WO2015037787A1 - 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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전재춘
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Definitions

  • the present invention relates to a cold rolled steel sheet used for parts, frames, and the like of electronic products, and more particularly, to a cold rolled steel sheet having excellent press formability, a galvanized steel sheet using the same, and a manufacturing method thereof.
  • Materials used in home appliance parts, especially panels, are low-carbon steels with a carbon content of 200-400 ppm. These are generally processed by pressing to form embossing parts and bending parts. Since the molded material serves to support the product, it requires more than a certain level of strength, and requires high formability for integral molding.
  • An aspect of the present invention is to provide an ultra-thin cold rolled steel sheet having a high strength, a galvanized steel sheet using the same, and a method of manufacturing the same, which is excellent in press formability and does not generate defects such as cracks during molding.
  • Another aspect of the present invention provides a galvanized steel sheet excellent in press formability galvanized on the ultra-thin cold rolled steel sheet.
  • Another aspect of the present invention provides a method of manufacturing a galvanized steel sheet having excellent press formability, including a plating step of forming a galvanized layer on the cold rolled steel sheet.
  • the present invention it is possible to provide an ultra-thin cold rolled steel sheet excellent in workability by securing appropriate strength and elongation, and in particular, it is possible to suppress the occurrence of defects in the bent portion during bending processing.
  • Figure 1 shows the results of observing the grain size according to the satisfying (A) / dissatisfied (B, C) component range proposed in the present invention.
  • Figure 2 shows the results of observing the precipitate formed in the steel according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 shows the results observed by SEM for the presence of surface defects according to the correlation between the carbon content and the coiling temperature.
  • the present invention relates to a material (steel material) used for parts of home appliances, etc.
  • the steel according to the present invention has a strength enough to support the product, in particular, to prevent bending of the product, dent (dent), etc.
  • the strength of the steel is preferably not more than 220MPa on the basis of the yield strength.
  • the above-mentioned 'steel' refers to a cold rolled steel sheet, particularly an ultra-thin cold rolled steel sheet and a galvanized steel sheet obtained by galvanizing the cold rolled steel sheet.
  • the component composition of the steel provided in the present invention will be described in detail.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an element that enhances strength advantageously by solid solution in the steel. If the content is less than 0.01%, the content of C employed in the steel is small, so that the solid solution strengthening effect is reduced. In this case, the strength of the steel is lowered. have.
  • the C content of 0.010 ⁇ 0.025% is a section in which the strength changes stably due to the balance of carbide precipitation and C solid solubility.
  • the C content exceeds 0.025%, the solid solution strengthening is restarted after the maximum precipitation of carbides due to excessive increase of the C content, the strength is excessively increased, and the aging index tends to increase. Therefore, it is desirable to limit the upper limit of the C content to 0.025%.
  • Manganese (Mn) is an element that plays a role of improving the strength of steel through solid solution strengthening in steel, and at the same time, combines with sulfur (S) to form MnS precipitates.
  • MnS precipitates are formed to be coarse, which may result in lowering the strength of the steel, it is important to properly control the content of Mn.
  • the present invention it is preferable to add at 0.05% or more to secure the strength by Mn.
  • the content exceeds 0.25%, a central segregation zone is formed, which may cause defects during hot rolling, and too coarse MnS is formed, and it is difficult to describe the complex precipitation effect with the BN precipitate described below.
  • Sulfur (S) is an element which forms MnS precipitate with Mn. If the content of S is less than 0.002%, MnS precipitates may not be sufficiently formed, so that it is difficult to obtain a complex precipitation effect with BN precipitates. On the other hand, if the content exceeds 0.010%, coarse MnS is precipitated, and FeS is formed to form a high temperature. Brittleness is more likely to occur. Therefore, the content of S in the present invention is preferably limited to 0.002 ⁇ 0.010%.
  • Boron (B) is an element that reacts with nitrogen (N) in the steel to form a BN precipitate.
  • the boron (B) is an element that functions to reduce the solid solution nitrogen of the steel and to coarsen the final grain size.
  • the content of B is less than 0.0005% (5ppm), the amount of BN precipitates formed is very small, whereas if the content exceeds 0.0024% (24ppm), the B combined with N in the steel segregates at grain boundaries and is free. It is likely to exist as boron (free B). In this case, steelmaking can cause scab cracking and the like, and finally, segregation at the grain boundary of the steel can cause an adverse effect of excessively increasing the strength. Therefore, the content of B in the present invention is preferably limited to 0.0005 ⁇ 0.0024%.
  • N Nitrogen
  • N is an element that reacts with B to form a BN precipitate. It is difficult to control the content of N to less than 0.002% (20ppm) in the manufacture of steel, it is generally included in more than 20ppm. However, if the content exceeds 0.004% (40ppm), BN precipitates are formed and the remaining nitrogen exists in solid solution, causing excessively improving the strength of the steel, and at the same time, increasing the aging index. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of N to 0.002 ⁇ 0.004%.
  • Aluminum (Al) is an element added for the deoxidation effect, the deoxidation capacity is lowered if the content is less than 0.030%.
  • the content exceeds 0.045% there is a fear that AlN is precipitated at a high temperature and strengthening effect by Al. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Al to 0.030 ⁇ 0.045%.
  • the content of Mn, S, B and N preferably satisfies relation 1 as shown below.
  • the relational formula 1 is a content relation for easily depositing the MnS precipitate and the BN precipitate in a complex manner. If the value derived through the relational formula 1 is less than 5.3 or exceeds 100, the amount of the complex precipitate is not sufficient, and the precipitation effect is obtained. It's hard to expect
  • the atomic weight ratio of Mn and S satisfying the relational formula 1 is 5 to 50, and the atomic weight ratio of B and N is 0.62 to 1.2.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the steel of the present invention that satisfies the above-described component composition preferably contains some carbides in the ferrite single-phase structure as its microstructure.
  • the fraction of carbide is preferably 5% or less in area fraction. If the fraction of the carbide exceeds 5% is the starting point that can cause cracks in the steel, there is a problem that the degradation of the steel due to the temperature during heat treatment.
  • the grain size of ferrite is 10-40 micrometers. If the grain size of the ferrite is too fine, less than 10 ⁇ m, there is a problem that it is excessively higher than the desired strength in the present invention, while if it exceeds 40 ⁇ m coarse it may cause defects such as orange peel (orange peel) in the processing site after processing There is a possibility.
  • the steel material of the present invention preferably includes MnS and BN precipitates in the microstructure, wherein at least one fraction of the MnS and BN precipitates is 1.5-7% by area fraction. If the fraction of the precipitates is less than 1.5%, precipitation strengthening occurs due to the miniaturization of the precipitates formed, and it is difficult to secure the desired strength and workability, whereas if the fraction is excessively excessive, exceeding 7%, the grain coarse due to the coarse precipitates is rather excessive. There is a concern that the strength increase effect due to precipitation strengthening may occur more than the dialogue effect.
  • the MnS and BN precipitates preferably have an average size of 50 to 100 nm. If the average size of the precipitates is less than 50 nm, the grain coarsening effect intended in the present invention is not obtained due to the formation of fine precipitates, whereas if the coarsening is more than 100 nm, the total number of MnS produced is rather small, so that sufficient precipitate nuclei of BN are obtained. Since it does not play a role as, it is unpreferable since there exists a possibility of reducing the moldability of steel materials.
  • the steel of the present invention that satisfies the composition and the microstructure has a yield strength of 150 to 220 MPa, which is excellent in press formability.
  • the yield strength is measured based on the 0.2% off-set method. If the yield strength is less than 150 MPa, the strength is too low, and there is a problem in that the performance of supporting the product when used in the intended use is deteriorated. If too high, there is a problem that the possibility of cracking in the warp shape and embossed or bent portion of the product increases. Therefore, the steel according to the present invention can be suitably used for the intended use when the yield strength satisfies the range of 150 to 220 MPa.
  • the 'steel' refers to a cold rolled steel sheet, in particular an ultra-thin cold rolled steel sheet and a galvanized steel sheet galvanized the cold rolled steel sheet.
  • the ultra-thin cold rolled steel sheet according to the present invention can be produced by the reheating-hot rolling-winding-cold rolling-continuous annealing process of the steel slab satisfying the composition of the composition proposed in the present invention, in the following conditions of each process It will be described in detail.
  • the reheating temperature of the steel slab is not particularly limited, but the temperature is preferably limited to 1100 ° C. or more in order to ensure the finishing temperature stably during subsequent hot rolling.
  • the reheated steel slab may be hot finished and rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • hot finish rolling is preferably performed at Ar 3 or higher, which is to perform rolling in the austenite single phase region, and more preferably finish rolling temperature is Ar 3 ⁇ 1000 °C.
  • the reduction ratio and cooling conditions during hot finish rolling are not particularly limited.
  • the hot rolled steel sheet produced by hot rolling may be wound, and the winding temperature preferably satisfies the following relational expression 2.
  • Equation 2 is a correlation between the added C content and the coiling temperature, it is preferable to carry out at 650 °C or more in order to obtain the rolling property during cold rolling after the coiling, whereas if the coiling temperature is too high, Oxygen of the scale generated on the surface and carbon in the steel react to generate a scale that does not cause pickling well on the surface, which may ultimately affect the crystal orientation during galvanizing. Therefore, in the present invention, it is preferable that the winding temperature at the time of winding satisfies the above relation 2, and more preferably, it is limited to 650 to 770 ° C.
  • the hot rolled steel sheet wound according to the present invention is not particularly limited in terms of its thickness, but is preferably 2.0 to 5.0 mm.
  • the wound hot rolled steel sheet may be cold rolled at a reduction ratio of 50 to 90% to produce a cold rolled steel sheet.
  • the cold reduction ratio is less than 50%, it is difficult to secure the cold rolled steel sheet to a target thickness, whereas if it exceeds 90%, there is a problem that the rollability is lowered.
  • the cold rolled steel sheet manufactured as described above may be continuously annealed in a continuous annealing line.
  • the annealing temperature during the annealing is preferably 650 ⁇ 850 °C. If the annealing temperature is less than 650 ° C., recrystallization of the steel may not occur sufficiently, resulting in inferior strength and ductility due to the high dislocation density. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 850 ° C., a heat buckle is likely to occur.
  • the cold rolled steel sheet obtained by cold rolling may be subjected to plating treatment such as hot dip galvanizing or electro zinc plating to produce a final product.
  • the temperature of the plating bath is less than 420 ° C, zinc may not be sufficiently melted and plating may not be uniform.
  • the temperature of the plating bath is higher than 480 ° C, the plating bath may be volatilized, and the plating bath is sufficiently combined with the steel plate to provide a healthy structure. Interferes with the formation, there is a fear that the steel sheet melts during the plating process.
  • the drying temperature of the coating is preferably 100 ⁇ 180 °C. If the coating temperature after plating is less than 100 °C there is a fear that the drying of the coated resin is made non-uniform, while if the coating temperature exceeds 180 °C aging phenomenon occurs during the drying process there is a fear that the yield point rise due to the stretching of the yield point.
  • the present invention is characterized by further performing temper rolling on the final steel after cold rolling.
  • the steel produced according to the present invention has a problem that the yield strength increases when the yield point stretching phenomenon occurs due to the presence of solid solution C, N, etc., in the present invention, to control the temper elongation to suppress the occurrence of the yield point stretching phenomenon. desirable.
  • the temporal elongation at temper rolling is preferably limited to the final thickness ⁇ 0.5% of the steel. If the temporal elongation is too low, the material may be cured due to the occurrence of yield point stretching. There is a risk of material hardening and elongation decrease.
  • the final thickness of the steel according to the invention satisfies the range 0.5 ⁇ 3.0mmt, the temper elongation in the thickness range is preferably controlled within the range of 0.2 ⁇ 3.5%.
  • the present invention excludes expensive Nb, Ti, P, Mn and the like, while optimizing the alloy content of relatively inexpensive elements B, Mn, S, etc. By lowering the yield strength and increasing the ductility, it is possible to ensure excellent press formability.
  • the steel slabs having the composition shown in Table 1 below were reheated, hot rolled, wound, cold rolled, continuous annealed, and temper-rolled under the respective conditions shown in Table 2 to prepare a final steel.
  • the winding temperature which affects surface defects was set variously.
  • the fraction of the precipitate, the particle size, the grain size was measured by TEM observation.
  • ' ⁇ ' is indicated if surface defects occur, 'X' if not occurred, and ' ⁇ ' if cracks occur at the processed part after V-bending machining test, and 'X' if not. Indicated.
  • V-Bending machining test was performed under normal conditions, and in particular, the steel was placed on a V-shaped die so that the moving speed of the die was controlled within 5 mm / min.
  • the inventive steel 1 when the inventive steel 1 was manufactured by the manufacturing method 4, the crystal grains were sufficiently grown to secure the desired strength, but due to the application of a higher winding temperature than the winding temperature according to the correlation between the carbon contained in the steel and the winding temperature, Surface defects occurred at the surface. At this time, the surface defects are mainly scalar defects and appear in the center of the steel, and do not appear in the front and rear ends of the coiled steel. These results can be seen to indicate the correlation between the coiling temperature and the steel interior C.
  • the present inventors used the invention steel 2, but in order to find a range of the appropriate crude rolling ratio, but prepared by the manufacturing method 2, 5, 6, which differed only in the crude rolling ratio, and observed the physical properties thereof.
  • the temper rolling ratio should be managed in an appropriate range.
  • Comparative Steel 4 which is too high in C, the strength increase by C is so excessive that cracking occurs at the processed part. In addition, Comparative Steel 4 did not satisfy the correlation between the carbon content and the coiling temperature. That is, the content of C was too high to calculate the relation 2 at all.
  • Comparative Steel 5 in which the content of Mn and B is excessively large, grain size decreases due to coarse MnS precipitation, and as a result, cracks may be generated at the processing site as the strength increases.
  • the inventive steel 2 and the comparative steel 7 were manufactured by the manufacturing method 7 having a low annealing temperature, the elongation was low due to insufficient recrystallization during annealing, and the strength was increased due to high grain density and grain dislocation in which no recrystallization occurred. As a result of the increase, cracks occurred in the processing area.
  • the grain size is coarse, about 23 ⁇ m, while the comparative steels 2 (B) or 3 (C) are used, respectively. It can be seen that the grain size appeared to be fine with 13 ⁇ m, 8 ⁇ m. This difference in grain size is thought to cause the difference in final yield strength.

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Abstract

본 발명은 전자제품의 부품용, 프레임용 등에 사용되는 냉연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 이를 이용한 아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다. 이를 위해, 본 발명에서는 합금의 성분조성 및 제조조건을 최적화시켜 목적하는 강도 및 연성을 확보함으로써 표면결함이 없고, 성형성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.

Description

프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
본 발명은 전자제품의 부품용, 프레임용 등에 사용되는 냉연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 이를 이용한 아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
가전제품의 부품용, 특히 판넬류 등에 사용되는 소재는 탄소함량이 200~400ppm 수준의 저탄소 계열의 강재로서, 이들은 일반적으로 프레스로 가공하여 엠보싱부, 벤딩부 등을 성형하는 단계를 거치며, 이와 같이 성형된 소재는 제품을 지지하는 역할을 하므로 일정 수준 이상의 강도를 필요로 하며, 일체화 성형을 위한 높은 성형성을 필요로 한다.
그런데, 최근들어 가전제품 부품용 등의 소재에 대해 박물화가 진행되고, 기존에 비해 복잡한 성형방법이 적용되기 시작하면서 기존 저탄소 계열 강재의 성형시 크랙(crack)이 발생하거나, 성형 후 뒤틀림이 발생하는 등의 문제가 제기되었다. 이에, 성형성을 중심으로 물성이 더욱 우수한 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
이러한 요구를 충족하기 위한 하나의 방안으로서, 탄소의 함량이 40ppm 이하인 극저탄소계에 Mn, Si, P, Ti 등의 고용강화 및 석출강화를 이용해 강도와 성형성을 동시에 확보하는 방법이 제시된 바 있으나, 이는 소재의 가격 경쟁력이 하락하는 문제가 추가로 발생되었으며, 또한 제품 생산시 여러가지 결함이 발생되었다. 이에, 극저탄소 계열이 아닌 기존 저탄소 계열에서 프레스 성형성을 높이는 방안에 대한 요구가 강하게 대두되고 있다.
본 발명의 일 측면은, 프레스 가공성이 우수하여 성형시 크랙 등의 결함 발생이 없고, 높은 강도를 갖는 극박 냉연강판, 이를 이용한 아연도금강판 및 이들을 제조하는 방법에 대하여 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.010~0.025%, 망간(Mn): 0.05~0.25%, 황(S): 0.002~0.010%, 보론(B): 0.0005~0.0024%, 질소(N): 0.002~0.004%, 알루미늄(Al): 0.030~0.045%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 5% 이하의 탄화물 및 잔부 페라이트를 포함하고, MnS 및 BN 석출물 중 1종 이상을 면적분율로 1.5~7% 포함하는 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 극박 냉연강판에 아연도금처리한 프레스 가공성이 우수한 아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1100℃ 이상에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도(CT)로 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 650~850℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 2]
650 < CT(℃) ≤ 775-(3200×C(wt%))
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기 냉연강판에 아연도금층을 형성하는 도금단계를 포함하는 프레스 가공성이 우수한 아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의할 경우, 적정 강도와 연신율의 확보로부터 가공성이 우수한 극박 냉연강판을 제공할 수 있으며, 특히 굽힘가공시 굽힘부에서의 결함 발생을 억제할 수 있다.
도 1은 본 발명에서 제안하는 성분범위를 만족(A)/불만족(B,C) 함에 따른 결정립 크기를 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 강재에 형성된 석출물을 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 탄소 함량과 권취온도의 상관관계에 따른 표면결함 유무에 대해 SEM으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명은 가전제품의 부품용 등에 사용되는 소재(강재)에 관한 것으로서, 본 발명에 따른 강재는 제품을 지지할 수 있을 정도의 강도를 가지면서, 특히 제품의 휨방지, 덴트(dent) 방지 등을 위하여 150MPa 이상의 항복강도를 갖는 것이 바람직하다. 그런데, 소재의 강도가 너무 높으면 성형시 성형부위에서 크랙(crack) 등의 결함이 발생할 가능성이 증가하고, 성형 후 뒤틀림을 보정하기 어려운 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 강재의 강도를 항복강도 기준으로 220MPa를 넘지 않는 것이 바람직하다.
특별히, 본 발명에서는 목적하는 강도를 갖는 강재를 얻기 위하여, 저탄소 강을 활용하였으며, 이와 함께 첨가되는 성분 및 제조조건의 최적화로부터 프레스 가공성이 우수한 강재를 제공한다.
본 발명에서 상기 언급하고 있는 '강재'는 냉연강판, 특히 극박 냉연강판과 상기 냉연강판을 아연도금처리한 아연도금강판을 의미한다.
이하, 본 발명에서 제공하는 강재의 성분조성에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 기재가 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.010~0.025%
탄소(C)는 강내 고용되어 강도를 유리하게 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만이면 강내에 고용되는 C의 함량이 작아 고용 강화 효과가 작아지며, 이러할 경우 강재의 강도가 낮아지는 문제가 있다.
한편, C 함량이 0.010~0.025% 범위인 경우 C 함량이 증가됨에 따라 강재의 재질이 변화하는 구간이 발생하는데, 이는 0.020%를 기점으로 강재 내에 탄화물이 석출되기 때문이다. 즉, C 함량 0.010~0.025% 범위는 탄화물 석출과 C 고용도의 평형으로 강도가 안정적으로 변화하는 구간인 것이다.
만일, C의 함량이 0.025%를 초과하게 되면 C 함량의 과도한 증가에 의해 탄화물이 최대 석출된 이후에 고용 강화가 재시작되어 강도가 과도하게 증가하고, 시효지수가 증가하는 경향을 나타낸다. 따라서, C 함량의 상한을 0.025%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.05~0.25%
망간(Mn)은 강 중에 고용 강화를 통해 강재의 강도를 향상시키는 역할을 행함과 동시에, 황(S)과 결합하여 MnS 석출물을 형성하는 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 너무 과도하게 높으면 형성되는 MnS 석출물이 조대해지며, 이러할 경우 오히려 강재의 강도를 저하시키는 결과를 초래할 수 있으므로, Mn의 함량을 적절히 조절하는 것이 중요하다.
본 발명에서는 Mn에 의한 강도 확보를 위하여 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 중심 편석대가 형성되어 열간압연시 결함이 발생할 우려가 있으며, 너무 조대한 MnS 형성되어 후술하는 BN 석출물과의 복합 석출 효과를 기재하기 어렵다.
S: 0.002~0.010%
황(S)은 Mn과 함께 MnS 석출물을 형성하는 원소이다. 이러한 S의 함량이 0.002% 미만이면 MnS 석출물이 충분히 형성되지 못하여 BN 석출물과의 복합 석출 효과를 얻기 어렵고, 반면 그 함량이 0.010%를 초과하게 되면 조대한 MnS가 석출되고, 또한 FeS가 형성되어 고온 취성이 발생할 가능성이 커진다. 따라서, 본 발명에서 S의 함량은 0.002~0.010%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.0024%
보론(B)은 강 내에서 질소(N)와 반응하여 BN 석출물을 형성하는 원소로서, 강의 고용 질소를 저감시키는 효과와 함께 최종 결정립의 크기를 조대하게 형성하는 작용을 하는 원소이다.
이러한 B의 함량이 0.0005%(5ppm) 미만이면 형성되는 BN 석출물의 양이 매우 적으며, 반면 그 함량이 0.0024%(24ppm)를 초과하게 되면 강 중 N와 결합하고 남은 B이 입계에 편석되어 자유 보론(free B)으로 존재할 가능성이 높다. 이러할 경우, 제강-연주시 딱지흠 등을 유발할 수 있으며, 최종적으로 강재의 입계에 편석하여 강도를 과도하게 상승시키는 역효과를 가져올 수 있다. 따라서, 본 발명에서 B의 함량은 0.0005~0.0024%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.002~0.004%
질소(N)는 상기 B과 반응하여 BN 석출물을 형성하는 원소이다. 강재 제조시 N의 함량을 0.002%(20ppm) 미만으로 제어하는 것이 어려워, 일반적으로 20ppm 이상으로 포함된다. 다만, 그 함량이 0.004%(40ppm)를 초과하게 되면 BN 석출물을 형성하고 남은 질소가 고용 상태로 존재하여 강의 강도를 과도하게 향상시키는 원인이 되며, 동시에 시효지수를 증가키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.002~0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.030~0.045%
알루미늄(Al)은 탈산효과를 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.030% 미만이면 탈산 능력이 저하된다. 또한, 본 발명에서는 N가 고용되는 것을 방지하기 위해 낮은 온도에서의 AlN 형성을 유도하기 위하여 0.030% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.045%를 초과하게 되면 Al에 의한 강화효과와 고온에서 AlN이 석출될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.030~0.045%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 합금성분들 중, Mn, S, B 및 N의 함량은 하기에 나타낸 바와 같은 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
5.3 ≤ (Mn(wt%)×B(wt%))/(S(wt%)×N(wt%)) ≤ 100
상기 관계식 1은 MnS 석출물과 BN 석출물을 복합적으로 용이하게 석출하기 위한 함량 관계식으로서, 이때 상기 관계식 1을 통해 도출되는 값이 5.3 미만이거나 100을 초과하게 되면 복합 석출물의 양이 충분치 못하며, 석출 효과를 기대하기 어렵다. 상기 관계식 1을 만족하는 Mn과 S의 원자량비는 5~50이고, B와 N의 원자량비는 0.62~1.2이다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강재는 그 미세조직으로 페라이트 단상 조직에 일부 탄화물을 포함하는 것이 바람직하다.
이때, 탄화물의 분율은 면적분율로 5% 이하인 것이 바람직하다. 탄화물의 분율이 5%를 초과하게 되면 강재 내 크랙이 발생할 수 있는 기점이 되며, 열처리시 그 온도에 의해 강재의 열화가 우려되는 문제가 있다.
또한, 페라이트의 결정립 크기는 10~40㎛인 것이 바람직하다. 페라이트의 결정립 크기가 10㎛ 미만으로 너무 미세하면 본 발명에서 목적하는 강도보다 과도하게 높아지는 문제가 있으며, 반면 40㎛를 초과하여 조대해지면 가공 후 가공부위에서 오렌지 필(orange peel) 등의 결함이 발생할 가능성이 있다.
본 발명의 강재는 상기 미세조직 내에 MnS 및 BN 석출물을 포함하는 것이 바람직하며, 이때 상기 MnS 및 BN 석출물 중 1종 이상의 분율이 면적분율로 1.5~7%인 것이 바람직하다. 상기 석출물들의 분율이 1.5% 미만이면 형성되는 석출물의 미세화로 인한 석출 강화가 일어나 목적하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려우며, 반면 그 분율이 7%를 초과하여 너무 과도하면 오히려 조대한 석출물로 인한 결정립 조대화 효과보다는 석출 강화로 인한 강도 증가 효과가 크게 발생할 우려가 있다.
또한, 상기 MnS 및 BN 석출물은 그 평균 크기가 50~100nm인 것이 바람직하다. 상기 석출물들의 평균 크기가 50nm 미만이면 미세한 석출물의 형성으로 인해 본 발명에서 의도하는 결정립 조대화 효과를 얻지 못하며, 반면 100nm를 초과하여 너무 조대하면 오히려 생성되는 총 MnS의 개수가 적어 BN의 충분한 석출 핵으로서의 역할을 하지 못함에 따라, 강재의 성형성을 저하시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
상술한 바와 같이 성분조성 및 미세조직을 만족하는 본 발명의 강재는 항복강도가 150~220MPa인 것으로, 프레스 성형성이 우수한 장점이 있다.
본 발명에서 항복강도는 0.2% off-set 방법으로 측정한 것을 기준으로 하여, 항복강도가 150MPa 미만이면 강도가 너무 낮아 목적하는 용도에 사용시 제품을 지지하는 성능이 저하되는 문제가 있으며, 반면 220MPa를 초과하여 너무 높으면 제품의 뒤틀림 형상 및 엠보싱 부위나 굽힘 부위에서 크랙이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에 따른 강재는 그 항복강도가 150~220MPa의 범위를 만족할 경우, 목적하는 용도에 적합하게 사용할 수 있는 것이다.
이하, 본 발명에 따른 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 상기 '강재'는 냉연강판, 특히 극박 냉연강판과 상기 냉연강판을 아연도금처리한 아연도금강판을 의미한다.
먼저, 본 발명에 따른 극박 냉연강판은 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브의 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔 공정에 의해 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.
(강 슬라브 재가열)
본 발명에서는 강 슬라브의 재가열 온도를 특별히 한정하는 것은 아니지만, 후속되는 열간압연 시에 마무리 온도를 안정적으로 확보하기 위해서는 그 온도를 1100℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
(재가열된 강 슬라브 열간압연)
상기 재가열된 강 슬라브를 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다.
본 발명에서 열간 마무리 압연은 Ar3 이상에서 실시함이 바람직한데, 이는 오스테나이트 단상영역에서 압연을 실시하기 위함이며, 보다 바람직한 마무리 압연온도는 Ar3~1000℃이다.
본 발명에서는 열간 마무리 압연시 그 압하율과 냉각조건은 특별히 한정하지 아니한다.
(권취)
상기 열간압연하여 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 권취온도는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
650 < CT(℃) ≤ 775-(3200×C(wt%))
상기 관계식 2는 첨가되는 C 함량과 권취온도의 상관관계로서, 권취 이후에 행해지는 냉간압연시의 압연성을 얻기 위하여 650℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하며, 반면에 권취온도가 너무 높으면 권취 중에 강 표면에 생성된 스케일의 산소와 강 내 탄소가 반응하여 그 표면에 산세가 잘 일어나지 않는 스케일이 발생하게 되어 최종적으로 아연도금시 결정 배향에 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 권취시 권취온도가 상기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 650~770℃로 제한한다.
상기 본 발명에 따라 권취된 열연강판은 그 두께에 대해서 특별히 제한하는 것은 아니지만, 예컨대 2.0~5.0mm인 것이 바람직하다.
(냉간압연)
상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다.
이때, 냉간압하율이 50% 미만이면 목표로 하는 두께로 냉연강판을 확보하는 것이 어렵고, 반면 90%를 초과하는 경우에는 압연성이 저하되는 문제가 있다.
(연속소둔)
상술한 바에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔라인에서 연속소둔할 수 있다.
상기 소둔시 소둔온도는 650~850℃인 것이 바람직하다. 소둔온도가 650℃ 미만이면 강재의 재결정이 충분히 일어나지 못하여 높은 전위 밀도로 인해 강도 및 연성이 열위해질 우려가 있으며, 반면 850℃를 초과하게 되면 히트 버클(heat buckle) 등이 일어나기 쉬운 문제가 있다.
본 발명은 상기 냉간압연하여 얻은 냉연강판을 융융아연도금 또는 전기아연도금 등의 도금처리를 실시하여 최종 제품화할 수 있다.
일 예로, 용융아연도금의 경우 420~480℃의 도금욕에서 실시하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 420℃ 미만이면 아연히 충분히 녹지 않아 도금이 균일하게 이루어지지 못할 우려가 있으며, 반면 480℃를 초과하게 되면 도금욕이 휘발되고, 냉각 중 도금욕이 충분히 강판과 결합하여 건전한 조직을 형성하는 것을 방해하며, 도금과정에서 강판이 녹을 우려가 있다.
또 다른 일 예로, 전기아연도금의 경우 도금 후 내지문수지 코팅을 실시하며, 이때 코팅의 건조온도는 100~180℃인 것이 바람직하다. 도금 후 코팅온도가 100℃ 미만이면 코팅된 수지의 건조가 불균일하게 이루어질 우려가 있으며, 반면 180℃를 초과하게 되면 건조 과정에서 시효현상이 발생하여 항복점 연신으로 인한 항복점 상승이 일어날 우려가 있다.
이와 더불어, 본 발명은 냉간압연을 행한 후 최종 강재에 조질압연을 더 행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따라 제조된 강재는 고용 C, N 등의 존재로 항복점 연신 현상이 발생할 경우 항복강도가 증가하게 되는 문제가 생기므로, 본 발명에서는 조질연신율을 제어하여 항복점 연신 현상의 발생을 억제하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 조질압연시 조질연신율은 강재의 최종 두께±0.5%로 제한하는 것이 바람직하며, 조질연신율이 너무 낮으면 항복점 연신 현상의 발생으로 인해 재질이 경화될 우려가 있으며, 반면 너무 높으면 가공경화에 의한 재질 경화 및 연신율 하락이 발생할 우려가 있다. 한편, 본 발명에 따른 강재의 최종 두께는 0.5~3.0mmt 범위를 만족하며, 상기 두께 범위에서의 조질연신율은 0.2~3.5% 범위 내에서 적절하게 제어되는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Nb, Ti, P, Mn 등의 원소들은 배제하면서, 상대적으로 저가 원소인 B, Mn, S 등의 합금 함량을 최적화하는 것에 의해 프레스 성형에 사용되는 강재의 항복강도를 낮추고 연성을 높이는 것으로부터, 프레스 가공성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브에 대하여 하기 표 2에 나타낸 각각의 조건으로 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔 - 조질압연 하여 최종 강재를 제조하였다. 특히, 표면결함에 영향을 미치는 권취온도를 다양하게 설정하였다.
이후, 상기 제조된 강재들에 대하여 석출물의 분율 및 입도와 결정립 크기를 측정하였으며, 그 외 물성(항복강도, 연신율)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 석출물의 분율, 입도, 결정립 크기는 TEM 관찰을 통해 측정하였다.
또한, 최종 강재의 표면을 관찰하여 표면결함 발생 유무와 V-bending 가공 시험을 실시한 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다.
이때, 표면결함이 발생한 경우는 '○', 발생하지 않은 경우는 'X' 표시하였으며, V-bending 가공시험 후 가공부위에서 크랙이 발생한 경우는 '○', 발생하지 않은 경우는 'X'로 나타내었다.
그리고, V-Bending 가공시험은 통상적인 조건에서 수행하였으며, 특히 강재를 V형 다이(die)에 놓고 다이의 이동 속도가 5mm/min 내에서 제어되도록 하였다.
표 1
구분 합금성분 (중량%) 조성비
C Mn S B N Al (Mn/S)×(B/N)
발명강 1 0.015 0.15 0.006 0.0020 0.0021 0.035 23.8
발명강 2 0.018 0.20 0.008 0.0023 0.0035 0.038 16.4
비교강 1 0.020 0.05 0.012 0.0025 0.0030 0.040 3.5
비교강 2 0.002 0.10 0.008 0.0025 0.0025 0.030 12.5
비교강 3 0.020 0.15 0.006 - 0.0020 0.035 -
비교강 4 0.040 0.20 0.006 0.0020 0.0025 0.035 26.7
비교강 5 0.020 0.40 0.004 0.0030 0.0020 0.040 150
비교강 6 0.015 0.15 0.006 0.0025 0.0050 0.012 12.5
비교강 7 0.020 1.00 0.045 0.0050 0.0100 0.040 11.1
표 2
구분 재가열온도(℃) 마무리 압연온도 (℃) 권취온도(℃) 냉간압하율(%) 소둔온도(℃) 조질압연율(%)
제조법1 1200 920 400 75 820 1.0
제조법2 1200 920 660 75 820 1.0
제조법3 1200 920 700 75 820 1.0
제조법4 1200 920 760 75 820 1.0
제조법5 1200 920 660 75 820 0.5
제조법6 1200 920 660 75 820 2.0
제조법7 1200 920 660 75 550 1.0
표 3
구분 석출물 결정입도(㎛) YS(MPa) El(%) 표면결함 가공결함 관계식2만족여부 비고
분율(%) 입도(nm)
발명강1 제조법1 1.9 80 15 210 39 X ○ 불만족 비교예
발명강1 제조법2 2.2 85 22 187 42.5 X X 만족 발명예
발명강1 제조법4 2.4 95 25 180 43 ○ X 불만족 비교예
발명강2 제조법2 2.1 93 23 185 43 X X 만족 발명예
발명강2 제조법5 1.8 90 22.5 210 41 X X 만족 발명예
발명강2 제조법6 2.0 88 23.5 200 41 X ○ 만족 비교예
발명강2 제조법7 1.8 80 5 280 20 X ○ 만족 비교예
비교강1 제조법2 0.5 25 8.5 220 40 X ○ 만족 비교예
비교강2 제조법2 0.8 50 13 189 43 X X 만족 비교예
비교강3 제조법2 1.0 75 8.3 240 38 X ○ 만족 비교예
비교강4 제조법2 1.2 70 10 250 35 X ○ 계산불가 비교예
비교강5 제조법2 2.8 102 12 225 39 X ○ 만족 비교예
비교강6 제조법2 2.1 90 10 245 38 X ○ 만족 비교예
비교강7 제조법2 7.3 120 7.5 280 32 X ○ 만족 비교예
(상기 표 3에서 YS는 항복강도, El은 연신율을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분범위를 만족하는 발명강 1을 이용하여 각각 제조법 1과 2로 제조한 경우, 모두 목적하는 강도가 확보되었지만, 권취온도가 낮게 설정된 제조법 1로 제조하는 경우 열연재의 미세조직이 충분히 성장하지 못함에 따라 가공시 결함이 발생하였다.
또한, 발명강 1을 제조법 4로 제조한 경우, 결정립이 충분히 성장하여 목적하는 강도가 확보되었지만, 강에 함유되는 탄소와 권취온도 간의 상관관계에 따른 권취온도에 비해 높은 권취온도의 적용으로 인해 강재 표면에서 표면 결함이 발생하였다. 이때, 표면 결함은 스케일성 결함으로 주로 강재 중심부에 나타나며, 코일된 강재의 선단부와 후단부에서는 나타나지 않았다. 이러한 결과는 권취온도와 강 내부 C 간의 상관성을 나타내는 것으로 볼 수 있다.
따라서, 본 발명에서 제안하는 관계식 2를 만족하는 권취온도의 적용이 중요하다는 것을 알 수 있다.
또한, 본 발명자들은 적정 조질압연율의 범위를 찾기 위하여, 발명강 2를 이용하되 조질압연율만 달리한 제조법 2, 5, 6으로 각각 제조한 후 그 물성을 관찰하였다.
그 결과, 조질압연율 1.0%의 제조법 2로 제조한 경우 목적하는 물성을 모두 만족하는 반면, 조질압연율이 0.5%로 다소 낮게 제어하여 제조한 경우(제조법 5) 상기 제조법 2로 제조한 경우에 비해 강도가 다소 상승한 것을 확인할 수 있다. 이는, 낮은 조질압연율로 인해 항복점 연신 현상이 발생한 것에 따른 결과로 판단된다. 또한, 조질압연율이 2.0%로 높게 제어하여 제조한 경우(제조법 6)에도 강도가 다소 상승한 것 이외에, 항복점 연신 현상이 제거된 이후에도 높은 연신율에 의해 가공 경화가 발생하여 가공 결함이 발생한 것으로 사료된다.
따라서, 본 발명에서 목적하는 성형성을 확보하기 위해서는 조질압연율이 적정범위로 관리되어야 함을 알 수 있다.
그리고, 비교강 1을 이용하여 제조법 2로 제조한 결과, 항복강도가 220MPa 수준으로 다소 높으나 본 발명에서 목적하는 정도를 만족하는 것으로 사료되나, 가공시 크랙이 발생할 것을 확인할 수 있는데 이는 S의 함량이 불충분하여 강재 내부에 미세한 MnS의 분율이 낮고, B의 함량이 너무 높아 B이 자유(free) B으로 입계 석출과 함께 AlN의 미세 석출로 인해 결정립이 감소한 것이 가장 큰 원인으로 사료된다.
또한, C의 함량이 극저 탄소계 범위인 비교강 2의 경우, 항복강도와 연신율의 수준은 본 발명에서 목적하는 정도를 만족하는 것으로 보이지만, 극저 탄소계 강의 경우 열간압연 온도를 확보하기 어려워 고온에서 열간압연을 실시하게 되는데, 이로 인해 trace로 존재하는 Ni이 쉽게 강판 표면에 농화되어 산세시 제거가 용이하지 못하여 산세 후에도 그대로 남아있게 되어, 이후 압연방향으로 길게 늘어난 형태로 발생하는 결함('산수형 결함'이라고 함)이 생성된 것을 확인할 수 있었다. 이러한 결함은 중탄소계 또는 저탄소계에 비해 극저탄소계에서 높은 압연온도로 인해 일어나는 현상이다.
B을 첨가하지 않은 비교강 3의 경우, 강재 내부에 미세한 AlN이 다량 형성되고 이로 인해 결정립이 미세해 짐에 따라 강도가 너무 과도하게 증가함에 따라, 가공시 가공부위에서 크랙이 발생한 것을 확인할 수 있다.
C의 함량이 너무 높은 비교강 4의 경우, C에 의한 강도 상승이 너무 과도하여 가공시 가공부위에서 크랙이 발생한 것으로 사료된다. 더불어, 비교강 4는 탄소 함량과 권취온도 간의 상관관계를 전혀 만족하지 못하였다. 즉, C의 함량이 너무 높아 관계식 2의 계산이 전혀 불가하였다.
Mn과 B의 함량이 너무 과도한 비교강 5의 경우, 조대한 MnS의 석출로 인해 결정립 크기가 작아지고, 이로 인해 강도가 상승함에 따라 가공시 가공부위에서 크랙이 발생한 것을 확인할 수 있다.
또한, Al의 함량이 너무 낮은 비교강 6의 경우, AlN이 충분히 형성되지 못하여 BN을 형성하고 남은 N가 고용강화 효과가 일어남과 동시에, 항복점 연신 현상이 발생하여 이에 따른 강도가 너무 높아져 가공시 가공부위에서 크랙이 발생하였다.
그리고, 발명강 2와 비교강 7을 소둔온도가 낮게 설정된 제조법 7로 제조하는 경우, 소둔시 재결정이 충분히 일어나지 못하여 연신율이 낮았으며, 또한 재결정이 일어나지 못한 결정립과 입내의 높은 전위 밀도로 인해 강도가 크게 증가함에 따라 가공부위에서 크랙이 발생하였다.
상술한 결과로 볼 때, 제조된 강재의 항복강도가 높고 연신율이 낮을수록 V-bending 가공시험시 크랙이 발생하는 빈도가 높아지는 것을 확인할 수 있다. 이때, 높은 항복강도와 낮은 연신율은 결국 강재 내부에 존재하는 MnS와 BN 석출물의 비와 연관성이 있다. 즉, MnS, BN 및 MnS+BN 복합 석출물의 분율이 1.5% 미만이면 조대한 석출물이 충분히 생성되지 못함에 따라, 결과적으로 결정립의 성장을 방해하는 결과를 초래하고, 이로 인해 항복강도가 높아지고 연신율이 낮아지게 되는 것이다.
실제로, 상기 실시예에서 석출물의 분율이 1.5% 미만인 경우 석출물 분율이 그 이상인 경우에 비해 결정립 크기가 작음을 확인할 수 있었다. 다만, 석출물의 분율이 7% 이상으로 너무 다량으로 존재하는 경우에는 오히려 결정립 크기가 작아지고, 고용 강화 효과로 인한 강도 증가와 함께 연신율의 열위로 가공시 크랙이 발생할 가능성이 높아짐을 확인할 수 있었다.
결과적으로, 본 발명에서 목적하는 효과를 얻기 위해서는 강의 성분조성과 함께 제조조건이 적절히 조합되어 목적하는 물성의 확보로 표면결함이 없으면서, 가공시 크랙이 발생하지 않는 강재를 제공할 수 있다.
더불어, 본 발명자들은 발명강 1과 비교강 2, 3을 제조법 2를 이용하여 제조한 강재의 조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 성분조성 및 제조조건을 만족하는 경우(A) 결정입 크기가 23㎛ 정도로 조대한 반면, 비교강 2(B) 또는 3(C)을 이용하는 경우에는 각각 결정입 크기가 13㎛, 8㎛로 미세하게 나타난 것을 확인할 수 있다. 이러한 결정립 크기의 차이는 최종 항복강도의 차이를 유발하는 것으로 사료된다.
또한, 본 발명에 따른 강재(발명강 1)에 존재하는 석출물을 관찰하였으며, 그 결과를 도 2에 나타내었다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 50~100nm 크기의 석출물들이 다량 존재하는 것을 확인할 수 있다.
그리고, 권취시 그 온도가 본 발명에서 제안하는 탄소와의 상관관계를 만족하는 못하는 경우(발명강 1 이용, 제조법 4로 제조), 권취 후 강재의 표면을 SEM으로 관찰한 결과를 도 3에 나타내었다.
도 3의 (B) 나타낸 바와 같이, 순 Fe로 이루어진 표면결함을 확인할 수 있는데, 이는 소둔과정에서 스케일의 산소층이 환원되어 나타난 것으로, 산세시 제거되지 못하여, 최종 도금 후 표면결함을 유발할 수 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 상관관계로 권취하는 하는 경우(A)(발명강 2 이용, 제조법 2로 제조)에는 표면결함이 없음을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.010~0.025%, 망간(Mn): 0.05~0.25%, 황(S): 0.002~0.010%, 보론(B): 0.0005~0.0024%, 질소(N): 0.002~0.004%, 알루미늄(Al): 0.030~0.045%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 5% 이하의 탄화물 및 잔부 페라이트를 포함하고,
    MnS 및 BN 석출물 중 1종 이상을 면적분율로 1.5~7% 포함하는 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 MnS 및 BN 석출물의 평균 크기가 50~100nm인 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 10~40㎛인 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 Mn, B, S 및 N의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판.
    [관계식 1]
    5.3 ≤ (Mn(wt%)×B(wt%))/(S(wt%)×N(wt%)) ≤ 100
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 극박 냉연강판은 항복강도가 150~220MPa인 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판.
  6. 제 1항 내지 제 5항 중 어느 한 항의 극박 냉연강판에 아연도금처리한 프레스 가공성이 우수한 아연도금강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.010~0.025%, 망간(Mn): 0.05~0.25%, 황(S): 0.002~0.010%, 보론(B): 0.0005~0.0024%, 질소(N): 0.002~0.004%, 알루미늄(Al): 0.030~0.045%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn, B, S 및 N의 함량이 하기 관계식 1을 만족 강 슬라브를 1100℃ 이상에서 재가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도(CT)로 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 650~850℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    5.3 ≤ (Mn(wt%)×B(wt%))/(S(wt%)×N(wt%)) ≤ 100
    [관계식 2]
    650 < CT(℃) ≤ 775-(3200×C(wt%))
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 연속소둔 후 페라이트의 평균 결정립 크기가 10~40㎛로 되는 것인 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7항의 냉연강판에 아연도금층을 형성하는 도금단계를 포함하는 프레스 가공성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114150215A (zh) * 2021-10-19 2022-03-08 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
WO2023113558A1 (ko) * 2021-12-16 2023-06-22 주식회사 포스코 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 아연도금강판, 및 이들의 제조 방법

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112795731A (zh) * 2019-11-13 2021-05-14 上海梅山钢铁股份有限公司 一种灯罩用冷轧钢板及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002317248A (ja) * 2001-04-20 2002-10-31 Nkk Corp 加工性に優れた薄肉化深絞りしごき缶用鋼板
JP2003321732A (ja) * 2002-04-30 2003-11-14 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
KR20080073761A (ko) * 2006-01-12 2008-08-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연강판 및 그 제조방법
KR20120073637A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 열연강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
JP2013044022A (ja) * 2011-08-24 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2505579B2 (ja) * 1989-06-02 1996-06-12 新日本製鐵株式会社 耐つまとび性およびそのコイル内均一性に優れたホ―ロ―用冷延鋼板の製造方法
JP2504219B2 (ja) * 1989-09-29 1996-06-05 住友金属工業株式会社 絞り用合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2776203B2 (ja) * 1993-06-17 1998-07-16 住友金属工業株式会社 常温非時効性に優れた冷延鋼板の製造方法
JPH10225703A (ja) * 1997-02-17 1998-08-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐常温歪時効性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP3831057B2 (ja) * 1997-04-10 2006-10-11 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4626484B2 (ja) 2005-10-27 2011-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002317248A (ja) * 2001-04-20 2002-10-31 Nkk Corp 加工性に優れた薄肉化深絞りしごき缶用鋼板
JP2003321732A (ja) * 2002-04-30 2003-11-14 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
KR20080073761A (ko) * 2006-01-12 2008-08-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연강판 및 그 제조방법
KR20120073637A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 열연강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
JP2013044022A (ja) * 2011-08-24 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114150215A (zh) * 2021-10-19 2022-03-08 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
WO2023113558A1 (ko) * 2021-12-16 2023-06-22 주식회사 포스코 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 아연도금강판, 및 이들의 제조 방법

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