KR101299803B1

KR101299803B1 - 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법

Info

Publication number: KR101299803B1
Application number: KR1020100136746A
Authority: KR
Inventors: 한태교; 강희재
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2010-12-28
Publication date: 2013-08-23
Also published as: KR20120074799A

Abstract

본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하고 열연 제어냉각과 경압하 냉연 및 소둔 공정을 통해 수냉과 같은 급냉 설비를 설치함이 없이도 최종 미세조직으로 페라이트를 90% 이상 함유하도록 함으로써 용접성, 항복비, 연신율, 굽힘 가공성 등의 요구물성이 모두 우수한 항복강도 750MPa 이상의 고강도 냉연 박강판의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55] 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27]를 만족하도록 구성되고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 권취온도(CT)가 [555 -440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr]를 만족하는 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.

Description

용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING LOW-ALLOY HIGH-STRENGTH COLD ROLLED THIN STEEL SHEET WITH EXCELLENT WELDABILITY}

본 발명은 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연속주조법을 이용하여 급냉 설비가 없이도 소량의 합금원소로 용접성, 굽힘가공성 등을 향상시킬 수 있는 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 업계에서는 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 자동차의 충격 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(Pillar) 등의 구조부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 상기 구조부재는 인장강도 대비 항복강도가 높을수록 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높을수록 충격에너지 흡수능에 유리한 특징을 가지고 있다. 그러나 일반적으로 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소되어 성형가공성이 저하되기 때문에 이를 보완한 재료의 개발이 요구된다.

통상적으로 강을 강화하는 방법은 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화로 구분된다. 상기한 방법들 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어려운 문제점이 있다.

석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물의 석출에 기인한 석출강화 및 미세 석출물에 의해 결정립 성장을 억제함으로써 야기되는 결정립미세화 효과를 통해 강도를 확보하게 된다. 따라서, 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점이 있다. 하지만, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 하는 문제점이 있다. 또한 페라이트 기지에 탄,질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기는 매우 어려운 문제점이 있다.

석출강화형 고강도 강에 대한 대표적인 종래기술로는 일본 공개특허 소56-84422호, 평4-221015호가 있다.

일본 공개특허 소56-84422호는 0.15% 이하의 C을 포함하는 저탄소강을 기본으로 하여 Ti, Nb, V 등을 1종 또는 2종 이상 함유하고, 마무리압연온도를 750~950℃, 권취온도를 450℃ 이하로 제한하는 것이다. 그러나, 이 종래기술은 권취온도가 너무 낮아 극미세 석출물을 형성함으로써 강도를 향상시키는데에는 효과적이나 항복강도 750MPa이상의 강도를 확보하지 못할 뿐만 아니라 열연 강판의 형상 불량을 야기하고 석출물 주변에 잔류응력이 증가하여 냉간압연시 과부하 현상이 발생되는 문제점이 있다.

일본 공개특허 평4-221015호는 석출물 형성원소인 Nb 또는 V을 이용하고, 열간압연 후 가속냉각에 의하여 강도를 상승시킬 수 있는 석출강화형 고강도 강을 제시하고 있다. 그러나, 이 경우에도 권취온도가 400℃이하로 설정되어 있어서 이전의 종래기술과 같은 문제점을 가지고 있을 뿐만 아니라, 균일한 페라이트 조직을 형성하는 대신에 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되어 항복비가 낮은 문제점을 가지고 있다.

한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상강(Dual phase steel)이나 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation induced plasticity) 강판과 페라이트와 경질의 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직, 탄화물로 구성된 CP(complexed phase)강 등 여러 가지 복합조직강 등이 개발되어 있지만, 변태강화를 야기하기 위한 경질상 혹은 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해 다량의 Mn, Si 등의 합금원소가 첨가되어야 한다. 하지만, 이러한 경화능 원소는 용접성을 저해하고 소둔시에 Mn, Si계 산화물이 표면에 농화됨으로써 도금특성이 저하되게 되는 단점을 가지고 있다.

변태강화형 고강도강의 제조방법에 대해서는 많은 종래기술에 개시되어 있다. 일 예로서, 일본 특허공개 평6-145892호에는 특정한 화학성분 및 강판의 잔류 오스테나이트 함량을 제어하여 프레스 성형성이 우수한 강판의 제조방법이 제시되어 있다. 일본 등록특허 제2660644호 및 제2704350호에는 특정한 화학성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 강판의 제조방법을 제시되어 있다. 또한, 일본 등록특허 제3317303호에서는 5% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히 국부연신이 우수한 강판의 제조방법이 제시되어 있다. 하지만, 이러한 종래기술들은 대부분 연성의 향상을 도모하기 위해 낮은 항복강도를 갖는데, 이로 인해 내충격특성이 저하하는 단점을 가지고 있다. 또한, 연성만을 고려함으로써 실제 부품 가공시에 필요한 굽힘가공성, 구멍확장성 또는 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.

항복강도 750MPa 이상의 고강도 강판이 구조부재 혹은 충돌부재로 사용되기 위한 필수 요구특성은 용접성이다. 왜냐하면, 구조용 부재 또는 보강 부재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하는데, 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없기 때문이다. 용접성을 고려한 고강도 강판에 관한 기술에는 일본 공개특허 제2003-193194호가 있으나, 실제로 시장에서 요구하는 용접성을 만족시키지 못하는 문제점이 있었다.

또한, 일본 공개특허 제2005-105367호에는 인장강도 780MPa 이상의 고강도 강판에 대해, 고항복 및 용접성과 연성을 확보한 기술이 제시되어 있다. 이와 같이, 780MPa 이상의 고강도 강판을 실제 조업 공정에서 제조하는 경우, 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하되며, 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야 하기 때문에 소둔재의 형상제어, 표면 결함 유발 등 조업성이 크게 저하되는 문제점이 있었다.

한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강공정인 소위 박 슬라브 연속주조법에 의해 스트립을 제조하는 미니밀 공정은 공정 특성상 스트립의 폭방향 길이방향으로 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태조직강을 제조할 수 있는 잠재능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 그러나, 공지의 특허기술은 대부분이 열연강판 특히 압연후 권취까지의 냉각기술에 대한 내용이 주를 이루고 있으며 미니밀 공정의 특성을 이용하여 기존보다 우수한 재질특성을 갖는 고강도강의 제조기술에 대해서는 제시하고 있지 못한 실정이다.

본 발명은 이러한 당업계의 실정을 고려하여 개발된 것으로서, 박 슬라브 연주법을 이용하고 열연 제어냉각과 경압하 냉연 및 소둔 공정을 통해 수냉과 같은 급냉 설비를 설치함이 없이도 최종 미세조직으로 페라이트를 90% 이상 함유하도록 함으로써 용접성, 항복비, 연신율, 굽힘 가공성 등의 요구물성이 모두 우수한 항복강도 750MPa 이상의 고강도 냉연 박강판의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서,

상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)를 만족하도록 구성되고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 권취온도(CT, 단위:℃)가 [555 -440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr](관계식 3)를 만족하는 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 내지 관계식 3에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미합니다.

본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서,

상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)를 만족하도록 구성되고, 상기 냉간압연 단계는 상기 산세된 스트립을 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하는 것으로 구성된다.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 및 관계식 2에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미합니다.

본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서,

상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)를 만족하도록 구성되고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 권취온도(CT, 단위:℃)가 [555 -440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr](관계식 3)를 만족하는 범위 내에서 권취하며, 상기 냉간압연 단계는 상기 산세된 스트립을 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하는 것으로 구성된다.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 내지 관계식 3에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미합니다.

또한, 상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하며, 상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하며, 상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 연속소둔 단계는 740 ~ 820℃ 온도에서 연속소둔 하는 것이 바람직하며, 상기 냉각 열처리 단계는 상기 연속소둔된 스트립을 30℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명에 따른 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S가, [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)을 만족하도록 구성된다.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 및 관계식 2에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미합니다.

또한, 상기 냉연 박강판은 최종 조직에 페라이트가 95% 이상인 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면 열연 박 슬라브 연주법과 경압하 냉간압연 및 소둔 공정을 통해, 소둔시 수냉과 같은 급냉설비 없이도 항복강도가 750MPa 이상의 고강도를 가지면서, 용접성, 연신율, 항복비, 굽힘가공성이 우수하고 재질편차가 작은 저합금 고강도 박강판을 제조할 수 있다.

본 발명에 따라 제조된 저합금 고강도 냉연 박강판은 750MPa의 고강도를 가짐과 동시에 항복비, 연신율도 높기 때문에 충격에너지 흡수능이 우수하여 자동차 업계에서 요구되고 있는 충격 안정성 특성이 우수한 구조부재로 사용될 수 있다.

도 1은 본 발명의 미니밀 공정을 도시한 개략도.

이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용한 미니밀 공정을 통해 저합금 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 대한 것이므로, 먼저 도 1을 참조로 본 발명에 따른 미니밀 공정을 간단히 설명한다.

먼저, 연속주조기(10)에서 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조한다. 이는 기존밀의 연속주조기에서 생산하는 200mm 이상의 슬라브와 대비하여 박 슬라브(Thin slab)라고 한다. 종래 200mm 이상의 슬라브는 야적장 등에서 완전히 냉각되므로, 열간압연을 하기 전에 재가열로에서 표면온도 1100℃ 이상으로 충분히 재가열하여야 했다. 이에 반해 상기 박 슬라브는 재가열로를 거치지 아니하고 곧바로 조압연기(20)로 이송되기 때문에, 연주열을 그대로 이용할 수 있어 에너지를 절감하고 생산성을 크게 향상시킬 수 있다.

조압연기(20)에서 일정 두께 이하의 열연 스트립으로 압연되고, 이 과정에서 저하된 스트립의 온도를 가열수단(30)을 이용해 보상한 후, 가열된 열연 스트립(b)을 마무리 압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연하고, ROT[Run Out Table(60)](이하 "런아웃 테이블"이라 함)를 통해 냉각시킨 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 최종 권취함으로써 원하는 재질의 열연 강판을 제조한다.

이 때, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기(50) 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 열연 스트립(b)을 1차 권취하도록 구성될 수도 있다. 최근에 6mpm 이상의 고속 연주법이 현실화됨에 따라 상기 코일 박스(40)를 사용하지 않는 진정한 의미의 연연속 압연 공정도 개발되고 있고 있다.

상술한 미니밀 공정을 통해 제조되는 본 발명의 저합금 고강도 냉연 박강판은 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.

탄소(C)는 0.01 ~ 0.12중량%가 바람직하다(이하에서 특별히 설명하는 경우 이외에는 모든 %는 중량%를 의미한다). 강 중 C는 탄화물 형성원소와 결합하여 탄화물을 석출하거나 페라이트 고용강화에 의하여 강도를 확보하는데, 0.01% 미만인 경우에 자동차 부품용 소재로서의 강도 확보가 어렵고, 0.12%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하된다.

실리콘(Si)은 0.1 ~ 2.0% 이하가 바람직하다. 강 중 Si는 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상 및 탄화물 석출 억제효과에 의하여 펄라이트의 군집 형성을 억제한다. 다량으로 첨가되는 경우 압연성이 매우 열화되고 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라, 도금강판의 표면특성을 저하시키고 화성처리성을 저하시키기 때문에 통상 1.0% 이하로 함량을 제한하는 경우가 많으나, 최근 도금기술의 진보 등에 의해 강 중 함량이 2.0% 정도까지도 큰 문제없이 제조할 수 있게 되었으므로 그 함량 상한을 2.0% 이하로 제한한다.

망간(Mn)은 0.5 ~ 2.5%가 바람직하다. 강 중 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 함량이 0.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다.

인(P)은 0.001 ~ 0.10%가 바람직하다. 강 중 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 0.10%를 초과하게 되면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다.

황(S)은 0.020% 이하가 바람직하다. 강 중 S은 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다.

가용 알루미늄(Sol.Al)은 0.02 ~ 0.3%가 바람직하다. 강 중 가용 Al은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 경화능을 증가시키는 역할을 한다. 그 함량이 0.02% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.3%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되는 반면 제조비용이 증가할 수 있다.

질소(N)는 0.020% 이하가 바람직하다. 강 중 N는 불순물 원소이므로 그 함량을 최대한 낮추는 것이 바람직하므로 하한을 설정하지 않았으며, 상한은 N를 과도하게 첨가하는 경우 연주성이 열위되고 원단위가 상승하게 되므로, 0.02%를 상한으로 제한한다.

크롬(Cr)은 0.1 ~ 1.2%가 바람직하다. 강 중 Cr은 표면 탈탄을 방지하고 냉각시 저온변태 조직을 촉진하는 소입성 원소이다. Ti, Nb 등의 석출물 형성원소에 의한 석출물은 용접시 고온 급속가열 및 급속냉각에 의하여 용해 후 재석출이 쉽지않음에 기인하여 열 영향부의 경도 열화를 야기하는데, Cr은 저온 변태조직의 확보를 촉진함에 의하여 이를 보상하는 효과가 있다.

또한, Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 열간압연 후 열연재 상태에서 베이나이트 형성을 촉진하는 원소로서 중요한 역할을 한다. Cr의 함량이 0.1% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기한 효과가 거의 나타나지 않으며, 1.2%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 원단위 상승의 문제가 있다.

보론(B)은 0.0010 ~ 0.0080%가 바람직하다. 강 중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가되었다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010% 미만인 경우는 상기의 효과를 얻기가 어렵고 0.0080% 초과하면 입계편석에 의한 입계취화 및 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.

한편, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강에 티타늄(Ti): 0.003 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.003 ~ 0.08%에서 선택되는 1종 또는 2종을 첨가하여 강도상승 및 입경 미세화를 도모할 수 있다. 상기 Ti, Nb의 첨가량은 그 하한이 0.003% 미만의 경우에는 강도 상승 및 입경 미세화를 도모하고자 하는 효과를 확보하기 어렵고, 그 상한이 0.08%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다.

강 중 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb)는 0.18% 이하가 바람직하다. 상기 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb)는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 일종의 불순물 원소로서 그 함량이 0.18%를 초과하면 박 슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로 그 함량을 0.18%이하로 제한한다.

본 발명은 상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따라 상기 성분 범위를 갖는 박강판의 합금 설계시에 C, Si, Mn, Cr, P, S의 합금조성비는 아래의 성분 [관계식 1]과 [관계식2]를 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

C + Mn /6 + Cr /5 ≤ 0.55

[관계식 2]

C + Mn /20 + Si /30 + 2P + 4S ≤ 0.27

[관계식 1]은 아크 용접성 품질 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강 중 C, Mn, Cr의 원소는 아크용접 시의 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 당량이 높을수록 용접성은 열화된다. 본 발명에 따른 박강판이 구조부재 또는 충돌부재로 사용될 때 주로 시공되는 용접방법 중 하나인 아크용접 시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 [관계식 1]과 같이 구성되는 것이다. 관계식 1에 의해 계산된 값이 0.55를 넘으면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

[관계식 2]는 점 용접성의 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강 중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화된다. 본 발명강이 사용될 때 주로 시공되는 용접방법 중 하나인 점 용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 [관계식 2]와 같이 구성되는 것이다. [관계식 2]에 의해 계산된 값이 0.27을 넘으면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

이하에서는 상기와 같이 조성되는 강을 본 발명에 따라 냉연 박강판으로 제조하는 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.

상기의 성분으로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하는데 있어서 주조속도를 4.5mpm 이상으로 한정한 이유는 다음과 같다. 즉, 항복강도 750MPa 이상의 강은 강 중 C, Mn, Si 등의 강도확보를 목적으로 첨가되는 원소들이 연질제품 대비하여 많기 때문에 주조속도가 느릴수록 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 상기 원소의 편석이 발생하면 강도확보가 어려울 뿐만 아니라 재질편차가 발생할 위험성이 크기 때문에 그 속도를 4.5mpm 이상으로 한정한다.

상기와 같이 연속 주조된 박 슬라브는 곧바로 2 ~ 4 스탠드의 조압연기에서 압연한다. 이때 조압연기 입측에서의 슬라브 표면온도가 950 ~ 1,100℃가 되도록 하는 것이 바람직하다. 박 슬라브의 표면온도가 950℃ 미만인 경우는 조압연시 압연하중이 크게 증가할 뿐만 아니라 에지크랙이 발생할 위험이 증가하고, 1,100℃를 초과하는 경우는 산수형 스케일이 발생할 위험이 있으므로 그 온도를 950 ~ 1,100℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 조압연 시의 누적압하율은 본 발명에서 목표로 하는 재질이 균일한 제품을 얻는데 중요한 역할을 한다. 즉 조압연 시 누적압하율이 높을수록 중요 원소들인 Mn, Si, Al 등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭방향, 두께방향의 온도구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 하지만 누적압하율이 65% 미만인 경우는 상기의 효과가 충분히 발휘되지 못하며, 누적압하율이 90%를 초과하는 경우에는 압연변형 저항이 증가해 비용이 크게 상승하므로 그 조건을 65 ~ 90%가 되도록 압연하는 것이 바람직하다.

한편, 상기의 조압연된 스트립은 마무리 압연을 하는데 적당한 온도가 될 수 있도록 인덕션 히터 등의 가열장치로 다시 가열, 보열하는데 있어서 그 온도가 920℃ 미만인 경우는 압연변형저항이 크게 증가하고 1150℃를 초과하는 경우는 에너지 비용의 상승과 함께 스케일 결함이 문제가 되므로, 그 온도를 920 ~ 1150℃로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 가열, 보열된 스트립을 텐덤 형식의 압연기로 마무리 압연을 하는데 있어서 한 스트립 내에서의 압연속도차가 15%이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 즉 본 발명에서 목표로 750MPa급의 고강도강의 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연시 변형속도에 따라 재질특성이 변화할 소지가 클 뿐 만 아니라 압연속도가 달라지면 런아웃테이블(ROT) 상에서의 균일한 냉각속도와 목표 권취온도를 얻기가 어려워서 결국 재질편차가 크게 발생하는 원인이 되므로 압연속도차를 15% 이하로 한정한다.

마무리 열간압연 온도는 Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함인데, 본 발명강의 경우에 2상역 압연이 행해질 경우에는 혼립조직의 형성에 의하여 미세조직 불균일이 발생함에 따른 가공성 열화가 우려되기 때문이다.

마무리 열간압연 후 ROT에서의 냉각속도를 20℃/s이상으로 한 것은 페라이트 변태가 다량 이루어짐에 의해 열연강도 감소 억제와 열연조직을 베이나이트 조직을 포함하도록 하기 위함이다.

한편, 마무리 열간압연 및 ROT 냉각 후에는 하기 [관계식 3]에 의하여 결정되는 권취온도 범위 내에서 권취하는 것이 바람직하다.

[관계식 3]

555 - 440C - 14 Si - 26 Mn - 11 Cr ≤ 권취온도 ( CT ) ≤ 600 - 58C - 35 Mn - 34 Cr

마무리 열간압연 후 권취온도는 본 발명에서 제안하는 주요한 기술구성으로서, 최종 박강판에서 우수한 항복강도와 연신율, 항복비, 굽힘가공성을 얻기 위해 반드시 따라야 한다.

[관계식3]은 수많은 실험을 통해 얻어진 경험식으로서, 권취온도가 하부 베이나이트 역이 될 수 있도록 제안한 것이다. 열연조직을 페라이트와 하부 베이나이트로 구성하는 것은 본 발명의 주요한 기술구성으로서, 열연강도 및 조직이 이후 행해지는 경압하 냉간압연 및 소둔 시의 조직과 재질에 영향을 미치는 주요한 인자임을 확인하였다.

상기의 열연공정을 통해 제조한 열연 강판을 산세 후 냉간압연한다.

냉간압연에서의 압하율은 통상적인 40% 이상이 아닌 10 ~ 34%로 제한한다. 본 발명에서 제안한 항복강도 750MPa 이상의 고강도강은 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하할 수 있기 때문에, 압하율을 제한하여 냉간압연 부하를 감소시킴으로써 생산성을 증대하는 것 또한 본 발명의 특징적 기술구성을 이룬다. 냉간압연에서 압하율이 10% 미만인 경우는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 있으며, 압하율이 34%를 초과하면 재질이 연화되어 희망하는 강도를 확보할 수 없게 된다.

상기에서 얻어진 냉연 강판을 연속소둔하는데 있어서, 소둔온도는 740 ~ 820℃가 바람직하다. 연속소둔 시 온도가 740℃ 미만이면 미재결정에 의한 연신율 열위의 위험성이 있다. 820℃를 초과하는 경우에는 재결정 과다와 거대립 형성으로 강도가 열화할 수 있고, 고온소둔 조업으로 인한 형상불량 등의 통판성 저해 및 표면부 소둔농화에 의한 표면결함 등을 유발할 수 있다. 특히 상기 소둔온도 범위는 통상적으로 대부분의 강종을 연속소둔하는 온도로서 생산성을 저해하지 않는 것이 본 발명의 가장 유리한 효과 중 하나이다.

연속소둔 후에 냉각은 30℃/s 이하의 냉각속도로 완만하게 냉각한다. 30℃/s이하의 완만한 냉각속도에 의해 냉각되기 때문에, 급냉에 의한 형상 뒤틀림 등이 전혀 발생하지 않는 것 또한 본 발명의 유리한 효과이다. 상기의 조건으로 연속소둔함으로써 항복강도 750MPa 이상의 연신율과 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판을 용이하게 제조할 수 있다. 냉각속도가 30℃/s를 초과하면 냉각 시에 형상불량을 야기하여 통판성을 저해할 뿐만 아니라, 최종제품의 형상불량에 의한 품질 저하가 크게 우려되므로, 30℃/s이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명에서 제안한 합금 성분계에서 연속소둔 후의 냉각속도가 30℃/s 이하의 비교적 느린 속도로도 항복강도 750MPa이상의 고강도 강을 확보할 수 있는 것이 본 특허의 중요한 기술구성 중 하나이다.

본 발명에서 제안한 열연 제어냉각 및 경압하 소둔의 공정을 거치지 않고서는 [관계식1]과 [관계식2]를 동시에 만족하는 합금성분계는 경화능이 작아 냉각하는 동안 마르텐사이트 대비 상대적 연질상의 변태가 야기되어 냉각속도가 80 ~ 100℃/s에 이르는 수냉과 같은 급냉설비 없이는 항복강도를 750MPa이상의 고강도 확보가 불가능하기 때문이다.

본 발명에서 제안한 열연 제어냉각 및 경압하 냉각압연 및 소둔을 통해 높은 항복강도 등 우수한 특성을 갖게 되는 것은 다음과 같은 이론적 설명이 가능하다.

열연 제어냉각을 통해 열연조직을 페라이트와 베이나이트로 구성함으로써 적정 열연강도를 확보하고, 경압하 냉간압연을 통해 가공경화에 의한 강도를 상승시켜 목표하는 수준이상의 강도를 확보하며, 이후 연속소둔을 통해 연성을 확보하는 것이다. 이때 열연조직을 베이나이트를 포함시키는 것과 냉간압연 시의 압하율 제어가 중요하며, 열연조직의 베이나이트 분해와 냉간압연의 낮은 압하율이 재결정을 지연시킴으로써 상기 소둔 조건에서 연속소둔이 가능하게 되는 것이다.

본 발명에 따라 제조되는 박강판은 그 조직이 베이나이트(Bainite)와 마르텐사이트(Martensite)가 5% 미만으로, 페라이트가 95% 이상으로 되는 것이며, 연질 페라이트가 95% 이상으로 구성됨에 의하여 굽힘가공성이 개선되는 것이다. 이러한 박강판은 별도의 도금공정을 통해 그 표면에 도금층이 형성된 도금강판으로 제조됨으로써 자동차 강판 등으로 사용된다.

이하, 본 발명의 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명하고자 한다.

하기 표 1과 같이 조성되는 강을 이용하여 표 2의 슬라브 두께, 주속, 압연속도차, 권취 상한온도, 권취 하한온도 및 권취온도, 냉간압하율 및 소둔온도 등의 공정조건이 각각 다른 조건으로 소둔판을 제조한 후 각각의 재질 특성 즉, 인장강도, 연신율, 재질편차, 굽힘가공성, 2상조직분율 등을 조사하여 표 2에 함께 나타내었다. 화학조성은 중량%로 하였으며, 화학조성에 따른 아크 용접성 양호 범위, 점용접성 양호 범위를 나타내는 [관계식 1], [관계식 2]로 각각 계산하여 함께 나타내었다. 권취 상한온도 및 권취 하한온도는 [관계식 3]으로 계산하였다.

[관계식 1]

C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55

[관계식 2]

C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27

[ 권취상한 ] = 600 - 58C - 35Mn - 34Cr

[ 권취하한 ] = 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr

표 2는 [관계식 3]에 의거하여 성분에 따른 권취상한, 권취하한 온도와 함께 주속, 압연속도차, 열연 권취온도, 열연 마무리 후 냉각속도, 냉간압하율, 소둔온도에 따른 인장 재질과 최종 냉각 박강판 조직의 2상 분율(%)을 나타낸 것이다. 본 발명에서 제안한 상기한 제조조건, 즉 주속, 압연속도차, 권취온도, 열연 냉각속도, 냉간압하율, 소둔온도를 만족할 때 항복강도가 750MPa 이상의 고강도를 가지면서, 연신율, 용접성, 굽힘가공성이 우수한 고강도 저합금 박강판의 제조가 가능한 것이다.

비교예 1 및 2는 발명강을 사용하면서 권취온도 범위를 벗어난 경우이고, 비교예 3 내지 5는 발명강을 사용하면서 열연 냉각속도 범위를 벗어난 경우이며, 비교예 6 내지 8은 발명강을 사용하면서 냉간압하율 범위를 벗어난 경우이고, 비교예 9 및 10은 발명강을 사용하면서 미니밀 공정 조건(주속 조건, 스트립 내 압연속도차 조건)을 벗어난 경우이다. 한편, 비교예 11 내지 14는 비교강을 사용하여 제조한 경우이다. 위 실험 결과에 따르면, 동일한 발명강을 사용하더라도 본 발명이 제안한 제조 조건을 따르지 않게 되면, 항복강도 및 인장강도가 급격히 저하됨을 알 수 있으며, 특히, 권취온도 범위와 냉간압하율의 범위가 본 발명의 목적을 달성하는데 가장 중요한 제조 조건임을 확인할 수 있다.

한편, 발명예들의 강판 조직은 2상 분율이 5% 미만으로 페라이트가 95% 이상임을 확인할 수 있다.

10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기

Claims

중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서,
상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)를 만족하도록 구성되고,
상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 권취온도(CT, 단위:℃)가 [555 -440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr](관계식 3)를 만족하는 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 내지 관계식 3에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미함.
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중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0% 이하, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080%, 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 고강도 냉연 박강판을 제조하는 방법에 있어서,
상기 C, Si, Mn, Cr, P, S는 [C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55](관계식 1) 및 [C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27](관계식 2)를 만족하도록 구성되고,
상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 권취온도(CT, 단위:℃)가 [555 -440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr](관계식 3)를 만족하는 범위 내에서 권취하며,
상기 냉간압연 단계는 상기 산세된 스트립을 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
단, 상기 트램프원소, 관계식 1 내지 관계식 3에 기재된 각 성분은 해당 성분의 함량(중량%)을 의미함.
청구항 1에 있어서,
상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 연속소둔 단계는 740 ~ 820℃ 온도에서 연속소둔 하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 냉각 열처리 단계는 상기 연속소둔된 스트립을 30℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법.
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