나타나는 표면 가공품질을 나타내는 사진이다.
본 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강 중 강력한 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti) 및/또는 나오븀(Nb) 등을 첨가하여 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용원소를 제거할 뿐만 아니라, 연속소둔 공정 중 승온속도를 제어함으로써 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.2mm까지의 영역에서 재결정 페라이트 조직의 크기가 20~50㎛ 로 균일하게 분포한 표면가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 강 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.003 중량% 이하(0은 제외)
C는 침입형 고용원소로써 냉연 및 소둔 과정에서 강판의 집합조직 형성에 큰 영향을 미치게 된다. 강중 고용 탄소량이 많아지면, 드로잉 가공에 유리한 {111} 감마(γ)-파이버 집합조직을 가진 결정립의 성장이 억제되고, {110} 및 {100} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 촉진되어 소둔판의 드로잉성이 저하된다. 나아가, 상기 C의 함량이 0.003 중량%를 초과하게 되면 이를 탄화물로 석출시키기 위해 필요한 Ti 및 Nb의 함량이 커져 경제성 측면에서 불리할 뿐만 아니라, 미세 TiC 석출물이 강중에 다량 분포하여 드로잉성을 급격히 저하시키는 문제가 있으므로, 상기 C의 함량은 0.003 중량% 이하로 제한함이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.2 중량% 이하(0 제외)
Si는 고용강화에 의한 강도 상승에 기여하는 원소로써, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않는다. 다만, 상기 Si 함량이 0.2 중량%를 초과하면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면 특성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 Si 함량을 0.2 중량% 이하로 관리한다.
망간(Mn): 0.01~0.2 중량%
Mn은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우, MnS를 효과적으로 석출시키지 못해 드로잉성이 저하되며, 반면, 0.2 중량%를 초과할 경우, 산화물에 의한 표면문제가 생길수 있기때문에, 상기 Mn의 함량은 0.01~0.2 중량%로 제한함이 바람직하다.
인(P): 0.005~0.03 중량%
P은 고용 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 가장 효과적인 원소이다. 상기 P의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 불가능하며, 반면, 0.03 중량%를 초과할 경우, P편석에 의한 표면 줄무늬 결함등이 생길 수 있기 때문에, 상기 P의 함량은 0.005~0.03 중량%로 제한함이 바람직하다.
황(S): 0.008 중량% 이하, 질소(N): 0.005중량% 이하
S 및 N는 강 중에 존재하는 불순물로써 불가피하게 첨가되는데, 우수한 용접특성을 확보하기 위해서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 S의 ?t량은 0.008 중량% 이하로 제어하며, 상기 N의 함량은 0.005 중량% 이하로 관리한다.
알루미늄(Al): 0.1 중량% 이하(0은 제외)
Al은 AlN을 석출시켜 강의 드로잉성 및 연성 향상에 기여한다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.1 중량%를 초과할 경우, 제강 조업시 Al 개재물 과다 형성에 의한 강판 내부 결함이 발생하는 문제가 있으므로, 상기 Al의 함량은 0.1 중량% 이하로 제어함이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.02~0.05 중량%
Ti은 열간압연중 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하여 Ti계 탄질화물을 석출시킴으로써 강판의 드로잉성 향상에 크게 기여하는 원소이다. 상기 Ti 함량이 0.02 중량% 미만일 경우, 탄질화물을 충분히 석출시키지 못해 드로잉성성이 열위해지며, 반면, 0.05 중량%를 초과할 경우, 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하고 남은 Ti가 P와 결합하여 과다한 FeTiP 석출물을 형성시켜 성형성이 열위해지므로, 상기 Ti의 함량은 0.02~0.05 중량%로 제한함이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.002~0.03 중량%
Nb는 열간압연중 고용 탄소를 조대한 (Ti,Nb)C 복합 탄화물을 석출시킴으로써 소둔중 집합조직의 형성을 용이하게 하여 압연방향과 45도 방향의 드로잉성을 향상시키는 원소이다. 상기 Nb 함량이 0.002 중량% 미만일 경우, 강중 고용 탄소는 대부분 TiC로 석출되고, 조대한 (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적어 드로잉성이 열위해지며, 반면, 0.03 중량%를 초과할 경우, 강중 고용 탄소는 대부분 NbC로 석출되고, (Ti,Nb)C 복합 탄화물 석출량이 적을뿐만 아니라, 재결정 온도 상승에 의한 재질열화를 가져오는 문제가 있으므로, 상기 Nb의 함량은 0.002~0.03 중량%로 제한함이 바람직하다. 이 경우 미세한 수 nm의 매우 미세한 TiC 혹은 NbC석출물이 주로 결정입계에 석출하게 되면 소둔재결정 시 가공성에 유리한 감마(γ)-파이버의 발달이 저해되므로 가능한 한 보다 20nm 수준 이상인 보다 조대한 (Ti,Nb)C로 석출시키는 것이 바람직하다.
보론 (B): 0.0035 중량% 이하 (0 제외)
B는 강 중 P 첨가에 의한 2차 가공취성을 방지하기 위해 첨가하는 원소이나, 그 함량이 0.0035 중량%를 초과할 경우, 강판의 연성 저하를 수반하므로 상기 B의 함량은 0.0035 중량% 이하로 제한함이 바람직하다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
상기 성분계를 만족함으로써, 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 냉연강판을 제공할 수 있다. 본 발명은 C의 함량이 30 ppm 이하인 극저탄소강에 해당되므로, 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어진다. 상기 페라이트 단상 조직은 불가피적으로 생성된 다른 조직을 포함할 수도 있다.
또한, 냉연강판의 미세조직 결정립의 평균입도는 5~50㎛인 것이 바람직하다.
미세조직은 50㎛ 미만의 결정입도를 갖는 결정립의 점유면적율이 전체 결정립 점유면적율의 50~80%인 것이 바람직하며 더 바람직하게는 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 결정입도는 20~50㎛를 가지는 것이 좋다.
즉, 5㎛ 미만의 미세한 결정립이 50% 이상인 경우에는 전체적인 조직이 너무 미세하여 요구되는 연신율을 확보하는 것이 어렵고, 50㎛ 보다 큰 조직이 80%를 초과하면, 전체 조직이 조대하여 원하는 강도 확보가 어렵다. 또한 표면에서 판두께 방향으로 0.1mm까지의 결정입도가 50㎛ 보다 큰 또는 미재결정 조직이 80% 이상이 되면 roof, door 등의 차외판 가공시 표면이 압연방향으로 얼룩덜룩 해지는 굴곡의 결함이 잘 발생되는 문제점 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 페라이트 입내에 석출물을 포함한다. 상기 페라이트 입내에 존재하는 석출물은 단위면적(㎛2) 당 TiC 석출물의 크기가 50nm 이상이며 0.2개 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 TiC 석출물이 0.2개/㎛2를 초과하여 형성될 경우, 재결정 지연으로 인해 상대적으로 stored energy가 낮은 표면부의 결정립도 불균일함이 유발되어 표면 품질이 저하되는 문제가 있다.
본 발명에서 의도하고자 하는 재결정 촉진 및 균일한 결정립 분포를 위해서 페라이트 입내에 존재하는 석출물은 단위면적(㎛2) 당 TiC 석출물의 크기가 50nm 이상이며 0.2개 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
그래서, 본 발명자들은 상기 문제를 해결하기 위해서는 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 TiC 석출물 크기제어 및 재결정 촉진을 통한 결정립도 균일함 정도가 매우 중요함을 알아냈다.
다음으로, 본 발명의 일실시예 따른 극저탄소 냉연강판 제조방법을 설명한다. 본 발명의 극저탄소 냉연강판 제조방법은, 상술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연온도가 900~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 74~83% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 승온속도 4 ~ 7℃/s로 하여 780~850℃ 온도에서 연속 소둔하는 단계를 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 상술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연온도가 900~950℃이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 만일 상기 마무리 열간 압연온도가 900℃ 미만이면 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 이상역구간에서 압연이 되면 표면부의 비이상적인 조대립이 생성하면서 최종제품 가공시 표면에 불균일 변형에 의한 선상굴곡 결함을 가져오며, 950℃를 초과하면 열연 스케일에 의해 표면 스캡 발생 등으로 열위해지는 결과를 가져올 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 열연강판을 74~83%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉연 압하율이 74% 미만일 경우, {111} 집합조직이 충분히 성장하지 않아 성형성이 열위해지는 문제가 있으며, 반면, 83%를 초과할 경우, 현장제조시 롤 부하가 매우 심해 형상이 나빠지므로 문제가 있다. 따라서, 상기 압하율은 74~83%로 제한함이 바람직하며, 76~81%로 제한함이 보다 바람직하다.
그리고 본 발명에서는 상기와 같이 얻어진 냉연강판을 780~850℃의 온도범위에서 연속소둔한다. 소둔온도가 780℃ 미만일 경우, 재결정이 충분히 일어나지 않아 표면굴곡 발생 문제가 있는 반면에, 850℃를 초과할 경우, 결정립 성장으로 인해 강도 감소 및 연신율 초과로 인해 재질 불량 등의 문제가 있으므로 상기 소둔온도는 780~850℃로 제한함이 바람직하며, 800~830℃로 제한함이 보다 바람직하다.
보다 바람직하게는, 연소소둔공정에서 승온시 승온속도를 4℃/s ~7℃/s 범위로 관리하는 것이 좋다. 승온속도가 4℃/s 미만인 경우에는 TiC 미세석출물의 분율이 증가함에 재결정 지연을 초래하며, 7℃/s를 초과하는 경우에는 핵생성이 충분치 않아 미재결정 조직이 존재하게 되므로 그 상한을 7℃/s로 제한한다.
전술한 바와 같이, 합금성분의 적절한 배합 뿐만 아니라 냉간압하율 및 소둔온도등 제어를 통해서 본 발명에서 요구하는 특성을 얻을 수 있다. 즉, 크기가 50nm 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있으며, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있는 표면가공품질이 우수한 냉연강판을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 두께 250mm의 강 슬라브를 1200℃에서재가열하고, 마무리 압연온도 900~950℃로 열간압연한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 냉간압연 및 소둔하여 냉연강판을 제조하였다.
상기 제조된 냉연강판에 대하여 석출물 분포 및 기계적 물성 등을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 한편 하기 표 3에서 YS, Ts, T-El은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율을 의미하며, 인장시험은 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 시험편의 나비, 평행부의 길이, 두께를 측정한 뒤 인장시험기에 시편을 장착하여 시편이 파괴될 때 까지 기다린 뒤 그 시편의 항복강도, 인장강도 및 파괴연신율을 구한다. 항복강도는 탄성변형이 일어날때의 한계 응력으로 통상 0.2% offset을 통해 값을 구하며, 인장강도란 최고 하중을 원단면으로 나눈 값이고, 파괴연신율은 인장시험으로부터 파단 후의 시편 변형량을 (%)을 나타낸다.
그리고 r값은 15 ％ 인장예변형을 부여한 후, 3점법으로 측정하고 L방향(압연 방향), D방향(압연 방향으로 45°방향) 및 C방향(압연 방향으로 90°방향)의 평균치를 평균 r값=(rL+ 2rD+ rC)/4 로서 구했다. 또한 표면굴곡은 3%의 경가공을 적용한 뒤, 1~5등급까지 분류하였으며 굴곡등급은 2등급까지 양호한 판재로 허용한다.
강종 C Si Mn P S Sol.Al Ti Nb B
발명강1 0.0019 0.002 0.096 0.0085 0.003 0.021 0.0467 0.008 0.001
발명강2 0.0021 0.001 0.088 0.008 0.0033 0.026 0.0232 0.006 0.003
발명강3 0.0021 0.001 0.088 0.008 0.0033 0.045 0.0342 0.007 0.001
발명강4 0.0022 0.002 0.108 0.0102 0.003 0.022 0.0441 0.008 0.002
비교강1 0.0013 0.002 0.07 0.009 0.003 0.04 0.0684 - 0.001
강종 구분 냉간 압하율(%) 소둔온도(℃) 승온속도(℃/s) TiC석출물 평균 크기 (nm) TiC석출물 평균 개수
(㎛2)		 표면 평균 결정립 크기
(㎛)		 표면 미재결정 조직 존재 여부
발명강 1 발명예1 75.7 825 4.9 78 0.1 34 무
비교예1 75.7 860 5.2 56 0.2 35 무
발명강 2 발명예2 80 828 5.5 98 0.15 30 무
비교예2 80 830 3.3 25 10 45 유
발명강 3 발명예3 82 790 5.8 54 0.15 36 무
발명강 4 발명예4 78 805 6.2 62 0.1 35 무
비교예3 75.7 825 8.7 23 13 58 유
비교강 1 비교예4 78 828 5.2 20 21 53 유
강종 구분 YS(MPa) TS(MPa) T-El(%) r값 표면굴곡 (등급/상태)
발명강 1 발명예1 163 287 49 1.7 2/양호
비교예1 135 280 53 2.0 2/양호
발명강 2 발명예2 159 291 48 1.8 1/양호
비교예2 157 288 50 1.7 4/불량
발명강 3 발명예3 152 285 47 2.1 2/양호
발명강 4 발명예4 150 284 48 1.9 2/양호
비교예3 164 282 49 2.0 3/불량
비교강 1 비교예4 152 270 45 2.4 4/불량
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1-4의 경우에는, 페라이트 결정립내에 존재하는 크기가 50nm 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있으며, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있어, 표면굴곡은 양호상태인 2등급까지 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1-3의 경우에는 본 발명의 합금조성을 만족하기는 하나, 본 발명이 제어하는 승온속도 및/또는 소둔온도를 만족하지 않아, 페라이트 결정립내에 존재하는 Ti계 탄화물의 비율 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 균일한 재결정 조직 분포 중 하나 이상이 본 발명이 제어하는 범위를 벗어나며, 이로 인해 강도 저하 및 연신율 51%이상 초과하거나 표면굴곡이 열위하게 나타났다.
또한 비교예 4는 Ti 함량이 본 발명의 범위를 초과하여, Ti 계 탄화물이 50nm 이하로 미세하게 다량 분포되면서 재결정지연으로 인해 조직불균일이 초래되어 표면굴곡 측면에서 열위하게 나타났다.
한편 도 1(a-b)는 각각 비교예 1 및 발명예1에 따른 박강판의 표면에 대한 석출물을 관찰한 사진이고, 도 2(a-b)는 도 1의 비교예 1 및 발명예 1에 따른 미재결정 조직과 재결정 ferrite 조직의 균일하게 분포한 사진을 나타내며, 그리고 도 3(a-b)는 도 2의 각각의 조직에 의해 가공 시 나타나는 표면 가공품질을 나타내는 사진이다. 도 1a는 도 1b 대비 석출물이 미세하고 그 분율이 많아져 ferrite 재결정 지연을 유발하여 도 2a와 같이 미재결정 ferrite 조직이 생성되게 된다. 이런 미재결정 조직이 극표면에 존재하게 되면, 도 3a와 같이 3% 미만의 경가공을 하게되면 표면이 울긋불긋해지는 선상굴곡을 유발하여 가공품의 품질을 열위시킨다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.003% 이하(0%는 제외), Si: 0.2% 이하(0%는 제외), Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.03%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Ti: 0.02~0.05%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    크기가 50nm 이상인 페라이트 입내에 존재하는 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 그리고
    강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판의 미세조직은 평균입도는 5~50㎛의 페라이트 단상조직으로 이루어져 있으며, 50㎛ 미만의 결정입도를 갖는 결정립의 점유면적율이 전체 결정립 점유면적율의 50~80%인 것을 특징으로 하는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판.
  3. 중량%로, C: 0.003% 이하(0%는 제외), Si: 0.2% 이하(0%는 제외), Mn: 0.01~0.2%, P: 0.005~0.03%, S: 0.008% 이하, N: 0.005% 이하, 산가용 Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Ti: 0.02~0.05%, Nb: 0.002~0.03%, B: 0.0035%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 마무리 압연온도가 900~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 74~83% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 승온속도 4 ~ 7℃/s로 하여 780~830℃ 온도에서 연속 소둔하는 단계를 포함하는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 연속소둔된 강판에는, 페라이트 입내에 존재하는 크기가 50nm 이상인 TiC 석출물이 단위 면적(㎛2) 당 0.2개 이하로 분포되어 있고, 그리고 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0.1mm까지의 영역에서 재결정 조직인 페라이트가 20~50㎛ 크기로 균일하게 분포되어 있는 것을 특징으로 하는 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 제조방법.
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