KR20140081626A

KR20140081626A - 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판 및 그의 제조방법

Info

Publication number: KR20140081626A
Application number: KR1020120151574A
Authority: KR
Inventors: 진영훈; 김교성; 전영우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-21
Filing date: 2012-12-21
Publication date: 2014-07-01

Abstract

중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직이 체적분율로 마르텐사이트가 2~30%이고 잔부는 페라이트인, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 기존의 저강도 강판을 고강도강으로 대체해서 박물화가 가능하며, 생산공정 중 플루팅을 방지하기 위해서 별도의 스킨패스를 가할 필요가 없어서 공정단순화가 가능하다.

Description

내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판 및 그의 제조방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEER FOR HOME APPLIANCE WITH SUPERIOR ANTI-FLUTING PROPERTIES}

본 발명은 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

가전 제품의 외판으로 많이 사용되는 300Mpa급 저탄소 강판은 일반적으로 냉간 압연 후에 소둔과 도금 공정 및 특정한 스킨패스 압연을 거치고 다음에 도장강판 제조 라인에서 도장강판으로 만들어진 후에 최종 부품으로 성형된다. 도장강판을 제조하기 위해서는 전처리-하도(primer coating)-상도(top coating)-형상교정 설비(tension leveling)를 거치게 된다. 그런데 도장 후 소부(baking) 중에 약 60초 정도를 230℃ 정도에 있게 되며, 이러한 고온 과정에서 강판은 시효(aging)가 촉진되어 상당 수준의 항복점 연신 (yield point elongation, YP-EL) 이 발생하게 된다.

항복점 연신이 발생하면 소재는 강도 측면에서는 고강도화가 되어 유익한 점이 있는 반면에 시효가 심하게 발생한 소재로 굽힘 가공을 하는 경우 굽힘 가공된 강판에 불연속적인 변형인 꺾임이 발생한다. 이러한 꺾임은 일종의 소성힌지 (plastic hinge) 로 볼 수 있으며 이를 플루팅 (fluting) 이라고 부르고 있다.

부품에 이러한 불균일 소성변형이 발생하면 부품으로서의 기능과 상품성이 없어지게 되므로 가전업체에서는 중요한 결함으로 다루어지고 있다. 이러한 항복점 연신은 굽힘가공 뿐만 아니라 부품 성형을 위한 드로잉 가공을 하는 경우에는 소성변형이 미세하게 발생하는 플랜지 부위에 스트레처 스트레인(stretcher strain)이 발생하여 외관상의 문제가 될 수 있다.

특허문헌 1은 강 성분, 제조 프로세스 및 숏 블라스팅 조건 등을 최적화함으로써 플루팅과 같은 가공결함을 억제하여, 내시효성뿐만 아니라, 가공성 및 도장성까지 확보할 수 있는 열연강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판을 제공하는데 그 목적이 있다.

그러나 특허문헌 1은 숏블라스팅을 통해서 플루팅성을 개선하는 것으로서 공정이 복잡하고, 강판의 강도가 낮다는 단점이 있다.

한국 특허공개번호 제2012-0051388호

본 발명의 일 측면은 표면품질과 플루팅이 발생하지 않으면서 강도가 높은 가전용 강판 및 그의 제조방법을 제시하고자 한다.

그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직이 체적분율로 마르텐사이트가 2~30%이고 잔부는 페라이트인, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 Ar3 변태점 이상 1000℃이하에서 열간마무리압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 450~750℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 740~880℃의 온도범위로 연속 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 650~720℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 100~400℃까지 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 냉연강판을 10~1000초 동안 유지하는 단계를 포함하는, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 기존의 저강도 강판을 고강도강으로 대체해서 박물화가 가능하며, 생산공정 중 플루팅을 방지하기 위해서 별도의 스킨패스를 가할 필요가 없어서 공정단순화가 가능하다.

이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판 및 그의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명하도록 한다.

본 발명에서는 산화성원소인 Si, Mn, B의 비를 적절히 제어하고, 탄화물 형성원소인 Cr, Ti, Nb의 비 또한 적절히 제어함으로써, 표면품질과 플루팅이 발생하지 않으면서 부가적인 숏블라스팅이나 스킨패스를 거치지 않은 종래의 300Mpa급 소재 대비 500MPa이상의 고강도를 가지는 소재를 개발하고자 한다.

이를 위하여, 본 발명에서는 중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직이 체적분율로 마르텐사이트가 2~30%이고 잔부는 페라이트인, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판을 제공한다.

상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.

C: 0.02~0.3%

탄소(C)의 함량은 0.02~0.3%가 바람직하다. 상기 C는 강도 확보를 위하여 필요하므로 0.02%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.3%를 초과하면 용접성이 열위하게 되므로, 상기 C의 함량범위는 0.02~0.3%로 하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~1.5%

실리콘은 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하는 역할도 하며, 또한 탄화물 생성 억제를 하며 강도증가에도 기여한다. Si의 양이 0.1%미만에서는 상기 효과의 기대가 어렵고, 1.5%를 초과하게 되면 열연스케일을 유발시키며, 도금성도 나빠지므로 0.1~1.5%로 제한하였다.

Mn: 0.5~3.0%

본 발명에서 Mn은 소입성을 증가시키는 효과를 위하여 첨가하였다. 또한 Mn은 경화능을 크게 하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키는데 매우 효과적인 원소이다. 탄소의 함량이 적은 본 발명의 강에 있어서 강의 강도를 확보하기 위하여 Mn이 0.5%이상 필요하며 3.0% 초과하면 용접성이 크게 저하하며 마르텐사이트상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(Edge) 부위에 균열발생이 심해지는 문제가 있다. 또한, 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식이 증가하고 열간압연 전에 가열단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발한다. 그리고 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하며 개재물 형성으로 수소취성을 야기시킨다. 따라서 적정 범위를 0.5~3.0%로 제한하였다.

P: 0.001~0.1%

P는 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.1%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리게 된다. 따라서, 상기 P는 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.001~0.03%

S는 FeS 등의 생성에 의하여 열간취성 유발이 가능한 원소이므로, 상한을 0.03%로 제한한다.

Al: 0.01~1.5%

본 발명에서 Al의 첨가는 Si성분과 유사하게 탄화물의 석출을 억제하여 오스테나이트내 고용탄소량을 높이기 위해 첨가되었으며, 0.01%미만에서는 그 효과가 부족하여 탄화물의 생성을 억제하기 어려우며, 1.5%를 초과하게 되면 페라이트 분율의 증가에 따른 강도가 저하되는 단점이 있어서 상기와 같이 제한한다.

Ti: 0.03%이하(0% 제외)

Ti는 Al 및 B보다 N과 먼저 결합하여 TiN을 형성함으로써 N을 고갈시켜, Al 및 B 이 AlN, BN 형성하는 것을 방해한다. 0.03%를 초과하게 되면 연신율의 저하가 상당히 크게 되어 0.03%이하(0%제외)의 범위가 적절하다.

Nb: 0.05%이하(0% 제외)

강도확보를 위해 Nb를 첨가하였으며, 0.05%를 초과시 강도증가효과를 더이상 기대하기 어렵고, 연신율의 급격한 감소가 발생하므로 상한을 0.05%로 한정하였다.

Cr: 1.0%이하(0% 제외)

Cr의 경우도 Mn과 마찬가지로 소입성 향상을 통해 강도의 증가를 가져오는 원소로 첨가하였으며, 1.0%를 초과하게 되면 강도증가는 크지만, 연신율이 크게 감소하여 1.0%이하로 제한하였다.

Mo: 0.3%이하(0% 제외)

Mo를 소량 첨가해도 강도증가의 효과측면에서 우수하므로 첨가하였으며, 0.3%를 초과하게 되면, Cr과 마찬가지로 연신율의 감소가 크게 되므로 0.3%이하로 제한하였다.

N: 0.001~0.03%

일반적으로, N은 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 탄소보다 우수하다. 고용된 N성분은 C함량이 적은 경우 C과 유사한 역할을 하여 최소 0.001%이상의 함량이 필요하지만, N 성분이 0.03%을 초과하게 되면 고용되지 않은 N에 의해 표면에 기포가 발생하는 등 여러 결함이 발생하므로 성분함량을 0.03%이하로 제한하였다.

B: 0.002% 이하(0% 제외)

B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분이지만, 0.002%를 초과해서 첨가하면 재결정 온도를 상승시켜서 용접성을 열화시킨다.

Sb: 0.005~0.05%

Sb는 적절한 양인 0.005~0.05%를 첨가하면 표면특성을 개선시키며 표면탈탄방지 효과가 있으나, 0.05%를 초과하여 첨가하면 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 오히려 나빠지게 된다. 따라서 본 발명에서는 0.005~0.05%로 한정한다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상기와 같은 성분계를 만족하는 본 발명의 가전용 강판의 미세조직이 체적분율로 마르텐사이트가 2~30%이고, 잔부가 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 마르텐사이트 체적분율이 2% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 높은 인장강도를 확보할 수 없고, 가동전위가 적은 반면, 30체적%를 초과하면 성형성에 필요한 연신율이 급격히 저하될 수 있으므로, 상기 마르텐사이트의 체적분율은 2~30%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 마르텐사이트 외에 체적분율로 5% 미만의 베이나이트를 함유하여도 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보할 수 있다.

일반 가전용 저탄소강판은 시효현상이 발생하게 되는데, 이는 미세조직상 전위가 거의 없는 페라이트상에서의 탄소의 확산에 의해서 발생하게 되는 것이다. 본 발명에서는 미세조직의 구성상 중 마르텐사이트 주변의 다량의 가동전위를 통해 이러한 탄소의 확산을 억제하여 플루팅현상을 방지할 수 있다.

본 발명의 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판을 제조하는 방법은 다음과 같다.

먼저, 상기 성분계를 만족하는 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하고, 상기 재가열된 슬라브를 Ar3 변태점 이상 1000℃이하에서 열간마무리압연한다.

이와 같은 과정을 통해 냉간압연성을 위한 최적의 조직을 얻을 수 있다. 재가열온도는 1050℃ 미만에서는 최종 열간마무리 온도가 페라이트상의 생성역까지 내려가므로 냉연 후 최종조직으로 이상조대립이 생성되어 결함이 유발된다. 그리고 1300℃ 초과에서는 표면에 스케일이 많이 발생하어 열간압연성이 나빠진다. 열간마무리 압연은 Ar3~1000℃가 최적영역이다. Ar3 미만에서 열간압연을 하면 오스테나이트 단상이 아닌 페라이트가 생기게 되므로 최종조직에 이상조대립을 유발하게 된다. 1000℃ 초과에서는 오스테나이트의 결정립이 조대해져서 최종제품의 강도가 매우 저하된다.

이어서, 상기 열간압연된 강판을 450~750℃에서 권취하고, 상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연한다.

이러한 과정을 통해 페라이트와 펄라이트의 조직을 생성하게 된다. 450℃ 미만에서 권취하면 베이나이트와 마르텐사이트가 생성되어 냉간압연성이 나빠지며, 750℃ 초과에서 권취하면 열연강판의 강도가 낮아지게 된다.

상기 냉간압연된 강판을 740~880℃의 온도범위로 연속 소둔한다.

이를 통해 최적의 페라이트와 오스테나이트 분율을 얻을 수 있다. 740℃ 미만에서 소둔하면 오스테나이트 분율이 매우 적으며, 880℃ 초과에서 소둔하면 페라이트 조직이 매우 적게 되어 바람직하지 않다.

상기 소둔된 냉연강판을 650~720℃까지 1차 냉각하고 나서, 100~400℃까지 2차 냉각한 후, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 10~1000초 동안 유지한다.

이를 통해 최종 제품의 강도를 500MPa이상 확보할 수 있으며, 상기 각각의 수치범위를 벗어나게 되는 경우 강도의 저하 현상이 발생 하거나, 강도는 500Mpa 이상 확보하더라도 연신율이 5%이상 급격히 감소해서 성형성 자체가 나빠지므로 바람직하지 않다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

[ 실시예 ]

표 1에 나타낸 조성을 가진 강 슬라브를 각각 진공용해하고, 가열로에서 1200℃에서 1 시간 동안 재가열하고, 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이 때, 열간압연은 900℃ 온도에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 550℃로 하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 60%로 하여 냉간압연을 실시하였다.

상기 냉간압연된 강판을 800℃에서 연속 소둔하고, 상기 소둔된 냉연강판을 680℃까지 1차 냉각하였으며, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 300℃까지 2차 냉각한 후 180초 동안 유지하여 강판을 제조하였다.

표 1의 발명강과 비교강에 대하여 미세조직을 관찰한 결과, 체적분율로 발명강 1의 마르텐사이트 분율은 8%, 발명강 2의 마르텐사이트 분율은 11%, 발명강 3의 마르텐사이트 분율은 14%였으며, 비교강 1~3번은 마르텐사이트 분율은 0%였다.

하기 표 2는 상기 조건으로 제조한 제품의 YP-EL과 인장강도 실적이다.

발명강의 강도는 모두 500Mpa를 넘었으며, 비교강의 강도는 약 300~350Mpa 수준임을 알 수 있다.

준비된 각각의 발명강과 비교강의 인장시험편에 대하여 가전용강판의 코팅공정과 유사하게 2단계의 열처리를 통하여 모사를 하였다. 발명강 및 비교강의 열처리 조건, 플루팅성(YP-EL이 낮을수록 내플루팅성이 우수함) 및 인장강도를 측정하여 그 결과를 표 3에 나타내었다.

상기 표 3의 결과를 통해 발명강의 경우 원 제품의 강도와 유사하게 비교강 대비 강도가 월등히 높으며 모두 500MPa 이상으로 나타났고, 플루팅성을 결정짓는 인자인 YP-EL의 값이 매우 저감된 것을 알 수 있다.

즉, 본 발명을 통해 별도의 숏블라스팅이나 스킨패스를 실시하지 않고서도, 내플루팅성을 가지면서 강판의 고강도화가 가능함을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
미세조직이 체적분율로 마르텐사이트가 2~30%이고 잔부는 페라이트인, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판의 인장강도가 500Mpa 이상인 것인, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판의 미세조직은 체적분율로 5% 미만의 베이나이트를 더 포함하는, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판.
중량%로, C: 0.02~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.5~3.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.01~1.5%, Ti: 0.03%이하(0% 제외), Nb: 0.05%이하(0% 제외), Cr: 1.0%이하(0% 제외), Mo: 0.3%이하(0% 제외), N: 0.001~0.03%, B: 0.002% 이하(0% 제외), Sb: 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 Ar3 변태점 이상 1000℃이하에서 열간마무리압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 450~750℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 740~880℃의 온도범위로 연속 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판을 650~720℃까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 냉연강판을 100~400℃까지 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 냉연강판을 10~1000초 동안 유지하는 단계를 포함하는, 내플루팅성이 우수한 고강도 가전용 강판의 제조방법.