KR20150072751A - 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 저탄소계 강재의 조성 및 공정조건을 정밀히 제어함으로써, 프레스 가공 시에 크랙이 발생하지 않으며 가공 후에 판의 뒤틀림을 최소화할 수 있는 박판의 아연도금 냉연강판을 제조할 수 있는 방법을 제공한다.

Description

가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판 및 그 제조방법{LOW-CARBON COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT PRESS FORMABILITY AND MANUFACTURING METHOD THE SAME}

본 발명은 전자제품 부품, 판넬류, 프레임 등에 사용되는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

저탄소계 냉연강판은 가전제품의 부품 특히, 판넬류 등에 많이 사용되고 있다. 이러한 부품은 일반적으로 프레스 가공을 통해, 엠보싱부, 벤딩부 등 다소 복잡한 형상이 만들어지고 있다. 이러한 부품은 제품을 지지하는 역할을 하기 때문에 일정 수준 이상의 강도가 요구되고, 일체화 성형을 통해 제품의 형성을 만들기 위해서는 높은 성형성도 필요로 한다. 이러한 점을 고려하여, 보통 프레스 성형용 제품의 판넬 소재는 탄소(C)의 조성범위가 200~400 wt.ppm 수준인 저탄소계 냉연강판을 주로 이용한다.

최근에 가전 제품의 부품용 소재의 박물화가 진행되고, 보다 복잡한 성형 방법이 사용되기 시작하면서, 기존에 사용되던 소재가 성형시에 크랙이 발생하고, 그 강도가 매우 높아 성형 후에 뒤틀림이 발생하는 문제가 제기되어 성형성이 높은 냉연강판에 대한 요구가 대두되고 있다.

이러한 요구에 부응하고자 C의 함량이 40 wt.ppm 이하인 극저탄소계 강재에 Mn, Si, P, Ti 등의 성분을 다량 포함시켜, 고용강화 내지 석출강화를 이용해 강도와 성형성을 동시에 확보하고자 하는 방법이 사용되어 왔다. 일예로서, 특허문헌 1 (일본 공개특허 제1995-070726호)에는 C의 함량이 0.003중량% 이하의 극저탄소계 강재 내에 티타늄(Ti)을 0.01~0.015중량% 포함하는 아연도금 강판이 개시되어 있다. 상기 Ti는 TiC, TiS, TiN 등 석출물을 형성함으로써, 딥드로잉성(Deep drawability)에 악영향을 미치는 C, S, N과 같은 고용원소를 감소시켜 주고, 그 결과 냉연강판의 성형성을 확보할 수 있다고 해주는 것이다.

그러나, 극저탄소계 냉연강판에 합금원소를 추가하여 성형성을 확보하는 종래방법은 고가의 합금원소를 사용함에 따라 소재의 가격 경쟁력을 저하시킬 뿐만 아니라, 제품 생산시에 여러가지 결함이 발생하는 문제점이 있다. 이러한 문제를 고려하여, 극저탄소계가 아니라, 저탄소 계열의 강종에서 우수한 프레스 성형성을 갖는 강재의 개발 필요성이 제기되고 있다.

일본 공개특허 제1995-070726호

본 발명의 일측면은 우수한 강도와 성형성을 확보하는 동시에, 가공시에 크랙이 발생하지 않으며, 가공 후에도 판의 뒤틀림을 최소화할 수 있는 가공성이 우수한 냉연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

상기 Cu와 S의 함량은 8 ≤ Cu/S ≤ 20을 만족하고, 상기 Cu, S, B, N의 함량은 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 을 만족하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판을 제공한다.

본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cu와 S의 함량은 8 ≤ Cu/S ≤ 20을 만족하고, 상기 Cu,S, B, N의 함량은 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 을 만족하는 강슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;

상기 열연강판을 하기 [식 1]의 온도범위에서 권취하는 단계;

상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및

상기 냉간압연 후 650~850℃의 온도에서 연속소둔하는 단계

를 포함하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

[식 1]

650≤ 권취온도(℃) ≤ 775-3200*C (C는 탄소의 함량(중량%))

본 발명에 의하면, 프레스 가공 시에 크랙이 발생하지 않고 가공 후에 판의 뒤틀림을 최소화할 수 있는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판을 제공해 준다.

이 가공성이 우수한 냉연강판을 사용하면, 성형 가공이 요구되는 각종 가전제품의 외부 판넬, 프레임 또는 부품용으로 사용될 수 있다. 특히, 높은 강도와 성형성이 동시에 요구되는 것으로서 박물의 제품 프레임으로서 복잡한 성형 가공이 행해지는 경우에 더욱 유용하게 사용될 수 있다.

도 1은 발명예 1의 미세조직에 대한 광학 현미경 사진임.
도 2 및 도 3은 비교예 3의 미세조직에 대한 광학 현미경 사진임.
도 4는 발명예 1의 석출물을 나타내는 TEM 사진임.

이하, 다양한 실시예 및 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 기술구성을 보다 상세히 설명한다.

본 발명은 각종 가전제품의 부품용으로 사용되는 냉연강판과 여기에 아연도금을 적용한 아연도금강판에 대상으로 한다. 가전제품의 부품으로 사용되기 위해서는 제품을 지지할 수 있도록 일정 이상의 강도가 필요하다. 그러나, 강재의 강도가 너무 높으면 강재를 성형하였을 때에 성형부에 크랙이 발생할 수 있고 성형 후에도 판의 뒤틀림이 발생하여 이를 보정하기 어렵다는 문제점이 있다. 본 발명자들은 이러한 문제점을 해결하기 위하여, 저탄소계 강재에 있어서 합금원소의 종류 및 그 함량, 미세조직, 공정조건 등을 적절히 제어함으로써 강도와 성형성을 동시에 확보할 수 있는 냉연강판을 제조할 수 있음을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

먼저, 본 발명의 냉연강판의 조성은 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 이하에서는 각 합금원소의 특성 및 조성범위의 임계적 의의에 대해 설명한다.

탄소(C): 0.01~0.25중량%

C는 강재의 강도를 확보하기 위한 조직 제어를 위해서 첨가되는 가장 기본적인 합금원소이다. 강재의 합금원소는 강 내의 고용탄소의 함량에 좌우되는데, C의 함량이 0.01중량% 미만이면, 강 내에 고용되는 C의 함량이 너무 작아 고용강화의 효과가 미미하고, 이로 인해 강도가 낮아지는 문제가 발생한다. C의 함량이 0.01~0.025중량% 수준의 경우에는 C의 함량에 의해 재질이 변화하는 구간이 발생하게 되는데, 0.02중량%를 기점으로 강재 내에 탄화물이 석출되기 때문이다. 따라서 이 구간은 탄화물의 석출과 C의 고용도가 평형으로 강도가 안정적으로 변화하는 구간이다.

그러나, C의 함량이 0.025중량%를 초과하게 되면, C의 함량이 증가함에 따라 탄화물이 최대 석출된 이후에 고용강화가 다시 시작되므로 강도가 증가하고, 시효지수가 증가하는 경향을 보이므로, 0.025중량%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

추가적으로 상기 C의 함량은 0.01 ≤ C (중량%) ≤ (775-권취온도)/3200의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 이는 냉연강판을 아연도금하는 경우, 아연도금 후에 표면에 생성되는 결함을 방지하기 위함이다. 즉, 권취온도가 높으면, 권취 중 표면에 생성된 스케일의 산소가 강내의 탄소와 반응하여, 표면에 산세가 잘 일어나지 않는 스케일이 발생하게 되어, 아연 도금시 결정 배향에 영향을 미치는 현상이 발생하기 때문이다.

망간(Mn): 0.01~0.25중량%

Mn은 강 중에 고용강화를 통해 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그러나, Mn의 함량이 높아 MnS가 조대하게 형성될 경우, 오히려 강도를 저하시킬 수 있기 때문에 Mn 함량의 조절이 중요하다. Mn의 함량이 0.01중량% 미만이면 충분한 강도 증가 효과를 기대할 수 없는 반면에, Mn의 함량이 0.25중량%를 초과하면 중심 편석대의 형성으로 열간압연 시 결함이 발생할 수 있다.

구리(Cu): 0.05~0.2중량%

Cu는 강중에 S와 함께 미세하게 석출되어 존재한다. 이때 C의 함량이 0.05중량% 미만이면 Cu의 함량이 적어서, S와 석출물로 형성되는 양이 본 발명의 복합 석출 효과를 기대하기에 충분하지 않다. Cu의 함량이 0.2중량%를 초과하게 되면 제강공정 중 Cu가 표면 결함의 일종인 스타 크랙(star crack)을 발생시킬 수 있다.

보다 바람직한 Cu의 함량은 S와 함께 석출물을 형성할 수 있도록, CuS 내지 Cu₂S의 석출물을 형성할 수 있는 중량비로 8 ≤ Cu/S ≤ 20의 관계를 만족하는 것이다. 상기 관계식은 강 중 CuS를 적절히 석출하기 위한 최적의 조건을 나타낸 것으로서, Cu/S의 값이 8 미만이 경우에는 S의 함량이 높은 경우로서, 고온에서 FeS나 MnS 등으로 기타 석출물이 형성될 가능성이 있다. 한편, 20을 초과하여, Cu의 함량이 너무 높을 경우에는 액상취화로 인한 딱지 결함(edge scrab) 등 열간압연 상의 문제가 발생할 수 있다. 본 발명에서 Cu의 함량과 S의 함량에 의한 적열 취성 등을 방지하고, 재가열시 FeS 형성을 방기하기 위해, 재가열 온도를 한정한다.

보론(B): 0.0005~0.0024중량%

B는 강 내에 BN 석출물을 형성하여, 강의 고용질소를 저감하는 효과와 함께 최종 결정립의 크기를 조대하게 형성하는 작용을 하는 합금원소이다. 이때 B의 함량이 0.0005중량% 미만인 경우에는 BN으로 석출되는 양이 매우 적어 원하는 효과를 발휘하지 못하게 된다. 반면에, B의 함량이 0.0024중량%를 초과하면 강 중의 질소와 결합을 한 후에 남는 B가 입계에 편석되어 자유보론(Free B)으로 남게 되는 현상을 보일 가능성이 높아진다. 이는 제강 및 연주 공정에서 딱지 흠결 등을 유발할 수 있으며, 최종적으로는 강재의 입계에 편석하여 강도를 올리는 역효과를 가져올 수 있으므로, 강 중 B의 함량은 0.0024중량%를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.004~0.012중량%

S는 Cu와 함께 CuS 내지 Cu₂S 석출물을 형성한다. 이 석출물들은 본 발명의 목적을 달성하기 위해 중요한 역할을 하는 것이므로, S의 함량 제어는 매우 중요하다. S의 함량이 0.004중량% 미만이면, CuS 석출물의 형성이 적어져 기대하는 효과인 CuS와 BN 복합 석출이 용이하지 않게 된다. 반면에 S의 함량이 0.012중량%를 초과하면 FeS의 형성으로 고온 취성이 일어나게 되므로, S의 함량은 0.012중량%를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.002~0.004중량%

N은 B와 함께 BN 석출물을 형성한다. N의 함량은 CuS와 BN 복합 석출을 위해 중요하다. N은 강 중에 불가피한 원소로서 함유되는 경우가 많으므로, 그 함량을 0.002중량% 미만으로 제어하는 것은 어렵다. 반면에 N의 함량이 0.004중량%를 초과하면 강 중에 고용원소로 존재하여 강의 강도를 증가시키는 효과 및 시효지수를 증가시키는 현상이 있어, N의 함량은 0.004중량%를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

상기 Cu, S, B 및 N의 함량은 중량비로, 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계를 만족하는 경우에, CuS와 BN 복합 석출이 용이하게 이루어지게 된다. 본 발명의 물리적 특성을 확보하기 위한 석출물을 형성하기 위해서는 상기 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.03~0.045중량%

Al은 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 제강공정시 탈산제로서 작용한다. 본 발명의 대상이 되는 강종은 Al 탈산 강종으로, Al의 함량을 0.03중량% 미만으로 할 경우, 탈산 능력이 저하된다. 또한, 충분이 제거되지 않은 질소가 고용되는 것을 방지하기 위해, 낮은 온도에서 AlN을 형성시키고자 0.03중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에, Al의 함량이 0.045중량%를 초과하면, Al으로 인한 강화효과 및 고온에서의 AlN 석출이 우려되므로, 본 발명에서는 0.045중량%를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

상기 조성이외에 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 철강제조과정의 기술자라면 이해되는 것이다.

본 발명 냉연강판의 미세조직은 페라이트를 기지조직으로 하며, 일부 세멘타이트를 포함할 수 있다. 상기 세멘타이트 탄화물은 면적 분율로 5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 세멘타이트의 분율이 5 면적%를 초과하는 경우에는 가공시에 강재 내 크랙이 발생할 수 있는 시점이 될 수 있을 뿐만 아니라, 열처리 온도로 인해 강재의 열화가 우려될 수 있기 때문이다.

한편, 상기 페라이트의 결정립의 입경은 원상당직경 15~30㎛인 것이 바람직하다. 상기 결정립의 크기가 15㎛보다 미세할 경우에는 발명에서 목적하는 강도보다 높아지는 문제가 있으며, 30㎛보다 조대할 경우에는 가공 후 가공부위에 오렌지 필(orange peel)과 같은 결함이 발생할 가능성이 있다.

본 발명의 냉연강판은 강 중에 석출물을 포함하는 것이 바람직하며, 상기 석출물은 MnS, CuS, Cu₂S, BN, CuS+BN 등인 것이 바람직하며, CuS+BN의 복합석출물인 것이 보다 바람직하다. 상기 석출물은 강 중에 면적 분율로 2~7% 포함하는 것이바람직하다. 상기 석출물의 종류는 CuS를 기반으로 한 CuS, CuS+BN 복합 석출물이 형성되는 것이 보다 바람직하다.

상기 석출물의 조대화로 인해 입도 미세화의 억제 효과를 얻기 위해서는 상기 석출물의 평균 입도가 70㎚ 이상인 것이 바람직하며, 70㎚ 미만일 경우에는 석출물의 입도가 미세하여 석출강화 효과를 가질 수 없으며, 본 발명에서 확보하고자 하는 조대 석출물의 BN 석출핵 생성 효과를 충분히 얻지 못한다. 상기 석출물의 입도를 제어하기 위해서는 적절한 재가열 온도가 필요하며, 본 발명에서는 재가열 시 Cu가 재고용, 석출되어 미세하게 되는 것을 방지하기 위해 그 재가열 온도를 1250℃ 미만으로 한다.

본 발명의 냉연강판은 항복강도의 범위가 150~200MPa가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 항복강도는 통상적으로 0.2% off-set방법으로 측정한 것을 기준으로 한다. 항복강도가 150MPa 미만이면 강도가 낮아 요구하는 제품의 지지 성능이 떨어지게 되므로 최종 제품이 휘어지거나 덴트가 발생될 수 있다. 반면에, 항복강도가 200MPa를 초과하면 제품의 뒤틀림 현상 및 엠보싱 부위나 굽힘 부위에서 크랙이 발생할 가능성이 높아진다.

다음으로, 본 발명 냉연강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cu와 S의 함량은 8 ≤ Cu/S ≤ 20을 만족하고, 상기 Cu,S, B, N의 함량은 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 을 만족하는 강슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 하기 [식 1]의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연 후 650~850℃의 온도에서 연속소둔하는 단계를 포함한다.

[식 1]

650≤ 권취온도(℃) ≤ 775-3200*C (C는 탄소의 함량(중량%))

먼저, 본 발명에서는 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1250℃의 온도로 재가열한다. α-Cu₂S의 석출 온도가 1130℃ 부근이므로, 슬라브의 가열 시 Cu₂S가 용해되어 재고용되는 것을 방지하기 위해 재가열 온도를 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이는 일반적인 가열 온도에 비해 낮은 범위에 속하는 가열온도이다. 또한, 열간압연 마무리 온도의 안정적 확보를 위해 재가열 온도는 1100℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.

상기 조압연은 초반 온도를 확보하여 변형유기 석출을 시키기 위해 조압연 마무리 온도를 1000℃ 이상에서 하는 것이 바람직하다.

상기 열간 마무리 압연은 재가열된 슬라브를 조압연한 후 Ar3 온도 이상에서 열간 마무리압연한다. 이와 같이 열간압연 마무리 온도는 Ar3 온도 이상으로 한정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 오스테나이트 단상영역에서 압연을 하기 위함이다. 더욱 바람직하게는, 오스테나이트 단상영역에서의 압연 효과를 최대화하기 위해서는 열간 마무리압연 온도를 Ar3~1000℃로 한다. 이 밖에, 상기 열간 마무리압연에 있어 압하율과 냉각조건은 특별히 한정하지 않는다.

열간 압연 후 권취는 적합한 냉간 압연성을 얻기 위해서, 650℃ 이상에서 행하고, 최종 냉연재 표면에 생성될 수 있는 결함을 해소하기 위해 770℃ 이하에서 핸하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 이러한 표면 결함은 C의 함량과도 연관성이 있으므로, 상기 권취온도를 하기 [식 1]에 따라 제어할 수 있다.

[식 1]

650≤ 권취온도(℃) ≤ 775-3200*C (C는 탄소의 함량(중량%))

상기 열연강판의 두께는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 예를 들면, 2.0~5.0㎜가 바람직하다.

열간압연 공정이 완료된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 냉간 압하율은 본 발명에서 최종 소재의 두께를 결정하는 것으로서, 50~90%로 제한하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 상기 냉간압하율이 50% 미만인 경우에는 목표 두께를 확보하기 어렵고, 90%를 초과하는 경우에는 압연성이 떨어지는 문제가 있기 때문이다.

냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 650~850℃의 소둔온도에서 연속소둔을 실시한다. 상기 소둔온도가 650℃ 미만인 경우에는 강재의 재결정이 충분하게 일어나지 않아 높은 전위 밀도로 인해 강도와 연성이 열위해지는 문제가 있고, 850℃를 초과하는 경우에는 히트 버클(heat buckle)등이 일어나기 쉽다. 연속소둔 공정까지 완료된 냉연강판의 미세조직은 최종 결정립의 크기가 15~30㎛이 되도록 하는 것이 바람직하다.

또한, 바람직하게는 냉간압연 및 연속소둔 후에 최종 소재를 최종 제품의 두께의 편차(±) 5%의 조질 연신율로 조질압연할 수도 있다. 본 발명 소재의 경우, 고용 C, N 등의 존재로 항복점 연신현상이 발생할 경우 항복점(Yield Point)가 높아지는 문제가 생기므로 조질 연신율을 제어하여 항복점 연신 현상의 발생을 억제하는 것이 중요하다. 조질압연 연신율은 최종 제품 두께 (0.5 ~ 3.0mm) ± 0.5% 내외로 하며, 조질 연신율이 낮을 경우 항복점 연신현상의 발생으로 인한 재질 경화의 위험이 있으며, 조질 연신율이 높을 경우 가공경화에 의한 재질 경화 및 연신율 하락의 위험이 있어 그 범위를 위와 같이 한정하는 것이 바람직하다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Nb, Ti, P, Mn 등의 원소를 배제하고 상대적으로 저원가인 B, Cu, S 등의 합금을 이용하여 프레스 성형에 사용되는 강재의 항복강도를 낮추고 연성을 높이는 등 프레스 가공성을 높이는 데 그 의의가 있다.

이하, 본 발명이 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하고자 하는 것은 아니다.

(실시예 1)

하기 표 1의 조성을 갖는 강을 제조하였으며, 성분은 실적치를 표기한 것이다. 이러한 표 1의 조성을 갖는 강을 표 2의 공정조건(열간, 냉간)으로 제조하였고, 그 결과를 표 3에 나타내었다.

구분	C	Mn	B	S	N	Al	Cu	Cu/S	(Cu/S)*(B/N)
발명강 1	0.015	0.05	0.002	0.006	0.0021	0.035	0.10	16.67	15.88
발명강 2	0.018	0.05	0.0015	0.009	0.0025	0.032	0.17	18.89	11.33
발명강 3	0.02	0.05	0.0007	0.005	0.003	0.036	0.05	10	2.33
비교강 1	0.020	0.05	0.0025	0.008	0.0030	0.040	0.25	31.25	26.4
비교강 2	0.020	0.05	0	0.006	0.0020	0.035	0.11	18.33	0
비교강 3	0.040	0.05	0.002	0.006	0.0025	0.035	0.09	15	12
비교강 4	0.020	0.05	0.003	0.002	0.0020	0.040	0.10	50	75

구분	SRT(℃)	FDT(℃)	CT(℃)	냉간압연율(%)	소둔온도(℃)
제법 1	1120	920	400	75	820
제법 2	1120	920	660	75	820
제법 3	1120	920	760	75	820
제법 4	1280	920	660	75	820
제법 5	1120	920	660	75	550

강재	제조방법	석출물		페라이트 결정입경(㎛)	YP (MPa)	El (%)	775-CT(℃)-3200*C	표면결함유무	V-bending시 크랙	열연 Edge Crack	비고
		분율 (면적%)	평균입도(㎛)
발명강1	제법1	2.1	78	14	205	43	327	No	No	No	비교예1
발명강1	제법2	2.2	83	23	178	46	67	No	No	No	발명예1
발명강1	제법3	2.3	93	25	172	47	-33	Yes	No	No	비교예2
발명강1	제법4	0.8	55	10	225	38	67	No	Yes	Yes	비교예3
발명강2	제법2	2.2	93	28	182	45	67	No	No	No	발명예2
발명강3	제법2	2.3	82	22	189	44	67	No	No	No	발명예3
발명강1	제법5	2.0	80	-	275	3.5	67	No	Yes	No	비교예4
비교강1	제법2	2.8	132	18	210	40	51	No	Yes	Yes	비교예5
비교강2	제법2	0.5	38	9	208	40	67	No	Yes	No	비교예6
비교강3	제법2	2.0	72	11	218	38	-13	Yes	Yes	No	비교예7
비교강4	제법2	0.3	22	10	221	41	67	No	Yes	No	비교예8

표 1에서 보듯이 본 발명에서 규정한 합금원소의 조성범위를 만족하는 것이 발명강 1이다. 본 발명강 1의 비교강으로서 비교강 1~4를 선정하였다. 비교강 1~4는 본 발명의 조성범위를 벗어난 것으로, 본 발명에서 원하는 효과를 달성하기 어려운 조성범위를 나타낸다.

이러한 성분을 표 2에 규정된 제조방법 1~5의 공정조건 하에서 열간압연-냉간압연을 수행하였다. 이때 열간압연의 슬라브 재가열 온도(SRT)는 동일하게 낮은 단위인 1120℃와 높은 단위인 1280℃의 두 가지 온도로 설정하였으며, 마무리 압연온도(FDT)는 동일하게 920℃로 설정하였다. 그리고 표면 결함에 영향을 미치는 열연 마무리압연 후 권취온도(CT)를 400, 660, 760℃ 등으로 다양하게 실험하였다. 냉간압연 조건 중 냉간 압연율은 동일하게 75%로 설정하였으며, 냉연 소둔온도도 대부분 820℃를 기준으로 설정하였다. 다만, 제조방법 5의 경우 냉연 소둔온도를 550도로 설정하였다. 냉간압연 조건 중 조질 연신율의 경우, 일반적으로 1%를 기준으로 두었다.

강재의 성분과 제조방법의 조합으로 만들어진 냉간압연-소둔재의 물성을 조사한 것이 표 3이다. 석출물의 분율은 다수의 TEM 관찰을 통해 CuS와 BN의 분율을 측정하였으며, 최종 제품의 페라이트 결정립도는 광학 현미경 촬영을 통해 측정한 ASTM number를 마이크로미터 단위로 환산한 것이다. 물성은 일반적인 일축인장 시험기를 활용하여, 10mm/min.의 cross-head speed로 제어하여 얻은 값을 나타낸 것이며, 표면 결함은 최종 CR재의 표면에 압연 방향으로 흐름 무늬의 결함이 발생하는지 유무를 육안으로 확인한 것이다. V-bending은 굴곡부의 radious가 r=0 인 V형태의 다이(die)에 시험편을 위치시키고, 90도 형상의 radious가 0인 프레스의 cross-head speed를 5mm/min.으로 제어하여 시편이 die와 밀착될 때까지 누른 후 프레스를 제거하였을 때 90도로 굽혀진 부분에서 crack 이 나타나는 정도를 표현한 것이다. 열연 Edge Crack은 열간압연 후 열간압연 시험편의 양쪽 측면에 톱귀 모양의 crack이 발생한 것의 유무를 나타낸 것이다.

실험 결과, 발명강 1의 성분을 이용하여, 제조방법 1로 제조한 경우, 항복강도가 205MPa 수준으로 관찰되었다. 이에 비해 발명강 1 내지 3의 성분을 제조방법 2로 제조한 경우에는 일반 CT로 제조한 결과의 항복강도가 178~189MPa 수준으로 관찰되었다. 이는 제조방법 1의 낮은 권취온도로 인해 열연재의 미세조직이 충분히 성장하지 못하였고, 이것이 최종 냉연재의 물성에 영향을 미친 것으로 파악된다. 실제 두 제조법의 차이는 약 9㎛ 가량의 결정립크기 차이를 나타내었다.

상기 발명강 1의 성분을 이용하여, 제조방법 1로 제조한 경우, 기본적인 물성이 본 발명에서 요구하는 것을 만족하기는 하지만, 권취온도가 너무 낮아, 냉간 압연시, 압연성이 저하되는 문제가 존재하였으므로, 본 발명에서 비교예로 분류한다.

발명강 1의 성분을 제조방법 3의 권취온도 760도로 권취하였을 경우에는 열간압연재의 결정립 성장에 의해 항복강도는 6MPa 수준 낮아졌지만, 높은 권취온도로 인해 판재 표면에서 결함을 관찰할 수 있었다. 본 표면 결함을 일종의 스케일성 결함으로 판재 중심부에 주로 나타나며, 권취된 코일의 선단부와 후단부에서는 관찰이 되지 않는 특징이 있었다. 이는 권취온도와 내부 C의 상관성을 가지며 나타나는 것으로 보인다. 고로 본 소재는 권취온도를 낮게 관리하는 것이 중요하다.

실제로, 비교강 3과 같이 C의 함량이 0.04중량%로 높은 경우에는 제조방법 2의 660℃로 권취를 하더라도 발명강 1에서 보이지 않던 표면 결함이 발생하고 있는 것을 확인할 수 있으며, 이는 표면 결함의 생성에 권취온도와 C의 함량이 동시에 작용하고 있음을 알려준다.

다음으로, 본 발명의 성분계에 속하는 발명강 1를 이용하여, 제조방법 4, 5로 제조한 후의 냉연재의 물성을 확인하였다. 이때 발명강 1를 이용하여 제조방법 2로 작업한 결과, 항복강도 178 MPa수준, 결정립도 23㎛ 가량의 목적하는 물성을 얻을 수 있었는데 반해, 제조방법 4의 경우에는 높은 재가열 온도로 인해 Cu가 강중 재고용되고, 이것이 충분히 CuS로 석출되지 않고 남아 항복강도가 225MPa 수준, 결정립도도 10㎛ 수준으로 확인되었다. 따라서, 본 발명에서 원하는 항복강도와 연신율 수준을 확보하기 위해서는 강의 재가열 온도를 낮춰 작업하는 것이 필요하다. 그리고, 발명강 1을 이용하여 제조방법 5로 제조한 경우에는 낮은 소둔온도로 인해 충분히 재결정이 일어나지 않은 미재결정 결정립으로 인해 강도가 275MPa, 연신율이 3.5% 수준으로 낮게 확인되었다.

비교강 1의 경우 C의 범위는 발명강과 유사하지만, 강 중 존재하는 Cu의 함량이 0.25중량%로 많았다. 본 강재의 경우, 강 내부에 조대한 CuS가 생성되어 일부 CuS+BN의 복합 석출물 형태를 관찰하였으나, 그 항복강도가 Cu의 고용강화 효과로 인해 210MPa 수준으로 높았다. 또한, 본 강종의 경우 슬라브의 에지(Edge)부에 다수의 크랙이 발견되었으며, 열간 압연 시에 상기 크랙으로 인해 딱지흠 모양의 결함이 발견되어 최종 제품으로 냉간압연하기 어려웠다. 이는 강 중에 Cu의 녹는점이 낮아서 액상 Cu가 연주 단계에서 결정립계를 통해 전파되어 crack을 형성시키는 star crack이 원인인 것으로 알려져 있으나, 본 강종에서는 이를 해결하기 위한 Ni 등을 배제한 것이 원인이다.

그리고 Cu의 함량과 C의 범위가 발명강과 유사한 수준이지만, B이 첨가되지 않은 비교강 2의 경우, TEM 관찰 결과 미세한 CuS만 석출되고 있었으며 이것은 결정립의 미세화를 촉진, 최종 결정립 크기가 9㎛ 수준으로 작아지게 하고, 미세한 CuS의 석출로 인한 석출 강화 효과로 오히려 강도가 상승하는 현상을 보였다.

비교강 3의 경우 C의 함량이 0.04중량%로 많고, 이로 인해 표면 결함이 발생하였다. 또한 C의 함량으로 인해 강도가 높고, bending 시 크랙이 발생하는 특징이 있었다.

비교강 4의 경우, C, Cu 등의 원소들은 발명강의 성분 범위를 만족하나 S의 함량이 0.002중량% 수준으로 낮아, CuS의 형성이 거의 이뤄지지 않은 것을 확인할 수 있었다. 이런 경우 미세한 BN가 강중에 형성되어 있으나, 충분히 형성되지 못하여 남은 질소가 AlN화 석출되어 결정립 크기를 감소하는 효과로 작용하여 강도가 높아지는 현상을 보였다.

각각 강종과 제조방법에 따른 V-Bending 후 벤딩부 크랙의 발생 유무를 [표 3]에 나타내었다. 표 3에서 V-Bending 시 크랙의 발생 유무는 항복강도와 연신율과 관계가 있음을 알 수 있었는데, 항복강도가 205MPa 이하 및 연신율이 43% 이상인 경우에만 V-bending 시 결함이 발생하지 않았다.

(실시예 2)

도 1은 상기 실시예 1에서 발명강 1을 제조방법 2를 이용하여 제조한 최종 냉연재의 미세조직 사진이고, 도 2는 발명강 1을 제조법 4를 통해 제조한 최종 냉연재의 미세조직 사진이며, 도 3은 비교강 2를 제조방법 2를 이용하여 제조한 최종 냉연재의 미세조직 사진이다.

도 1의 경우에는 결정립도가 23㎛ 수준으로 조대한데 반해, 도 2 및 도 3의 경우에는 각각 결정립도가 10, 9㎛ 수준으로 미세하게 나타났다. 이것이 최종 냉연재의 항복강도의 차이를 유발하는 것으로 보인다.

도 4는 본 발명에서 다량 존재하는 50 ~ 100nm 크기의 CuS+BN 복합 석출물을 나타내는 사진이다. 일반적으로 B가 존재하지 않는 경우 석출되는 CuS의 크기보다 조대하게 생성이 됨으로서 본 발명과 같이 결정립계의 성장을 방해하는 효과가 사라지고, N를 충분히 scavenging 하여 고용 강화를 최소화할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

1. 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   상기 Cu와 S의 함량은 8 ≤ Cu/S ≤ 20을 만족하고, 상기 Cu, S, B, N의 함량은 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 을 만족하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
2. 청구항 1에 있어서,
   미세조직은 페라이트 기지조직에 5 면적% 이하의 세멘타이트를 포함하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
3. 청구항 2에 있어서,
   상기 페라이트 결정립의 입경은 원상당직경 15~30㎛인 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
4. 청구항 1에 있어서,
   상기 냉연강판은 MnS, CuS, Cu₂S, BN, CuS+BN의 석출물 중 1종 이상을 면적 분율로 2~7% 포함하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
5. 청구항 4에 있어서,
   상기 석출물의 평균입도는 70㎚ 이상인 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
6. 청구항 1에 있어서,
   상기 냉연강판은 150~200MPa의 항복강도를 갖는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판.
   
7. 중량%로, C: 0.01~0.025%, Mn: 0.01~0.25%, Cu: 0.05~0.2%, B: 0.0005~0.0024%, S: 0.004~0.012%, N: 0.002~0.004%, Al: 0.03~0.045%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cu와 S의 함량은 8 ≤ Cu/S ≤ 20을 만족하고, 상기 Cu, S, B, N의 함량은 2≤ (Cu/S)*(B/N) ≤20 을 만족하는 강슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
   상기 열연강판을 하기 [식 1]의 온도범위에서 권취하는 단계;
   상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
   상기 냉간압연 후 650~850℃의 온도에서 연속소둔하는 단계
   를 포함하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판의 제조방법.
   [식 1]
   650≤ 권취온도(℃) ≤ 775-3200*C (C는 탄소의 함량(중량%))
   
8. 청구항 7에 있어서,
   상기 조압연은 조압연 마무리 온도를 1000℃ 이상으로 행하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판의 제조방법.
   
9. 청구항 7에 있어서,
   상기 마무리 압연은 Ar3~1000℃의 온도에서 행하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판의 제조방법.
   
10. 청구항 7에 있어서,
    상기 연속소둔 후 최종 소재의 두께 편차 0.5%의 조질 연신율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 저탄소계 냉연강판의 제조방법.
    
    
    
    
    
    
    
    
    
    

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