KR102164108B1 - 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.16~0.26%, Mn: 0.75~1.50%, B: 0.0009~0.0050%, Ti: 0.009~0.070%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 면적분율로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합이 93%이상이고, 페라이트가 7%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
[관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
[관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
(단, 상기 관계식 1 내지 3의 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%임.)

Description

형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SHAPE AND BENDABILITY PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
국제 환경 규제 강화 및 자동차 연비규제 강화 추세에 따라 차체 초고강도화 및 초경량화의 실현이 필요하게 되어, 1.0GPa급 이상의 초고강도 강판의 개발이 활발히 진행되고 있다. 대부분의 자동차 차체 보강재인 범퍼 보강재 및 도어 임팩트빔 등에 사용되는 초고강도 열연강판은 높은 강도와 동시에 롤 포밍(Roll Forming) 성형하기 때문에 우수한 굽힘 가공성 및 형상 품질이 요구된다.
이러한 물성을 만족시키기 위하여 자동차 구조부재용 강판은 기본적으로 페라이트(Ferrite), 베이나이트(Baintie), 마르텐사이트(Martensite), 및 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 상의 조합으로 구성되며, 이들 상의 구성 비율에 따라, DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, 복합조직(Complex Phase)강, MART강 등으로 분류되어 적용되고 있다
이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재, 실사이드 등 차량 충돌 시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며, 롤 포밍을 이용해 가공하기 때문에 1.0GPa 이상의 인장강도와 더불어 높은 연신율을 가져야 한다. 그러나 이러한 강들은 초고강도에 따른 연신율의 감소는 피할 수 없어 열간압연 후 냉연 및 연속 소둔 열처리(CAL, Continuous Annealing Line)를 거치거나 또는 열간압연 후 급속냉각 및 가공을 수행하는 HPF(Hot Press Forming)와 같은 공정을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 상승하는 단점이 있다.
한편, 자동차 차체 보강재 부품으로 사용되는 인장강도 1.2GPa급 이상의 초고강도강을 제공하기 위하여 많은 연구 및 개발이 진행되었으며, 그 대표적인 예로는 특허문헌 1 내지 5가 있다.
특허문헌 1은 중량%로 C: 0.15~0.20%, Si 0.3~0.8%, Mn 1.8~2.5%, Al 0.02~0.06%, Mo 0.1~0.4%, Nb 0.03~0.06%, S 0.02% 이하, P 0.02% 이하, N 0.005% 이하를 첨가하고, 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 알루미늄킬드강을 1050~1300℃에서 균질화 처리 후 Ar3 변태점 직상인 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 550~650℃에서 열연권취하는 단계; 상기 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음 A3 온도 이상에서 연속소둔하는 단계; 및 상기 강판을 600~700℃까지 1차 서냉을 실시하고, 2차로 350~300℃까지 -10~-50℃/sec의 냉각속도로 급냉한 다음 350~250℃ 사이에서 서냉하면서 1분 이상 유지하는 단계를 포함하는 자동차 범퍼 보강재용 인장강도 1.2GPa급 초고강도 냉연강판 제조방법에 대하여 개시하고 있다.
특허문헌 2는 중량%로 C: 0.05 ~ 0.20%, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하 및 불순물과 소량의 합금 원소를 함유한 강에 Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3%이하, Ni: 0.3% 이하 중 1 또는 2종 이상을 첨가하여 1180~1400MPa 강도를 갖고 강판의 휘어짐/뒤틀림이 10mm 이하인 양호한 형상을 갖는 냉연강판을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 또한, 연속소둔 열처리 설비를 이용하여 강판을 고온에서 급냉한 후, 150~200℃ 온도 범위에서 과시효 처리함에 의해 통상의 수냉(quenching) 후 뜨임(tempering) 처리에 의한 판 형상 불량(강판의 폭 방향 변형)을 개선할 수 있음도 개시하고 있다.
특허문헌 3은 중량%로 C: 0.1~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.5%, Al: 1.5% 이하 및 Cr: 0.003~2.0%를 함유하는 냉연 강판을 Ac3~Ac3+50℃ 온도로 가열한 후 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, (Ms-100℃)~Bs(베이나이트 개시 온도) 범위에서 항온 유지함에 의해 가공 전 잔류 오스테나이트의 상분율이 10% 이상이고, 오스테나이트 결정립의 단축 평균 길이가 1㎛ 이하이며, 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 내수소취화 특성을 갖는 인장강도 1470MPa급 초고강도 냉연강판 제조 방법에 관하여 소개하고 있다.
특허문헌 4는 중량% C: 0.10~0.27%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 2.3~3.5%, Al: 1.0% 이하(0% 제외), Cr: 2% 이하(0% 제외), P: 0.02% 이하(0% 제외), S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하(0% 제외), Nb: 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유한 냉간 압연된 스트립을 1~5℃/s 가열속도로 [(Ac3-90℃)~(Ac3±15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1~3℃/s의 냉각속도로 500~750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3~50℃/s의 냉각속도로 [(Ms-120)~460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6~500sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계를 걸쳐 인장강도 1.5GPa의 냉연강판 제조 방법에 관하여 소개하고 있다.
그러나, 특허문헌 1 내지 4에 따를 경우, 열간압연 후 냉연 및 소둔 열처리(CAL, Continuous Annealing Line) 공정을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 급격히 상승하는 단점이 있다.
또한, 특허문헌 5는 중량%로 C：0.26∼0.45％, Mn＋Cr：0.5∼3.0％, Nb：0.02∼1.0％, 3.42N＋0.001≤Ti≤3.42N＋0.5를 만족하는 양의 Ti, 나아가 Si：0.5％ 이하, Ni：2％ 이하, Cu：1％ 이하, V：1％ 이하 및 Al: 1% 이하의 1종 또는 2종 이상, 경우에 따라 B: 0.01% 이하, Nb: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, Ca: 0.001∼0.005%의 1종 또는 2종 이상을 함유한 냉연강판을 열간 프레스 성형을 하여 인장강도가 1.8GPa 이상인 강판 부재의 제조방법에 대해 개시하고 있다.
그러나, 특허문헌 5에 따를 경우 1.8GPa의 초고강도는 확보할 수 있으나, 냉연강판을 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)해야 하기 때문에 제조 단가가 더욱 높아지는 문제점이 있다.
따라서, 기존의 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 대체 가능할 뿐만 아니라, 보다 우수한 인장강도, 굽힘특성 및 형상 품질을 확보할 수 있고 획기적으로 제조 단가를 낮출 수 있는 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제2004-0057777호 일본 공개특허공보 제2007-100114호 한국 공개특허공보 제2008-0073763호 한국 공개특허공보 제2013-0069699호 일본 공개특허공보 제2008-0111549호
본 발명의 일 측면은 연속주조-압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로도 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
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 실시형태는 중량%로, C: 0.16~0.26%, Mn: 0.75~1.50%, B: 0.0009~0.0050%, Ti: 0.009~0.070%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 면적분율로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합이 93%이상이고, 페라이트가 7%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
[관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
[관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
(단, 상기 관계식 1 내지 3의 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.16~0.26%, Mn: 0.75~1.50%, B: 0.0009~0.0050%, Ti: 0.009~0.070%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바의 표면에 1m²당 5~45ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계; 상기 윤활유가 분사된 바를 Ar3+10℃~Ar3+60℃의 온도에서 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도를 제어하면서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 30~400℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 Mf-200℃~Mf-50℃에서 권취하는 단계를 포함하며, 상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
[관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
[관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
(단, 상기 관계식 1 내지 3의 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 합금조성과 제조조건을 적절히 제어하고, 연속주조-압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로도 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 열연강판은 보다 높은 인장강도를 확보할 수 있어 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 대체할 수 있을 뿐만 아니라, 획기적으로 제조 단가를 낮출 수 있는 효과가 있다. 아울러, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높일 수 있다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 EBSD로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 11을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 15를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.16~0.26%
탄소(C)는 열간압연후 급냉시 미세조직을 마르텐사이트로 만들어 강도를 증가시키는 매우 중요한 원소이다. C 함량이 0.16% 미만인 경우에는 마르텐사이트 자체 강도가 낮아 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.26% 초과인 경우에는 용접성 및 과도한 강도 상승으로 굽힘 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.16~0.26%인 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.17%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.75~1.50%
망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하며, 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 함으로써 강도를 증가시킨다. Mn 함량이 0.75% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 1.50% 초과인 경우에는 슬라브 및 열연강판의 내부 또는 외부나 이들 모두에 편석대를 형성시켜 크랙의 발생과 전파를 유발해 강판의 최종 품질을 저하시키고, 용접성 및 굽힘 가공성를 열위하게 할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.75~1.50%인 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.80%인 것이 보다 바람직하고, 0.85%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.40%인 것이 보다 바람직하고, 1.30%인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.0009~0.0050%
보론(B)은 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. B 함량이 0.0009% 미만인 경우 상기 효과를 얻을 수 없으며, 0.0050%를 초과하게 되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 저하시킨다. 따라서, B의 함량은 0.0009~0.0050%인 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0010%인 것이 보다 바람직하고, 0.0015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.0040%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.009~0.070%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서, 압연 중에 TiC, TiN, Ti(C,N)으로 석출되어 오스테나이트 결정립 사이즈를 감소시킴으로써 석출강화 및 결정립 미세화를 통해 강의 강도 및 굽힘 특성을 향상시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN 등의 석출물 형성을 감소시킴으로써 고온연성 저하를 방지하여 에지(Edge) 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. Ti 함량이 0.009% 미만인 경우에는 미세한 AlN 또는 BN 석출물의 과다 석출에 의해 슬라브의 연성 감소를 초래하여 슬라브 품질을 저하시킬 수 있고, TiN, TiC, Ti(C,N) 석출물의 형성이 적어 오스테나이트 결정립 사이즈 미세화에 한계가 있어 굽힘 특성이 열위해질 수 있다. 반면에 Ti 함량이 0.070% 초과인 경우에는 조대한 TiN, TiC, Ti(C,N) 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어려울 뿐만 아니라 제조 비용이 상승한다. 따라서 Ti 함량은 0.009~0.070%인 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.060%인 것이 보다 바람직하고, 0.050%인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.001~0.010%
질소(N)는 오스테나이트 안정화에 기여하고 질화물을 형성하여 결정립 미세화를 통해 강의 강도 및 굽힘 특성을 향상시키는 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. 상기 N 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 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.
한편, 본 발명의 열연강판은 전술한 합금성분 중 C, Mn, B 및 Ti가 하기 관계식 1 내지 3을 각각 만족하는 것이 바람직하며, 이를 통해, 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성과 우수한 표면 품질을 확보할 수 있다. 단, 하기 관계식 1 내지 3에 기재된 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%이다.
[관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
상기 관계식 1은 본 발명이 얻고자 하는 강도를 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 1의 값이 0.32 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 0.53을 초과할 경우에는 연신율이 낮아져 가공시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1의 값은 0.32~0.53의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 하한은 0.33인 것이 보다 바람직하고, 0.35인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 상한은 0.52인 것이 보다 바람직하고, 0.50인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
상기 관계식 2는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 위한 성분관계식으로 오스테나이트 촉진 원소인 C, Mn과 경화능이 우수한 B 사이의 관계식이다. 상기 관계식 2의 값이 130 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 450을 초과할 경우에는 연신율이 낮아져 가공시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 2의 값은 130~450의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 하한은 140인 것이 보다 바람직하고, 150인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 상한은 400인 것이 보다 바람직하고, 350인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
상기 관계식 3은 본 발명이 목표로 하는 강도 및 우수한 굽힘 특성을 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 3의 값이 5 미만인 경우에는 Ti이 과다 첨가된 경우로 조대한 TiN, TiC, Ti(C,N) 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어려울 뿐만 아니라 제조 비용이 상승할 수 있으며, 45를 초과하는 경우에는 C, Mn이 과다 첨가하거나, Ti이 적게 첨가되는 경우로서 연신율 확보가 어렵고, TiN, TiC, Ti(C,N) 석출물의 형성이 적어 오스테나이트 결정립 사이즈 미세화에 한계가 있어 굽힘 특성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 5~45의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 하한은 10인 것이 보다 바람직하고, 15인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 상한은 40인 것이 보다 바람직하고, 35인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 열연강판은 트램프 원소로서 P, S, Si, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.1중량% 이하의 범위로 포함할 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 슬래그(slag), 합금철 및 스크랩이나, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.1% 초과하는 경우에는 박 슬라브의 표면에 크랙을 발생시켜 열연강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 열연강판은 면적분율로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합이 93% 이상이고, 페라이트가 7%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트 조직은 본 발명이 목포로 하는 강도를 얻기 위한 필수적인 조직으로서, 그 분율이 93% 미만일 경우에는 강도 확보가 곤란하다. 본 발명에서는 연성 확보를 위하여 페라이트를 7% 이하의 범위로 포함할 수 있으며, 다만, 그 분율이 7%를 초과하는 경우에는 연성은 증가하나 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 한편, 상기 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합의 분율은 94% 이상인 것이 보다 바람직하고, 95% 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 구 오스테나이트 결정립 평균 크기(Prior austenite grain boundy size)가 4~20㎛인 것이 바람직하다. 상기 구 오스테나이트 결정립 평균 크기는 강도 뿐만 아니라 특히, 굽힘 특성에 영향을 미칠 수 있다. 상기 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 굽힘 특성을 확보하기 어려울 수 있으며, 구 오스테나이트 결정립 평균 크기는 작으면 작을수록 굽힘 특성 및 강도 확보에 유리하지만, 구 오스테나이트 결정립 평균 크기를 4㎛미만으로 미세화하기 위해서는 고가의 합금원소인 Nb, Mo, V 등을 첨가해야 하기 때문에 제조원가가 상승하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 구 오스테나이트 결정립 사이즈는 4~20㎛인 것이 바람직하다. 상기 구 오스테나이트 결정립 평균 크기의 하한은 6㎛인 것이 보다 바람직하고, 8㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 상한은 18㎛인 것이 보다 바람직하고, 16㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 항복강도가 1080~1600MPa, 인장강도가 1380~1800MPa, 연신율이 4.0%이상일 수 있다. 상기 항복강도는 1100~1550MPa인 것이 보다 바람직하고, 1150~1500MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 인장강도는 1400~1780MPa인 것이 보다 바람직하고, 1450~1750MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 연신율은 4.5%이상인 것이 보다 바람직하고, 5.0%이상인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 열연강판은 폭 방향 두께 편차가 10~60㎛일 수 있다. 상기 폭 방향 두께 편차(Crown)는 폭 방향으로 두께가 가장 두꺼운 부분과 얇은 부분의 차이를 의미한다. 상기 폭 방향 두께 편차는 15~55㎛인 것이 보다 바람직하고, 20~50㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 폭 방향 두께 편차는 작으면 작을수록 좋으나, 이를 위해서는 추가적인 설비가 필요할 수 있어 제조원가가 상승할 수 있다.
더하여, 본 발명의 열연강판은 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값이 2.9 일 때 90° 굽힘가공 시험시 크랙이 발생하지 않아 우수한 굽힘특성을 확보할 수 있다. 통상적으로 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값이 약 3일 때 90° 굽힘가공 시험하여 크랙이 발생하지 않으면 우수한 굽힘 특성을 갖는 것으로 평가된다.
본 발명의 열연강판의 두께는 0.6~1.4mm일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.7~1.3mm일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 0.8~1.2mm일 수 있다.
전술한 바와 같이, 본 발명의 열연강판은 우수한 강도, 굽힘 특성 및 형상 품질을 가짐으로써 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 효과적으로 대체할 수 있다.
이하, 본 발명의 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판은 도 1과 같은 연속주조-압연 직결 설비를 적용하여 생산될 수 있다. 연속주조-압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연속주조-압연 직결 설비는 제1두께를 갖는 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 박 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께를 갖는 바(Bar)(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께를 갖는 바를 제3두께를 갖는 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다. 추가로, 상기 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB')와 마무리 압연기(600) 앞에 마무리 압연 스케일 브레이커(500)(Fishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 추가로 포함할 수 있으며, 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연강판을 산세시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)강판의 생산이 가능하다. 또한, 연속주조-압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질이 균일한 초고강도 열연강판의 생산이 가능하다. 이렇게 압연 및 냉각이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취되어 제품으로 생산될 수 있다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연속주조-압연 직결 설비는 도 1에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 및 조압연 스케일 브레이커(300) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 되어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
본 발명의 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판은 도 1 및 2에 개시된 연속주조-압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하다.
이하, 본 발명의 열연강판 제조방법의 일 실시형태에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이때, 상기 연속주조는 4.0~7.5mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4.0mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 다만, 주조속도가 느릴 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 굽힘 특성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 7.5mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있으므로, 상기 주조속도는 4.0~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 주조속도의 하한은 4.5mpm인 것이 보다 바람직하고, 5.0mpm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 주조속도의 상한은 7.0mpm인 것이 보다 바람직하고, 6.5mpm인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 박 슬라브는 두께는 75~125mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 125mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 80mm 미만인 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 75~125mm로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 하한은 80mm인 것이 보다 바람직하고, 85mm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 상한은 120mm인 것이 보다 바람직하고, 115mm인 것이 보다 더 바람직하며, 110mm인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다. 상기 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2~5개의 압연기로 구성된 조압연기에서 조압연함으로써 수행될 수 있다.
상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도는 850~1000℃인 것이 바람직하다. 상기 바 에지부 온도가 850℃ 미만인 경우에는 AlN 석출물 등이 다량 생성되어 고온연성이 저하됨에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높아지는 문제점이 있다. 반면, 상기 바 에지부 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 바의 에지부 뿐만 아니라 중심부 온도 또한 높아 스케일이 다량 발생함에 따라 산세 후 표면 품질이 떨어질 수 있다. 따라서, 상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도는 850~1000℃인 것이 바람직하다. 상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도의 상한은 990℃인 것이 보다 바람직하고, 980℃인 것이 보다 더 바람직하며, 970℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 바의 표면에 1m²당 5~45ℓ/min의 윤활유를 분사한다. 상기 윤활유 분사는 상기 바와 마무리압연기 중 압연하중이 아주 큰 첫 번째 압연기의 롤 간의 마찰계수를 감소시켜 압연 하중을 감소시키기 위한 것이다. 따라서, 상기 윤활유 분사는 상기 큰 첫 번째 압연기의 입측에서 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 윤활유 분사량이 바의 표면 1m²당 5ℓ/min 미만일 경우에는 마찰계수 감소를 통한 압연 하중 감소 효과가 충분하지 않아 폭 방향 두께 편차(크라운, Crown)를 감소 시키기 어렵다는 단점이 있다. 반면, 상기 윤활유 분사량이 바의 표면 1m²당 45ℓ/min를 초과하는 경우에는 윤활유의 사용이 과도하게 많아 제조원가가 상승할 수 있다. 상기 윤활유 분사량의 상한은 바의 표면 1m²당 40ℓ/min인 것이 보다 바람직하고, 바의 표면 1m²당 35ℓ/min인 것이 보다 더 바람직하며, 하한은 바의 표면 1m²당 10ℓ/min인 것이 보다 바람직하고, 바의 표면 1m²당 15ℓ/min인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 윤활유가 분사된 바를 Ar3+10℃~Ar3+60℃의 온도에서 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도를 제어하면서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 Ar3+10℃~Ar3+60℃의 온도 범위는 마무리 압연시 출측온도인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+10℃ 미만인 경우에는 열간압연시 롤의 부하가 크게 증가함에 따라 에너지 소비가 증가하고, 작업속도가 늦어지며, 폭 방향 온도 편차 발생시 열연강판의 온도가 국부적으로 Ar3 이하로 내려감에 따라 초석 페라이트가 다량 형성될 수 있어 냉각 후 충분한 마르텐사이트 분율을 얻을 수 없다. 반면, 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+60℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해져 목표로 하는 강도 또는 굽힘 특성을 확보할 수 없으며, 충분한 마르텐사이트 분율을 얻기 위해서는 냉각속도를 더욱 빨리해야 하는 단점이 있다. 따라서, 상기 마무리 압연 출측온도는 Ar3+10℃~Ar3+60℃인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 하한은 Ar3+15℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+25℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 상한은 Ar3+55℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+50℃인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 마무리 압연(Finish rolling Mill, FM)은 3~6개의 압연기로 이루어진 마무리압연기에서 행할 수 있으며, 상기 압연기는 5~6개로 이루어지는 것이 보다 바람직하다. 본 발명에서는 상기 마무리 압연시 마무리압연기의 페어 크로스(Pair Cross) 각도를 정밀히 제어하여 폭 방향 두께 편차를 최소화할 수 있다. 특히, 압연 하중이 아주 큰 첫 번째 압연기와 압연 하중이 비교적 작은 마지막 압연기는 페어 크로스의 각도를 제어하더라도 폭 방향 두께 편차 제어에 큰 영향을 미치지 않으므로, 본 발명에서는 상기 첫 번째 압연기와 마지막 압연기 사이에 구비되는 압연기들을 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 페어 크로스 각도란 압연기의 상·하측 롤이 비틀어짐으로써 형성되는 각도를 의미한다.
예를 들어, 5개의 스탠드로 구성되는 마무리 압연기에서 마무리 압연을 수행하는 경우, 두 번째 압연기(FM2)의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.30~0.80°인 것이 바람직하고, 세 번째 압연기(FM3)의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.30~0.80°인 것이 바람직하며, 네 번째 압연기(FM4)의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.20~0.70°인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기와 같이 압연기의 페어 크로스 각도를 제어함으로써 폭 방향 두께 편차를 최소화할 수 있다. 상기 두 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.35~0.75°인 것이 보다 바람직하고, 0.40~0.70°인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 세 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.35~0.75°인 것이 보다 바람직하고, 0.40~0.70°인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 네 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.25~0.65°인 것이 보다 바람직하고, 0.30~0.60°인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 30~400℃/s의 냉각속도로 냉각하고, 상기 냉각된 열연강판을 Mf-200℃~Mf-50℃에서 권취한다. 상기 냉각속도가 30℃/s 미만이거나 권취온도가 Mf-50℃를 초과하는 경우에는 페라이트 및 베이나이트가 형성될 수 있어 충분한 마르텐사이트 조직을 확보하기가 어렵다. 상기 냉각속도가 400℃/s를 초과하거나 권취온도가 Mf-200℃미만인 경우에는 권취 후 제품 형상이 불량해질 수 있으며, 코일 내부에 잔류하는 냉각수가 상당히 많이 존재하게 되고, 이러한 상태에서 정정(Skin Pass)을 실시할 경우 잔류 냉각수와 스케일이 서로 밀착되어 있어 열연강판 표면에 치명적인 압입흠이 발생할 수 있다. 상기 냉각속도의 하한은 50℃/s인 것이 보다 바람직하고, 70℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 상한은 350℃/s인 것이 보다 바람직하고, 300℃/s인 것이 보다 더 바람직하다. 권취온도의 하한은 Mf-180℃인 것이 보다 바람직하고, Mf-160℃인 것이 보다 더 바람직하며, 상한은 Mf-60℃인 것이 보다 바람직하고, Mf-70℃인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 권취하는 단계 후에는 권취된 열연강판을 산세 처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있고, 상기 산체 처리하는 단계 후에는 산체 처리된 열연강판을 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 산세 및 도금 처리를 통해 PO(Pickled & Oiled)재 및 도금재를 얻을 수 있다. 본 발명에서는 박 슬라브 및 바 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거할 수 있으므로, 일반적인 산세 처리 및 도금처리로도 표면품질이 우수한 PO재 및 도금재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 열연산세공정 및 도금공정에서 일반적으로 사용되는 방법이라면 모두 적용 가능하므로 산세 처리 및 도금 방법에 대하여 특별히 제한하지 않는다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 2에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 이 열연강판을 산세 처리하여 PO재를 얻은 뒤, 미세조직, 인장특성, 굽힘 특성 및 두께 편차를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
한편, 하기 표 2에서의 Ar3(오스테나이트 변태온도) 및 Mf(마르텐사이트 변태종료온도)는 상용 열역학 소프트웨어인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.
미세조직은 주사전자현미경(SEM) 및 투과전자현미경(TEM)으로 관찰하여 마르텐사이트(M), 템퍼드 마르텐사이트(T.M) 및 페라이트(F)의 면적 분율을 측정하였다. 구 오스테나이트 결정립 평균 크기(Prior austenite grain boundy size, AGS)는 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 측정하였다.
인장특성(항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL))은 JIS 5호 규격을 스트립의 전폭[일정한 간격(7군데)]에 대해 압연방향(L방향)으로 인장 시편을 채취하여 측정한 평균값으로 나타내었다.
굽힘 특성은 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값이 2.9 및 3.3이 되도록 하여 90° 굽힘가공 시험을 행한 후 크랙이 발생하는지 여부로 평가하였다.
폭 방향 두께 편차(Crown)는 폭 방향으로 두께가 가장 두꺼운 부분의 두께와 얇은 부분의 두께를 측정한 뒤, 그 차이값으로 나타내었다.
구분 강종 합금조성(중량%) 관계식
C Mn B Ti N 1 2 3
발명강 1 0.17 1.1 0.0021 0.019 0.005 0.39 186 21
발명강 2 0.20 1.0 0.0023 0.020 0.005 0.40 174 20
발명강 3 0.23 1.0 0.0020 0.021 0.004 0.43 215 20
발명강 4 0.22 1.0 0.0025 0.020 0.004 0.42 168 21
발명강 5 0.25 1.0 0.0020 0.021 0.005 0.45 225 21
발명강 6 0.26 0.9 0.0022 0.025 0.005 0.44 200 18
비교강 7 0.14 0.8 0.0024 0.020 0.005 0.30 125 18
비교강 8 0.15 0.8 0.0025 0.022 0.004 0.31 124 17
비교강 9 0.27 1.0 0.0021 0.021 0.005 0.47 224 22
비교강 10 0.22 0.7 0.0021 0.021 0.004 0.36 171 17
비교강 11 0.18 1.8 0.0022 0.021 0.005 0.54 245 24
비교강 12 0.20 1.0 0.0003 0.020 0.004 0.40 1333 20
비교강 13 0.21 0.9 0.0008 0.025 0.004 0.39 488 16
비교강 14 0.20 1.0 0.0020 0.005 0.004 0.40 200 80
비교강 15 0.20 1.0 0.0020 0.008 0.005 0.40 200 50
[관계식 1] = (C+0.2Mn), [관계식 2] = (C+0.2Mn)/B, [관계식 3] = (C+0.2Mn)/Ti
구분 강종 주조
속도
(mpm)		 슬라브
두께
(mm)		 강판
두께
(mm)		 윤활유
분사량
(ℓ/min·㎡)		 마무리압연기
Pair Cross
각도(°)		 마무리
압연
온도
(℃)		 Ar3
(℃)		 권취
온도
(℃)		 Mf
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
FM2 FM3 FM4
발명예1 1 6.0 90 1.2 25 0.50 0.50 0.40 815 785 176 311 150
발명예2 2 6.0 90 1.2 20 0.45 0.50 0.50 815 780 153 303 200
발명예3 3 6.0 90 1.2 20 0.50 0.50 0.40 815 770 152 291 150
발명예4 4 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 810 775 146 295 250
발명예5 5 6.0 90 1.2 25 0.65 0.55 0.35 801 765 151 283 150
발명예6 6 6.0 90 1.2 20 0.50 0.50 0.40 805 765 150 284 200
비교예1 7 6.0 90 1.2 20 0.50 0.50 0.40 822 795 168 323 150
비교예2 8 6.0 90 1.2 20 0.50 0.50 0.35 809 785 169 315 200
비교예3 9 6.0 90 1.2 20 0.50 0.50 0.40 803 760 145 275 150
비교예4 10 6.0 90 1.2 20 0.60 0.50 0.45 815 780 161 311 250
비교예5 11 6.0 90 1.2 25 0.50 0.50 0.40 805 765 153 281 200
비교예6 12 6.0 90 1.2 25 0.60 0.55 0.40 799 780 153 303 150
비교예7 13 6.0 90 1.2 25 0.50 0.50 0.40 801 780 155 305 200
비교예8 14 6.0 90 1.2 25 0.55 0.45 0.45 809 790 153 303 150
비교예9 15 6.0 90 1.2 25 0.40 0.55 0.45 811 780 152 303 150
구분 강종 인장특성(L방향) 굽힘특성
(R/t)(L방향)		 미세조직 두께
편차
(㎛)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 2.9 3.3 M+T.M(면적%) F(면적%) AGS(㎛)
발명예1 1 1197 1456 6.3 × × 97 3 11 35
발명예2 2 1165 1476 6.3 × × 98 2 11 36
발명예3 3 1333 1625 6.0 × × 98 2 11 38
발명예4 4 1345 1600 5.6 × × 98 2 10 32
발명예5 5 1455 1749 5.8 × × 98 2 11 36
발명예6 6 1346 1675 5.9 × × 98 2 10 37
비교예1 7 1062 1278 8.1 × × 95 5 11 33
비교예2 8 1128 1371 7.1 × × 96 4 9 32
비교예3 9 1559 1857 4.3 ○ ○ 98 2 10 41
비교예4 10 817 1201 8.2 × × 98 2 11 38
비교예5 11 1599 1901 3.9 ○ ○ 98 2 11 36
비교예6 12 821 1215 8.5 × × 90 10 12 36
비교예7 13 856 1234 8.3 × × 92 8 10 35
비교예8 14 1194 1476 6.0 ○ × 97 3 23 34
비교예9 15 1194 1476 6.0 ○ × 97 3 21 34
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명의 목표로 하는 미세조직을 확보하고 있으며, 인장특성 및 굽힘특성이 우수한 수준임을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 합금조성이나 관계식 1 내지 3을 만족하지 않는 비교예 1 내지 9의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 미세조직을 확보하지 못하거나, 인장특성 및 굽힘특성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
(실시예 2)
상기 표 1에 기재된 강종 1 및 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 4에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 이 열연강판을 산세 처리하여 PO재를 얻은 뒤, 미세조직, 인장특성, 굽힘 특성 및 두께 편차를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 상기 미세조직, 인장특성, 굽힘 특성 및 두께 편차의 측정은 실시예 1과 동일하게 진행하였다.
구분 강종 주조
속도
(mpm)		 슬라브
두께
(mm)		 강판
두께
(mm)		 윤활유
분사량
(ℓ/min·㎡)		 마무리압연기
Pair Cross
각도(°)		 마무리
압연
온도
(℃)		 Ar3
(℃)		 권취
온도
(℃)		 Mf
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
FM2 FM3 FM4
발명예7 1 6.0 90 1.2 25 0.50 0.50 0.40 798 785 176 311 200
발명예8 2 6.0 90 1.2 20 0.45 0.50 0.50 794 780 153 303 150
발명예9 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 808 780 146 295 250
비교예10 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 760 780 150 295 250
비교예11 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 775 780 158 295 250
비교예12 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 851 780 139 295 250
비교예13 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 862 780 145 295 250
비교예14 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 812 780 263 295 200
비교예15 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 815 780 156 295 15
비교예16 2 6.0 90 1.2 30 0.55 0.50 0.40 805 780 165 295 40
구분 강종 인장특성(L방향) 굽힘특성
(R/t)(L방향)		 미세조직 두께
편차
(㎛)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 2.9 3.3 M+T.M(면적%) F(면적%) AGS(㎛)
발명예7 1 1200 1461 6.5 × × 98 2 11 36
발명예8 2 1205 1480 6.1 × × 98 2 11 34
발명예9 2 1201 1481 6.2 × × 97 3 11 35
비교예10 2 860 1240 8.0 × × 87 13 12 34
비교예11 2 1032 1365 7.0 × × 90 10 12 35
비교예12 2 1195 1450 5.9 ○ ○ 97 3 22 33
비교예13 2 1200 1455 5.8 ○ ○ 96 4 23 34
비교예14 2 801 1160 8.9 × × 84 16 16 33
비교예15 2 795 1120 9.3 × × 83 17 15 32
비교예16 2 801 1125 9.3 × × 83 17 16 34
상기 표 4 및 5를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 7 내지 9의 경우에는 본 발명의 목표로 하는 미세조직을 확보하고 있으며, 인장특성 및 굽힘특성이 우수한 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 마무리 압연온도가 낮아 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 10 및 11의 경우에는 충분한 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보하지 못하고, 이에 따라 강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 마무리 압연온도가 높아 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 12 및 13의 경우에는 본 발명이 제안하는 구 오스테나이트 결정립 평균 크기를 초과함에 따라 양호한 굽힘 특성을 확보하지 못하고 있음을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 권취온도가 높아 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 14의 경우에는 충분한 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보하지 못하고, 이에 따라 강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 본 발명이 제안하는 권취온도를 만족하지 않는 비교예 15 및 16의 경우에는 충분한 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보하지 못하고, 이에 따라 강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 EBSD로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 9는 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 11㎛로서 미세함을 확인할 수 있다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 9는 일부 페라이트 조직이 형성되어 있으나, 주로 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지고 있음을 알 수 있다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 9를 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 5를 통해 알 수 있듯이, 발명예 9는 래스(lath) 사이에 탄화물이 존재하는 것으로부터 템퍼드 마르텐사이트가 존재함을 확인할 수 있다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 11을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이고, 도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 15를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 6 및 7을 통해 알 수 있듯이, 비교예 11 및 15의 경우에는 페라이트 조직이 다량 존재함을 확인할 수 있다.
(실시예 3)
상기 표 1에 기재된 강종 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 6에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 이 열연강판을 산세 처리하여 PO재를 얻은 뒤, 두께 편차를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다. 상기 두께 편차의 측정은 실시예 1과 동일하게 진행하였다.
구분 강종 주조
속도
(mpm)		 슬라브
두께
(mm)		 강판
두께
(mm)		 윤활유
분사량
(ℓ/min·㎡)		 마무리압연기
Pair Cross
각도(°)		 마무리
압연
온도
(℃)		 Ar3
(℃)		 권취
온도
(℃)		 Mf
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 두께
편차
(㎛)
FM2 FM3 FM4
발명예10 1 6.0 90 1.2 25 0.50 0.50 0.40 798 785 176 311 200 35
비교예17 1 6.0 90 1.2 0 0.50 0.50 0.40 801 785 185 311 200 71
비교예18 1 6.0 90 1.2 3 0.50 0.50 0.40 800 785 190 311 200 66
비교예19 1 6.0 90 1.2 50 0.50 0.50 0.40 799 785 176 311 200 75
비교예20 1 6.0 90 1.2 25 0.20 0.35 0.50 810 785 155 311 200 64
비교예21 1 6.0 90 1.2 25 0.90 0.40 0.45 798 785 156 311 200 62
비교예22 1 6.0 90 1.2 25 0.40 0.20 0.40 802 785 181 311 200 68
비교예23 1 6.0 90 1.2 25 0.40 0.85 0.40 811 785 138 311 200 63
비교예24 1 6.0 90 1.2 25 0.45 0.50 0.10 799 785 142 311 200 69
비교예25 1 6.0 90 1.2 25 0.45 0.50 0.80 801 785 151 311 200 71
상기 표 6에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 10의 경우에는 본 발명의 목표로 하는 두께 편차를 낮아 형상 품질이 우수한 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 윤활유 분사량이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 17 내지 19의 경우에는 두께 편차가 커 형상 품질이 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3은 만족하나 제조조건 중 마무리압연기의 페어 크로스 각도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 20 내지 25의 경우에는 두께 편차가 커 형상 품질이 낮은 수준임을 알 수 있다.
a: 슬라브 b: 바
c: 스트립
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.16~0.26%, Mn: 0.75~1.50%, B: 0.0009~0.0050%, Ti: 0.009~0.070%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    면적분율로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합이 93%이상이고, 페라이트가 7%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하고,
    구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 4~20㎛이며,
    굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값이 2.9일 때 90° 굽힘가공 시험시 크랙이 발생하지 않는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판.
    [관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
    [관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
    [관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
    (단, 상기 관계식 1 내지 3의 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 트램프 원소로서 P, S, Si, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.1중량% 이하의 범위로 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판.
  3. 삭제
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 항복강도: 1080~1600MPa, 인장강도: 1380~1800MPa, 연신율: 4.0%이상 및 폭 방향 두께 편차: 10~60㎛인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 0.6~1.4mm인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판.
  6. 중량%로, C: 0.16~0.26%, Mn: 0.75~1.50%, B: 0.0009~0.0050%, Ti: 0.009~0.070%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
    상기 바의 표면에 1m²당 5~45ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계;
    상기 윤활유가 분사된 바를 Ar3+10℃~Ar3+60℃의 온도에서 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도를 제어하면서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 30~400℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 Mf-200℃~Mf-50℃에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.32 ≤ (C+0.2Mn) ≤ 0.53
    [관계식 2] 130 ≤ (C+0.2Mn)/B ≤ 450
    [관계식 3] 5 ≤ (C+0.2Mn)/Ti ≤ 45
    (단, 상기 관계식 1 내지 3의 C, Mn, B, Ti의 함량은 중량%임.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 P, S, Si, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.1중량% 이하의 범위로 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속 주조시 주조속도는 4.0~7.5mpm(m/min)인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 75~125mm인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  10. 청구항 6에 있어서,
    상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도는 850~1000℃인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 두 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.30~0.80°인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 세 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.30~0.80°인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  13. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 네 번째 압연기의 페어 크로스(pair cross) 각도는 0.20~0.70°인 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  14. 청구항 6에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후, 권취된 열연강판을 산세 처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  15. 청구항 14에 있어서,
    상기 산세 처리하는 단계 후, 산세 처리된 열연강판을 도금하여 도금재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
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