KR101205133B1 - 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법 - Google Patents

Abstract

극저탄소 열연 강판 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소강의 집합조직을 제어하여 두께 방향의 재질편차를 감소시킨 극저탄소 열연 강판 제조방법에 관하여 개시한다.
본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.010 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브 판재를 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 조압연하는 조압연 단계; 및 상기 조압된 판재를 다단의 롤스탠드을 사용하여 사상압연하는 사상압연 단계;를 포함하며,
마지막 단 롤스탠드의 입측 온도는 990~1010℃ 로 하고, 상기 사상압연 마무리 온도는 850~950℃ 로 하는 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법을 제공한다.

Description

두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법{EXTRA LOW CARBON HOT ROLLED STEEL SHEET MANUFACTURING METHOD WITH LOW MECHANICAL PROPERTY DEVIATION IN THE THICKNESS DIRECTION}

본 발명은 극저탄소 열연 강판 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소강의 집합조직을 제어하여 두께 방향의 재질편차를 감소시킨 극저탄소 열연 강판 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 열연강판은 가열로에서 슬래브를 소정 온도로 가열하고, 가열된 슬래브를 압연기에서 소정 두께로 압연하고, 압연된 스트립을 냉각장치에 의하여 냉각하면서 권취하여 제조된다.

극저탄소강은 높은 연신율과 r값을 바탕으로 자동차 및 가전용 내/외판재로 널리 적용되어 왔다.

본 발명의 목적은 두께 방향 재질 편차를 감소시킬 수 있는 극저탄소 열연 강판 제조방법을 제공함에 있다.

본 발명의 다른 목적은 극저탄소강의 집합조직을 제어하여 성형성을 향상시킨 극저탄소 열연 강판 제조방법을 제공함에 있다.

이러한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02%이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브 판재를 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 조압연하는 조압연 단계; 및 상기 조압된 판재를 다단의 롤스탠드을 사용하여 사상압연하는 사상압연 단계;를 포함하며,

마지막 단 롤스탠드의 입측 온도는 990~1010℃ 로 하고, 상기 사상압연 마무리 온도는 850~950℃ 로 하는 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법을 제공한다.

상기 사상압연 단계는 마지막 단 롤스탠드의 냉각속도가 20~80℃/stand 인 것이 바람직하다.

또한, 상기 사상압연 마무리 온도는 910℃ 이상인 것이 바람직하다.

그리고, 본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 표층 결정립의 크기가 중간부 결정립의 크기의 1.2~1.5배인 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소시킨 극저탄소 열연 강판를 제공한다.

본 발명에 따른 열연강판 제조방법은 극저탄소강의 집합 조직을 제어하여 열연 강판의 두께 방향 재질 편차를 감소시킬 수 있는 효과를 가져온다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판 제조방법은 극저탄소강의 집합 조직을 제어하여 열연 강판의 성형성을 향상시키는 효과를 가져온다.

도 1은 본 발명에 따른 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법을 나타낸 공정 순서도임.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다.

그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

극저탄소강은 높은 연신율과 높은 r값을 바탕으로 자동차 및 가전용 내/외판재로 널리 적용되고 있다.

극저탄소강의 성형성은 집합조직에 크게 영향을 받는다. 따라서 극저탄소강의 집합조직 제어 기술은 r값이 높은 γ-fiber ({111}//압연면) 집합조직을 높게 발달 시키고 r값을 열화 시키는 악화 시키는 α-fiber(<110>//압연방향)를 최대한 줄여줌으로써 드로잉성을 향상시켜주는 방향으로 개발되고 있다.

극저탄소강의 경우 냉연 이후 연속소둔라인에서 고온에서 비교적 짧은 시간의 소둔을 거쳐 γ-fiber 집합조직을 발달시키게 된다. 이때 Ti, Nb를 첨가하여 강 중의 고용원소를 제거하고, 석출물을 조대하게 하여 높은 {111}//ND 집합조직을 만들고 성형성을 개선 할 수 있다.

최종 소둔재의 γ-fiber 집합조직 강도와 분포는 γ-fiber 집합조직의 핵생성과 핵성장으로 설명을 할 수 있다.

γ-fiber는 {111}<112>, {111}<110> 방위로 이루어 진다. 이때 {111]<112>방위의 핵생성은 소둔 전 냉연조직의 입내에서 발생하게 되고, {111}<110>방위의 핵생성은 냉연조직의 입계에서 발생하게 된다.

소둔 시 초기에 생성 된 γ-fiber 집합조직의 핵은 고온에서의 소둔을 통해 결정립자를 키워가고 최종적으로 높은 방위밀도의 γ-fiber 집합조직을 얻게 된다. 따라서 두께방향으로 균일한 집합조직(성형성)을 얻기 위해서는 두께방향으로 핵성성 사이트의 밀도와 재결정 구동력을 동일하게 제어해줄 필요가 있다.

냉연시에는 의 소둔전 두께방향으로 중앙 층은 압연의 이론적 변형인 평면변형(ε₃₃ =ε₁₁)을 받으나 롤과 접촉하는 표면부는 롤의 기하학적인 형태와 롤과 소재사이의 마찰계수에 의해 평면변형과 전단변형의 복잡한 변형상태를 갖게 된다. 또한 가열시 표층의 온도 분포 차이도 판재의 집합조직 성장시 불균일한 핵성장 구동력을 조장한다. 따라서 두께방향으로의 γ-fiber 핵생성과 핵성장 구동력은 변화하게 되며, 최종적으로 γ-fiber 집합조직 강도와 분포면에서 차이를 발생시킨다.

판재의 두께방향으로 집합조직이 변화하면, 가공 중 저 변형상태에서 두께층별로 강중에 작용하는 변형량이 변화하여 가공 후 표면에 미세한 요철 무늬를 만들거나 강 중의 면내이방성이 증가하는 원인이 된다. 이러한 저변형은 자동차용 외판과 같이 변형이 적고, 표면품질이 엄격하게 관리되는 부품에서 크게 문제가 된다.

냉연 중 판재의 표층에 작용하는 전단변형은 롤과 소재사이의 마찰계수를 낮추고, 스텐드별 압하율 조정으로 롤과 소재 사이의 접촉비를 제어함으로서 어느 정도는 개선이 가능하다.

그러나 양산라인에서 판재의 마찰계수를 극한으로 낮출 시 판재의 슬립이 발생하여 결함을 유발 할 수 있다. 또한 정해진 스텐드에서 장비 능력을 고려 시 목표 두께를 적중시키기 위해 스텐드별 압하율의 조정도 한계가 있다.

본 발명은 열연재의 미세조직을 제어하여 최종 냉연/소둔 판재의 두께층의 집합조직을 개선하는 방법으로 열연 사상압연 마지막 스텐드에서 압연온도와 냉각속도를 제어하여, 열연재의 두께 방향 미세조직 특성을 향상시키는 것이다.

두께방향의 미세조직을 제어함으로써 냉연시 발생하는 두께층으로의 변형상태에 대응하여 최종재의 집합조직 제어가 가능하다.

세부적으로 열연 표층부를 국부적으로 이상역에서 압연 함으로써 미세조직을 조대하게 하여 냉연 중 핵생성 사이트와 구동력을 감소시키고, 최종적으로 두께방향으로 균일한 γ-fiber를 분포시키게 되는 것이다.

도 1은 본 발명에 따른 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법을 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명에 따른 열연 강판은 극저탄소강 슬라브 판재를 재가열하는 슬라브 재가열 단계(S-10)와, 상기 재가열된 슬라브 판재를 조압연하는 조압연 단계(S-20)와, 상기 조압된 판재를 다단의 롤스탠드을 사용하여 사상압연하는 사상압연 단계(S-30)를 포함한다.

슬라브 재가열 단계(S-10)의 슬라브 재가열 온도는 슬라브 재가열 온도는 1200 ~ 1240℃인 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1200℃ 미만이면 연속 주조시에 편석된 성분이 재고용되지 못하며, 열간 압연시 압연 부하가 커지는 문제점이 있다. 또한 슬라브 재가열 온도가 1240℃를 초과하면 산화중량 증가에 따른 손실이 크고, 또한 과도한 가열 공정으로 인하여 고장력 강판의 제조 비용을 증가시킨다.

본 발명은 사상압연 단계(S-30)에서, 마지막단 롤 스탠드의 입측 온도는 990~1010℃ 로 하고, 상기 사상압연 마무리 온도를 850~950℃ 로 하고, 스탠드에서의 냉각속도를 20~60℃/stand 로 하는 것을 특징으로 한다.

최종롤스탠드에서, 압연전 표층을 급속하게 냉각하게 되면 표층만 국부적으로 이상역에서 압연이 실시된다. 그에 따라 표층의 결정립 사이즈가 중간층의 결정립 사이즈보다 커지게 되는 것이다.

이러한 온도 조건에 의하면 표층의 결정립 크기가 중간부에 비해 1.2~1.5배의 크기를 가지도록 할 수 있으며, 이로 인해 냉연 소둔 이후 최종 집합 조직 강도가 표층과 유사하게 된다.

사상압연 마무리 온도가 너무 낮을 경우 전체적으로 결정립의 크기가 증가하여 집합조직 강도가 하향되므로, 사상압연 마무리 온도는 910℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 실시예에 따른 극저탄소강의 성분에 관하여 살펴본다.

본 발명에 따른 극저탄소강은 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이 바람직하다.

탄소(C) : 0.003 ~ 0.01%

상기 탄소는 함량이 0.01%를 초과할 경우에는 고용탄소가 내시효성을 크게 악화시키므로 상기 고용탄소를 제거하기 위해 고가의 Ti를 많이 첨가해야 한다. 이 경우 제조원가가 상승하고 향후 용융아연도금을 할 경우 표면에 산화물을 형성시켜 문제점이 발생된다. 따라서 상기 탄소의 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다.

그리고, 상기 탄소는 함량이 0.003% 미만의 경우에는 TiC 석출물의 양이 줄어들어 고용강화 원소를 첨가해야 하므로 제조원가가 상승하고, 도금특성이나 2차가공취성에 취약함을 나타낼 수 있다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.003% 이상인 것이 바람직하다.

실리콘(Si) : 0.02~0.03

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 가진다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.02 중량% 미만이면 상기의 실리콘 첨가효과가 미미하며, 실리콘(Si)의 함량이 0.3 중량%를 초과하면 강판 표면에 산화물을 형성하여 강판의 도금특성을 저해하고 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.

망간(Mn) : 0.1 ~ 0.3%

이러한 망간(Mn)은 소입성을 증가시켜 강도를 상승시키며, 앞서 언급한 바와 같이 실리콘(Si) 등과 함께 일정 범위 내의 함량비로 조합되어 고용강화에 기여하므로, 최소한 0.10 중량% 이상은 첨가되는 것이 좋다.

만일 이와 달리, 상기 망간(Mn)의 함량이 0.30 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는, 슬라브 강의 중심부에 편석을 심화시키고, 충격인성을 저하시키는 원인으로 작용될 수 있다.

따라서 본 발명에서는 이러한 망간(Mn)의 함량을 0.10 ~ 0.30 중량%로 제한한다.

인(P): 0.02 ~ 0.1%

인은 고용강화 효과가 높으면서 연신율값의 저하가 적은 원소로서 본 발명에 따라 석출물을 제어하는 강에서 고강도를 보증한다. 강도 향상을 위해서는 0.02 이상인 것이 바람직하다.

그리고, 인의 함량이 많이 증가할 경우 2차가공취성이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 인의 함량은 0.10% 이하인 것이 바람직하다.

황(S): 0.02 중량% 이하

황(S)은 강 중에 존재하는 대표적인 불가피한 불순물이다.

상기 황(S)은 유화물계 개재물(예: MnS)을 형성하여 강의 인성 및 강도를 크게 저해할 수 있으며, 강의 가공 중 크랙 유발을 일으킬 수 있는 원소이다.

이러한 이유에 따라, 상기 황(S)의 함량비는 가능한 한 낮게 유지하는 것이 유리하다.

따라서 본 발명에서는 이러한 황(S)의 함량을 열연 강판 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.003 ~ 0.005%

질소의 함량이 0.003%미만의 경우에는 석출되는 AlN의 숫자가 적어 결정립 미세화 및 석출 강화의 효과가 적다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.003% 이상인 것이 바람직하다.

질소의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 고용질소에 의한 시효보증이 곤란하다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.005% 이하인 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%

티타늄은 고용탄소 및 고용질소를 석출시켜 가공성 향상을 목적으로 첨가하는데, TiC, TiN 등으로 고용탄소 및 고용질소를 석출시켜 비시효성과 가공성을 확보한다. 티타늄은 니오븀보다 강한 탄,질화물 형성 원소로서 니오븀보다 먼저 고용탄소와 고용질소를 석출시킨다.

이러한 티타늄은 그 첨가량이 0.02% 미만의 경우, 석출에 필요한 니오븀을 제외하고 고용되는 니오븀의 함량이 적어 강도 향상의 효과가 거의 없다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.02% 이상인 것이 바람직하다.

또한, 티타늄은 그 첨가량이 0.06% 초과의 경우, 고용탄소와 고용질소의 양이 적어지므로 고용되는 니오븀이 증가하면서 항복강도가 증가하여 가공성을 약화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.06% 이하인 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.010 ~ 0.10%

니오븀(Nb)은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 Nb(C, N) 석출물을 형성하고, Fe 내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 향상시킨다. 또한 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 향상시키기도 한다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우 상기의 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 한편, 니오븀(Nb)의 함량이 0.1 중량%를 초과할 경우 과다한 석출로 인하여 연주성, 압연성, 연신율 등을 저하시킬 수 있다.

실험결과

C:0.0030%, Si:0.02% , Mn:0.1%, P:0.02%, S:0.005%, N: 0.003%, Ti:0.03%, Nb:0.01% 함량의 극저탄소강 슬라브를 적용하여,

표 1과 같이 마지막 단 사상압연 롤스탠드 입측 온도와, 마무리 압연 온도에 변화를 주어 열연강판을 제조한후, 중심부와 표층부의 결정립 사이즈를 측정해 보았다.

실험결과를 살펴보면, 사상압연 전 표층을 급속하게 냉각을 실시할 경우 표층만 국부적으로 이상역에서 압연을 실시되고, 그에 따라 결정립 표층의 결정립 사이즈가 커지게 된다.

표층의 결정립 크기가 중간부에 비해 1.2~1.5의 값을 가질 때 냉연 소둔 이후 최종 집합조직 강도가 표층과 유사하게 됨을 알 수 있다.

전술된 실시예는 모든 면에서 예시적인 것이며, 한정적인 것이 아닌 것으로 이해되어야 하며, 본 발명의 범위는 전술된 상세한 설명보다는 후술될 특허청구범위에 의하여 드러날 것이며, 이러한 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 등가개념으로부터 도출 가능한 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범주에 포함될 수 있는 것으로 해석되어야 한다.

S-10 : 슬라브 재가열 단계
S-20 : 조압연 단계
S-30 : 사상압연 단계

Claims (9)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브 판재를 재가열하는 슬라브 재가열 단계;
   상기 재가열된 슬라브 판재를 조압연하는 조압연 단계; 및
   상기 조압된 판재를 다단의 롤스탠드을 사용하여 사상압연하는 사상압연 단계;를 포함하며,
   마지막단 롤 스탠드의 입측 온도는 990~1010℃ 로 하고, 상기 마지막단 롤 스탠드의 냉각속도는 20~80℃/stand 이며,
   상기 사상압연 마무리 온도는 850~950℃ 로 하여,
   제조되는 열연강판의 표층 결정립의 크기가 중간부 결정립의 크기의 1.2~1.5배 가 되도록 한 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법.
   
6. 삭제
7. 제 5 항에 있어서,
   상기 사상압연 마무리 온도는 910℃ 이상인 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법.
   
8. 제 5 항에 있어서,
   상기 슬라브 재가열 단계의 슬라브 재가열 온도는 1200~1240℃인 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소를 위한 극저탄소 열연 강판 제조방법.
   
9. 중량%로, 탄소(C): 0.003 ~ 0.01%, 실리콘(Si): 0.02~0.03%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.3%, 인(P): 0.02 ~ 0.1%, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.003 ~ 0.005%, 티타늄(Ti): 0.02 ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.10%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
   제 5 항에 기재된 열연 강판 제조방법으로 제조되어,
   표층 결정립의 크기가 중간부 결정립의 크기의 1.2~1.5배인 것을 특징으로 하는 두께 방향 재질편차 감소시킨 극저탄소 열연 강판.

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