KR101999012B1

KR101999012B1 - 고탄소 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101999012B1
Application number: KR1020170178853A
Authority: KR
Inventors: 김동완; 김성일; 서석종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-22
Filing date: 2017-12-22
Publication date: 2019-07-10
Also published as: KR20190076786A

Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr:0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적 분율로 80% 이상의 펄라이트와 나머지 페라이트를 포함하고, 상기 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing) 및 라멜라 두께(lamellar thickness)가 하기 관계식 (1)을 만족하는 고탄소 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
t_ductile < 25
t_ductile = (1-f_p)(-46 - 11.5d_fer ⁰ ^.5) + f_p (-100 + 5.6S⁰ ^.5 + 3480000d_pea) + 49[Si]
f_p = ([C]-0.06)/0.78 혹은 0.8 중에서 큰 값
S = 0.1 / (723 - T_Min), T_Min = T_CT와 T_MT 중에서 작은 값
d_pea = 0.14S
(관계식 1에서 t_ductile는 조성과 제조 조건의 함수이고, f_p는 펄라이트 상의 면적 분율이고, S는 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing)이고, d_fer는 페라이트상의 결정립 크기(grain size)이고, d_pea는 펄라이트의 라멜라 두께(lamellar)이며 단위는 mm이고, 특별한 언급이 없을 경우 d_fer는 0.01mm이고, [C], [Si]은 각 합금원소의 성분함량을 의미하며 단위는 중량%이고, T_MT는 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서의 1차 냉각종료온도 이고, T_CT는 2차 냉각종료온도임)

Description

고탄소 열연강판 및 그 제조방법 {HOT ROLLED HIGH CARBON STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차 부품 등에 사용되는 고탄소 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 가공성 및 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 산업 분야에 사용되는 많은 부품 중에는 높은 표면 경도를 요구하는 기어나 클러치 등의 부품이 다수 존재하며 고 탄소강은 높은 탄소 함량으로 인한 뛰어난 표면 경화성으로 해당 분야에서 다양하게 사용되고 있다.

그러나, 이러한 고탄소강은 표면 경도는 우수하지만, 자동차 부품으로 성형하는 도중 가공성의 문제가 발생할 소지가 있으며, 이를 개선하기 다양한 연구들이 진행되고 있다.

고탄소강의 가공성 향상을 위한 주요 이슈는 펄라이트 상의 라멜라 간격이나 두께를 제어하는 것으로 알려져 있으며, 이를 제어하기 위해서는 고탄소강의 성분 원소와 제조조건을 달리하여야 한다. 고탄소강의 또다른 문제는 열간압연 공정을 거쳐 제작하였을 때, 열연강판의 재질이 전폭, 전장, 전두께 방향으로 균일하지 못하다는 점이다. 이는 고탄소강의 높은 탄소함량으로 인한 상변태 지연 현상과 높은 변태 발열량 등으로 인해 강판이 위치별로 상온까지 냉각되는 이력이 판이하게 다르며, 권취온도가 일정하지 못하기 때문이다. 또한 이러한 현상이 심화되면, 좌굴 현상이 발생하여 강판을 코일 형태로 권취하였을 때, 코일이 찌그러지는 현상까지 발생한다. 이를 해결하기 위하여는 고탄소강판의 상변태 거동을 이해하고 이에 영향을 미치는 인자를 파악하여야 한다. 고탄소강이 냉각대에서 50% 이상의 충분한 상변태를 완료하지 못하게 되면, 권취 후 다량의 변태 발열이 발생하며, 이로 인해 권취 시 강판의 온도 불균일성이 증가하고, 냉각시에는 이러한 현상이 더욱 심화되어 전폭, 전장 위치별 재질 불균일이 나타나게 된다.

또한, 권취 후 변태 발열로 인해 강판의 온도가 상승하여 강판이 고온에서 냉각되게 되면, 이러한 과정에서 표층부에 탈탄 등이 발생하여 두께 방향 재질 불균일성도 심화된다.

또한, 권취 후 상변태 현상은 변태 소성이라 불리는 현상을 동반하여, 코일이 찌그러지는 좌굴 결함을 유발한다. 이러한 문제를 해결하기 위해서는 강판의 조성과 제조 조건을 최적화하여 권취 이전에 50% 이상의 충분한 상변태를 일으켜 권취 이후의 상변태 및 변태 발열을 방지하는 것이 필수적이다. 만약 강판의 경화능이 지나치게 높아, 권취 이전에 충분한 상변태를 유도하는 것이 불가능한 성분계의 강판은 상변태를 대량으로 지연시켜, 강판이 야드로 이송된 후 저속으로 상변태를 일으켜 이러한 현상을 분산하는 방법을 시도하여 형상 및 재질 균일화를 달성하고자 하며, 그러기 위해서는 강판이 야드로 이송되기 시작하는 시점에 상변태가 10% 미만으로 진행되는 수준의 늦은 상변태가 필요하다.

일본 공개특허공보 제2016-098414호

본 발명의 바람직한 일 측면은 가공성, 재질 균일성 및 코일형상이 우수한 고탄소 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 가공성, 재질 균일성 및 코일형상이 우수한 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적 분율로 80% 이상의 펄라이트와 나머지 페라이트를 포함하고, 상기 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing) 및 라멜라 두께(lamellar thickness)가 관계식 (1)을 만족하는 고탄소 열연강판이 제공된다.

[관계식 1]

t_ductile < 25

t_ductile = (1-f_p)(-46 - 11.5d_fer ⁰ ^.5) + f_p (-100 + 5.6S⁰ ^.5 + 3480000d_pea) + 49[Si]

f_p = ([C]-0.06)/0.78 혹은 0.8 중에서 큰 값

S = 0.1 / (723 - T_Min), T_Min = T_CT와 T_MT 중에서 작은 값

d_pea = 0.14S

(관계식 1에서 t_ductile는 조성과 제조 조건의 함수이고, f_p는 펄라이트 상의 면적 분율이고, S는 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing)이고, d_fer는 페라이트상의 결정립 크기(grain size)이고, d_pea는 펄라이트의 라멜라 두께(lamellar)이며 단위는 mm이고, 특별한 언급이 없을 경우 d_fer는 0.01mm이고, [C], [Si]은 각 합금원소의 성분함량을 의미하며 단위는 중량%이고, T_MT는 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서의 1차 냉각종료온도 이고, T_CT는 2차 냉각종료온도임)

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도 범위에서 가열하는 단계;

가열된 강 슬라브를 800~ 1000℃의 온도에서 마무리 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을, 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서, 10℃/s 이상의 냉각속도로 550~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계;

상기와 같이 열연강판을 1차 냉각한 후 550~750℃의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하는 단계;

상기와 같이 열연강판을 2차 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하고,

상기 1차 냉각단계에서 1차 냉각종료온도가 관계식 2를 만족하거나, 또는 상기 2차 냉각 단계에서 2차 냉각종료온도가 관계식 3을 만족하는 고탄소 열연강판의 제조방법이 제공된다.

[관계식 2]

t_{50_MT} < 20

t_{50_MT} = 2.78[C] - 5.47[Si] + 25.3[Mn] + 28.1[Cr] - 7.57 +｜T_MT - 600｜(-0.255[C] - 1.201[Si] + 1.284[Mn] - 0.160[Cr] + 0.232)

(관계식 2에서 t_{50_MT}는 조성과 제조 조건의 함수이고, [C], [Si], [Mn], [Cr]은 각 합금원소의 성분 함량을 의미하고 단위는 중량%이고, T_MT는 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서의 1차 냉각종료온도임)

[관계식 3]

t_{10_CT} > 40

t_{10_CT} = 12.1[C] - 7.4[Si] + 15.9[Mn] + 15.9[Cr] - 11.5 +｜T_CT - 600｜(0.604[C] - 0.864[Si] + 0.82[Mn] + 0.174[Cr] - 0.45)

(관계식 3에서 t_{10_MT}는 조성과 제조 조건의 함수이고, [C], [Si], [Mn], [Cr]은 각 합금원소의 성분 함량을 의미하며 단위는 중량%이고, T_CT는 2차 냉각종료온도임)

본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 펄라이트의 라멜라 간격 및 두께를 최적화 하여 가공성이 우수하면서도, 강판의 상변태를 조절하여 재질 균일성 및 형상이 뛰어난 고탄소 열연강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명자들은 가공성이 우수하면서도, 재질 균일성 및 코일형상이 뛰어난 고탄소 열연강판을 제조하기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 기초하여 본 발명을 완성하게 된 것으로서, 본 발명은 강재의 성분계 및 제조 조건을 최적화하여 펄라이트와 페라이트 상의 비율, 펄라이트의 라멜라 간격 및 두께를 최적화 하고, 강판의 상변태 시점 및 속도를 제어하여 가공성, 재질 균일성 및 코일형상이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판은 중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

C: 0.45~0.80 중량% (이하, 단지 '%'로 기재함)

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이며 표면 경화가 중요한 고탄소강에는 경도 상승을 위해 필수적인 원소이다. 그러므로 그 함량이 0.45% 미만인 경우는 경화 효과가 충분하지 않으므로 원하는 경도 및 강도를 얻을 수 없고, 그 함량이 0.80%를 초과하는 경우는 경도는 충분하지만 가공성이 저하되어 원하는 형태로 강판을 가공하기 어렵고, 상변태가 더욱 지연되고 변태 발열량이 증가하여 재질 균일성 및 권취 형상이 저하된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.45~0.80%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.01~0.5%

상기 Si는 용강을 탈산시키고, 고용강화 효과가 있고, 페라이트를 안정화 시키는 원소로서 열연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있다. 그러나 그 함유량이 0.01% 미만인 경우에는 이러한 효과를 충분히 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하면 열간압연 시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠지므로, 그 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.3~1.3%

상기 Mn은 강을 고용 강화시켜 강도를 향상시키며, 황(S)과 결합하여 MnS를 생성하여 황(S)으로 인한 크랙 발생을 억제할 수 있다. 하지만, 그 함량이 0.3% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 크게 얻을 수 없고, 1.3%를 초과하면 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 상변태가 필요이상으로 지연되는 원인이 되므로, 그 함량은 0.3~1.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.001∼1.3%,

상기 Cr은 강을 고용강화 시키는 역할을 한다. 그러나, 그 함량이 1.3%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하므로, 상기 Cr의 함량은 0.001~1.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.001∼0.03%

상기 P는 강 중에 존재하는 불순물로서 그 함량이 0.03%를 초과하면 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키는 원인이 된다. 또한, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 크게 떨어지게 된다. 따라서 상기 P는 0.001~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.001∼0.01%

상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨릴 수 있다.

또한, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 그 함량은 0.001∼0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005~0.05%,

상기 Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 0.005% 이하로 첨가 시 목표한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, 제강공정에서 탈산제로서 0.05%를 초과하여 첨가될 필요성이 낮고, 첨가량이 지나치게 많을 경우 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있기 때문에, 그 상한은 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 0.001∼0.01%

상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 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. 이를 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판은 면적 분율로 80% 이상의 펄라이트와 나머지 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing) 및 라멜라 두께(lamellar thickness)는 관계식 (1)을 만족한다.

[관계식 1]

t_ductile < 25

f_p = ([C]-0.06)/0.78 혹은 0.8 중에서 큰 값

S = 0.1 / (723 - T_Min), T_Min = T_CT와 T_MT 중에서 작은 값

d_pea = 0.14S

본 발명의 열연강판은 80% 이상의 펄라이트를 포함하며, 이에 따라 펄라이트의 가공성이 강판 전체의 가공성에 지배적인 역할을 한다. 펄라이트의 가공성에 영향을 미치는 주요 인자는 펄라이트 라멜라의 간격(S)과 두께(d_pea)이며, 펄라이트 라멜라 간격은 2차 냉각종료온도의 영향을 받는 것으로 알려져 있다. 그러므로 2차 냉각종료온도와 펄라이트 라멜라 간격간의 상관 관계를 분석하여 관계식 (1)에 표시하였으며, 관계식 (1)에 따르면 2차 냉각종료온도가 낮을수록 펄라이트 라멜라 간격은 감소하는 경향이 있다. 라멜라의 두께는 라멜라의 간격에 의해 결정되는 값이며, 이 또한 관계식 (1)에 정리하여 나타내었다. 최종적으로 2차 냉각종료온도 및 다양한 성분의 영향으로 t_ductile 라고 정의한 파라미터 값이 결정되며, 이 값이 25미만이 될 때, 상온에서 연성거동을 나타내어 가공성이 우수하다고 평가한다. 본 발명에서는 강판의 탄소 농도가 낮아 펄라이트 비율이 상대적으로 낮고, 2차 냉각종료온도가 낮아 라멜라 간격이 좁을 때 가공성이 증가하는 경향을 나타낸다. 또한 이러한 라멜라 간격의 감소는 열간 압연 이후의 냉간 압연 단계에서 구상화 열처리를 생략 혹은 단축시킬 수 있는 장점 또한 존재한다.

상기 펄라이트의 분율이 80% 미만인 경우에는, 페라이트 상의 생성량이 많아 강도가 저하되거나, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 상이 형성되어 가공성이 감소하고, 조업 안정성이 떨어질 수 있다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판은 강판을 폭방향으로 2분할 한 뒤, 50% 압하율로 냉간 압연을 진행하여 에지부의 크랙 여부를 관찰 하였을 때, 폭 0.5mm이상의 크랙이 측면에서 관찰되지 않는 것일 수 있다.

상기 고탄소 열연강판은 500 ~ 1100 MPa의 인장강도를 가질 수 있으며, 폭방향 인장강도(TS)편차 및 길이방향 인장강도(TS)편차가 모두 100MPa 이하인 것일 수 있다.

상기 고탄소 열연강판은 권취 상태의 코일 내경의 장축을 단축으로 나눈 값 1.1이하인 것일 수 있다.

본 발명에 따르는 열연강판은 라멜라 간격이 좁은 펄라이트 상으로 80% 이상의 미세 조직이 구성되어 가공성이 뛰어나며, 그 결과 슬리팅 등의 가공 과정에서 에지 크랙이 발생하지 않으며, 이러한 펄라이트 조직이 폭방향 및 길이 방향으로 균질하게 분포되어 재질 균일성이 뛰어나고 코일 형상이 우수하다.

이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도 범위에서 가열하는 단계;

가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을, 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간(1차 냉각구간)에서, 10℃/s 이상의 냉각속도로 550~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계;

상기 1차 냉각단계에서 1차 냉각종료온도가 관계식 2를 만족하거나, 또는 상기 2차 냉각 단계에서 2차 냉각종료온도가 관계식 3을 만족한다.

[관계식 2]

t_{50_MT} < 20

[관계식 3]

t_{10_CT} > 40

고탄소 강판의 재질 균일성 및 권취 시의 형상에 가장 큰 영향을 미치는 요소는 온도와 상변태이다. 고탄소강에 첨가된 다량의 탄소를 포함한 합금 원소는 강재의 상변태를 지연시키고, 변태 발열량을 크게 증가시킨다. 이러한 변태 발열은 권취 후 코일의 온도를 증가시키며, 그 발열량이 위치별로 균일하지 못하므로 권취후 코일의 온도 편차가 발생하게 되며, 냉각시에는 이러한 온도 편차가 더욱 심화된다. 이러한 온도 편차는 고탄소강의 재질 균일성을 저해시키므로 열간 압연 후 냉각대에서 강재의 상변태를 50% 이상으로 충분히 진행시키는 것이 필요하다.

또한, 이러한 권취 후 상변태 현상은 변태 소성이라 불리는 물리적 현상을 동반하여 권취 후 강재의 변형 저항성을 일시적으로 저하시켜, 고탄소강이 코일 형태로 권취 되었을 경우 좌굴 현상을 일으켜 코일이 찌그러지게 된다.

이는 이후의 공정에 치명적인 문제를 야기하며, 상변태 제어를 통해 이러한 현상 또한 방지할 수 있다. 관계식 (2)의 t_{50_MT}는 이러한 상변태 현상을 온도와 조성의 함수로 나타낸 파라미터이며, 이 값이 특정값 이하가 되면 권취 전에 충분한 상변태가 발생하여, 재질 균일성 및 형상이 뛰어난 고탄소 강판을 제조할 수 있다. 하지만 합급 원소가 매우 다량으로 첨가되어 강판의 경화능이 크게 증가된 일부 코일은 냉각대에서 충분한 상변태를 일으키지 못해 관계식 (2)를 만족시키지 못하는 경우가 발생한다. 이러한 경우 관계식 (3)을 통하여 재질 균일성 및 형상이 우수한 고탄소 강판을 제작한다.

강재의 상변태시 발생하는 변태 발열은 재질을 불균일하게 하며 권취 시 좌굴 현상을 일으켜 형상을 나쁘게 하는 주요 원인이다. 만약 냉각대에서 충분한 상변태를 유도할 수 없다면, 권취 온도를 상승시키는 방향으로 제조 조건을 변경하여 상변태 발생 시점을 늦추고, 변태 속도를 지연시켜 변태 발열량을 분산시키는 방법으로 강판을 제조한다. 다만 이러한 방법으로도 고탄소강의 재질 균일성과 형상을 우수하게 제작할 수 있지만, 그 제조 방법이 가공성 향상을 위한 관계식 (1)을 동시에 만족하기는 어려운 방향이므로 두 관계식을 동시에 만족시킬 수 있는 성분계 및 제조 방법을 제안하는 것이 더 바람직할 것이다.

강 슬라브 가열단계

상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도 범위에서 가열한다.

상기 슬라브 가열온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 열간압연 시 온도 확보가 어려워지고 연주 시 발생된 편석을 확산을 통해 해소하기 어렵고 또 한편으로는 강 내에 석출 강화 원소가 포함되어 있을 경우, 연주 시 석출된 석출물이 충분히 재고용 되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출강화 효과를 보기 어렵게 된다. 상기 슬라브 가열온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 조장될 수 있다. 따라서, 상기 재가열온도는 1180~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

열연강판을 얻는 단계

상기와 같이 가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도에서 마무리 열간 압연하여 열연강판을 얻는다.

이때 마무리 압연 온도가 800℃미만이면 페라이트 변태 후 압연이 이루어져 목표로 하는 조직과 물성을 확보하기 어려우므로 마무리 압연 온도는 800℃ 이상으로 설정한다. 한편, 마무리 압연 온도가 1000℃를 초과할 경우 표면에 스케일성 결함이 증가하여 조관 및 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 또한, 고탄소강은 강도가 높고 연성이 낮아 롤에 부하가 많이 걸리며, 판 깨짐에 취약하므로, 해당 사항을 고려하고 압연 마무리 온도를 충분히 높게 설정하는 것이 바람직하다.

1차 냉각단계

상기와 같이 열간압연을 통해 얻어진 열연강판을, 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간(1차 냉각구간)에서, 10℃/s 이상의 냉각속도로 550~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각한다.

바람직한 냉각속도는 10 ~ 30℃/s이다.

상기 1차 냉각구간은 관계식 (1)을 만족하면서도, 관계식 (2)를 만족하는 고탄소강을 제조하기 위하여 상변태가 가장 촉진되는 온도 부근으로 설정하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각구간은 예를 들면, 냉각대(ROT, Run Out Table)의 중간 지점 근방일 수 있으며, 충분한 냉각능 및 균일한 온도 조절이 가능하다면 더 앞쪽 지점일 수 있다.

상기 1차 냉각종료온도가 550℃ 미만이면 강의 미세조직이 일부 베이나이트를 형성하며, 폭방향 에지부에서는 이러한 현상이 더욱 심화 된다. 냉각 시 강이 베이나이트를 생성하면 강도의 증가와 연성의 하락으로 인해 조업 중 판 파단이 발생 될 수 있으므로, 상기 1차 냉각종료온도는 550℃ 이상으로 한정하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 1차 냉각종료온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 펄라이트 조직이 형성되어 관계식(1)을 만족하지 못해 원하는 물성을 확보할 수 없게 되므로 상기 1차 냉각종료온도는 750℃이하로 한정하는 것이 바람직하다.

재질 균일성과 코일형상을 보다 향상시키기 위하여 상기 1차 냉각단계에서 1차 냉각종료온도는 관계식 2를 만족한다.

[관계식 2]

t_{50_MT} < 20

관계식 (2)에서 t_{50_MT} 값이 20미만이 되면, 냉각대에서 강판이 충분한 상변태를 완료하여 재질 균일성과 코일형상이 우수하다.

2차 냉각단계

상기와 같이 열연강판을 1차 냉각한 후 550~750℃의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각한다.

2차 냉각종료온도는 1차 냉각시와 동일하게 베이나이트 생성과 펄라이트 조대화를 방지하기 위한 목적으로 설정되었다. 2차 냉각시 2차 냉각종료온도는 관계식 (2)를 만족하는 것을 목적으로 하는 강을 만들 것인지, 관계식 (3)을 만족하는 강을 만들 것인지 따라 달라진다. 관계식 (2)를 만족하는 것을 목표로 하는 강을 제조한다면, 2차 냉각 단계에서의 2차 냉각종료온도는 관계식 (1)의 만족 여부만 고려하여 설정하면 된다. 하지만, 관계식 (3)을 만족하는 강종을 만들 경우에는 2차 냉각종료온도를 관계식 (1)과 관계식 (3)을 동시에 만족하는 조건으로 설정하여야 한다. 대부분의 조건에서 관계식 (1)은 2차 냉각종료온도가 낮을수록 만족되기 쉽고, 관계식 (3)은 2차 냉각종료온도가 높을수록 만족되기 쉬우므로, 두 조건을 동시에 만족시키는 2차 냉각조건을 찾는 것은 많은 최적화가 필요하다.

한편, 1차 냉각 이후의 냉각수 분사 조건과는 무관하게, 변태 발열에 의해 2차 냉각종료온도 보다 2차 냉각종료온도가 더욱 상승하는 경우도 발생하므로 이 경우 강재는 냉각이 아니라 승온이 이루어진다.

상기 2차 냉각종료온도는 상기 1차 냉각종료온도와 동일하거나 오히려 높을 수 있는데, 이는 강의 변태 발열에 의해 기인하는 것이다.

재질 균일성과 코일형상을 보다 향상시키기 위하여 상기 2차 냉각 단계에서 2차 냉각종료온도는 관계식 3을 만족한다.

[관계식 3]

t_{10_CT} > 40

관계식 (3)에서 t_{10_} _MT값이 40을 초과하면, 강판의 상변태가 저속으로 발생하여 재질 균일성과 코일형상이 우수하다.

권취단계

상기와 같이 열연강판을 2차 냉각한 후 권취한다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판의 제조방법에 의하면, 면적 분율로 80% 이상의 펄라이트와 나머지 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing) 및 라멜라 두께(lamellar thickness)는 관계식 (1)을 만족하는 고탄소 열연강판을 제조할 수 있다.

[관계식 1]

t_ductile < 25

f_p = ([C]-0.06)/0.78 혹은 0.8 중에서 큰 값

S = 0.1 / (723 - T_Min), T_Min = T_CT와 T_MT 중에서 작은 값

d_pea = 0.14S

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고탄소 열연강판의 제조방법에 의하면, 강판 내 펄라이트와 페라이트 상의 비율 및 펄라이트 라멜라 두께 및 간격이 최적화되어 가공성이 우수하고, 강판의 성분 원소와 생산 조건을 최적화하여 상변태를 시점 및 속도가 제어되어 전장, 전폭, 전두께에 걸쳐 균일한 물성을 가지며, 강판을 코일 형태로 권취하였을 때 코일 형상이 우수한 고탄소 열연강판을 제조할 수 있다.

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)

표 1의 성분계를 만족하는 강 슬라브를, 하기 표 2에서와 같이 1250℃로 가열하고 880±20℃ 범위에서 두께 2mm의 열연강판으로 열간압연 후, 냉각대의 중앙 지점(1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 50%의 지점)에서 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각을 한 후, 2차 냉각종료 온도까지 2차 냉각 하여 고탄소 열연강판을 제조하였다. 관계식 1, 2 및 3의 값을 하기 표 3에 나타내었다.

상기와 같이 제조된 각각의 열연강판에 대하여 펄라이트 분율, 에지 크랙 발생여부, 폭방향 인장강도(TS)편차, 길이방향 인장강도(TS)편차, 및 코일 죄굴 발생도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

여기서, 에지 크랙 여부는 강판을 폭방향으로 2분할 한 뒤, 50% 압하율로 냉간 압연을 진행하여 에지부의 크랙 여부를 관찰 하였으며, 폭 0.5mm이상의 크랙이 측면에서 관찰 되는 경우는 에지 크랙이 존재한다고 정의하였다.

폭방향 인장강도(TS)편차 및 길이방향 인장강도(TS)편차는 다음과 같이 평가되었다.

즉, 강판의 폭방향 에지부와 중심부의 인장 강도와 길이방향 시작 부분과 중간 부분의 인장 강도를 각각 측정하고, 인장강도 시험은 JIS5 규격으로 L방향으로 진행되었으며, 같은 위치에서 2회 측정한 값의 평균 값을 사용하였으며, 그 뒤 폭방향 TS편차는 폭방향 에지부와 중심부의 인장 강도 차이로, 길이 방향 TS 편차는 길이 방향 시작 부분과 중간 부분의 인장 강도 차이로 설정한 것으로, 해당 값이 어느 한쪽이든 100MPa 이상 발생하면, 재질 불균일이 발생한다고 정의하였다.

좌굴 발생도는 권취 상태의 코일 내경의 장축을 단축으로 나눈 값으로 1에 가까울수록 좌굴 현상이 발생하지 않은 것이며, 1.1을 초과하면 좌굴 현상이 발생한 것으로 본다.

구분	조성 (wt%)
구분	C	Si	Mn	Cr	P	S	Al	N
발명예 1	0.78	0.2	0.65	0.02	0.002	0.005	0.02	0.002
발명예 2	0.75	0.25	0.7	0.25	0.003	0.006	0.025	0.002
발명예 3	0.72	0.2	0.7	0.25	0.002	0.002	0.02	0.005
발명예 4	0.59	0.25	0.7	0.3	0.003	0.003	0.025	0.003
발명예 5	0.45	0.2	0.7	0.01	0.004	0.002	0.01	0.002
발명예 6	0.59	0.2	1	0.3	0.002	0.006	0.025	0.002
발명예 7	0.59	0.2	0.7	0.7	0.002	0.006	0.025	0.002
비교예 1	0.78	0.2	0.65	0.02	0.002	0.005	0.02	0.002
비교예 2	0.75	0.25	0.7	0.25	0.003	0.006	0.025	0.002
비교예 3	0.75	0.25	0.7	0.25	0.003	0.006	0.025	0.002
비교예 4	0.59	0.2	1	0.3	0.002	0.006	0.025	0.002
비교예 5	0.59	0.2	0.7	0.7	0.002	0.006	0.025	0.002

구분	제조 조건
구분	재가열온도 (℃)	마무리압연 온도 (℃)	1차 냉각종료온도 (℃)	2차 냉각종료온도 (℃)	1차냉각속도 (℃/sec)	강판 두께 (mm)
발명예 1	1250	880	600	600	21.5	2.0
발명예 2	1250	880	600	600	21.5	2.0
발명예 3	1250	880	600	600	21.5	2.0
발명예 4	1250	880	600	600	21.5	2.0
발명예 5	1250	880	600	600	21.5	2.0
발명예 6	1250	880	600	680	15.3	2.0
발명예 7	1250	880	600	680	15.3	2.0
비교예 1	1250	880	650	650	17.7	2.0
비교예 2	1250	880	650	650	17.7	2.0
비교예 3	1250	880	570	600	21.5	2.0
비교예 4	1250	880	600	600	21.5	2.0
비교예 5	1250	880	600	600	21.5	2.0

구분	펄라이트 분율 (면적%)	t_ductile	에지 크랙 여부	t_{50_MT}	t_{10_CT}	폭방향 TS 편차 (Mpa)	길이방향 TS 편차 (Mpa)	좌굴 발생도
발명예 1	95	-27	X	10.5	5.8	64	51	1.00
발명예 2	94	-28	X	17.8	10.8	43	64	1.00
발명예 3	99	-35	X	18	10.6	51	48	1.02
발명예 4	91	-56	X	18.8	9.9	65	66	1.00
발명예 5	87	-58	X	10.3	4.4	34	51	1.00
발명예 6	92	-58	X	26.7	62.7	51	61	1.03
발명예 7	89	-58	X	30.3	50.2	64	77	1.04
비교예 1	94	191	O	41.6	26.0	115	71	1.11
비교예 2	94	181	O	47.8	30.7	98	121	1.14
비교예 3	92	-80	X	35.8	10.8	81	122	1.10
비교예 4	81	-58	X	26.7	15.7	125	118	1.12
비교예 5	79	-58	X	30.3	16.2	114	142	1.12

상기 표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 강 성분계 및 관계식 (1)과 관계식(2) 또는 관계식(3)을 만족하는 발명예(1-7)은 가공성, 재질 균일성 및 코일 형상이 우수함을 알 수 있다.

즉, 발명예(1-7)은 에지크랙이 발생하지 않고, 폭방향 인장강도(TS)편차 및 길이방향 인장강도(TS)편차가 모두 100 MPa이하일 뿐만 아니라 좌굴 발생도가 1.1이하임을 알 수 있다.

한편, 비교예 1 및 2는 발명예 1 및 2와 동일한 화학 조성을 갖지만, 그 제조 조건이 달라 관계식 (1)을 만족하지 못하므로, 조대한 펄라이트가 생성되어 가공성이 우수하지 못하다. 즉, 비교예 1 및 2는 에지 크랙이 발생함을 알 수 있다.

한편, 비교예 3, 4, 5는 관계식 (1)을 만족하므로 에지 크랙이 발생되지 않았다.

그러나, 비교예 3, 4, 5는 관계식 (2) 및 관계식 (3) 중의 어느 하나도 만족하지 못하므로, 폭방향 인장강도(TS)편차 및 길이방향 인장강도(TS)편차 중 허나 이상이100 MPa를 초과하여 재질 균일성이 떨어지고, 비교예 4 및 5는 좌굴 발생도가 1.1을 초과하여 코일 형상이 좋지 않게 됨을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적 분율로 80% 이상의 펄라이트와 나머지 페라이트를 포함하고, 상기 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing) 및 라멜라 두께(lamellar thickness)가 하기 관계식 (1)을 만족하는 고탄소 열연강판.
[관계식 1]
t_ductile < 25
t_ductile = (1-f_p)(-46 - 11.5d_fer ⁰ ^.5) + f_p (-100 + 5.6S⁰ ^.5 + 3480000d_pea) + 49[Si]
f_p = ([C]-0.06)/0.78 혹은 0.8 중에서 큰 값
S = 0.1 / (723 - T_Min), T_Min = T_CT와 T_MT 중에서 작은 값
d_pea = 0.14S
(관계식 1에서 t_ductile는 조성과 제조 조건의 함수이고, f_p는 펄라이트 상의 면적 분율이고, S는 펄라이트 상의 라멜라 간격(lamellar spacing)이고, d_fer는 페라이트상의 결정립 크기(grain size)이고, d_pea는 펄라이트의 라멜라 두께(lamellar)이며 단위는 mm이고, 특별한 언급이 없을 경우 d_fer는 0.01mm이고, [C], [Si]은 각 합금원소의 성분함량을 의미하며 단위는 중량%이고, T_MT는 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서의 1차 냉각종료온도 이고, T_CT는 2차 냉각종료온도임)
제1항에 있어서, 상기 열연강판은 강판을 폭방향으로 2분할 한 뒤, 50% 압하율로 냉간 압연을 진행하여 에지부의 크랙 여부를 관찰 하였을 때, 폭 0.5mm이상의 크랙이 측면에서 관찰되지 않는 것임을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서, 상기 열연강판은 폭방향 인장강도(TS)편차 및 길이방향 인장강도(TS)편차가 모두 100MPa 이하인 것임을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서, 상기 열연강판은 권취 상태의 코일 내경의 장축을 단축으로 나눈 값 1.1이하인 것임을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도 범위에서 가열하는 단계;
가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도에서 마무리 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을, 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서, 10℃/s 이상의 냉각속도로 550~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계;
상기와 같이 열연강판을 1차 냉각한 후 550~750℃의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하는 단계;
상기와 같이 열연강판을 2차 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하고,
상기 1차 냉각단계에서 1차 냉각종료온도가 관계식 2를 만족하는 고탄소 열연강판의 제조방법.
[관계식 2]
t_{50_MT} < 20
t_{50_MT} = 2.78[C] - 5.47[Si] + 25.3[Mn] + 28.1[Cr] - 7.57 +｜T_MT - 600｜(-0.255[C] - 1.201[Si] + 1.284[Mn] - 0.160[Cr] + 0.232)
(관계식 2에서 t_{50_MT}는 조성과 제조 조건의 함수이고, [C], [Si], [Mn], [Cr]은 각 합금원소의 성분 함량을 의미하고 단위는 중량%이고, T_MT는 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서의 1차 냉각종료온도임)
제5항에 있어서, 상기 1차 냉각속도가 10 ~ 30℃/s인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.45~0.80%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~1.3%, Cr: 0.001~1.3%, P: 0.001∼0.03%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도 범위에서 가열하는 단계;
가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도에서 마무리 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을, 1차 냉각개시시점부터 권취시점까지의 시간의 20 ~ 80%의 구간에서, 10℃/s 이상의 냉각속도로 550~750℃의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계;
상기와 같이 열연강판을 1차 냉각한 후 550~750℃의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하는 단계;
상기와 같이 열연강판을 2차 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하고,
상기 2차 냉각 단계에서 2차 냉각종료온도가 관계식 3을 만족하는 고탄소 열연강판의 제조방법.
[관계식 3]
t_{10_CT} > 40
t_{10_CT} = 12.1[C] - 7.4[Si] + 15.9[Mn] + 15.9[Cr] - 11.5 +｜T_CT - 600｜(0.604[C] - 0.864[Si] + 0.82[Mn] + 0.174[Cr] - 0.45)
(관계식 3에서 t_{10_MT}는 조성과 제조 조건의 함수이고, [C], [Si], [Mn], [Cr]은 각 합금원소의 성분 함량을 의미하며 단위는 중량%이고, T_CT는 2차 냉각종료온도임)
제7항에 있어서, 상기 1차 냉각속도가 10 ~ 30℃/s인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판의 제조방법.