KR101917467B1 - 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 50~80%, 마르텐사이트 15~35% 및 베이나이트 5~15%를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.
식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
(상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

Description

재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING LOW DEVIATION OF MECHANICAL PROPERTY AND EXCELLENT SURFACE QUALITY AND WELDABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드(CEM 공정)를 이용하여 인장강도 600MPa급의 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
전 세계적으로 차체 승객 충돌 안정성 및 CO2 환경 규제등의 강력한 요구에 따라 차체 초고강도화 및 초경량화의 실현이 필요하게 되어 780MPa급 이상의 초고강도 강판의 개발이 활발히 진행되고 있다. 그러나, 상업 생산 시 어려가지 제한 조건에 의해 아직 산업계에서는 주로 590MPa급 이상의 고강도 강판이 사용되고 있는 실정이다.
통상 고강도 복합 조직강은 마르텐사이트(Martensite), 베이나이트(Bainite), 잔류 오스테나이트(Retained Austenite) 및 페라이트(Ferrite)의 저온 변태 복합조직을 이용한 변태 강화강을 말하며, 이중 소위 DP(Dual Phase)강은 주로 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 이루어진 강으로 낮은 항복강도를 갖는 대표적인 강종 중 하나이다. DP강은 마무리 압연 후 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역에서 단순한 냉각에 의해 제조하기 때문에 다른 고강도 복합 조직강에 비해 제조 방법이 간단하다. 그러나, 최종조직이 페라이트와 마르텐사이트로 구성되어, 용접시 용접열에 의해 모재(Base Meatl) 근처의 열영향부(HAZ, Heat Affected Zone)에서 마르텐사이트가 템퍼링(Tempering)되어 연화현상이 발생하여 강도가 하락하는 문제점이 있다.
한편, 대부분 자동차용 강판은 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성을 갖는 제품의 제조가 필요하다. 또한 차체 혹은 샤시 부분에 강판을 적용하기 위해서는 각 부품의 조립이 필수적이며, 조립 방법으로는 크게 용접(welding), 접착(adhesive bonding), 기계적 결합(mechanical fastening) 등이 있다. 다시 용접은 저항 점용접(RSW: Resistance Spot Welding), 아크 용접(Arc Welding), 레이저 용접(LBW: Laser Beam Welding)등이 차체 접합법으로 사용되고 있다. 자동차는 약 300여개의 프레스 성형품으로 이루어져 있는데, 원가 측면에서 유리한 저항 점용접이 차 1대당 4,000점 이상으로 가장 많이 적용되고 있다. 따라서, 재질 편차뿐만 아니라, 저항 용접성 및 용접부 특성이 우수한 강판의 제조가 필요하다.
최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 공정 특성 상 스트립의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다.
특허문헌 1에서는 미니밀 공정에서 배치(Batch) 방식으로 인장강도 590MPa급 열연 DP강의 제조 방법에 관한 것으로 최종 강판 두께를 3.0mm로 한정하고 있다. 이러한 이유는 기존 미니밀 공정의 경우 바 플레이트(Bar Plate)가 코일박스(Coil Box)에 감겼다 풀리는 배치 방식으로 하나의 강판을 생산할 때 마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 스트립(Strip)의 직진성 및 통판성이 좋지 않고, 판파단 위험성이 아주 높아 3.0mm 이하의 열연 코일(Coil)을 생산하기가 어렵다.
따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있는 제조공정 및 타 경쟁사 제품 대비 가격 경쟁면에서 우수한 저 원가형 새로운 강종 개발이 요구된다.
한국 공개특허공보 제10-2012-0052022호
J.-P. Kong, Science and Technology of Welding and Joining, Vol.21, No.1, 20
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드(CEM 공정)를 이용하여 인장강도 600MPa급의 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 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: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 50~80%, 마르텐사이트 15~35% 및 베이나이트 5~15%를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~ 120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
상기 바 플레이트를 100~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 300~400bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 3~8초간 공냉한 후, 150℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 250℃ 이하에서 권취하는 단계;를 포함하고,
상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
(상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
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, 표면 품질 및 용접성이 우수할 뿐만 아니라 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 실수율이 우수하고 두께가 3.0mm 이하인 인장강도 600MPa급 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
또한, 기존밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있으며, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.
또한, 본 발명에 의해 개발된 강은 종래강 대비 합금철 투입량을 현저히 감소시킴으로써 제조원가를 낮출수 있어 제품 가격 경쟁면에서도 우수하다.
도 1은 발명예 5의 광학현미경 조직사진이다.
도 2는 발명예 5의 SEM 조직사진이다.
도 3은 발명예 5의 PO재 스트립 표면을 촬영한 사진이다.
도 4는 발명예 5의 고객사 프레스 가공 부품 사진이다.
도 5는 비교예 3의 PO재 스트립 표면을 촬영한 사진이다.
도 6은 발명예 4와 비교예 5의 AlN 석출거동을 나타낸 결과이다.
도 7은 비교예 4의 AlN 석출거동을 나타낸 결과이다.
도 8은 종래예 1의 AlN 석출거동을 나타낸 결과이다.
도 9는 비교예 17의 광학현미경 조직사진이다.
도 10은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정(CEM)에 대한 모식도이다.
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(3.0mm 이하)의 열연강판을 생산하기 어렵고, 에지 결함 및 표면품질 저하 등의 문제점이 발생할 수 있으며, 일반적인 DP강의 경우 최종조직이 페라이트와 마르텐사이트로 구성되어, 용접시 용접열에 의해 모재(Base Meatl) 근처의 열영향부(HAZ, Heat Affected Zone)에서 마르텐사이트가 템퍼링(Tempering)되어 연화현상이 발생하여 강도가 하락하는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 성분 및 제조 공정을 정밀하게 제어함으로써 마르텐사이트 분율을 낮추고, 강도와 연성을 동시에 확보할 수 있는 베이나이트 조직을 형성시키며, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질 및 용접성이 우수하고, 동시에 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 두께가 3.0mm 이하인 인장강도 600MPa급의 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 50~80%, 마르텐사이트 15~35% 및 베이나이트 5~15%를 포함한다.
식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
(상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.06%
탄소(C)은 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다.
C 함량이 0.03% 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 0.03~0.06%인 것이 바람직하다.
Mn : 0.8~1.9%
망간(Mn)는 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다.
Mn 함량이 0.8% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 1.9% 초과인 경우에는 목표로 하는 연신율 확보가 어려울 뿐만 아니라 용접성, 열간 압연성 등이 열위해질 수 있다. 또한 Mn 함량이 과다 첨가되면, 응고 근방의 온도에서 델타-페라이트(Delta-ferrite) 영역을 감소시켜 낮은 C 영역에서도 아포정 반응이 일어날 수 있기 때문에, 고속 연주시 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 용강 유출로 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.8 ~ 1.9%인 것이 바람직하다.
Si : 0.1~0.4%
규소(Si)는 강판의 연성을 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다.
Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.4% 초과인 경우에는 강판 표면에 적스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.4%인 것이 바람직하다.
P: 0.01~0.05%
인(P)은 강판을 강화시키는 역할을 하는 원소이다.
P 함량이 0.01% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.01~0.05%인 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.
N: 0.001~0.010%
질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다.
N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.010% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 따라서 N 함량은 0.001~0.010%인 것이 바람직하다.
하기 식(1)을 만족하는 Al
식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
(상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
알루미늄(Al)은 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시키는 역할을 한다. 그러나, 이러한 효과는 Al 원소 상태로 존재할 때 얻을 수 있는 것이나, 질소가 다량 포함될 경우에는 질소의 영향만큼을 추가적으로 고려해줄 필요가 있다. 따라서, Al 함량의 하한은 1.9N+0.005 이상일 수 있다. 반면에, Al 함량이 (1.9N+0.025) 초과인 경우에는 AlN 석출물이 다량 형성되어 고온연성 저하로 인해 주편 또는 바 플레이트의 에지 품질을 저하시킬 수 있으며, 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있다.
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, 상기 각 원소들은 하기 식(2)를 만족하도록 첨가될 수 있다.
식(2): 1.0≤C+2Si+Mn≤2.4
(상기 식(2) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
상기 식(2)는 강도, 표면품질 및 용접성을 확보하기 위해 주요 첨가되는 성분의 상관관계를 고려하여 설계된 식으로서, 식(2) 값이 1.0 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 식(2) 값이 2.4 초과인 경우에는 표면 품질 및 용접성이 열위할 수 있고, 제조 단가가 상승할 우려가 있다.
또한, 상기 각 원소들은 하기 식(3)을 만족하도록 첨가될 수 있다.
식(3): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 식(3)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
상기 식(3)은 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq 값을 0.12~0.23로 관리함으로써, 우수한 저항 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다.
Ceq가 0.12 미만인 경우에는 경화능이 낮아 목표로 하는 인장강도을 확보하기 어려울 수 있으며, Ceq가 0.23 초과인 경우에는 용접성이 저하되어 용접부의 물성이 열화될 수 있다.
또한, 상기 각 원소들은 하기 식(4)로 정의되는 ELC(Expulsion Limit Current, 비산한계전류)가 8kA 이상일 수 있다.
식(4): ELC(kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr
(상기 식(4)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Cr이 포함되지 않은 경우에 Cr은 0으로 계산함.)
상기 식(4)은 강판의 저항 점용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서 비특허문헌 1에 개시되어 있다. 비산한계전류란 비산(Expulsion)이 발생되는 상한전류를 의미하며, 비산 발생 시 용접부 내에 기공 및 크랙(Crack)이 발생하여 용접부 강도가 감소할 수 있다. 따라서 저항 점용접에서의 ELC는 상당히 중요한 지표 중 하나이다.
통상 로브곡선(lobe curve)은 자동차산업에서 저항 점용접성을 평가하는 지표로 사용되고 있다. 일반적으로 로브곡선은 전극의 가압력을 고정한 상태에서 용접전류와 용접시간에 따라 최소 너깃직경 (4t1 /2 또는 5t1 /2, 여기서 t는 소재 두께) 또는 최소 인장강도를 만족하는 하한전류와 비산이 발생되는 상한전류 (또는 비산한계전류) 사이의 폭을 이용하여 용접성을 평가한다. 특히 600MPa급 이상의 고강도강에서는 일반강 대비 첨가된 원소의 함량이 많아 전기저항이 높아져, 과도한 저항열이 발생하여 최소 너깃직경 (4t1 /2 또는 5t1 /2, 여기서 t는 소재 두께) 또는 최소 인장강도를 만족하는 하한전류 감소폭 보다 ELC 감소폭이 아주 큰 특징이 있다. 따라서 ELC은 저항 점용접성을 평가하는 지표로 사용이 가능하며, ELC가 높을수록 전기저항점용접성이 우수하다는 것을 의미한다.
본 발명에서는 상기 ELC값을 8kA 이상으로 관리함으로써, 우수한 저항 점용접성을 확보할 수 있다. 통상 ELC는 소재의 두께, 표면조도, 도금 여부 및 용접조건 등에 따라 달라질 수 있다. 따라서, 상기 평가기준은 유럽 자동차사 대부분이 채택하고 있는 ISO18278-2의 용접조건에 의거한다. 만약 ELC가 8kA 미만인 경우에는 용접이 가능한 적정용접 구간이 좁게되어 산업현장에 적용하기가 어려울 뿐만 아니라, 비산이 발생하기 쉬워 우수한 용접부 기계적 물성을 확보하기가 어려울 수 있다.
한편, 상술한 원소들 외에 추가로 Ti, Nb, B, Cr, Mo 및 Sb 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 열연강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세 제어 등을 위하여 1종 이상 첨가할 수 있다.
Ti: 0.001~0.05%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN 석출물량을 감소시켜, 고온연성 저하를 방지하여 에지 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. 따라서 Ti은 박 슬라브 고속 연주에서 발생되는 표면 및/또는 에지 품질 문제 해결 및 강도를 확보하는데 아주 유용한 원소이기 때문에 정밀 제어가 필요하다.
Ti 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 0.05% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서 Ti 함량은 0.01~0.05%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.001~0.05%
니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 0.05%를 초과하게 되면 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Nb의 함량은 0.001 ~ 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.001~0.005%
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 상기 효과를 얻을 수 없으며, 0.005%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, B의 함량은 0.001 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.01~0.5%
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다.
Cr 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 0.5% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, Cr 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.
Mo: 0.001~0.05%
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. Mo 함량이 0.001% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 0.05% 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하되기 때문에, Mo의 함량은 0.001 ~ 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다
Sb: 0.005~0.02%
안티몬(Sb)은 열연스케일 결함의 형성을 억제하는 역할을 하는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.02%를 초과하게 되면 제조비용 및 가공성 열화뿐만 아니라, 저용점 원소로 에지 크랙 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하일 수 있다. 트램프원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과인 경우에는 박 슬라브의 표면 크랙 및 열연강판의 표면 품질을 저하 시킬 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 면적분율로 페라이트 50~80%, 마르텐사이트 15~35% 및 베이나이트 5~15%를 포함한다.
페라이트 분율이 80% 초과인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있고, 50% 미만인 경우에는 나머지 마르텐사이트 및 베이나이트 조직의 분율이 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있다. 또한, 마르텐사이트 분율이 35% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있고, 15% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다.
또한, 상기 열연강판의 미세조직에 베이나이트 조직을 일부 포함시키는 이유는 아래와 같다.
페라이트 및 마르텐사이트의 2상으로만 구성된 일반적인 DP(Dual Phase)강의 경우, 마르텐사이트 분율이 높아 용접시 열영향부에서 마르텐사이트가 템퍼링(Tempering)되어 연화현상이 발생하여 강도가 하락하는 문제점이 있다. 마르텐사이트 대신 베이나이트 조직을 어느 정도 확보시 이러한 문제점을 개선할 뿐만 아니라, 베이나이트의 조직 특성상 강도와 가공성을 동시에 확보 할 수 있다. 또한, DP강의 경우 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트 두 상간의 계면강도 차이에 의해 계면에서 우선 파단이 발생하여 가공성이 열위한 문제점이 있다. 그러나 베이나이트는 페라이트와 마르텐사이트의 중간 강도를 갖는 조직으로 이 두 조직 계면에 베이나이트 조직을 구성시킬 경우 상기와 같은 문제점이 개선되어 가공성을 향상 시킬 수 있다.
베이나이트 면적분율이 5% 미만이 경우 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, 15% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있을 수 있다.
이때, 상기 페라이트는 원상당 직경으로 측정한 결정립의 평균 크기가 5㎛ 이하일 수 있다.
미세 결정립을 갖는 페라이트 조직의 확보를 통해 강도와 가공성을 동시에 확보하기 위함으로, 상기 페라이트 결정립의 평균 크기가 5㎛을 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다.
반면에 페라이트 결정립의 평균 크기가 미세할수록 강도 및 가공성이 보다 향상될 수 있으므로, 특별히 그 하한을 한정할 필요는 없으나, 페라이트 결정립의 평균 크기를 1㎛ 미만으로 제어하기 위해서는 석출물 및 질화물 형성원소인 Ti 및 고가의 Nb, Mo등을 첨가되어야 하기 때문에 제조원소가 상승 할 수 있으므로 페라이트 결정립의 평균 크기의 하한은 1㎛ 일 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 열연강판은 두께가 3.0mm 이하일 수 있다. 열연 후물재(3.0mm 초과)만 생산이 가능한 기존 미니밀 공정과 달리, 본 발명에서 제시하는 제조방법에 따라 열연강판을 제조하는 경우 두께를 3.0mm 이하로 생산 가능하기 때문이다. 보다 바람직하게는 2.0mm 이하일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 열연강판은 인장강도가 600MPa 이상이고, 연신율이 20% 이상일 수 있다.
재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 용강을 두께 60~ 120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계; 상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계; 상기 바 플레이트를 100~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 300~400bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 3~8초간 공냉한 후, 150℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 250℃ 이하에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행해진다.
상기 각 단계들이 연속으로 행해진다는 것은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것을 의미한다.
최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 연주~압연 직결 공정으로 공정 특성 상 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정이다.
이러한 연주~압연 직결 공정에는 기존의 배치 모드(batch type)와 새로 개발되고 있는 연연속압연 모드(Continuous and Endless Mill, CEM)가 존재한다.
배치 모드의 경우에는 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기 앞에 코일 박스에서 권취한 후 마무리 압연을 행하기 때문에 스케일 박리성 저하, 표면품질 저하, 3.0mmt 이하의 강판 생산시 판파단 등의 문제점이 발생할 수 있다.
연연속압연 모드(Continuous and Endless Mill, CEM)의 경우 배치 모드와 달리 마무리 압연 전 권취하는 공정이 없어 배치 모드의 문제점은 해결되나, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 보다 정밀한 제어가 필요하다.
도 10은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정(CEM)의 예를 도시한 것이다. 연속주조기(100)에서 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조하고, 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, RSB)와 마무리압연기(600) 앞에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)가 있어 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판을 산세 시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)재 생산이 가능하다. 또한, 마무리 압연 단계에서 하나의 강판 내에서의 압연 속도차가 5% 이하로 등온 등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 런아웃 테이블(600)(Run Out Table, ROT)에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차가 우수한 강판을 제조할 수 있다.
이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.
연속주조 단계
상술한 합금조성을 만족하는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조한다.
상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 60mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 60~120mm인 것이 바람직하다.
이때, 상기 연속주조하는 단계는 염기도가 1.0 이상이고, Free-C 함량이 3.0~6.0%인 몰드 플럭스를 이용하여 행할 수 있다. 여기서 염기도는 CaO(%)/SiO2(%) 비를 의미한다.
일반적으로 고강도강의 경우 높은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 성분이 많아 선형크랙 민감성이 아주 높다. 따라서 염기도가 1.0 미만인 몰드 플럭스를 사용하게 되면, 전열량이 높아 슬라브 표면 강냉에 의해 선형크랙 발생 민감성이 높아지기 때문에 염기도가 1.0 이상인 몰드 플럭스를 사용하는 것이 바람직하다.
또한, 몰드 플럭스의 용융속도 조절 기능을 하는 Free-C 함량은 3.0~6.0%인 것이 바람직하다. Free-C 함량이 6.0% 초과인 경우에는 몰드 안의 슬래그(Slag) 내부에 슬래그 풀(Slag pool)과 베어(Bear) 사이에 있는 미립 카본(Carbon) 층이 오실레이션 마크(Oscillation Mark)에 따라 픽업(Pick-up)되어 산세 시 코일 상, 하면 에지(Edge) 근방에 검은색의 띠 형태인 Smut 결함이 산발적으로 발생하여 PO재 표면품질이 열위하게 된다. 반면에, Free-C 함량이 3.0% 미만인 경우 몰드 플럭스의 용융속도가 너무 빨라져 소모량이 많아 제조비용 상승 및 고속주조가 어려울 수 있다.
또한, 상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm일 수 있다.
주조속도를 4mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 또한 주속이 느릴 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 가공성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 주조속도가 8mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 우려가 있다.
박 슬라브 스케일 제거 단계
상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 40℃ 이하의 냉각수를 150bar이상의 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 200㎛ 이하로 제거할 수 있다.
상기 압력이 150bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다.
조압연 단계
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는다. 예를 들어, 연속주조된 박 슬라브를 2 ~ 5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연한다.
이때, 상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950~1100℃이고, 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 행할 수 있다.
조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950℃ 미만인 경우에는 조압연 하중 증가 및 조압연 과정에서 바 플레이트 에지부에 크랙이 발생할 가능성이 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 수 있다.
반면에, 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1100℃ 초과인 경우에는 열연 스케일(scale) 잔존에 따른 열연 표면 품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있을 뿐만 아니라, 주편 내부 온도가 너무 높아 미응고가 발생할 수 있어 조압연전에 주편이 부풀어 올라 주조 중단이 발생할 수 있다. 또한, 벌징(Bulging)이 발생하여 MLH(Mold Level Hunting)가 심하게 발생하게 되므로 하여 주속 감속 및 고속 주조가 어려울 수 있다. 즉, 몰드(Mold)내의 용강이 심하게 흔들려 고속주조가 어려울 수 있으며, 연주 조업을 순간적으로 안정화하기 위해 주속을 감속해야 하나, 이로 인해 표면품질 및 강도를 확보 할 수 없고 연연속압연이 어려울 수 있다.
조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850℃ 미만인 경우에는 AlN 석출물등이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높아질 우려가 있다. 반면에 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위할 수 있다.
또한, 상기 조압연은 누적 압하율이 60~90%가 되도록 행할 수 있다.
조압연 시 압하율이 높을수록 고강도강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Si, Cr등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭 및 두께 방향의 온도구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 누적 압하율이 60% 미만인 경우는 상술한 효과가 불충분하며, 90% 초과인 경우에는 압연변형 저항이 크게 증가해 제조 비용이 상승할 수 있다.
바 플레이트 스케일 제거 단계
상기 바 플레이트를 100~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 300~400bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거한다. 예를 들어, 바 플레이트를 마무리 압연 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)의 1열 노즐 및 2열 노즐을 사용하여 표면 스케일 두께를 20㎛ 이하까지 제거할 수 있다.
상기 1열 및 2열 노즐의 압력이 각각 100bar 및 300bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 1열 노즐의 압력이 200bar 초과이거나, 상기 2열 노즐의 압력이 400bar 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 2상역 압연을 실시한다.
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.
변태조직강의 경우 강도와 연성을 동시에 향상시키기 위해서는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 어떻게 미변태 오스테나이트에 농화시키느냐 하는 것이 중요하며, 상기 2 상역에서 마무리 압연을 실시하는 경우 용질원소의 분배거동이 향상되기 때문에 동일한 성분에서도 결국 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타내어 강도와 연성이 동시에 향상된 것으로 판단된다.
한편, 기존 고로밀과 미니밀 공정에서 마무리 압연온도가 Ar3 보다 낮을 시 압연 통판성에 문제가 있지만, 본 발명에 따른 연주~압연 직결 공정에서는 공정의 특성상 등온·등속으로 압연하기 때문에 압연 통판성 등의 조업상 문제가 없어 Ar1~Ar3의 온도에서 저온압연이 가능하다.
이때, 상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mm 이하가 되도록 행할 수 있다.
마무리 압연 속도가 600mpm 초과일 경우에는 판다단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온·등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생될 수 있다. 마무리 압연 속도가 200mpm 미만인 경우에는 마무리 압연 속도가 너무 느려 마무리 압연 온도를 확보하기가 어려울 수 있다.
또한, 상기 마무리 압연은 면적분율로 페라이트 30~50%, 오스테나이트 50~70%가 형성되도록 행할 수 있다.
페라이트 분율이 50%를 초과할 경우 상대적으로 오스테나이트 분율이 낮아 냉각 후 마르텐사이트 및 베이나이트 분율이 낮게되어 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어렵다. 반면, 페라이트 분율이 30% 미만이 되면, 상대적으로 오스테나이트 분율이 너무 많아져 상변태 후 마르텐사이트 및 베이나이트 분율이 높아 연신율을 확보하기가 어려울 수 있다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 3~8초간 공냉한 후, 150℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 250℃ 이하에서 권취한다.
마무리 압연하여 얻어진 열연강판을 런아웃 테이불 상에서 3~8초의 공냉 과정을 거치게 되는데, 그 시간이 3초 미만인 경우는 잔류 오스테나이트로의 C 농화가 부족하고 페라이트 변태를 위한 시간이 부족하여 연신율이 저하될 위험성이 커지며, 8초를 초과하는 경우는 페라이트의 과다 변태로 인해 목표로 하는 인장강도를 확보 함에 있어 어려움이 있을 뿐만 아니라 설비 길이가 길어져야 하거나 생산성이 저하하는 문제점이 발생할 수 있다.
냉각속도가 150℃/sec 미만인 경우에는 페라이트 변태가 촉진되고 세멘타이트가 형성되어 원하는 재질을 얻기가 어렵다.
권취 온도가 250℃ 초과인 경우에는 마르텐사이트 조직을 얻기가 어려울 뿐만 아니라, 냉각에 의해 얻어진 마르텐사이트가 오토 템퍼링(Auto Tempering)될 수 있어 목표로 하는 인장강도를 얻기가 어려워질 수 있다.
한편, 상기 권취된 열연강판을 산세 처리하여 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 PO재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서 사용할 수 있는 산세 처리는 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 1~5 및 비교예 1~20의 경우, 표 2에 기재된 몰드 플럭스를 이용하여 96mm 두께의 박 슬라브를 5.4mpm의 주속으로 연속주조한 후, 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드로 2.0mm 두께의 열연강판을 제조하였다.
종래예 1~6의 경우, 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 기존 미니밀 공정에서 배치 모드로 3.2mm 두께의 열연강판을 제조한 것이다.
상기 제조된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻은 후, 미세조직, 인장강도(TS), 연신율(EL), 인장강도의 재질편차(△TS), 선형 크랙 발생 여부, 엣지 크랙 발생 여부, 표면품질 및 Smut 결함품질을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
표 2에서의 Ar1, Ar3 온도는 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.
MLH(Mold Level Hunting)가 ±3mm 이하를 만족하는 적중율을 분석하여 표 3에 기재하였으며, 적중율이 95%이상을 만족할 때 연주 조업이 안정하다고 판단하였다.
페라이트(F), 마르텐사이트(M), 베이나이트(B)의 면적분율은 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 측정하였다.
페라이트 결정립 사이즈(FGS, Ferrite Grain Size)는 EBSD(Electron BackScatter Diffraction)를 이용하여 3,000배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 원상당 직경으로 측정한 평균값을 기재하였다.
인장강도는 JIS 5호 시편을 폭 W/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이며, 재질편차는 코일의 폭 및 길이 방향으로 측정한 인장강도 값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다.
선형 크랙 및 엣지 크랙 발생유무는 바 플레이트 및 코일에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 detector인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.
PO재 표면품질의 평가기준은 하기와 같다.
○: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10% 이하
△: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10~20%
X : 광택도 폭 방향 평균 편차가 20% 초과
PO재 Smut 결함품질은 검사대에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 detector인 SDD에서 정량적으로 평가하였다. 그리고, PO재 Sumt 결함 품질의 평가기준은 하기와 같다.
○: 코일당 Smut 결함수 10개 이하
△: 코일당 Smut 결함수 10~30개 이하
X : 코일당 Smut 결함수 30개 이상
한편, 저항 용접에서 용접성의 지표로 사용이 가능한 비산한계전류(ELC, Expulsion Limit Current)를 식(4)를 이용하여 계산 후 표 3에 기재하였다. 여기서 비산한계전류 값이 높을수록 저항 점용접성이 우수하다는 것을 의미한다.
식(4)는 ELC(kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr이며, 상기 식(4)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
구분 강종 합금원소(중량%) 식(2) 식(1) 식(3)
C Si Mn P S Al N 하한 상한
발명강 A 0.055 0.19 1.28 0.029 0.0008 0.028 0.0062 1.72 0.017 0.037 0.19
발명강 B 0.053 0.17 1.29 0.027 0.0008 0.030 0.0059 1.68 0.016 0.036 0.18
발명강 C 0.050 0.19 1.29 0.029 0.0008 0.029 0.0052 1.72 0.015 0.035 0.18
비교강 D 0.053 0.62 1.47 0.029 0.0008 0.027 0.0049 2.76 0.014 0.034 0.21
비교강 E 0.061 0.43 1.66 0.026 0.0007 0.029 0.0062 2.58 0.017 0.037 0.21
비교강 F 0.050 0.49 1.49 0.028 0.0007 0.028 0.0052 2.52 0.015 0.035 0.20
비교강 G 0.062 0.25 1.42 0.028 0.0007 0.025 0.0051 1.98 0.015 0.035 0.20
비교강 H 0.052 0.20 1.30 0.03 0.0008 0.042 0.0062 1.75 0.017 0.037 0.19
종래강 I 0.070 0.70 1.40 0.03 0.003 0.040 0.0070 2.87 0.018 0.038 0.23
종래강 J 0.050 0.60 1.70 0.01 0.003 0.040 0.0070 2.95 0.018 0.038 0.18
종래강 K 0.070 0.10 1.70 0.03 0.003 0.030 0.0060 1.97 0.016 0.036 0.23
종래강 L 0.050 0.70 1.50 0.02 0.003 0.040 0.0070 2.95 0.018 0.038 0.20
종래강 M 0.050 0.60 1.70 0.01 0.003 0.040 0.0070 2.95 0.018 0.038 0.18
종래강 N 0.060 0.50 1.80 0.01 0.003 0.030 0.0080 2.86 0.020 0.040 0.20
상기 표 1에서 식(2)는 C+2Si+Mn이며, 식(1)의 하한은 1.9N+0.005이고, 식(1)의 상한은 1.9N+0.025이며, 식(3)은 Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S이다. 상기 식(1), 식(2) 및 식(3)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
구분 강종 몰드
플럭스		 RSB
(Bar)		 FSB(Bar) 조압연
온도(℃)		 마무리
압연
온도
(℃) 		Ar3
(℃) 		Ar1
(℃) 		공냉
시간
(sec)		 냉각
속도
(℃/sec)		 권취
온도
(℃)
염기
도 		Free-C(%) 1열 2열 입측
표면		 출측
에지
발명예1 A 1.3 4.5 212 106 371 1018 876 749 850 655 4.2 230 142
발명예2 1.3 4.5 220 109 370 1025 889 758 4.5 220 130
발명예3 B 1.3 4.5 216 110 370 1040 880 750 845 650 4.5 230 132
발명예4 1.3 4.5 201 130 369 1050 891 758 4.1 210 120
비교예1 0.9 4.5 206 110 359 1029 889 761 4.2 225 125
비교예2 1.3 6.9 210 116 359 1032 890 759 4.3 226 130
비교예3 1.3 8.5 210 125 345 1038 890 759 4.1 230 132
비교예4 1.3 4.5 208 130 356 1135 895 762 4.0 240 138
비교예5 1.3 4.5 210 115 350 945 810 745 4.5 235 140
발명예5 C 1.3 4.5 214 120 371 1038 891 751 850 655 4.4 230 165
비교예6 1.3 4.5 212 112 367 1037 880 752 2.0 220 160
비교예7 1.3 4.5 215 106 371 1036 879 753 9.2 230 153
비교예8 1.3 4.5 209 109 370 1037 891 754 4.3 50 273
비교예9 1.3 4.5 201 113 371 1045 880 755 4.6 70 266
비교예10 1.3 4.5 206 116 367 1042 879 762 4.3 90 243
비교예11 1.3 4.5 10 109 351 1046 892 778 4.5 220 135
비교예12 1.3 4.5 191 50 360 1046 888 797 4.6 230 143
비교예13 1.3 4.5 201 110 19 1046 890 756 4.5 235 140
비교예14 D 1.3 4.5 211 109 371 1038 889 786 855 650 5.9 180 204
비교예15 E 1.3 4.5 211 110 370 1037 890 764 820 635 8.4 190 208
비교예16 1.3 4.5 219 111 371 1037 886 765 5.8 220 132
비교예17 1.3 4.5 201 110 367 1039 879 792 3.0 230 128
비교예18 F 1.3 4.5 206 109 371 1038 887 770 855 650 4.2 230 136
비교예19 G 1.3 4.5 208 108 370 1037 881 774 840 640 1.5 230 138
비교예20 H 1.3 4.5 201 113 371 1041 879 751 850 655 4.3 220 153
종래예1 I - - - 1054 - 780 865 655 - 70 200
종래예2 J - - - - 845 645 - 200
종래예3 K - - - - 820 640 - 200
종래예4 L - - - - 855 635 - 200
종래예5 M - - - - 820 625 - 190
종래예6 N - - - - 830 625 - 190
상기 표 2에서 RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)는 조압연 전의 냉각수 분사 압력이며, FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)는 조압연 후의 냉각수 분사압력이다.
구분 강종 MLH
적중율
(%)		 상분율(면적%) FGS
(μm)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도
편차 (△)
(MPa)		 선형
크랙
발생
여부		 엣지
크랙
발생
여부		 PO재
표면
품질		 PO재
Sumt
결함
품질		 식(4)
F M B
발명예1 A 98 71 22 7 2.90 665 24 12 X X O O 9.3
발명예2 98 70 22 8 2.85 659 25 14 X X O O
발명예3 B 99 71 23 6 2.75 671 23 13 X X O O 9.3
발명예4 97 70 22 8 2.69 666 24 11 X X O O
비교예1 98 72 21 7 2.80 665 25 15 O X X O
비교예2 97 70 22 8 2.87 671 24 14 X X O △
비교예3 98 71 23 6 2.86 667 25 13 X X O X
비교예4 76 70 22 8 2.80 659 25 14 X X O O
비교예5 98 72 21 7 2.90 650 25 15 X O O O
발명예5 C 97 71 21 8 2.98 663 23 13 X X O O 9.3
비교예6 98 53 38 9 2.95 770 18 15 X X O O
비교예7 97 81 11 8 2.90 542 35 16 X X O O
비교예8 98 81 12 7 2.82 536 34 12 X X O O
비교예9 96 83 10 7 2.99 541 34 17 X X O O
비교예10 98 81 11 8 3.01 551 32 19 X X O O
비교예11 98 59 32 9 4.01 654 23 16 X X X O
비교예12 97 72 22 6 3.01 643 26 13 X X X O
비교예13 98 70 22 8 2.99 650 25 15 X X X O
비교예14 D 99 72 21 7 3.00 644 27 10 X X X O 9.0
비교예15 E 97 82 11 7 3.01 560 33 14 X O △ O 9.0
비교예16 98 70 22 8 3.03 691 20 12 X O △ O
비교예17 98 51 42 7 2.99 817 17 20 X O △ O
비교예18 F 97 70 22 8 2.90 632 26 16 X X △ O 9.1
비교예19 G 98 56 38 6 2.87 779 16 15 X X O O 9.3
비교예20 H 97 70 22 8 2.85 654 22 13 X O O O 9.3
종래예1 I - - - - 4.86 608 30 20 - O - - 8.9
종래예2 J - - - - 4.02 598 31 15 - O - - 8.9
종래예3 K - - - - 4.12 625 31 20 - X - - 9.3
종래예4 L - - - - 4.15 635 29 20 - O - - 8.9
종래예5 M - - - - 4.45 615 28 17 - O - - 8.9
종래예6 N - - - - 4.50 628 28 19 - X - - 9.0
본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예 1~5는 목표로 하는 인장강도(600MPa 이상) 및 연신율(20% 이상)을 만족하고, 선형크랙 및 엣지크랙이 발생하지 않았으며, PO재의 표면품질 및 Sumt결함품질도 우수함 것을 확인할 수 있다.
또한, 발명예 1~5는 기존 미니밀 공정에서 배치 모드로 제조한 종래예 1~6 대비 에지 품질뿐만 아니라 재질 편차도 우수함을 알 수 있다. 그리고, 표 1에서 알 수 있듯이 발명강(발명예 1~5)은 종래강(종래예1~6) 대비 식(2)값이 낮음에도 불구하고, 인장강도가 높고, 재질 편차 등이 우수함을 알 수 있다. 따라서 발명강은 종래강 대비 합금 투입량이 적기 때문에 제조비용 측면에서도 유리한 효과가 있다.
그리고, 표 3에서 알 수 있듯이 발명강(발명예 1~5)은 종래강에서 종래예 3을 제외하고 ELC(비산한계전류) 값이 모두 높은 것을 알 수 있으며, 상기 이 결과로부터 발명강은 종래강 대비 용접성도 우수하다는 것을 의미한다.
도 1은 발명예 5에 대해 광학현미경을 이용하여 촬영한 광학 조직사진이고, 도 2는 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 촬영한 SEM 조직사진이다. 페라이트(F)과 마르텐사이트(M)가 주상으로 구성되어 있으며, 일부 베이나이트(B)가 존재하는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 발명예 5의 열연강판을 산세처리하여 얻은 PO재의 스트립 표면 사진을 나타낸 것으로 표면품질이 우수함을 알 수 있다.
도 4는 발명예 5의 열연강판을 산세처리한 PO재에 대해 고객사에서 프레스(Press) 가공한 자동차 Member Upper Mounuting 부품 사진이다. 상기 부품에 대해 프레스 가공하여 2천개를 제작한 후 표면, 형상, 칫수 및 크랙 발생 유무를 검토한 결과 모두 양호한 결과가 나왔으며, 이를 통해 상기 발명을 통해 개발된 600MPa급 고강도 열연강판은 고객사 요구 품질을 모두 만족함을 알 수 있다.
비교예 1은 본 발명에서 제시한 몰드 플럭스의 염기도를 만족하지 못한 경우로서, 선형크랙이 발생하였고, PO재 표면품질도 불량하였다.
비교예 2 및 3은 본 발명에서 제시한 몰드 플럭스의 Free-C 함량을 만족하지 못한 경우로서, Smut 결함 품질이 열위하였다. 도 5는 비교예 3의 PO재 스트립 표면사진을 나타낸 것으로 에지 근방에 검은색 Smut 결함이 선명하게 관찰되었다.
비교예 4는 본 발명에서 제시한 조압연 입측 박 슬라브 표면온도를 만족하지 못하여, MLH 적중율이 79%로 상당히 낮았으며, 연주 조업성이 불안정하였다.
비교예 6 내지 10은 본 발명에서 제시한 냉각 또는 권취 조건을 만족하지 못하는 경우로서, 목표로 하는 미세조직을 얻을 수 없었고, 인장강도 또는 연신율이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 11 내지 13은 본 발명에서 제시한 RSB 또는 FSB 압력을 만족하지 못한 경우로서, PO재 표면품질이 열위하였다.
비교예 14 내지 20은 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하지 못하는 경우로서, 제조조건을 만족하는 경우에도 본 발명의 효과를 얻을 수 없음을 확인할 수 있다.
비교예 14 내지 18은 상기 발명에서 제안한 식(2)의 성분관계식를 만족하지 못하는 경우로 PO재 표면품질 및 ELC(비산한계전류) 값도 낮다. 즉, 용접성이 발명강 대비 낮음을 의미한다.
비교예 5는 본 발명에서 제시한 조압연 입측 박 슬라브 표면온도 및 출측 바 플레이트 에지온도보다 낮고, 비교예 20, 종래예 1, 2, 4 및 5는 식(1)의 Al 성분 상한을 초과하여 에지품질이 열위하였다. 이러한 이유는 AlN의 석출 거동으로 설명이 가능하다.
도 6은 JmatPro v-8 소프트웨어를 이용하여 계산한 발명예 4와 비교예 5의 온도에 따른 AlN 석출 거동을 계산한 것이고, 도 7은 비교예 20의 결과이며, 도 8은 종래예 1의 결과이다. 도 6에서 발명예 4는 바 플레이트 에지 온도가 높고, 상기 발명에서 제시한 Al 성분을 만족하여 AlN 분율이 낮아(0.0140%) 에지 품질이 우수하였지만, 비교예 5는 에지 온도가 낮아 AlN 분율이 상기 발명예 4 보다 높아(0.0152%) 에지 품질이 열위한 것으로 판단할 수 있다.
또한, 식(1)의 상한을 초과한 Al이 첨가된 비교예 20 및 종래예 1에 대한 도 7 및 도 8에서 확인할 수 있듯이, AlN이 발명예 4 대비 고온에서 석출되고, 석출량도 발명예 4 대비 많아 에지 품질이 열위한 것으로 판단할 수 있다.
따라서, 박 슬라브 연주~압연 직결 공정에서 고강도 열연강판을 제조함에서 있어 에지 품질을 확보하기 위해서는 본 발명에서 제시한 식(1)을 만족해야 함을 알 수 있다.
한편, 도 9는 비교예 17의 광학현미경 조직사진이다. 도 9 및 표 3에서 확인할 수 있듯이, 비교예 17은 마르텐사이트 분율이 높다. 이와 같이 마르텐사이트 분율이 높은 경우에는 용접시 열영향부에서 마르텐사이트가 템퍼링(Tempering)되어 연화현상이 크게 발생하여 강도가 하락하는 문제점이 발생하였다.
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.
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 (22)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로 페라이트 50~80%, 마르텐사이트 15~35% 및 베이나이트 5~15%를 포함하고,
    상기 페라이트는 원상당 직경으로 측정한 결정립의 평균 크기가 2.98㎛ 이하인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
    식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
    (상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하기 식(2)를 만족하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
    식(2): 1.0≤C+2Si+Mn≤2.4
    (상기 식(2) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하식 식(3)으로 정의되는 Ceq가 0.12~0.23인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
    식(3): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 식(3)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 중량%로,
    Ti: 0.001~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.05% 및 Sb: 0.005~0.02% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하기 식(4)로 정의되는 ELC(Expulsion Limit Current, 비산한계전류)가 8kA이상인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
    식(4): ELC(kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr
    (상기 식(4)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  7. 삭제
  8. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 3.0mm 이하인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도가 600MPa 이상이고, 연신율이 20% 이상인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판.
  10. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.8~1.9%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.010%, 하기 식(1)을 만족하는 Al, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~ 120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
    상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
    상기 바 플레이트를 100~200bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 300~400bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 3~8초간 공냉한 후, 150℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 250℃ 이하에서 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    식(1): 1.9N+0.005≤Al≤1.9N+0.025
    (상기 식(1) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  11. 제10항에 있어서,
    연속주조하는 단계는 염기도가 1.0 이상이고, Free-C 함량이 3.0~6.0%인 몰드 플럭스를 이용하여 행하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950~1100℃이고, 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 조압연은 누적 압하율이 60~90%가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mm 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  16. 제10항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 면적분율로 페라이트 30~50%, 오스테나이트 50~70%가 형성되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  17. 제10항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  18. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 하기 식(2)를 만족하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    식(2): 1.0≤C+2Si+Mn≤2.4
    (상기 식(2) 에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  19. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 하식 식(3)으로 정의되는 Ceq가 0.12~0.23인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    식(3): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 식(3)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  20. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 중량%로, Ti: 0.001~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.05% 및 Sb: 0.005~0.02% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  21. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  22. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 하기 식(4)로 정의되는 ELC(Expulsion Limit Current, 비산한계전류)가 8kA이상인 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    식(4): ELC(kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr
    (상기 식(4)에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
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