KR101714909B1 - 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, C: 0.20~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{Hot rolled steel sheet having high surface quality and high strength, and method for producing the same}
본 발명은 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 표면 스케일이 저감되어 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
고강도 열연강판을 소지강판을 하는 고강도 아연도금강판(hot galvanized iron, HGI)은 구조재 등에 널리 사용되고 있다.
상기 고강도 아연도금강판의 소지강판인 고강도 열연강판으로는 통상적으로 Nb을 함유하는 강종들이 사용되어 왔다.
상기 고강도 열연강판은 통상 Nb을 함유하는 강 슬라브를 가열하고 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연한 후, 권취하여 제조된다.
그러나, 상기와 같이 Nb을 함유하는 강 슬라브를 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연하는 경우에는 Nb이 열간압연시 재결정을 지연시켜 마무리압연의 압연하중이 증가하게 되며, 이에 따라 롤 표면 거칠음을 발생시켜 강판의 통판성 불량 및 표면결함, 특히 모래형 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점이 있다.
이러한 표면 결함, 특히 스케일성 결함을 개선하기 위한 종래기술로는 조압연의 전방에서 디스케일링을 행할 시 냉각수의 분사 횟수를 증가시키거나 바 두께를 하향시키거나, FSB(finishing scale breaker) 조건을 강화시켜 스케일 결함을 개선시키는 방법 등이 알려져 있다.
그러나, 상기 종래기술들은 열연 통판성 오작 및 사이즈 변경 빈발 등을 가져오게 되므로 근본적인 해결책이라고 볼 수 없다.
따라서, 조업상의 문제없이 표면 스케일성 결함 문제를 해결하여 표면특성이 우수한 열연강판, 특히 아연도금강판용 열연강판을 제공할 수 있는 기술이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은 표면 스케일성 결함 문제를 근본적으로 개선하여 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 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 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.20~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.20~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, N: 0~120ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 950~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함한다.
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 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 각 성분의 함량 조정 등을 통해, 양호한 물성을 확보하면서 열연강판의 표면 스케일 결함을 현저하게 감소시킬 수 있다.
또한, 열연강판의 표면 스케일 결함을 현저히 감소시킴으로써 아연도금강판의 표면 스케일성 결함을 근본적으로 개선시킬 수 있다.
도 1은 비교예 1의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이다.
도 2는 발명예 1의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이다.
도 3은 발명예 1의 열연강판의 폭방향의 좌측(WS), 중심부(CEN), 우측(DS)의 미세조직을 촬영한 것이다.
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.
고강도 아연도금강판의 소지강판으로 사용되는 열연강판으로는 통상적으로 Nb을 함유하는 강종들이 사용되어 왔다.
그러나, 상기와 같이 Nb을 함유하는 강 슬라브를 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 경우에는 Nb이 열간압연시 재결정을 지연시켜 마무리압연의 압연하중이 증가하게 되며, 이에 따라 롤 표면 거칠음을 발생시켜 강판의 통판성 불량 및 표면결함, 특히 모래형 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점이 있다.
이에, 본 발명자들은 이러한 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점을 해결하기 위하여 오랜 연구 및 실험을 행한 결과, 그 결과에 근거하여 본 발명을 완성하기에 이른 것이다.
본 발명은 모래형 스케일 결함을 유발시키는 Nb을 첨가시키지 않고, Si 및 Mn의 함량, Mn/Si의 중량비, C/Si의 중량비 및 Si/P의 중량비를 적절히 제어하여 스케일 결함을 개선시켜 우수한 표면특성을 확보하는 것이다.
또한, 본 발명은 Nb의 미첨가에 의한 강도 저하를 보상하기 위하여 Mn의 함량을 상향시켜 고용강화를 통해 강도를 향상시킬 뿐만 아니라 권취온도를 제어하여 저온 조직인 베이나이트를 형성시켜 고강도를 확보하는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.20~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있다.
이하, 열연강판의 합금조성에 대하여 설명한다.
탄소(C): 0.20~0.30 중량%
탄소는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다.
탄소의 함량이 너무 적을 경우, 본 발명에서 의도하고자 하는 목표 강도를 구현하기 어렵다. 반면에, 탄소의 함량이 너무 많을 경우, 성형성, 용접성, 충격특성 및 저온인성이 열화될 수 있다.
따라서, 탄소 함량은 0.20~0.30 중량%, 바람직하게는 0.22~0.28 중량%, 더욱 바람직하게는 0.23~0.27 중량%일 수 있다.
실리콘( Si ): 0.03~0.20 중량%
실리콘은 탈산제로 사용되고, 2차 스케일의 밀착성을 향상시키며, 강의 고강도화에 유효한 원소이다.
Si 첨가량이 증가함에 따라 고온의 조압연 온도에서도 표면 결함이 현저히 줄어들 수 있고, 특히 Si가 0.05 중량% 이상 포함될 경우 표면 결함이 거의 발생하지 않을 수 있다. 그러나, 실리콘의 함량이 너무 많을 경우, 적 스케일이 심하게 발생하여 표면품질이 오히려 저하될 수 있다.
따라서, 실리콘 함량은 0.03~0.20 중량%, 바람직하게는 0.05~0.15 중량%, 더욱 바람직하게는 0.05~0.10 중량%일 수 있다.
망간( Mn ): 1.0~2.0 중량%
망간은 강의 고용 강화에 효과적인 원소이다.
망간의 함량이 너무 적을 경우, 강판 강도가 저하될 수 있고, 조대한 MnS가 형성되어 강재가 매우 취약해질 수 있다. 그러나, 망간의 함량이 너무 많을 경우, 합금 원가가 증가할 수 있고, 용접성이 저하될 수 있으며, 연신율 등의 물성은 낮으면서 강판 강도가 지나치게 높아질 수 있다.
따라서, 망간 함량은 1.0~2.0 중량%, 바람직하게는 1.4~1.8 중량%, 더욱 바람직하게는 1.4~1.6 중량%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.02 중량%
인은 시멘타이트 형성을 억제하고 강도 향상에 유리한 성분이다.
인의 함량이 너무 적을 경우, 강판 강도가 저하될 수 있다. 반대로, 인의 함량이 너무 많을 경우, 강판의 중심부에 편석되어 충격인성을 저하시킬 수 있다.
따라서, 인 함량은 0.001~0.02 중량%, 바람직하게는 0.003~0.01 중량%, 더욱 바람직하게는 0.005~0.007 중량%일 수 있다.
황(S): 0.001~0.02 중량%
황은 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 다량으로 함유될 경우, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성함으로써, 강의 충격인성을 크게 손상시키기 때문에, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.
이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 구체적으로 황 함량은 0.001~0.02 중량%, 바람직하게는 0.001~0.01 중량%, 더욱 바람직하게는 0.001~0.005 중량%일 수 있다.
알루미늄( Al ): 0.002~0.05 중량%
알루미늄은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용 강화 효과가 있다.
알루미늄의 함량이 너무 적을 경우 첨가효과를 얻을 수 없고, 반대로, 알루미늄의 함량이 너무 많을 경우 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있다.
따라서, 알루미늄 함량은 0.002~0.05 중량%, 바람직하게는 0.005~0.04 중량%, 더욱 바람직하게는 0.01~0.03 중량%일 수 있다.
Mn / Si 중량 비 : 20~30
본 발명에서는 Mn 및 Si 각각의 함량도 중요하지만, Mn 및 Si의 비, 즉 Mn/Si의 중량 비도 중요하다.
Mn/Si의 중량 비가 너무 작을 경우, 표면품질이 저하되거나 강도 등의 물성이 저하될 수 있다. 반대로 Mn/Si의 중량 비가 너무 클 경우, 용접성 등의 물성이 저하되거나 연신율 등의 물성은 낮으면서 강판 강도가 지나치게 높아질 수 있다.
따라서, Mn/Si의 중량 비는 20~30, 바람직하게는 22~28, 더욱 바람직하게는 24~27일 수 있다.
C/ Si 중량 비 : 1~5
본 발명에서는 C 및 Si 각각의 함량도 중요하지만, C 및 Si의 비율, 즉 C/Si의 중량 비도 중요하다.
C/Si의 중량 비가 너무 작을 경우, 표면품질이 저하되거나 강도 등의 물성이 저하될 수 있다. 반대로 C/Si의 중량 비가 너무 클 경우, 표면품질 등의 물성이 저하되거나 연신율이 떨어질 수 있다.
따라서, C/Si의 중량 비는 1~5, 바람직하게는 2~4일 수 있다.
Si /P의 중량비: 3~10 및 삼원 공정 화합물
Si 성분과 P 성분 모두 스케일과 스틸 계면에 농화하기 쉽고, 첨가량이 증가함에 따라 농화량이 증가하게 된다. 하지만 Si 양이 증가함에 따라, 치밀한 스케일이 형성되어 표면 결함이 감소할 수 있다.
상기 Si와 P를 상기 범위로 복합 첨가할 경우, 표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정 화합물이 형성되어 융점 저하로 스케일 박리력이 증가하고, 이에 따라 표면품질이 개선될 수 있다.
강판의 표면특성 개선을 위해서는 Si/P의 중량비율은 3~10, 바람직하게는 3~8, 더욱 바람직하게는 5~7일 수 있다.
한편, 삼원 공정 화합물은 XRD(X-ray diffraction), SEM(scanning electron microscope), EDS(energy dispersive X-ray spectroscopy), XPS(X-ray photoelectron spectroscopy) 등을 이용하여 확인할 수 있다.
본 발명의 강판의 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.
한편, 본 발명의 상기 강판은 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 상기한 성분 원소에 더하여, 강판의 기계적인 물성 등을 개선하기 위해, 필요할 경우 선택적으로, 본 발명의 열연강판은 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.1% 이하(0 제외), Ni: 0.1% 이하(0 제외), Cr: 0.1% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.08% 이하 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.
상기 질소(N)는 오스테나이트 결정립 내에서 응고과정에서 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정 발생을 촉진하므로 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시키지만, 질소의 함량이 증가할수록 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율을 저하시키므로 질소의 함량은 0.01 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti를 첨가할 경우 강도 증대 효과를 얻을 수 있으나, Ti 함량이 너무 많을 경우 도금성의 열화를 초래할 수 있다. 그 때문에, Ti 함량은 0.02 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Cu를 첨가할 경우 잔류 감마상 형성을 촉진할 수 있고, Ni 및/또는 Mo와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Cu 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Cu 함량은 0.1 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Ni를 첨가할 경우 잔류 감마상 형성을 촉진할 수 있고, Cu 및/또는 나 Mo와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Ni 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Ni 함량은 0.1 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Cr을 첨가할 경우 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Cr 함량이 너무 많을 경우 오히려 Cr이 외부 산화되기 때문에 도금성이 열화될 수 있다. 그 때문에, Cr 함량은 0.1 중량％ 이하인 것이 바람직하다.
상기 V을 첨가할 경우 결정립 미세화에 의한 항복강도를 향상시키고, 강의 젖음성을 증가시키는데 유리한 원소이다. 그러나, 그 함량이 너무 많을 경우 강의 인성이 악화되고 용접부에 크랙이 발생할 위험이 있으므로, V의 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Mo을 첨가할 경우 강도 증대 효과를 얻을 수 있고, Ni 및/또는 Cu와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Mo 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Mo 함량은 0.08 중량% 이하인 것이 바람직하다.
미세조직
본 발명의 열연강판은 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지는 조직을 갖는다.
상기 베이나이트가 너무 많을 경우에는 강도는 향상되지만, 페라이트가 적어 연신율이 저하되는 문제점이 있다. 반면에, 베이나이트가 너무 적은 경우에는 페라이트가 너무 많아지게 되므로 강도가 낮아지는 문제점이 있다. 따라서, 면적분율로 상기 베이나이트는 10~40%, 상기 페라이트는 40~60%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 상기 베이나이트는 20~40%일 수 있다.
펄라이트가 20%미만인 경우에는 가공성이 열위한 문제점이 있으며, 30%초과인 경우에는 가공성 측면에서는 유리하나 고강도를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 따라서 펼라이트는 면적분율로 20~30%인 것이 바람직하다.
스케일 개수
본 발명에 따른 열연강판의 양쪽 표면(앞면+뒷면)에 형성된 점 형태의 모래형 스케일의 수는 평균 0.05개/m2 이하, 바람직하게는 0.03개/m2 이하, 더욱 바람직하게는 0.02개/m2 이하일 수 있다. 길이 1 km 및 폭 1066 mm 크기의 면적을 기준으로 하면, 평균 60개 이하, 바람직하게는 30개 이하, 더욱 바람직하게는 20개 이하일 수 있다. 한편, 상기 스케일 개수는 SDD(Surface Defect Detector)를 이용하여 측정할 수 있다.
스케일은 주로 모래형 스케일일 수 있다. 모래형 스케일은 표면 결함으로 열연 공정에서 발생하고, 비교적 둥근 점 모양으로 판에 모래를 뿌린 것처럼 발생하며, 비교적 얕은 깊이로 폭 전면에 산발적으로 발생하고, 흑갈색을 나타낸다. 모래형 스케일이 존재하면, 도금과 도장 불량이 발생하고, 가공시 표면 크랙으로 진전되며, 표면 불량이 발생할 수 있다.
본 발명에서는 강판 성분의 함량 제어 등을 통해, 열연강판의 표면 스케일 결함을 현저하게 감소시킬 수 있다.
이때, 본 발명에 따른 열연강판의 항복 강도(YS, yield strength)는 570~650 MPa, 인장 강도(TS, tensile strength)는 700~800 MPa, 연신율(EL, elongation)은 13~30%일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 열연강판은 아연 도금층을 추가로 포함할 수 있다.
상기와 같이 아연 도금층을 추가로 포함하는 열연강판은 예를 들어 HGI 등과 같은 아연도금강판일 수 있다.
아연도금은 열연강판 표면 상태 및 형상에 크게 의존하며, 열연강판 표면에 스케일이 많이 존재 할수록 도금표면 품질이 떨어지게 된다. 본 발명에 따른 열연강판은 스케일이 현저히 감소되었기 때문에 도금강판의 스케일 결함을 근본적으로 해결할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 열연강판의 두께는 1.0~5 mm, 바람직하게는 1.0~2.5 mm일 수 있다. 본 발명에 따른 강판의 폭은 500~2000 mm, 코일 무게는 5~40 ton일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.20~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 950~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함한다.
열간압연시 통판성과 표면품질은 상반 관계에 있다. 구체적으로, 통판성을 확보하려면, 슬라브 가열로 추출온도(SRT), 조압연 온도(RDT), 바 두께를 상향시키는 것이 좋다. 반대로, 표면품질을 확보하려면, 슬라브 가열로 추출온도와 조압연 온도를 하향시키고 디스케일링을 강화하는 것이 좋다.
가열 단계
상술한 조성을 갖는 슬라브를 1000~1250℃에서 가열한다.
상기 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 통판성이 저하될 수 있고, 너무 높으면 표면품질이 저하될 수 있다.
상기 슬라브 가열온도(슬라브 가열로 추출온도, SRT)는 1000~1250℃, 바람직하게는 1100~1220℃, 더욱 바람직하게는 1150~1200℃일 수 있다.
조압연 단계
상기 가열된 슬라브를 950~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는다.
상기 조압연 온도가 너무 낮으면 통판성이 저하될 수 있고, 너무 높으면 표면 품질이 저하될 수 있다.
상기 조압연 온도(RDT)는 950~1090℃, 바람직하게는 990~1050℃, 더욱 바람직하게는 1010~1030℃일 수 있다.
열간압연 단계
상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 마무리압연온도가 너무 낮으면 변형저항이 증가하고 통판성이 저하될 수 있으며, 너무 높으면 석출로 인해 재결정이 지연되고 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 본 발명에서 압연 부하(roll force)는 기존과 유사한 수준이나, 실제 압연온도는 기존 제품 대비 낮기 때문에 스케일 저감에 유리하다.
평균변형저항이 너무 작으면 석출로 인해 재결정이 지연되고 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있고, 평균변형저항이 너무 크면 통판성이 저하될 수 있다.
상기 마무리압연 온도(FDT)는 810~910℃, 바람직하게는 830~890℃, 더욱 바람직하게는 850~870℃일 수 있다.
권취단계
상기와 같이 마무리압연하여 열연강판을 얻은 후 상기 열연강판을 권취하는 단계를 행한다.
이때, 상기 권취온도(CT)는 500~600℃일 수 있다. 즉, 상기와 같이 마무리압연하여 열연강판을 얻은 후 500~600℃까지 냉각한 후 권취할 수 있다.
상기와 같이 권취온도를 한정한 이유는 저온조직인 베이나이트 상을 적절하게 형성하기 위함이다.
권취온도가 너무 낮으면 베이나이트 형성량이 너무 많아 연신율이 저하될 수 있고, 너무 높으면 베이나이트 형성량이 너무 적고 상대적으로 페라이트 함량이 많아 강도가 감소할 수 있다.
따라서, 상기 권취온도(CT)는 500~600℃, 바람직하게는 520~580℃, 더욱 바람직하게는 540~570℃일 수 있다.
아연도금단계
본 발명에 따른 열연강판의 제조방법은 열간압연 후 아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 아연도금층은 용융아연도금층일 수 있다.
또한, 본 발명에 따라 도금강판을 제조하는 경우, 도금 전에 열처리를 행할 수 있으며, 예를 들어 열연강판 코일을 천천히 가열하기 위하여 1차 가열 섹션(Heating Section)에서는 강판을 340~440℃로 가열하고, 2차 가열 섹션에서는 도금욕의 온도가 약 450℃이기 때문에 드로스(Dross) 발생 등을 방지하기 위하여 도금욕 온도와 유사한 온도가 되도록 400~500℃로 가열할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
( 실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 본 발명의 제조조건을 만족하는 슬라브 가열온도 1170℃, 조압연 온도 1020℃, 마무리압연 온도 860℃, 권취 온도 550℃의 조건으로 열연강판(비교예 1, 발명예 1 및 2)을 제조하였다.
상기 열연강판(비교예 1, 발명예 1 및 2)의 표면품질, 형상, 통판성, 정정실수율, 도금성 등을 각각 하기의 평가기준 및 측정방법으로 측정하였으며, 그 결과를 표 2에 나타내었다.
표면품질
표면품질은 SDD(Surface Defect Detector)를 이용하여 측정하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: SDD상 스케일 개수 0.06개/m2 이하
○: SDD상 스케일 개수 0.06 개/m2초과 0.08개/m2 이하
△: SDD상 스케일 개수 0.10개/㎥ 초과
형상
형상은 육안 확인을 통해 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: 파고 2 mm 미만
○: 파고 2~7 mm
△: 파고 9 mm 이상
통판성
통판성은 꼬임 발생여부를 육안으로 판단하여 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: 꼬임 미발생
△: 꼬임 발생
도금성
도금성은 표면등급을 통해 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
○: 도금 결함 표면이 0.5 면적%이하
△: 도금 결함 표면이 0.5 면적%초과
미세조직
광학현미경을 이용하여 미세조직의 면적분율을 측정하였다.
삼원공정
XRD 등을 이용하여 강판 표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정 화합물 형성여부를 확인하였다.
○: 형성
×: 미형성
강종 C Si Mn P S Nb Al Mn/Si C/Si Si/P
비교강 1 0.15 0.02 0.9 0.01 0.005 0.015 0.015 45 7.5 2
발명강 1 0.21 0.06 1.5 0.009 0.005 0 0.015 25 3.5 6.7
발명강 2 0.22 0.06 1.6 0.009 0.005 0 0.015 26.7 3.67 6.7
강종 표면 품질 형상 통판성 도금성 미세조직 삼원공정 구분
비교강 1 △ ○ △ ○ 베이나이트 28%
펄라이트 26%
페라이트 46%		 × 비교예 1
발명강 1 ◎ ○ ◎ ○ 베이나이트 30%
펄라이트 25%
페라이트 45%		 ○ 발명예 1
발명강 2 ◎ ○ ◎ ○ 베이나이트 31%
펄라이트 24%
페라이트 45%		 ○ 발명예 2
비교예 1의 경우, 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하지 않아 삼원공정이 형성되지 않았으며 표면품질 및 통판성이 열위하였다.
반면에, 발명예 1 및 2에 따른 열연강판은 삼원공정이 형성되었으며, 표면품질 및 통판성이 비교예1에 비하여 우수함을 확인할 수 있다.
한편, 광학현미경를 이용하여 미세조직을 측정한 결과, 발명예 1 및 2의 강판은 미세조직의 면적분율로 30%의 베이나이트, 25% 펄라이트 및 45%의 페라이트로 이루어졌다.
도 1은 비교예 1의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이고, 도 2는 발명예 1의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것으로, 1 km 및 폭 1066 mm 크기의 면적을 기준으로 하여, 비교예 1의 강판에서는 60개 이상의 스케일이 존재하였으나, 발명예 1의 강판에서는 20개 미만의 스케일만이 확인되었다.
또한, 도 3은 발명예 1의 강판의 폭방향의 좌측(WS), 중심부(CEN), 우측(DS)의 미세조직을 촬영한 것으로 균일한 미세조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.
( 실시예 2)
상기 발명강 2를 이용하여 권취온도(CT)에 따른 물성 변화를 관찰하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 다른 제조조건은 슬라브 가열온도 1170℃, 조압연 온도 1020℃, 마무리압연 온도 860℃로 동일하게 하였다.
하기 표 3에서 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 연신율(EL)은 일본 공업규격 JIS Z 2241에 규정되어 있는 금속재료의 인장시험방법에 따라, JIS Z 2201에 규정되어 있는 5호 시험편을 이용하여 측정한 것이다.
강종 CT(℃) YS(MPa) TS(MPa) EL(%) 구분
발명강 2 560 641 756 17 발명예 3
발명강 2 623 545 620 20 비교예 2
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 권취온도로 권취한 발명예 3의 경우 우수한 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 연신율(EL) 특성을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.
반면에 비교예 2의 경우, 권취온도가 너무 높아 항복 강도(YS), 인장 강도(TS) 특성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.21~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
    미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
    표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있고,
    570~650 MPa의 항복 강도, 700~800 MPa의 인장 강도 및 13~30%의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 중량%로, N: 0.01% 이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.1% 이하(0 제외), Ni: 0.1% 이하(0 제외), Cr: 0.1% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.08% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판의 양쪽 표면에 형성된 점 형태의 모래형 스케일의 수가 평균 0.05개/m2 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 아연도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 삭제
  6. 중량%로, C: 0.21~0.30%, Si: 0.03~0.20%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.002~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Mn/Si의 중량비가 20~30이고, C/Si의 중량비가 1~5고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 950~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하는 570~650 MPa의 항복 강도, 700~800 MPa의 인장 강도 및 13~30%의 연신율을 가지며 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.1% 이하(0 제외), Ni: 0.1% 이하(0 제외), Cr: 0.1% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.08% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 권취하는 단계의 권취온도는 500~600℃인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 권취 단계 후에 아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 아연도금층을 형성하기 전에 340~440℃로 1차 가열하고, 400~500℃로 2차 가열하는 단계를 추가로 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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