KR101797383B1 - 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDFInfo
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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
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.
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.
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 | 슬라브 두께 (mm) |
주속 (mpm) |
RSB (Bar) |
FSB (Bar) |
슬라브 표면 온도 (℃) |
Ar3 (℃) |
마무리 압연 온도 (℃) |
권취 온도 (℃) |
|
| 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.
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
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)
- 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 포함하며,
인장강도가 590MPa 이상이며, 구멍확장성이 80% 이상이고, 인장강도의 재질편차가 10MPa 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
- 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.
- 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.)
- 제1항에 있어서,
상기 페라이트의 결정립은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 5㎛ 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
- 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.
- 제1항에 있어서,
상기 열연강판의 두께는 3.0mmt 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
- 삭제
- 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.
- 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.
- 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.)
- 제8항에 있어서,
상기 연속주조의 주조속도는 5.0mpm 이상인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 제8항에 있어서,
상기 조압연은 바 플레이트 두께가 10~40mm가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 제8항에 있어서,
상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mmt 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 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.)
- 제8항에 있어서,
상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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