WO2018030790A1 - 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2018030790A1
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방종근
박교선
박경미
정제숙
차경세
고영주
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high strength hot rolled steel sheet having a low material deviation and excellent surface quality, and a method of manufacturing the same.
  • the new steel manufacturing process which is recently attracting attention, is a process called manufacturing thin slabs (mini-mill), which can produce morphological steel with good material deviation due to the small temperature deviation in the width and length directions of the strip. It is attracting attention as a process with potential.
  • the conventional mini mill steel sheet manufacturing method is a thin slab 50 ⁇ 150mm thickness in the continuous casting machine (10) (a) is manufactured, rolled into a bar plate of a predetermined thickness or less in the roughing mill 20, and then wound in a coil box in front of the finishing mill 50 to compensate for the difference between the playing speed and the rolling speed. Finish rolling.
  • Patent Document 1 there are three major problems when producing a steel sheet according to Patent Document 1.
  • edge surface temperature drops sharply below 800 ° C because thin slabs manufactured in continuous casting machines do not have a slab reheating process before rough rolling.
  • high-strength hot-rolled high burring steel has a high sensitivity of edge defect generation due to high temperature ductility deterioration when the edge portion temperature is low because many components such as Nb, V, and Ti, which are precipitate generating elements, are added.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2012-0049992
  • One aspect of the present invention is to secure the inherent characteristics of the high burring steel, such as excellent hole expansion properties by using the continuous continuous rolling mode in the play-rolling direct connection process and at the same time excellent surface quality significantly reduced the width, longitudinal material deviation of the steel sheet It is to provide a high strength hot rolled steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.02 ⁇ 0.06%, Mn: 1.0 ⁇ 2.0%, Si: 0.1 ⁇ 0.3%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.001 ⁇ 0.5%, Al: 0.05% or less, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.03%, N: 0.001-0.012%, remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • the microstructure relates to a high-strength hot rolled steel sheet having a low material deviation and excellent surface quality including 60% to 90% ferrite, 5% to 35% bainite, and 5% MA (martensite / austenite) as an area fraction.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.02 ⁇ 0.06%, Mn: 1.0 ⁇ 2.0%, Si: 0.1 ⁇ 0.3%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.001 ⁇ 0.5%, Al: 0.05% or less, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.03%, N: 0.001-0.012%, molten steel containing the remaining Fe and other unavoidable impurities continuously in a thin slab with a thickness of 50-150 mm Casting;
  • Removing the scale by sequentially passing the bar plate through two rows of spraying cooling water at a pressure of 50 to 200 bar and one row of spraying cooling water at a pressure of 50 to 100 bar;
  • winding the cooled hot rolled steel sheet at 300 ⁇ 500 °C; includes,
  • Each of the above steps relates to a method for producing a high strength hot rolled steel sheet having a low material deviation and excellent surface quality.
  • the present invention by using the continuous continuous rolling mode in the performance-rolling direct connection process, while ensuring the inherent characteristics of the high burring steel, such as elongation hole expansion properties, while significantly reducing the material deviation in the width and length direction of the steel sheet, It is possible to produce a high strength hot rolled steel sheet having excellent thickness of 3.0mmt or less.
  • the hot rolled steel sheet produced by the present invention is a thin material (3.0mmt or less) and the edge portion and the surface scale quality is good, it is possible to manufacture high-quality PO materials by the general hot-rolling pickling process, only hot-rolled after-roll material (more than 3.0mmt) This is different from the existing mini mill process, which is excellent in price competition and can significantly increase added value.
  • 1 is a view showing a conventional mini mill process.
  • FIG. 2 is a view showing a play-rolling direct connection process according to the present invention.
  • FIG. 3 is a photograph of the surface of the PO material coil tip portion of Inventive Example 1.
  • FIG. 4 is a photograph of the surface of the PO material coil tip portion of Comparative Example 3.
  • FIG. 5 is a photograph taken with an optical microscope of the microstructure of Inventive Example 1.
  • FIG. 7 is a photograph taken with a transmission electron microscope (TEM) of the microstructure of Inventive Example 1.
  • TEM transmission electron microscope
  • the present inventors have studied in depth to solve the conventional mini-mill process, it is difficult to produce a hot rolled steel sheet of a thin (3.0mmt or less), and problems such as edge defects, surface quality degradation may occur.
  • High-strength hot-rolled steel sheet having a low material deviation and excellent surface quality is a weight%, C: 0.02 to 0.06%, Mn: 1.0 to 2.0%, Si: 0.1 to 0.3%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.001-0.5%, Al: 0.05% or less, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.03%, N: 0.001-0.012%, and the remaining Fe and other unavoidable impurities, Microstructures comprise 60 to 90% ferrite, 5 to 35% bainite and 5% or less MA (martensite / austenite) by area fraction.
  • MA martensite / austenite
  • the unit of each element content is weight%.
  • Carbon (C) is an element that forms carbide or is dissolved in ferrite to increase strength.
  • C content is less than 0.02% it may be difficult to secure the strength targeted in the present invention.
  • C content is greater than 0.06%, molten steel outflow may occur because alloy steel is manufactured by high-speed playing, and a solidification cell having a non-uniform thickness may be formed, which may cause an operation accident. Therefore, it is preferable that C content is 0.02 to 0.06%.
  • Manganese (Mn) is an element that suppresses ferrite formation and enhances austenite stability, thereby facilitating the formation of low-temperature transformation phase and increasing the strength of steel.
  • Mn content is less than 1.0%, it may be difficult to secure the strength targeted in the present invention. On the other hand, when the Mn content is more than 2.0%, weldability, hot rolling property, and the like may be inferior. Therefore, it is preferable that Mn content is 1.0 to 2.0%.
  • Silicon (Si) is an element that increases the ductility of steel sheet by increasing ferrite solid solution strengthening and carbide formation to increase residual austenite stability.
  • Si content is less than 0.1%, it is difficult to secure the above-described effects sufficiently.
  • Si content is more than 0.3%, red scale is generated on the surface of the steel sheet, and traces may remain on the surface of the steel sheet after pickling, thereby degrading the surface quality. Therefore, it is preferable that Si content is 0.1 to 0.3%.
  • Phosphorus (P) may be segregated at grain boundaries and / or interphase boundaries as impurities to cause brittleness. Therefore, the content should be controlled as low as possible, preferably at 0.025% or less.
  • S Sulfur as impurities may segregate during MnS non-metallic inclusions and performance solidification in steel, causing hot cracks. Therefore, the content should be controlled as low as possible, preferably at 0.01% or less.
  • Chromium (Cr) is an element that increases the strength of steel by increasing its hardenability.
  • the Cr content is less than 0.001%, the above effects are insufficient.
  • the Cr content is more than 0.5%, there is a problem that the ductility of the steel sheet is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 0.001 to 0.5%.
  • Aluminum (Al) may be concentrated on the surface of the steel sheet to degrade the plating property, while suppressing carbide formation to increase the ductility of the steel.
  • aluminum (Al) in the steel reacts with nitrogen (N) to precipitate AlN, which can degrade slab or hot rolled steel sheet by causing slab cracks in the slab cooling conditions in which these precipitates precipitate during thin slab manufacture. .
  • the content should be controlled as low as possible, preferably at 0.05% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that increases the strength of steel as a precipitate and nitride forming element.
  • the Ti content is less than 0.001%, the above effects are insufficient.
  • the Ti content is more than 0.1%, the increase in manufacturing cost and the ductility of the ferrite may be reduced. Therefore, the Ti content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • Niobium is an element which forms carbide and refines austenite grains at high temperature. It is also dissolved in ferrite to increase strength.
  • the Nb content is less than 0.001%, the above effects are insufficient.
  • the Nb content is more than 0.03%, excessive NbC, (Ti, Nb) CN, etc. may be formed to cause high or low temperature brittleness of the slab, which may cause edge defects of the hot rolled steel sheet. Therefore, the Nb content is preferably 0.001 to 0.03%.
  • Nitrogen (N) is an austenite stabilizing and nitride forming element.
  • the N content is less than 0.001%, the above effects are insufficient.
  • the N content is greater than 0.012%, it increases the precipitation strengthening effect by reacting with the precipitate-forming element, but may cause a sharp drop in ductility.
  • N content is 0.001-0.012%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • one or more of Cu, Ni, Mo, Sn, and Pb may be included, and the sum thereof may be 0.2% by weight or less.
  • the tramp element is an impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process, and when the sum is more than 0.2%, the surface crack of the thin slab and the surface quality of the hot rolled steel sheet may be reduced.
  • Ceq represented by the following formula (1) may be 0.10 to 0.24.
  • each element symbol is a value representing each element content in weight%.
  • Equation (1) is a component relational formula for securing weldability of the steel sheet.
  • Ceq value 0.10 to 0.24
  • excellent spot weldability can be ensured and excellent mechanical properties can be given to the welded portion. .
  • Ceq is less than 0.10, there is a problem in that the hardenability is low, making it difficult to secure strength. On the other hand, if Ceq is greater than 0.24, the weldability may deteriorate and the physical properties of the weld portion may deteriorate.
  • the microstructure of the hot rolled steel sheet according to the present invention includes 60 to 90% ferrite, 5 to 35% bainite and 5% or less MA (martensite / austenite) in area fraction.
  • the ferrite fraction is greater than 90%, it is difficult to secure the target strength, and if the ferrite fraction is less than 60%, the remaining bainite and MA tissue fractions are high, thereby making it difficult to secure hole porosity.
  • bainite structure is an effective structure that can secure both strength and hole expansion at the same time, the above-mentioned effect is insufficient when the bainite fraction is less than 5%, and the strength is too high when the bainite fraction is more than 35%, the hole expandability There may be difficulties in securing it.
  • the fraction of MA is preferably 0%.
  • the MA is preferably limited to 5% or less because it is a structure that is advantageous for securing strength.
  • the average size of the crystal grains of the ferrite measured by the equivalent circle diameter may be 5 ⁇ m or less.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention is 5 ⁇ 30 / ⁇ m 2 (Ti, Nb) (C, N) precipitates having an average size of 30nm or less measured by the equivalent diameter It may include.
  • (Ti, Nb) (C, N) precipitates are meant to include TiC, NbC, TiN, NbN, and composite precipitates thereof.
  • the size of the precipitate exceeds 30nm it may be difficult to effectively secure the strength.
  • the number of precipitates is 5 / ⁇ 2 If less than, it may be difficult to secure the target strength.
  • the number of precipitates is more than 30 / ⁇ m 2 , the elongation and hole expandability inferior to the increase in strength may cause cracks during processing.
  • the thickness of the hot rolled steel sheet of the present invention may be 3.0mmt or less.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention may have a tensile strength of 590 MPa or more, a hole expandability of 80% or more, and a material deviation of tensile strength of 10 MPa or less.
  • a method of manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet having a low material deviation and excellent surface quality may include continuously casting molten steel having the above-described alloy composition into a thin slab having a thickness of 50 to 150 mm; Heating the edge portion of the continuously cast thin slab to 900 to 1000 ° C .; Spraying coolant at a pressure of 150 bar or more to the heated thin slab to remove scale; Co-rolling the scaled thin slab to obtain a bar plate; Removing the scale by sequentially passing the bar plate through two rows of spraying cooling water at a pressure of 50 to 200 bar and one row of spraying cooling water at a pressure of 50 to 100 bar; Obtaining a hot rolled steel sheet by finishing rolling the bar plate from which the scale is removed at a temperature range of Ar1 to Ar3; Cooling the hot rolled steel sheet; And winding the cooled hot rolled steel sheet at 300 ° C. to 500 ° C., wherein each step is performed continuously.
  • Figure 2 shows an example of the play-roll direct connection process of the present invention for overcoming the problems of the existing mini mill process.
  • a thin slab (a) having a thickness of 50 to 150 mm is manufactured, and the slab is further heated in the heater 200 to secure the edge temperature above 900 ° C., thereby lowering the edge defect sensitivity and improving the quality. Let's do it.
  • Roughing scale scale breaker 300 (roughly called 'RSB') in front of roughing mill 400 and finishing mill scale breaker (500) (FSB ') in front of finishing mill 600 It is easy to remove the surface scale, so it is possible to produce PO (Pickled & Oiled) material with excellent surface quality when pickling hot rolled steel sheet in post process.
  • PO Powderled & Oiled
  • isothermal isothermal rolling with a rolling speed difference of less than 5% in one steel plate in the finish rolling step through a performance-rolling direct connection process. It is possible to produce high-strength hot rolled high burring steel with excellent material variation by precise cooling control in 'runout table'.
  • the molten steel having the alloy composition described above is continuously cast into a thin slab having a thickness of 50 to 150 mm.
  • the casting speed of the continuous casting may be 5.0mpm or more.
  • the reason why the casting speed is 5.0mpm or more is because in the present invention, since the continuous casting and the rolling process are performed continuously, a certain casting speed is required to secure a target rolling temperature.
  • the edge portion of the continuous cast thin slab is heated to 900 ⁇ 1000 °C.
  • the edge portion When the temperature of the edge portion is less than 900 ° C., a large amount of Nb (C, N) and AlN precipitates are generated, and thus there is a problem in that the edge crack generation sensitivity is very high as the ductility decreases. On the other hand, if the edge temperature is more than 1000 ° C., the center temperature of the thin slab becomes too high, resulting in a large number of arithmetic scales, resulting in poor surface quality after pickling.
  • Cooling water is sprayed to the heated thin slab at a pressure of 150 bar or more to remove scale.
  • the surface scale thickness may be removed to 300 ⁇ m or less by spraying a cooling water of 40 ° C. or less with a pressure of 150 bar or more from a roughing mill scale breaker (RSB) nozzle.
  • RTB roughing mill scale breaker
  • the thin slab from which the scale has been removed is roughly rolled to obtain a bar plate.
  • the rough rolling may be performed so that the bar plate thickness is 10 ⁇ 40mm. This is because the bar plate thickness is preferably 10 to 40 mm in the rough rolling step in order to secure the thickness of the final hot rolled steel sheet to 3.0 mmt or less.
  • the bar plate is sequentially removed through one row for spraying the coolant at a pressure of 50 to 100 bar and two rows for spraying the coolant at a pressure of 50 to 200 bar to remove scale.
  • the first and second row nozzles of the finishing mill scale breaker 500 may be used to remove surface scale thicknesses of 50 ⁇ m or less prior to rolling the bar plate. Can be.
  • the pressure of the first row and the second row nozzles is less than 50 bar, the scale is insufficient to be removed, and a large amount of fusiform and scale scales are generated on the surface of the steel sheet after finishing rolling, resulting in inferior surface quality after pickling.
  • the pressure of the first row nose is more than 100 bar or the pressure of the second row nozzle is more than 200 bar, the finishing rolling temperature is too low to obtain an effective austenite fraction, and thus it is difficult to obtain a target tensile strength.
  • the bar plate from which the scale is removed is finish rolled at a temperature range of Ar1 to Ar3 to obtain a hot rolled steel sheet. That is, austenite and ferrite two-phase rolling are performed between Ar1 and Ar3 transformation points.
  • the finishing rolling process a large number of strain-induced precipitates are formed to decrease the alloying elements to be precipitated at low temperature, thereby decreasing the strength.
  • the low-temperature finishing can increase the strength by grain refinement.
  • the finish rolling may be performed so that the sheet speed is 200 ⁇ 600mpm, the thickness of the hot rolled steel sheet is 3.0mmt or less.
  • martensite may form when a coiling temperature is less than 300 degreeC, and a pearlite may form when it exceeds 500 degreeC, and it is difficult to ensure a target material.
  • the cooling is T Fin -300 °C ⁇ T Fin
  • the T Fin means the finish rolling end temperature.
  • the present invention can be controlled to be wound at the above-mentioned winding temperature by cooling by using a weak cooling bank after the air cooling section because each step is performed continuously.
  • pickling the wound hot rolled steel sheet may further comprise the step of obtaining Pickled & Oiled (PO) material.
  • the pickling treatment which can be used in the present invention is not particularly limited since it can be applied if it is a treatment method that is generally used in the hot acid pickling process.
  • the molten steel having the component composition shown in Table 1 below was prepared.
  • Inventive Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2 were applied to the production conditions shown in Table 2 to prepare a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mmt in the continuous continuous rolling mode in the performance-rolling direct connection process.
  • Ar3 temperature in Table 2 is the value computed using the commercial thermodynamic software JmatPro V-8.
  • Comparative Example 3 In Comparative Example 3 and the conventional example, 3.2 mmt thick hot rolled steel sheet was manufactured in a batch mode by applying the manufacturing conditions shown in Table 2.
  • Tensile strength and hole expandability are measured by measuring the JIS No. 5 specimen in the rolling perpendicular direction at the width w / 4 point, and material deviation is measured by the longitudinal and width directions of the coil. The maximum value minus the minimum value.
  • Hole expandability is a value calculated as a percentage of the original diameter (10.8mm) of the diameter of the hole that is expanded until the crack is formed on the circumference after punching the hole with a diameter of 10.8mm and pushing it up to the cone.
  • the surface quality of the PO material was evaluated by dividing it into a tip part, a middle part, and an end part.
  • the invention examples satisfying all of the conditions presented in the present invention satisfy both the target tensile strength (590 MPa class) and the hole expansion rate (more than 80%), and the surface quality of the PO material is also at the front end, the middle part, and the end part. It can be seen that excellent.
  • Comparative Examples 1 to 3 did not satisfy the RSB or FSB pressure presented in the present invention, the surface quality was inferior.
  • FIG. 3 is a photograph photographing the surface of the PO material coil tip of the invention example 1 (continuous rolling mode), and FIG. 4 is a photograph photographing the surface of the PO material coil tip of the comparative example 3 (batch mode).
  • Inventive Example 1 produced in the continuous rolling mode has excellent surface quality
  • Comparative Example 3 produced in the batch mode is inferior in surface quality.
  • the inferior tip quality of the PO coils manufactured in batch mode is that the bar plate is wound around the coil box during hot rolled material manufacturing, which results in poor temperature peelability due to a drop in temperature at this area. For this reason, the coils that are poorly treated are 50 to 100 m per average coil, which results in an average error rate of less than 85%. Therefore, in order to manufacture a 590MPa class high strength hot rolled steel sheet excellent in material deviation, surface quality, and error rate, it is preferable to manufacture in a continuous continuous rolling mode in a performance-rolling direct connection process.
  • Figure 5 is a microstructure of Inventive Example 1 (continuous mode) produced at 752 °C the finish rolling temperature is below Ar3
  • Figure 6 is a microstructure of Comparative Example 3 (batch mode) produced at 857 °C over Ar3 to be.
  • tissue white is ferrite tissue and black tissue is bainite or MA tissue.
  • the ferrite grain size of the invention example 1 is 2.65 ⁇ m
  • the ferrite grain size of Comparative Example 3 is 5.1 ⁇ m.
  • the grain size is the average grain size measured by the equivalent diameter of the circle using Image Pro Plus software after randomly taking 10 tissue photographs at a magnification of 1,000 times using an optical microscope. From this result, it can be seen that the ferrite grain size becomes very fine when the finish rolling temperature is lower than Ar3 in the continuous continuous rolling mode, and thus it is judged that the material deviation and hole expandability are excellent.
  • FIG. 7 is a photograph taken with a transmission electron microscope (TEM) of the microstructure of Inventive Example 1.
  • TEM transmission electron microscope
  • fine precipitates such as (Ti, Nb) (C, N) are uniformly distributed in the ferrite matrix structure.
  • the average precipitate size is 17 nm and the average number of precipitates is 16 / ⁇ m 2 .
  • the number of precipitates was made by a carbon replica method, and the number of precipitates present in a 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m square was measured in a tissue photograph taken at 50,000 ⁇ magnification by TEM, and 50 randomly Measured average value.
  • heating means 40 coil box

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Abstract

본 발명은 기존 미니밀 공정의 문제점을 극복하기 위해 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 구멍확장성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 강판의 폭, 길이 방향 재질편차를 현저히 감소시키고, 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

Description

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 공정 특성 상 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다.
도 1은 특허문헌 1에 도시된 종래의 인장강도 590MPa급의 고강도 열연 고버링강을 제조하는 미니밀 공정을 도시한 도면으로, 기존 미니밀 강판 제조 방법은 연속주조기(10)에서 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조하고, 조압연기(20)에서 일정 두께 이하의 바 플레이트(bar plate)로 압연한 후 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기(50) 앞에 코일 박스에서 권취 후 마무리 압연한다. 그리고 마무리 압연기(50)에서 원하는 최종 두께(3.0mmt 이상)로 압연하고, ROT[Run Out Table(60)](이하 '런아웃 테이블'이라 함)를 통해 냉각시킨 다음, 권취기(70)에서 권취하여 강판을 생산한다.
그러나 특허문헌 1에 따라 강판을 생산 시 크게 세 가지의 문제점이 있다.
첫 번째로, 조압연 과정에서 압연한 바 플레이트가 코일박스에 감길 시 코일박스에 물린 부분은 온도가 급격히 떨어지게 되어 스케일 박리성이 저하되어, 표면품질이 열위 하게 된다.
두 번째로, 기존 미니밀 공정은 최종 강판 두께를 3.0mmt 이하로 생산이 어렵다. 즉, 기존 미니밀 공정은 바 플레이트가 코일박스에 감겼다 풀리는 배치 타입(batch type) 방식으로 하나의 강판을 생산할 때 마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 강판의 직진성 및 통판성이 좋지 않고 판파단 위험성이 아주 높아 3.0mmt 이하의 강판을 생산하기가 어렵다.
세 번째로, 연속주조기에서 제조한 박 슬라브가 조압연기 전까지 슬라브 재가열 공정이 없기 때문에 에지(Edge) 표면 온도가 800℃ 이하로 급격히 떨어지게 된다. 통상 고강도 열연 고버링강은 석출물 생성 원소인 Nb, V, Ti등의 성분이 많이 첨가되기 때문에 에지부 온도가 낮을 시 고온 연성 저하로 인해 에지 결함 발생 민감성이 아주 높다.
따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있는 제조공정의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제2012-0049992호
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 우수한 구멍확장성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 강판의 폭, 길이 방향 재질편차를 현저히 감소시킨 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.0~2.0%, Si: 0.1~0.3%, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.001~0.5%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.03%, N: 0.001~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 60~90%, 베이나이트 5~35% 및 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 5% 이하를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.0~2.0%, Si: 0.1~0.3%, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.001~0.5%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.03%, N: 0.001~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
상기 연속주조된 박 슬라브의 에지부 온도가 900~1000℃가 되도록 가열하는 단계;
상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
상기 바 플레이트를 50~100bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 50~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 300~500℃에서 권취하는 단계;를 포함하고,
상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 연신 구멍확장성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 실수율이 우수하고 두께가 3.0mmt 이하인 고강도 열연강판을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명에 의해 제조된 열연강판은 박물(3.0mmt 이하)이고 에지부와 표면 스케일 품질이 양호하여 일반적인 열연 산세공정으로 고급 PO재 제조가 가능하여, 열연 후물재(3.0mmt 초과)만 생산이 가능한 기존 미니밀 공정과 차별화되어 가격 경쟁 면에서 우수하고, 부가가치를 월등히 향상시킬 수 있다.
도 1은 종래의 미니밀 공정을 나타낸 도면이다.
도 2는 본 발명에 따른 연주~압연 직결 공정을 나타낸 도면이다.
도 3은 발명예 1의 PO재 코일 선단부의 표면을 촬영한 사진이다.
도 4는 비교예 3의 PO재 코일 선단부의 표면을 촬영한 사진이다.
도 5는 발명예 1의 미세조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 6은 비교예 3의 미세조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 7은 발명예 1의 미세조직을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 종래의 미니밀 공정은 박물(3.0mmt 이하)의 열연강판을 생산하기 어렵고, 에지 결함, 표면품질 저하 등의 문제점이 발생할 수 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 제조 공정을 정밀하게 제어함으로써 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 연신 구멍확장성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 실수율이 우수하고 두께가 3.0mmt 이하인 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.0~2.0%, Si: 0.1~0.3%, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.001~0.5%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.03%, N: 0.001~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 페라이트 60~90%, 베이나이트 5~35% 및 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 5% 이하를 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C: 0.02~0.06%
탄소(C)은 탄화물을 형성하거나 혹은 페라이트에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이다.
C 함량이 0.02% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.06% 초과인 경우에는 고속 연주에 의한 합금강을 제조하기 때문에 용강 유출이 발생할 수 있고, 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, C 함량은 0.02~0.06%인 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
망간(Mn)는 페라이트 형성을 억제하며 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 하여 강의 강도를 증가시키는 원소이다.
Mn 함량이 1.0% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.0% 초과인 경우에는 용접성, 열간 압연성 등이 열위해질 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.0 ~ 2.0%인 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.3%
규소(Si)는 페라이트 고용강화 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 강판의 연성을 증가시키는 원소이다.
Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.3% 초과인 경우에는 강판 표면에 적스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.3%인 것이 바람직하다.
P: 0.025% 이하
인(P)은 불순물로서 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.025% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 불순물로서 강 중에 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.001~0.5%
크롬(Cr)은 경화능을 증가시켜 강의 강도를 증가시키는 원소이다.
Cr 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 0.5% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서 Cr 함량은 0.001~0.5%인 것이 바람직하다.
Al: 0.05% 이하
알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가 시킨다. 한편, 강중에 알루미늄(Al)은 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 박 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다.
따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.001~0.1%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다.
Ti 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 0.1% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하 시킬 수 있다. 따라서 Ti 함량은 0.001~0.1%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.001~0.03%
니오븀(Nb)은 탄화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 또한 페라이트에 고용되어 강도를 증가시킨다.
Nb 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Nb 함량이 0.03% 초과인 경우에는 과다한 NbC, (Ti,Nb)CN 등을 형성하여 연주 슬라브의 고온 또는 저온 취성을 유발하여 열연강판의 에지부 결함을 유발 할 수 있다. 따라서 Nb 함량은 0.001~0.03%인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.012%
질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다.
N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.012% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다.
따라서 N 함량은 0.001~0.012%인 것이 바람직하다.
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.
이때, 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2중량% 이하일 수 있다.
트램프원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과인 경우에는 박 슬라브의 표면 크랙 및 열연 강판의 표면 품질을 저하 시킬 수 있다.
또한, 상술한 합금조성을 만족할 뿐만 아니라 하기 식(1)로 표현되는 Ceq가 0.10~0.24일 수 있다.
식(1): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
상기 식(1)은 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq 값을 0.10~0.24로 관리함으로써, 우수한 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다.
Ceq가 0.10 미만인 경우에는 경화능이 낮아 강도를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 Ceq가 0.24 초과인 경우에는 용접성이 저하되어 용접부의 물성이 열화될 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 면적분율로 페라이트 60~90%, 베이나이트 5~35% 및 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 5% 이하를 포함한다.
페라이트 분율이 90% 초과인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있고, 60% 미만인 경우에는 나머지 베이나이트 및 MA 조직 분율이 높아져 구멍확성성을 확보함에 있어 어려움이 있다.
한편, 베이나이트 조직은 강도와 구멍확장성을 동시에 확보할 수 있는 효과적인 조직으로 베이나이트 분율이 5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분 하고, 35% 초과인 경우에는 강도가 너무 높게 되어 구멍확장성 확보에 어려움이 있을 수 있다.
그리고, MA는 우수한 구멍확장성을 확보하기 위해서 분율이 0% 가 되는 것이 좋으나, 강도 확보에 유리한 조직이기 때문에 5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 페라이트의 결정립은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 5㎛ 이하일 수 있다.
미세 결정립을 갖는 페라이트 조직의 확보를 통해 강도와 구멍확장성을 동시에 확보하기 위함으로, 상기 페라이트 결정립의 크기가 5㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 구멍확장성을 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 본 발명의 열연강판은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 30nm이하인 (Ti, Nb)(C, N) 석출물을 5~30개/㎛2 포함할 수 있다. 여기서 (Ti, Nb)(C, N) 석출물이란, TiC, NbC, TiN, NbN 및 이들의 복합 석출물을 포함하는 의미이다.
상기 석출물의 크기가 30nm를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 석출물의 개수가 5개/㎛2 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 석출물의 개수가 30개/㎛2 초과인 경우에는 강도 상승에 따라 연신율 및 구멍확장성이 열위해져서 가공 시 크랙이 발생할 수 있다.
나아가, 본 발명의 열연강판의 두께는 3.0mmt 이하일 수 있다.
열연 후물재(3.0mmt 초과)만 생산이 가능한 기존 미니밀 공정과 달리, 본 발명에서 제시하는 제조방법에 따라 열연강판을 제조하는 경우 두께를 3.0mmt 이하로 생산 가능하기 때문이다.
또한, 본 발명의 열연강판은 인장강도가 590MPa 이상이며, 구멍확장성이 80% 이상이고, 인장강도의 재질편차가 10MPa 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 용강을 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계; 상기 연속주조된 박 슬라브의 에지부 온도가 900~1000℃가 되도록 가열하는 단계; 상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계; 상기 바 플레이트를 50~100bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 50~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 300~500℃에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행해진다.
도 2는 기존 미니밀 공정의 문제점을 극복하기 위한 본 발명의 연주~압연 직결공정의 예를 도시한 것이다. 연속주조기(100)에서 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조하고, 가열기(200)에서 슬라브를 추가 가열하여 에지부 온도를 900℃ 이상으로 확보하여 에지부 결함 발생 민감성을 낮추고 품질을 향상시킨다. 또한, 조압연기(400)와 마무리압연기(600) 사이에 코일박스가 없어 강판을 연속적으로 압연이 가능하여 통판성이 좋고, 판파단 위험성이 아주 낮아 3.0mmt 이하의 박물 생산이 가능하다. 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300) (Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함)와 마무리압연기(600) 앞에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)가 있어 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판을 산세 시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)재 생산이 가능하다. 또한 연주~압연 직결공정으로 마무리 압연 단계에서 하나의 강판 내에서의 압연 속도차가 5% 이하로 등온 등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(600)](이하 '런아웃 테이블'라 함)에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차가 우수한 고강도 열연 고버링강 생산이 가능하다.
이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.
연속주조 단계
상술한 합금조성을 갖는 용강을 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조한다.
이때, 상기 연속주조의 주조속도는 5.0mpm 이상일 수 있다.
주조속도를 5.0mpm 이상으로 하는 이유는 본 발명에서는 연속주조와 압연과정이 연속적으로 이루어지기 때문에 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다.
가열 단계
상기 연속주조된 박 슬라브의 에지부 온도가 900~1000℃가 되도록 가열한다.
상기 에지부 온도가 900℃ 미만인 경우에는 Nb(C,N) 및 AlN 석출물 등이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높게 되는 문제점이 있다. 반면에 에지부 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다.
박 슬라브 스케일 제거 단계
상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(RSB, Roughing Mill Scale Breaker) 노즐에서 40℃ 이하의 냉각수를 150bar이상의 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 300㎛ 이하로 제거할 수 있다.
상기 압력이 150bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 스케일이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다.
조압연 단계
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는다.
이때, 상기 조압연은 바 플레이트 두께가 10~40mm가 되도록 행할 수 있다. 최종 열연강판의 두께를 3.0mmt 이하로 확보하기 위해서는 조압연 단계에서 바 플레이트 두께가 10~40mm가 되도록 행하는 것이 바람직하기 때문이다.
바 플레이트 스케일 제거 단계
상기 바 플레이트를 50~100bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 50~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거한다. 예를 들어, 바 플레이트를 마무리 압연 전에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)의 1열 노즐 및 2열 노즐을 사용하여 표면 스케일 두께를 50um이하까지 제거할 수 있다.
상기 1열 및 2열 노즐의 압력이 50bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 1열 노즈의 압력이 100bar 초과이거나, 상기 2열 노즐의 압력이 200bar 초과인 경우에는 마무리압연 온도가 너무 낮게 되어 효과적인 오스테나이트 분율를 얻지 못해 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어렵다.
또한, 1열의 노즐만으로는 스케일을 충분히 제거하기 어려워, 마무리 압연시 제품에 치명적 결함인 방추형 스케일이 발생할 수 있기 때문에, 상기와 같이 1열 및 2열 노즐을 모두 사용하여 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 단계
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 즉, Ar1과 Ar3 변태점 사이에서 오스테나이트와 페라이트 2상 압연을 실시한다.
기존 미니밀 공정은 Ar3 직상에서 행해지고 있으나, 본 발명에서는 마무리 압연 과정에서 높은 분율의 석출물이 형성되어 저온에서 미세하게 석출할 석출물의 분율 감소에 의한 석출강화 효과 감소분을 Ar1~Ar3의 온도범위에서 저온 압연함으로써 결정립 크기를 감소시켜 미세 결정립에 의한 강화 효과 증가분으로 보상하기 위함이다.
즉, 마무리 압연 과정에서 가공 유기(Strain-induced) 석출물이 많이 형성되어 저온 석출할 합금원소가 감소하여 강도가 하락하지만, 저온 마무리 압연함에 의해 결정립 미세화에 의해 강도를 상승시킬 수 있는 것이다.
기존 미니밀 공정에서는 마무리 압연온도가 낮을 시 압연 통판성에 문제가 있지만, 본 발명에 따른 연주~압연 직결 공정에서는 등온 및 등속 압연으로 압연하기 때문에 압연 통판성 등의 조업상 문제가 없어 저온압연이 가능하다.
이때, 상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mmt 이하가 되도록 행할 수 있다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 냉각한 후, 300~500℃에서 권취한다.
권취 온도가 300℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트가 형성될 가능성이 있으며, 500℃ 초과인 경우에는 펄라이트가 형성될 가능성이 있어 목표로 하는 재질을 확보하기가 어렵기 때문이다.
이때, 상기 냉각은 TFin - 300℃ ~ TFin - 50℃의 냉각종료온도까지 공냉한 후, 권취 온도까지 약냉 뱅크를 이용하여 냉각할 수 있다. 상기 TFin은 마무리 압연 종료온도를 의미한다.
마무리 압연된 강판을 TFin - 300℃ ~ TFin - 50℃의 냉각종료온도까지 공냉하는 이유는 페라이트 변태를 촉진하기 위함이다. 냉각종료온도가 TFin - 300℃ 미만인 경우에는 세멘타이트와 같은 탄화물이 석출할 가능성이 증대되고 오스테나이트 분율이 낮아 베이나이트 변태가 적어서 목표로 하는 재질 특성을 만족할 수 없으며, TFin - 50℃ 초과인 경우에는 페라이트의 분율이 적고 베이나이트 변태가 너무 촉진되어 목표로 하는 구멍확장성을 얻기가 어려워질 수 있다.
본 발명은 각 단계가 연속적으로 행해지기 때문에 상기 공냉 구간 후에는 약냉 뱅크를 이용하여 냉각함으로써 상술한 권취 온도에서 권취되도록 제어할 수 있다.
한편, 상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명에서는 박 슬라브 및 바 플레이트 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거하였기 때문에 일반적인 산세처리로도 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서 사용할 수 있는 산세처리는 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.
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 용강을 준비하였다.
발명예 1~3 및 비교예 1, 2의 경우, 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드로 2.0mmt 두께의 열연강판을 제조하였다. 한편, 표 2에서의 Ar3 온도는 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.
비교예 3 및 종래예의 경우, 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 기존 미니밀 공정에서 배치 모드로 3.2mmt 두께의 열연강판을 제조하였다.
제조된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻은 후, 인장강도, 재질편차, 구멍확장성 및 표면품질을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
인장강도와 구멍 확장성(연신 플랜지성)은 JIS 5호 시편을 폭 w/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이며, 재질편차는 코일의 길이방향 및 폭방향으로 측정한 인장강도 값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다. 구멍 확장성은 10.8mm의 직경으로 구멍을 타발한 후 콘으로 밀어 올려 원주부분에 크랙이 발생하기 직전까지 확장된 구멍의 직경을 최초 직경(10.8mm)의 백분율로 계산한 값이다.
PO재 표면품질은 선단부, 중단부, 미단부로 나누어 평가하였으며, 기준은 하기와 같다.
선단부: 코일 헤드(Head)~100m 사이
중단부: 코일 센터부 기준 ±50m 사이
미단부: 코일 테일(Tail)~100m 사이
○: 평균 표면 조도가 3㎛ 이하이고, 광택도 평균 편차가 20% 이하
X: 평균 표면 조도가 3㎛ 초과이고, 광택도 평균 편차가 20% 초과
구분 강종 합금원소(중량%) 식(1)
C Mn Si P S Nb Ti Al Cr N
발명강 A 0.05 1.59 0.20 0.008 0.0010 0.019 0.038 0.030 0.1 0.0057 0.15
발명강 B 0.06 1.58 0.19 0.008 0.0008 0.019 0.033 0.028 0.1 0.0056 0.16
발명강 C 0.05 1.57 0.20 0.009 0.0008 0.019 0.038 0.023 0.1 0.0044 0.15
종래강 D 0.08 1.50 0.10 0.012 0.0030 0.045 - 0.040 0 0.0070 0.19
구분 강종 슬라브두께(mm) 주속(mpm) RSB(Bar) FSB(Bar) 슬라브표면온도(℃) Ar3(℃) 마무리압연온도(℃) 권취온도(℃)
1열 2열
발명예1 A 96 5.4 150 97 179 1074 835 752 331
발명예2 96 5.4 167 95 187 1069 759 396
발명예3 96 5.4 170 96 175 1088 750 469
비교예1 B 96 5.4 52 96 175 1079 830 756 402
비교예2 96 5.4 167 15 52 1080 754 399
비교예3 C 96 5.2 176 250 350 1033 835 857 460
종래예 D 84 5.8 - - - 1031 825 Ar3 초과 430
구분 강종 인장강도(MPa) 재질편차(△TS, MPa) 구멍 확장성(%) PO재 표면품질
선단부 중단부 미단부
발명예1 A 645 9 97 ○ ○ ○
발명예2 629 8 127 ○ ○ ○
발명예3 610 9 121 ○ ○ ○
비교예1 B 628 7 119 X X X
비교예2 630 8 120 X X X
비교예3 C 605 17 121 X ○ ○
종래예 D 630 18 125 - - -
본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예들은 목표로 하는 인장강도(590MPa급)와 구멍확장율(80%이상)을 모두 만족하고, PO재의 표면 품질도 선단부, 중단부, 미단부 전체에서 우수함을 알 수 있다.
또한, 발명예들의 재질편차(△TS, MPa)는 10MPa 이하로 기존 미니밀 공정을 적용한 비교예 3 및 종래예보다 우수한 것을 알 수 있다.
비교예 1 내지 3은 본 발명에서 제시한 RSB 또는 FSB 압력을 만족하지 못하여 표면품질이 열위하였다.
도 3은 발명예 1(연연속압연 모드)의 PO재 코일 선단부의 표면을 촬영한 사진이고, 도 4는 비교예 3(배치모드) 의 PO재 코일 선단부의 표면을 촬영한 사진이다. 이 결과로부터 연연속압연 모드로 생산한 발명예 1은 표면 품질이 우수하나, 배치모드로 생산한 비교예 3은 표면품질이 열위함을 알 수 있다. 배치 모드로 제조한 PO재 코일에서 선단부 품질이 열위 한 이유는 열연재 제조 시 바 플레이트가 코일박스에 감겨 이 부분에서 온도가 하락되어 스케일 박리성이 좋지 않기 때문이다. 이러한 이유로 불량 처리되는 코일은 평균 코일당 50~100m이며, 이로 인해 평균 실수율이 85% 미만이 되어 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드로 제조한 강판(실수율 98%)에 비하여 아주 열위하다. 따라서, 재질 편차, 표면품질 및 실수율이 우수한 590MPa급 박물 고강도 열연강판을 제조하기 위해서는 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드로 제조하는 것이 바람직하다.
한편, 도 5는 마무리 압연 온도가 Ar3 이하인 752℃에서 생산한 발명예 1(연연속모드)의 미세조직이고, 도 6은 Ar3 초과인 857℃에서 생산한 비교예 3(배치모드)의 미세조직이다. 조직에서 흰색은 페라이트 조직이고, 검은색 조직은 베이나이트 또는 MA 조직이다.
발명예 1의 페라이트 결정립 크기는 2.65㎛ 이며, 비교예 3의 페라이트 결정립 크기는 5.1㎛이다. 여기서, 결정립 크기는 광학현미경을 이용하여 1,000배의 배율로 10군데 조직사진을 랜덤(Random)으로 촬영 한 후에 Image Pro Plus 소프트웨어를 이용하여 원상당 직경으로 측정한 평균 결정립 크기이다. 이 결과로부터 연연속압연 모드로 마무리 압연온도를 Ar3이하에서 압연 시 페라이트 결정립 사이즈가 초 미세화됨을 알 수 있고, 이로 인해 재질편차 및 구멍확장성이 우수한 것으로 판단된다.
도 7은 발명예 1의 미세조직을 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)으로 촬영한 사진이다.
페라이트 기지 조직 내에 미세한 (Ti, Nb) (C, N) 등의 석출물이 균일하게 분포하고 있음을 알 수 있다. 평균 석출물 크기는 17nm이며, 평균 석출물 개수는 16개/㎛2이다. 여기서 석출물 개수는 카본(Carbon) 레프리카(Replica) 방법으로 샘플을 만들고, TEM으로 50,000배의 배율로 촬영한 조직사진에서 1㎛ × 1㎛ 정사각형 내에 존재하는 석출물 개수를 측정하였고, 50군데를 랜덤으로 측정한 평균값이다.
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.
(부호의 설명)
10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기
a: 슬라브 b: 코일
100: 연속주조기 200: 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)
400: 조압연기
500: FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.0~2.0%, Si: 0.1~0.3%, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.001~0.5%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.03%, N: 0.001~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로 페라이트 60~90%, 베이나이트 5~35% 및 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 5% 이하를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하기 Ceq가 0.10~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
    Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트의 결정립은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 5㎛ 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 30nm 이하인 (Ti, Nb)(C, N) 석출물을 5~30개/㎛2 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 3.0mmt 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도가 590MPa 이상이며, 구멍확장성이 80% 이상이고, 인장강도의 재질편차가 10MPa 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  8. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.0~2.0%, Si: 0.1~0.3%, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.001~0.5%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.03%, N: 0.001~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
    상기 연속주조된 박 슬라브의 에지부 온도가 900~1000℃가 되도록 가열하는 단계;
    상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
    상기 바 플레이트를 50~100bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 50~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 300~500℃에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 용강은 하기 Ceq가 0.10~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  11. 제8항에 있어서,
    상기 연속주조의 주조속도는 5.0mpm 이상인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 조압연은 바 플레이트 두께가 10~40mm가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mmt 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  14. 제8항에 있어서,
    상기 냉각은 TFin - 300℃ ~ TFin - 50℃의 냉각종료온도까지 공냉한 후, 권취 온도까지 약냉 뱅크를 이용하여 냉각하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    (상기 TFin은 마무리 압연 종료온도를 의미함.)
  15. 제8항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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