KR20010074870A - 박강판 및 박강판의 제조방법 - Google Patents

박강판 및 박강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

박강판의 제조방법은, 조압연하여 조 바를 제조하고, 상기 조 바를 사상압연하여 강대를 제조하며, 상기 사상압연 후의 강대를 1차 냉각ㆍ2차 냉각하고, 2차 냉각 후의 강대를 권취하는 것으로 이루어진다. 1차 냉각은 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 행해진다. 2차 냉각은 60℃/sec 미만의 냉각속도로 행해진다.

Description

박강판 및 박강판의 제조방법{STEEL SHEET AND METHOD THEREFOR}
열연강판이나 냉연강판과 같은 박강판은 자동차, 가전제품, 산업기계 등의 광범위한 분야에서 사용되고 있다. 이러한 박강판은 어떤 가공을 받아서 사용되는 경우가 많기 때문에 여러가지 가공성이 요구되고 있다.
그러나, 근래의 자동차, 가전제품, 산업기계 등의 메이커로부터 합리화 요구가 엄격하고, 특히 제품 제조시 수율의 향상이 한층 더 요청되고 있다. 이와 같은 배경으로부터, 재질면에서 특히 균일성이 높고 가공성의 수준이 높은 것이 요청되고 있다.
또한 상기 열연강판이나 냉연강판에서 요구되는 가공성으로는, 예컨대 강도가 340MPa급 이상으로서 디프 드로잉(deep drawing) 용도 이외의 고장력 소재(고장력 열연강판)에는 버링(burring) 가공시 높은 연신 플랜지성(flange 性)이 요구되고 있다. 또한, 강도가 440MPa 이하에서 드로잉 가공을 받는 냉연강판에는 높은 r 값이나 파단 연신 등이 요구되고 있다.
근래, 박강판에 대한 수요처(需要處)로부터의 품질요구는 점점 더 엄격해지고 있고, 전술한 바와 같이 한층 더한 가공성의 향상 뿐만 아니라, 코일 모양으로 감긴 제품에서의 기계적 성질의 균일성도 강하게 요망되고 있다.
이와 같은 수요처로부터의 요청에 따라서 몇 가지 대책이 검토되고 있다. 예컨대, 재질의 균일성 향상의 관점에서는, 특개평9-241742호 공보에 열연 연속화에 의해 열연코일 내의 기계적 성질의 균일성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다. 이것은, 열연 연속화 프로세스를 사용하여 압연 강판의 선단부 및 후단부의 재질 향상을 도모하는 동시에, 코일 내 재질의 불균일 해소를 도모하는 기술이다.
고장력 소재의 가공성의 향상에 관해서는, 특공소61-15929호 공보나 특공소63-6752호 공보에, 열연 후의 냉각속도나 권취온도를 제어하여 고장력 열연강판의 가공성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.
또한, lF 강(Interstitial-Free Steel)의 가공성 향상에 관해서는, 특개평5-112831호 공보에, 열간압연에서 강 압하(强壓下)와 급속냉각을 하는 방법이 제안되어 있다. 이 기술은, 열연의 최종 압하율을 30% 이상으로 하고, 압연종료 직후에 급냉함으로써, 열연강판의 결정립의 미세화를 통해서 냉연강판의 r 값의 향상을 도모하고자 하는 것이다.
그러나, 상기 어떤 종래 기술에서도, 가공성과 기계적 성질의 균일성이 함께 우수한 박강판을 얻는 것은 불가능했다. 예컨대, 코일 내의 재질 불균일의 해소를 도모한다고 하는, 특개평9-241742호 공보에 기재된 기술로 얻을 수 있는 재질 특성(코일 폭 중앙부의 측정치)은, 30K∼70K급 강판에서의 인장강도(TS)의 변동치로 보아 4.5∼6.3kg/mm2정도여서 반드시 사용자 측에 만족스러운 것은 아니었다.
또한, 고장력 소재의 가공성 향상을 겨냥한 특공소 61-15929호 공보에 기재된 기술에서는, 강도-연성 균형(balance)을 종래 강판에 비해 높이고는 있지만, 연신 플랜지성의 근본적인 해결은 달성되고 있지 않다. 더욱이, 이 기술로는 표면결함의 개선도 이루어지지 않았다. 마찬가지로, 특공소63-6752호 공보에 기재된 방법으로 제조한 고장력 열연강판으로는, 강판의 파단 연신이나 인성을 높이고 있지만 연신 플랜지성의 근본적인 해결은 역시 달성되고 있지 않다.
lF 강의 가공성 향상을 겨냥한 특개평5-ll2831호 공보에 기재된 방법으로도 재질의 불균일을 반드시 만족스러운 레벨까지 작게 할 수는 없었다. 즉, 이 기술이 특징으로 하는 압연 직후의 평균 냉각속도는, 동 공보의 실시예의 기재에 의하면, 냉각 개시로부터 1초간은 90∼105℃/sec, 동 3초간은 65∼80℃/sec 이다. 그러나, 실제 장치의 열연조건에서는, 이 정도의 냉각속도인 경우, 특히 압연 탑(top) 부분의 강판의 결정립을 미세화할 수 없는 것으로 판명되었다.
이는, 사상압연(仕上壓延) 종료로부터 바로 냉각할 수가 없고, 냉각 개시까지는 다소의 시간이 필요하기 때문이라고 생각된다. 사상압연기의 최종 스탠드의 출구측에는 사상 온도계 등 계측기기가 설치될 필요성이 있으므로, 냉각장치를 최종 압연스탠드 출구측 바로 근처에 설치할 수 없기 때문에, 예컨대 사상압연 종료로부터 0.1초 이내에는 냉각할 수 없다. 특히, 압연 탑 부분은 고속주행이 불가능하고 압연속도가 느리기 때문에 냉각 개시까지의 시간이 길어져, 이 공보에 기재된정도의 냉각속도로 냉각하더라도 오스테나이트 입자의 조립화(粗粒化)를 방지할 수 없는 것이다.
이와 같이, 열연 후의 강대(鋼帶) 탑 부분은 급속 냉각하는 것이 어려워 결정립을 충분히 미세화할 수 없기 때문에, 우수한 기계적 성질 및 그 균일성이 얻어지지 않았다. 또한, 열연의 최종 패스의 압하율을 높이는 것은 오스테나이트 입자의 세립화를 위해서는 좋지만, 특개평5-112831호 공보에 기재된 기술과 같이 압하율을 30% 이상으로 하는 것은 강판의 형상 불량이 발생하기 쉬워지기 때문에 실시하기 곤란하다.
또한, 자동차 분야에서는, 경량화의 필요성이 커서 고강도 박강판의 사용 비율이 높아지는 경향이 있지만, 고장력 소재는 270MPa급의 연질재에 비해 가공성이 뒤떨어지기 때문에 제품 제조시의 수율(프레스 가공시의 갈라짐), 품질의 불균일이 문제로 되어 재질면에서의 기본 특성인 가공성의 향상이 필요해지고 있다.
가공성으로는, 예컨대 340MPa급 이상의 고장력 소재에 있어서, 버링 가공시의 높은 연신 플랜지성이 열연강판, 냉연강판에서 요구된다. 더욱이, 근래 자동차 용도에 있어서는 중요한 성능의 하나로서 충돌 안전성이 요구되고, 내충격 특성이 우수한 것(충돌 안전성의 평가항목의 하나로서 충돌 흡수에너지가 높은 것)이 요구되고 있다.
고장력 소재의 가공성 향상에 관하여, 선행기술로서 특허 제2555436호가 제안되어 있다. Ti계의 석출 강화강을 사용하고, 사상압연 후의 냉각속도를 30∼150℃/sec, 권취온도를 250∼540℃로 하여, 훼라이트+베이나이트 조직에 의해 50∼60K급 고장력 소재의 연신 플랜지성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 사상압연 후의 냉각속도 30∼150℃/sec 에서 연신 플랜지성이 근본적으로 개선되었다고는 말하기 어렵고, 또한 권취온도가 저온이기 때문에 파단 연신이 낮다고 하는 문제를 가지고 있다.
특공평7-56053호 공보에서는, 45∼50K 강의 훼라이트+펄라이트강을 사용하고, 열연 사상한 후의 냉각속도를 10℃/sec 이상(실시예에서는, 최대 95℃/sec)으로 함으로써, 열연기초인 용융아연도금 강판의 연신 플랜지성을 향상시키는 것을 제안하고 있다. 그러나, 냉각속도는 기껏 95℃/sec로서 연신 플랜지성의 본질적 개선은 도모되고 있지 않다.
특개평4-88125호 공보에서는, 훼라이트+펄라이트강을 사용하고, Ca를 0.0005∼0.0050% 첨가하여 열간압연을 Ar3+60∼950℃의 고온에서 사상한 후, 바로 3초 이내에서 냉각속도 50℃/sec 이상, 바람직하게는 150℃/sec 이하로 냉각하며, 강의 성분에 따라서 냉각을 정지(410∼620℃)한 후, 공냉을 거쳐 350∼500℃에서 권취함으로써, 50∼70K급 고장력 소재의 연신 플랜지성을 향상시키는 것을 제안하고 있다. 그러나, Ca을 미량 첨가하기 때문에 제강단계에서 RH 탈가스 공정이 필요하고 제강 코스트가 높아지게 되어, 본 기술(技術)이 특징으로 하고 있는 열연 사상 후의 냉각조건에 의해서도 연신 플랜지성을 비약적으로 향상시키는 것은 불가능하고, 또한 권취온도가 낮기 때문에 파단 연신도 낮다.
전술한 바와 같이, 어떠한 선행기술에 의해서도 연신 플랜지성 및 파단 연신에 관해서 충분한 특성이 얻어지고 있다고는 말하기 어려울 뿐만 아니라, 내충격 특성의 향상에 관해서는 전혀 기재되어 있지 않다.
고장력 강판의 제조방법에 있어서, 합금성분을 다량으로 첨가하지 않고 강도를 확보하는 수단으로서, 압연 후 냉각을 강화하는 방법과 결정립을 미세화하는 방법이 있는데, 특히 후자는 강도 만이 아니라 인성도 향상시키기 때문에 특개소58-123823호 공보 등 많은 제안이 행해지고 있다.
특개소61-73829호 공보는 압연 후 냉각을 강화하는 방법과 결정립을 미세화하는 방법의 양자를 조합한 것으로서, 압연 조건의 조정에 의해 미세 조직화한 강판을 급냉에 의해 더욱 미세화시키는 것을 특징으로 하고 있다. 즉, 압연 중(中) 또는 압연 직후에 조금 훼라이트를 생성시킨 상태에서 급냉하여 변태조직을 훼라이트에서 분단(分斷)함으로써, 대단히 미세한 조직의 고강도, 고인성 강판을 얻고 있다.
그러나, 저온 압연에 의해 압연 중 또는 압연 직후의 훼라이트의 석출이 필수이고, 압연 사상온도, 냉각 정지온도가 압연 폭방향이나 길이방향에서 변동하는 경우, 강도가 동일 성분의 강, 코일 내에서도 변화하여 원하는 강도가 얻어지지 않는다고 하는 문제가 있었다.
전술한 바와 같이, 종래의 기술에서, 고강도, 고인성을 확보하기 위해 강판의 마이크로(micro) 조직을 압연과 그 후의 급냉에 의해 미세화하는 방법은, 그 제조 조건의 변동에 의해 특성이 불안정해지기 쉽다.
본 발명은 열연강판이나 냉연강판과 같은 박강판 및 박강판의 제조방법에 관한 것이다.
도 1은, 바람직한 실시예 2에 관한 것으로서, 기계적 성질에 미치는 1차 냉각개시 시간의 영향을 나타내는 도면이다.
도 2는, 바람직한 실시예 2에 관한 것으로서, 인장강도와 구멍 확대율의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3는, 바람직한 실시예 3에 관한 것으로서, 강도특성(TS, YS)에 미치는 급속 (1차)냉각 정지온도의 영향을 나타내는 도면이다.
도 4는, 바람직한 실시예 3에 관한 것으로서, 강도특성(E1)에 미치는 급속 (1차)냉각 정지온도의 영향을 나타내는 도면이다.
도 5는, 바람직한 실시예 3에 관한 것으로서, 강도특성(TS-El)에 미치는 급속 (1차)냉각 정지온도의 영향을 나타내는 도면이다.
도 6은, 바람직한 실시예 3에 관한 것으로서, 강도특성(YR)에 미치는 급속 (1차)냉각 정지온도의 영향을 나타내는 도면이다.
도 7은, 바람직한 실시예 3에 관한 것으로서, 인성에 미치는 급속 (1차)냉각 정지온도의 영향을 나타내는 도면이다.
본 발명은, 첫째 치수 정밀도가 엄격한 프레스가공 용도에도 적합하고, 연신 플랜지성을 포함한 가공성이 우수할 뿐만 아니라 기계적 성질이 균일하며 여러가지 특성 레벨을 가지고 있어, 우수한 판(板) 형상을 나타낼 수 있는 박강판의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 조 바(粗 bar)를 제조하는 공정, 강대를 제조하는 공정, 1차 냉각하는 공정, 2차 냉각하는 공정 및 권취하는 공정을 갖는 박강판의 제조방법을 제공한다.
상기 조 바를 제조하는 공정은, 질량%로 C 함유량이 0.8% 이하인 연속주조 슬래브(slab)를 거친(粗) 압연하는 것으로 이루어진다.
상기 강대를 제조하는 공정은, 상기 조 바를 "Ar3변태점-20"℃ 이상의 사상온도에서 사상압연하는 것으로 이루어진다.
상기 급냉하는 공정은, 상기 사상압연 후의 강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 초과하는 냉각속도로 냉각하는 것으로 이루어진다.
상기 권취하는 공정은, 2차 냉각 후의 강대를 400∼750℃의 권취온도에서 권취하는 것으로 이루어진다.
상기 박강판의 제조방법에 있어서, 질량%로 C 함유량이 0.8%를 초과하고 1% 이하인 연속주조 슬래브를 조압연(粗壓延)하여 조 바를 제조하는 경우에는, 조 바를 "Acm 변태점-20"℃ 이상의 사상온도에서 사상압연한다.
둘째, 본 발명은, 제품형상으로 성형할 때 불량이 적고, 코일로부터 제품 완성을 고(高) 수율로 할 수 있으며, 연신 플랜지성, 파단 연신으로 대표되는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 인장강도 340MPa 이상의 박강판의 제조방법을 제공한다.
상기 목적을 달성하기 위해서, 본 발명은 슬래브를 제조하는 공정, 열연판을 제조하는 공정, 1차 냉각공정, 2차 냉각공정과 권취 공정을 가지는 박강판의 제조방법을 제공한다.
슬래브를 제조하는 공정은, 편석(偏析) 저감처리를 행하는 연속주조에 의해, 질량%로 C: 0.05∼0.14%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5∼2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, Ca: 0.0005% 미만을 함유하는 슬래브를 제조하는 것으로 이루어진다.
열연판을 제조하는 공정은, Ar3이상의 사상압연 종료온도에서 상기 슬래브를 열간압연하는 것으로 이루어진다.
1차 냉각공정은, 열간압연 후 2초 이내에 냉각속도 100∼2000℃/sec의 1차 냉각을 개시하여, 600∼750℃의 온도범위까지 상기 열연판을 냉각하는 것으로 이루어진다.
2차 냉각공정은, 상기 온도범위까지 냉각한 후, 상기 열연판을 냉각속도 50℃/sec 미만으로 냉각하는 것으로 이루어진다. 2차 냉각된 열연판은 450∼650℃의 온도에서 권취된다.
세째, 본 발명은 안정되게 원하는 강도 특성이 얻어지는 강판의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 열간압연하는 공정과 냉각하는 공정으로 이루어진다.
열간압연하는 공정은, 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 또한 Nb: 0.005∼1%, V: 0.005∼0.1%, Ti: 0.005∼0.1%의 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하는 것으로 이루어진다.
또한, 열간압연하는 공정은, 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 0.5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Mo: 0.05∼0.5%를 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하여도 좋다.
냉각하는 공정은, 압연종료 후 6초 이내에, 평균 냉각속도80℃/sec 이상으로, 500℃는 넘되 700℃ 이하까지 냉각하는 것으로 이루어진다.
바람직한 실시예 1
바람직한 실시예1의 박강판의 제조방법은, 질량%로 C 함유량이 0.8% 이하인 연속주조 슬래브를, 조압연을 하여 조 바를 제조하는 공정과, 상기 조 바를 "Ar3변태점-20"℃ 이상의 사상 온도에서 사상압연하여 강대를 제조하는 공정과, 상기 사상압연 후의 강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 급냉하는 공정과, 상기 급냉 후의 강대를 400∼750℃의 권취온도에서 권취하는 공정을 갖는다.
또한, 이 제조방법에 있어서, 연속주조 슬래브는, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하를 함유하는 강을 연속주조하여 얻을 수도 있다. 더욱이, 연속주조 슬래브는, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하를 함유하는 동시에 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr 중 l종 이상을 0.01∼0.2% 함유하는 강을 연속주조하여 얻을 수도 있다. 또한, 연속주조 슬래브는, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하를 함유하는 동시에 Ca, B 중 l종 이상을 0.005% 이하 함유하는 강을 연속주조하여 얻을 수도 있다.
더욱이, 이들의 제조방법에 있어서, 연속주조 슬래브는, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하를 함유하는 동시에 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr 중 l종 이상을 0.01∼0. 2% 함유할 뿐만 아니라, Ca, B 중 1종 이상을 0.005% 이하 함유하는 강을 연속주조하여 얻을 수도 있다.
전술한 제조방법에 있어서, C 함유량을 0.8% 이하로 하는 대신에 질량%로 0.8%를 초과하고 l.0% 이하로 하고, 사상온도를 "Ar3변태점-20"℃ 이상으로 하는대신에 "Acm 변태점-20"℃ 이상으로 하며, 그 밖에 관해서는 상기 제조방법과 동일한 제조방법으로 할 수도 있다.
이들 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 가운데 이루어졌다. 그 중에서, 박강판의 가공성 및 기계적 성질의 균일성에 관해서는, 특히 압연 직후로부터 냉각개시까지의 시간과 냉각속도의 영향이 큰 것을 발견하여, 여러가지 검토한 결과 완성되었다. 그 결과, 자동차, 가전제품, 산업기계 등의 메이커에서의 사용조건으로부터 보아, 코일로부터 제품 채취를 고 수율로 이룰 수 있도록 가공성이 우수할 뿐만 아니라 기계적 성질이 균일한 박강판을 얻는 데 성공하였다. 이하, 본 발명에 따른 제조방법의 상세한 사항에 관해서 설명한다. 우선, 화학성분에 관해서 설명한다.
C: 1% 이하(질량%, 이하 동일)
C는 강판의 강도를 확보하기 위한 첨가원소이지만, 과잉되게 포함되면 가공성의 열화(劣化)가 현저해지는데, 1%를 넘으면 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, C 량을 l% 이하로 한다.
Si: 2.5% 이하
Si는, 고용강화 원소이지만, 첨가량이 2.5%를 넘으면 표면 성상(性狀)이 열화된다. 따라서, Si량을 2.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Mn: 3% 이하
Mn은, 강판의 인성을 개선하며 고용 강화작용을 갖지만, 가공성에는 악영향을 미치는 원소이다. Mn량이 3%를 넘으면, 강도가 상승하고 가공성의 열화가 현저해진다. 따라서, Mn량을 3% 이하로 하는 것이 바람직하다.
P: 0.2% 이하
P는, 고용강화하는 작용을 가지는 원소이지만, 0.2%를 넘게 첨가하면 입계편석에 의한 입계 취화(粒界 脆化)가 생기기 쉬워진다. 따라서, P량을 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.05% 이하
S는, 불순물 원소로서 가능한 한 낮은 것이 바람직하며 0.05%를 넘으면 미세한 황화물의 석출이 많아져 가공성이 열화된다. 따라서, S량을 0.05% 이하로 하는것이 바람직하다.
N: 0.02% 이하
N은, 그 함유량이 적을수록 후술하는 탄질화물(炭窒化物) 형성원소의 첨가량을 저감할 수 있고 경제적이 된다. N량이 0.02%를 넘으면 탄질화물 형성원소를 첨가하여 N을 고정하더라도 강판의 가공성의 저하는 불가피하게 된다. 따라서, N량을 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다.
O: 0.005% 이하
O는, 연속주조시의 슬래브 표면 또는 슬래브 표면층 밑에서 갈라짐의 발생을 억제하기 위해서 제어가 필요하다. O가 0.005%를 넘으면, 슬래브의 갈라짐이 현저해져 본 발명이 의도하는 가공성도 열화된다. 따라서, O량을 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr: 1종 또는 2종 이상 합하여 0.01∼0.2%
전술한 화학성분에 부가적으로, 강도조정 또는 탄화물 형성에 의한 고용 C, N 저감을 이용한 비(非) 시효화(및 디프 드로잉성 향상)를 위해 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr를 필요에 따라 첨가한다. 이들 원소는, 합계 첨가량이 0.01% 미만에서는 효과가 없고, 0.2%를 넘으면 연성이나 디프 드로잉성 등의 가공성이 손상된다. 따라서, Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr을 첨가하는 경우에는, 이들의 첨가량을 합하여 0.01∼0.2%로 한다.
Ca, B: l종 또는 2종 이상 합하여 0.005% 이하
본 발명에 있어서, Ca, B는 박강판의 가공성을 향상시킬 수 있는 효과적인 원소이므로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca, B의 첨가량을 합쳐서 0.005%를 넘으면 디프 드로잉성이 손상된다. 따라서, Ca, B를 첨가하는 경우에는, 이들의 첨가량을 합쳐서 0.005% 이하로 한다.
다음, 본 발명에 있어서의 제조 조건에 관해서 설명한다.
사상온도(C ≤0.8%인 경우): "Ar 3 변태점-20"℃ 이상
C 함유량이 0.8% 이하인 경우, 사상온도가 "Ar3변태점-20"℃ 미만에서는 일부에서 훼라이트 변태가 진행되기 때문에, 훼라이트 입자가 가공되어 재질의 불균일, 면내 이방성의 증가 등, 재질상 바람직하지 못한 결과가 초래된다. 이에 따라, 본 발명에서는 C 함유량이 0.8% 이하인 경우, "Ar3변태점-20"℃ 이상의 사상온도에서 사상압연한다. 이에 의해, 조직의 균일화와 그 후의 공정에서 결정립의 미세화를 꾀할 수 있어, 강도-연성의 균형(balance)이나 연신 플랜지성의 향상, 또는 냉연강판에서의 높은 r 값화 등 가공성의 향상을 꾀할 수 있다.
사상온도(C > 0. 8%인 경우): "Acm 변태점-20"℃ 이상
C 함유량이 0.8%를 넘는 경우, 사상온도가 "Acm 변태점-20"℃ 미만에서는, 오스테나이트 입계에 석출하는 시멘타이트가 증가하여 균일한 펄라이트 조직이 얻어지지 않고 조직이 불균일해진다. 이로부터, 본 발명에서는, C 함유량이 0.8%를 넘는 경우, 사상온도 "Ar3변태점-20"℃ 이상에서 사상압연한다. 이에 의해, 조직의 균일화와 그 후의 공정에서 조직의 미세화를 도모할 수 있고, 경화능(hardenability)의 향상, 냉연강판에 있어서의 구상화율의 향상이나 연신 플랜지성의 향상 등 가공성의 향상을 도모할 수 있다.
압연 후 냉각: 냉각속도 > 120℃/sec로 급냉
본 발명에서는, 변태 후의 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 조직의 미세 화와 재질의 균일화를 도모하기 위해서 압연 후의 급냉이 필요하다. 냉각방법이 서냉이면 조직이 조대화(粗大化)하고, 더욱이 고탄소강에서는 균일한 펄라이트 조직이 얻어지지 않으며 조직이 불균일해 진다. 냉각속도가 120℃/sec 이하인 경우, 변태에 의해 생성되는 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 조직이 조대화하고, 또한 과공석강(過共析鋼)에서는 시멘타이트가 석출되기 때문에 조직이 불균일해진다.
냉각 종료온도: 500∼800℃
냉각 종료온도에 관해서는, 500℃ 미만의 저온영역까지 급냉하면 권취온도와의 차(여유값)가 작아져 온도의 균일화가 곤란해진다. 또한, 급냉용 냉각설비의 증설이 필요해져 설비 코스트가 증가한다. 이와는 반대로 냉각 종료온도가 800℃를 넘으면 일부 밖에 변태하지 않아 조직이 불균일해지고, 그 후 권취온도 조절에 따른 냉각(서냉)에 의해 조직이 조대화한다.
이상으로부터, 압연 후에 강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 1차 냉각하면, 변태 후의 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 석출물을 미세화할 수 있기 때문에 가공성의 향상을 꾀할 수 있다. 또, 냉각속도의 상한은 특히 규정하지 않지만 공업적으로 가능한 2000℃/sec 정도가 한도이다.
권취온도: 400∼750℃
2차 냉각 후에는, 강대를 400∼750℃의 권취온도에서 권취할 필요가 있다. 이것은, 권취온도가 400℃ 미만에서는 저온변태상이 생성되고, 750℃를 넘으면 결정립 등의 조직의 조대화가 발생되어 가공성이 열화되기 때문이다.
본 발명의 기본적인 제조 조건은 이상과 같지만 필요에 따라서 부가적으로 다음의 제조 조건을 사용할 수 있다.
연속주조∼조압연에서의 처리: 직접 압연 또는 온간 장입(溫間裝入)
연속주조 슬래브를 직접 열간압연으로, 또는 실온까지 냉각하기 전에 온간(溫間)에서 가열로에 장입하여 1200℃ 이하의 온도로 재가열하고 조압연을 할 수도 있다. 이 발명에서는, 연속주조 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 그대로 직접 압연으로 조압연을 개시하거나, 또는 1200℃ 이하의 온도로 가열한 후, 조압연을 개시한다. 그 결과, 압연 전의 슬래브 온도를 균일화할 수 있고, 코일 내의 기계적 성질을 한층 더 균일화할 수 있다.
사상압연 직전∼압연 중의 처리: 유도가열
사상압연 직전 또는 사상압연 중에, 피압연재를 유도가열장치에 의해 가열할 수도 있다. 이 발명으로는, 압연 중의 피압연재의 온도를 보다 균일하게 할 수 있고, 코일 내의 기계적 성질의 균일화를 한층 더 도모할 수 있다.
급냉개시 시기: 0.l초 초과∼1.0초 미만
사상압연 후, 0.1초를 초과하고 1.0초 미만인 시간 내에서 급냉을 개시할 수도 있다. 이 발명에서는, 변태 후의 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 석출물을 보다 미세화할 수 있고 가공성을 한층 더 향상시킬 수 있다.
권취 후의 처리: 냉간압연-풀림
상기의 박강판의 제조방법에 의해 제조한 박강판을, 부가적으로 냉간압연하고 풀림처리할 수도 있다. 이 발명에서는, 열연코일의 재질 및 조직이 균일하기 때문에, 그것을 냉간압연 후 풀림처리하면 가공성과 기계적 성질의 균일성이 동시에 우수한 냉연강판이 얻어진다.
이와 같이, 본 발명에서는 코일 내에서의 온도의 변동을 저감시킴으로써, 열연강대의 폭방향 및 길이방향에서의 인장강도의 변동(최대치와 최소치)이 코일 내의 인장강도 평균치의 ±8% 이내인 것을 특징으로 하는 박강판을 얻을 수 있다. 이와 같은 불균일이 협소한 강판은 코일 내에서 프레스 가공성(굽힘 가공시의 스프링 백 등)의 변동이 작다. 수요처에서도, 프레스 가공 후의 제품 수율이나 형상 정밀도를 향상시킬 수 있고 재료로서의 성능이 우수하게 된다.
발명의 실시에 있어서는, 강 성분은 특별히 한정되지 않고 종래의 여러가지 특성 레벨을 갖는 열연강판이나 냉연강판의 성분계를 적용할 수 있다. 즉, 단순한 탄소 강판 뿐만 아니라 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Ca, B 등의 특수원소가 함유된 강판에도 적용할 수 있다. 또, 본 발명에서는, Cu를 0.02∼2% 첨가하는 것, Sn을 0.01% 이하 첨가(함유)하는 것이 허용된다. 이 범위 내라면, 이들 원소에 의해서 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다.
연속주조 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 1200℃ 이하의 온도로 가열한 후 조압연을 개시하면, 압연 전의 슬래브 온도를 균일화할 수 있어 코일 내의 기계적 성질을 한층 더 균일화할 수 있다. 연속주조 슬래브를 조압연한 후, 사상압연 직전의 조 바 또는 사상압연 중의 피압연재를 유도가열장치에 의해 가열하면, 압연 중의 피압연재의 온도를 보다 균일하게 할수 있어 코일 내의 기계적 성질의 균일화를 한층 더 꾀할 수 있다.
사상압연에 있어서는, 최종 압연패스의 압하율을 8% 이상, 30% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이는, 오스테나이트 입자를 충분히 세립화하기 위해서는 압하율을 8% 이상으로 하는 것이 좋고, 강판의 형상을 양호하게 유지하기 위해서는 압하율을 30% 이상으로 하는 것이 좋기 때문이다. 또, 열연강판의 입경 세립화의 관점에서는, 압하율을 각 압연패스에 관해서 10%를 넘도록 하는 것이 바람직하다.
사상온도에 있어서, C 함유량이 0.8% 이하인 경우에, 바람직하게는 "Ar3변태점-20"∼"Ar3변태점+50"℃에서 사상압연하면, 사상압연 직후, 즉 런 아웃(runout) 냉각 전의 결정립을 세립화할 수 있다. 사상온도를 "Ar3변태점+50"℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화가 방지되고 압연 후 훼라이트 입자가 세립화되기 쉬워진다. 그 결과, 그 후의 공정에서 결정립의 미세화를 도모할 수 있고, 강도-연성 균형이나 연신 플랜지성의 향상 뿐만 아니라 냉연강판에서의 높은 r값화 등 가공성의 향상을 꾀할 수 있다.
C 함유량이 0.8%를 넘는 경우에는, "Acm 변태점-20"∼"Acm 변태점+100"℃의 사상온도에서 사상압연하고, 그 이외의 조건을 C 함유량이 0. 8% 이하인 경우와 동일하게 하면, 가공성이 우수할 뿐만 아니라 기계적 성질 또한 균일한 박강판을 얻을 수 있다. 사상온도를 "Acm 변태점+100"℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화가 방지되고 압연 후 펄라이트 콜로니(colony)의 미세화가 가능해 진다.
또한, 이 때, 피압연재의 폭방향이나 길이방향 등의 위치에 따라 사상온도가 다르고, 그 차가 커지면 강대의 조직이 불균일하게 되기 때문에 사상온도의 차를 작게 하는 것이 바람직하다. 피압연재 내의 사상온도의 차가 50℃ 이내가 되도록 사상압연하면, 사상압연 직후 강대 내의 조직을 균일하게 할 수 있고, 코일로 권취한 후 기계적 성질의 균일화를 꾀할 수 있다. 그 결과, 최종제품의 조직 및 재질의 차를 무시할 수 있게 되므로 피압연재 내의 사상온도 차를 50℃ 이내로 하는 것이 바람직하다.
압연 후에는, 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 조직의 미세화와 재질의 균일화를 꾀하기 위해서, 압연 후 냉각할 때 급냉과 서냉을 조합하여 행하는 것이 바람직하다. 급냉 후에 서냉함으로써, 냉각 종료온도의 위치적 불균일이 경감되고 냉각 종료온도의 절대치의 변동도 작아지며 재질 레벨의 변동이 축소될 수 있다. 이하, 상기 급냉 및 서냉을 1차 냉각 및 2차 냉각이라 칭한다.
강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 1차 냉각하면, 변태 후의 훼라이트 결정립이나 펄라이트의 미세화에 의해 가공성의 향상이 도모될 수 있다. 이 때, 훼라이트 결정립의 세립화나 펄라이트 조직의 미세화의 관점에서는 200℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 400℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각함으로써 특별히 우수한 가공성을 얻을 수 있다. 또, 냉각속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만 공업적으로는 2000℃/sec 정도가 한도이다.
또한, 열연 강대의 재질 불균일을 보다 바람직한 수준까지 저감하기 위해서는, 상기 급냉의 정지온도를 본 발명의 범위 내로 하는 동시에, 급냉 후의 코일 폭방향이나 길이방향 등 온도의 변동(최고치-최저치)을 60℃ 이내로 하는 것이 바람직하다.
더욱 바람직하게는, 인장강도의 변동을 ±4% 이내로 함으로써 상기 수요처(需要處)에서의 성능을 특별히 향상시킬 수 있다. 이 경우, 상기 급냉의 정지온도의 변동을 40℃ 이내로 함으로써 재질의 불균일을 이와 같이 협소화 할 수 있다.
더욱이, 인장강도의 변동을 ±2% 이내로 하기 위해서는, 상기 급냉의 정지온도의 변동을 20℃ 이내로 하는 것이 좋다. 재질 변동의 저감은, 이들 온도와 인장강도의 변동의 관계로부터 산출할 수 있다. 또, 본 발명에서 코일 폭방향의 온도는, 온도센서의 측정방법도 고려하여 코일폭 양 에지(edge)로부터 30mm을 제외한 범위를 가리킨다.
급냉(1차 냉각)의 능력에 있어서는, 전열계수가 2000kcal/m2h℃인 냉각을 함으로써 상기 급냉 후 온도의 변동을 작게 할 수가 있다. 온도 변동의 저감을 위해 바람직한 전열계수는 5000kcal/m2h℃ 이상, 더욱 바람직한 레벨은 8000kcal/m2h℃ 이상이다.
또한, 1차 냉각에 관해서는, 사상압연 후 0.1초를 초과하고 1.0초 미만인 시간 내에서 냉각을 개시하면, 변태 후 훼라이트 결정립이나 펄라이트 등의 석출물을 보다 미세화할 수 있고 가공성을 한층 더 향상시킬 수 있다. 더욱이, 열연강대의 재질의 불균일을 보다 바람직한 레벨로 하기 위해서는, 냉각의 개시를 사상압연 후 0.5초를 넘도록 하는 것이 바람직하다.
1차 냉각 후에는, 권취온도 조절을 위해 서냉(2차 냉각)하는 것이 바람직하다. 특히, 2차 냉각의 냉각속도가 60℃/sec 미만이면, 높은 정밀도의 온도제어가 가능해지고, 냉각 종료온도, 즉 권취온도가 균일해 진다. 그 결과, 권취 후 코일 내의 조직을 보다 균일하게 할 수 있기 때문에, 코일 내의 기계적 성질의 균일화를 위해 강대를 60℃/sec 미만의 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다.
2차 냉각 후에는 강대를 400∼750℃의 권취온도에서 권취할 필요가 있는데, 이는 400℃ 미만에서는 저온 변태상이 생성되고 750℃를 넘으면 결정립 등의 조직의 조대화가 발생되어 가공성이 열화되기 때문이다. 또, 고탄소 소재의 권취온도에 있어서는, 저온 변태상의 생성을 방지하기 위해서 450℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 최종제품의 재질을 균일화하는 관점에서는, 코일 내의 권취온도의 차를 80℃ 이내로 하는 것이 바람직하다.
본 발명은, 연속주조 후의 슬래브를 가열로를 거치지 않고서 직접 열간압연하는 직송 압연 프로세스에도 적용될 수 있다. 또한, 코일 박스 등을 사용한 연속 압연 프로세스에 대해서도 효과적이다. 또한, 사상압연 직전 또는 사상압연 중에, 피압연재를 유도가열장치로 가열할 때 에지(edge) 가열을 해도 효과적이다.
이렇게 하여 얻어진 열연코일을 냉간압연 후 풀림처리하면, 가공성과 기계적 성질의 균일성이 함께 우수한 냉연강판이 얻어진다. 이 때, 풀림처리는 기계적 성질의 균일성을 도모하기 위해서 연속풀림으로 행하는 것이 보다 바람직하다.
비교실시예 1
표 1에 나타내는 화학성분을 가지는 강 No.1∼7를 용제(溶製)하였다. 모든 강의 화학성분은 본 발명의 범위 내이다. 이들 강을, 표 2에 나타내는 열간압연 조건으로 압연하여, 판두께 3mm의 열연코일 No.1∼14를 제작하였다. 또, 본 발명예에서 급냉시(1차 냉각)의 전열계수는 3000∼4000kcal/m2h℃이다.
열연코일의 코일 길이방향의 5개 장소로부터 인장시험편을 채취하여, 평균 인장강도(TS), 전체 연신(El), 인장강도의 불균일(△TS), 전체 연신의불균일(△El)을 측정하였다. 또한, 일부 열연코일에 관해서는, 연신 플랜지성을 평가하기 위해서 구멍 확대율( λ) 및 그 불균일( △λ)을 측정하였다. 더욱이, 열연코일 No.4∼7, No.11∼13에 있어서는, 산세(酸洗) 후 판두께 0.8mm까지 냉간압연하고 연속풀림하여 r 값을 측정함으로써 디프 드로잉성을 평가하였다. 이들 열연코일과 냉연-풀림판의 기계적 성질의 측정결과를 표 3에 나타낸다.
각 성분계에 있어서, 본 발명예의 강판 No.1∼8과 비교예의 강판 No.9∼14를 대비하여 보면 명확한 바와 같이, 어느 성분계에서도 본 발명예 쪽이 기계적 성질의 불균일(△TS, △El, △λ)이 작다. 이에 대하여, 비교예의 강판 No.9∼14에 있어서는, 본 발명에서 규정되는 제조 조건을 1개 이상 만족하고 있지 않으며, 동일한 화학성분인 본 발명예의 강판 No.l∼8에 비하여 기계적 성질의 균일성 또는 가공성이 뒤떨어져 있다.
비교실시예 2
전술한 표 1에 나타내는 화학성분을 갖는 강 No.1∼7을, 표 4에 나타내는 열간압연 조건으로 압연하여 판두께 3mm의 열연코일 No.15∼28을 제조하였다. 또, 1차 냉각시의 전열계수는, 본 발명예 No.15∼22에서는 12000kcal/m2h℃, 비교예 No.23∼28에서는 1000kcal/m2h℃이다.
이들 열연코일의 폭방향 및 길이방향에 있어서, 비교실시예 1과 동일하게 기계적 성질의 불균일을 조사하였다. 더욱이, 열연코일 No.18∼22, No.26∼28에 있어서는, 산세 후 판두께 0.8mm까지 냉간압연하고 연속풀림하여, 디프 드로잉성을 평가하기 위해서 r값을 측정하였다. 이들 열연코일과 냉연-풀림판의 기계적 성질의 측정결과를 표 5에 나타낸다.
이 표에서, △TS, △El은 각각 TS, El의 최대치와 최소치 차이의 1/2이다. 또한, 인장특성은 코일 폭방향의 양 에지 30mm 및 코일 길이방향의 양단 각 5m를 제외한 위치로부터 채취한 샘플을 사용하여 조사하였고, 모든 값의 평균치를 코일내 평균치로 하였다.
각 성분계에서 본 발명예의 강판 No.15∼22와 비교예의 강판 No.23∼28을 대비해 보면 명확한 바와 같이, 어느 성분계에서도 본 발명예 쪽이 기계적 성질의 불균일 △TS, △El이 작다. 이에 대하여, 비교예의 강판 No.23∼28에 있어서는, 본 발명에서 규정되는 제조 조건을 1개 이상 만족하지 않고, 동일 화학성분인 본 발명예의 강판 No.15∼22에 비해 기계적 성질의 균일성 또는 가공성이 뒤떨어져 있다.
본 발명예에서는, 비교예인 종래의 라미나(laminar) 냉각에 의한 것에 비해 코일내에서의 급냉(1차 냉각) 정지온도의 변동이 작고, 기계적 성질의 변동이 보다 바람직한 레벨까지 저감되어 있다. 또, 본 발명예에서의 냉각방식은 다공분류(多孔噴流) 형식의 높은 전열계수를 가지는 냉각방식이다.
이와 같이, 본 발명에 의해, 코일내 기계적 성질의 균일성이 우수하고 열연코일의 El, λ나 냉연-풀림 후의 r값도 높으며 가공성도 우수한 박강판의 제조가 가능해진다.
바람직한 실시예 2
본 발명자 등은, 연속주조 슬래브를 재가열한 후, 또는 직접 열간압연하여 제조되는 고장력 소재를 대상으로 연신 플랜지성, 파단 연신 및 내충격 특성을 향상시키기 위해 예의 검토를 하였다. 그 결과, 연신 플랜지성, 파단 연신에는 판두께 중앙부 등에서 C, Mn 등이 농화(濃化)한 밴드 조직의 존재가 영향을 주고, 또한 내충격 특성의 향상에는 재료의 항복강도를 가공성이 손상되지 않은 범위에서 높이는 것이 효과적이라는 것을 알아내었다.
본 발명은 이들 지식을 기초로 더욱 검토를 거듭하여 이루어진 것으로서, 본 발명은,
1. 하기의 공정을 갖춘 것을 특징으로 하는, 질량%로 C: 0.05∼0.14%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5∼2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, Ca: 0.0005% 미만을 함유하는 고강도 박강판의 제조방법.
(1) 편석 저감처리를 하는 연속주조에 의해 슬래브를 제조하는 공정.
(2) 사상압연 종료온도를 Ar3이상으로 하는 열간압연 공정.
(3) 열간압연 후, 2초 이내에 냉각속도 100∼2000℃/sec의 1차 냉각을 개시하고, 600∼750℃의 온도범위까지 냉각하는 공정.
(4) 1차 냉각후, 냉각속도 50℃/sec 미만으로 2차 냉각하고, 450∼650℃에서 권취하는 공정.
2. 하기의 공정을 갖춘 것을 특징으로 하는, 질량%로 C: 0.05∼0.l4%, Si:0.5% 이하, Mn: 0.5∼2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, Ca: 0.0005% 미만을 함유하는 고강도 박강판의 제조방법.
(1) 편석 저감처리를 하는 연속주조에 의해 슬래브를 제조하는 공정.
(2) 열간압연 전에 상기 슬래브를 재가열하는 공정.
(3) 사상압연 종료온도를 Ar3이상으로 하는 열간압연 공정.
(4) 열간압연 후, 2초 이내에 냉각속도 100∼2000℃/sec의 1차 냉각을 개시하고, 600∼750℃의 온도범위까지 냉각하는 공정.
(5) 1차 냉각후, 냉각속도 50℃/sec 미만으로 2차 냉각하고, 450∼650℃에서 권취하는 공정.
3. 1항 또는 2항에 있어서, 하기 공정 중 어느 하나를 부여한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판의 제조방법.
(1) 산세 후 풀림처리하는 공정.
(2) 산세 후 냉간압연하고 풀림처리하는 공정.
4. 1항 내지 3항 중 어느 한 항에 있어서, 강 성분으로서 부가적으로 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr 중 1종 또는 2종 이상을 합계하여 0.01∼0.3% 첨가한 고강도 박강판의 제조방법.
본 발명에서는, 그 효과를 얻기 위해, 성분 조성, 제조 조건을 규정한다. 이하, 그들의 한정 이유를 상술한다.
1. 성분 조성
C
C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 첨가한다. 0.05% 미만인 경우 본 발명에서 대상으로 하는 340MPa 이상의 강도가 얻어지지 않고, 0.14%를 초과하면 가공성의 열화가 현저해지기 때문에, 0.05% 이상, 0.14% 이하로 한다.
Si
Si는 고용강화 원소로서 강판의 강화를 위해 첨가하지만, 0.5%를 넘으면 표면 성상이 열화되기 때문에 0.5% 이하로 한다.
Mn
Mn은 강판의 인성을 개선하고 고용강화에 의해 강도를 향상시키기 때문에 0.5% 이상 첨가한다. 그리고, 2.5%를 초과하면 가공성의 열화가 현저해지기 때문에 0.5% 이상, 2.5% 이하로 한다.
P
P은 강판을 고용강화하는 작용을 가지지만, 함유량이 0.05%를 초과하면 편석에 의한 가공성의 열화가 생기기 때문에 0.05% 이하로 한다.
S
S은 황화물을 생성하고, 0.01%를 넘으면 그 양이 증가하여 가공성이 열화되기때문에 0.01% 이하로 한다.
O
O는, 연속주조시의 슬래브 표면 또는 슬래브 표면층 밑에서 갈라짐의 발생을억제하기 위해, 그 함유량을 0.005% 이하로 규제한다.
Ca
Ca은, 용제(溶製)시 탈산에 Al을 사용한 경우, 탈산 생성물인 알루미나 산화물을 저융점인 Al-Ca-O계 산화물로 만든다. Al-Ca-O계 산화물은 열연시에 넓게 퍼져 가공성(연신 플랜지성)을 열화시키기 때문에, 본 발명에서는 Ca을 불가피한 불순물로 취급하여 첨가하지 않고, 그 함유량을 무첨가 수준인 0.0005% 미만으로 규제한다.
본 발명에서는 이상을 기본 성분의 조성으로 하지만, 더욱 특성을 향상시키기 위해서 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr 중 1종 또는 2종 이상 첨가하는 것이 가능하다.
Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr
본 발명에서는, 강도를 향상시킬 경우 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr 중에 1종 또는 2종 이상을 합쳐서 0.01∼0.3% 첨가하는 것이 가능하다.
더욱이, 본 발명에서는, 그 작용효과를 손상시키지 않는 범위에서 전술한 이외의 원소를 함유하는 것은 지장이 없으며, 예컨대 Cu를 2% 이하, Sn을 0.04% 이하 함유하는 것이 허용된다.
2. 제조 조건
(1) 편석 저감처리를 행하는 연속주조에 의해 슬래브를 제조하는 공정
본 발명에서는, 생산 코스트를 저감하고 고수율로 슬래브를 제조하기 위해서 연속주조로 한다.
연속주조시의 C, Mn 등의 편석을 억제하고, 판두께 중앙부 등에서 밴드조직이 생성되는 것을 방지하며, 후술하는 사상압연 후 1차 냉각속도의 제어와 함게 우수한 가공성(연신 플랜지성)을 얻기 위해서, 주조시 편석 저감처리를 행한다. 편석 저감처리로서 전자(電磁) 교반, 경압하(輕壓下) 주조, 슬래브 등의 주편(鑄片) 냉각속도의 증가 등이 있고, 이들을 단독 또는 복합적으로 적용할 수 있다.
(2) 열간압연 전에 상기 슬래브를 재가열하는 공정
슬래브의 온도 균일성을 개선하고 코일 폭방향의 기계적 성질을 균일하게 하며 가공성을 보다 개선하기 위해, 연속주조 후 실온까지 냉각하지 않고 재가열하여 조압연을 개시하는 것이 바람직하며, 이 때 재가열 온도는 1250℃ 이하가 바람직하다.
(3) 사상압연 종료온도를 Ar3이상으로 하는 열간압연 공정
사상압연기에서의 압연 종료온도를 Ar3이상으로 하여, 변태 후의 훼라이트 결정 입경 및 펄라이트를 미세화하고 연신 플랜지성 및 내충격 특성을 향상시킨다.
(4) 열간압연 후, 2초 이내에 냉각속도 100∼2000℃/sec의 1차 냉각을 개시하고 600∼750℃의 온도범위까지 냉각하는 공정
열간압연 후 런 아웃트에서의 냉각(1차 냉각)은, 변태 후의 훼라이트 결정 입경 및 펄라이트를 미세화하고, 우수한 가공성과 높은 항복강도에 의한 내충격 특성을 향상시키기 위해서, 사상압연 후 2초 이내, 보다 바람직하게는 1초 이내에 개시한다. 도 l에 1차 냉각개시 시간이 기계적 성질에 미치는 영향을 나타낸다. 사상압연 종료 후 2초 이내에 냉각을 개시한 경우 우수한 가공성과 고강도가 얻어진다.
1차 냉각의 냉각속도는, 변태 후의 훼라이트 결정 입경 및 펄라이트의 미세 화, 판두께 중앙부의 밴드조직의 억제에 의해 연신 플랜지성을 향상시키기 위해서 규정한다. 밴드조직은 응고단계에서의 C, Mn의 농화부(濃化部)에 해당하는데, 통상 100℃/sec 이하의 냉각속도에서는 오스테나이트로부터 훼라이트로의 변태온도가 낮고 다른 부위에 비해 가장 느리게 변태하기 때문에 펄라이트가 많이 생성되고 연신 플랜지성을 열화시킨다.
냉각속도를 100℃/sec 이상으로 한 경우, C, Mn의 농화부라도 훼라이트 변태가 용이해져, 결과적으로 원소가 균질화되고 밴드조직이 억제된다. 냉각속도는 빠르면 빠를수록 좋지만, 공업적 실현 가능성의 관점에서, 2000℃/sec를 상한으로 한다. 냉각속도가 본 발명 범위를 벗어난 비교예의 경우, 밴드조직이 관찰되고 결정 입경도 본 발명에 의한 마이크로 조직에 비해 크다.
더욱이, 훼라이트 결정 입경 및 펄라이트의 미세화의 관점에서, 냉각속도는 200℃/sec 이상이 보다 바람직하고, 더욱 가공성을 향상시킬 경우에는 400℃/sec 이상이 바람직하다.
1차 냉각의 종료온도는, 750℃를 넘는 경우 훼라이트의 미세화가 곤란하게 되고, 600℃ 미만에서는 제2상이 경질(硬質)인 저온 변태상으로 되기 때문에, 600℃ 이상, 750℃ 미만으로 한다.
(5) 1차 냉각 후, 냉각속도 50℃/sec 미만으로 2차 냉각하고 450∼650℃에서 권취하는 공정
1차 냉각에 이어서 2차 냉각을 한다. 2차 냉각은, 1차 냉각정지 후 바로 개시하여도 좋고, 잠시 동안 방냉(放冷)한 후 개시하여도 좋으며, 특별히 규정하지 않는다. 2차 냉각의 냉각속도는, 오스테나이트 조직을 적절히 펄라이트 변태시켜 우수한 가공성으로 만들기 위해서 50℃/sec 이하로 한다.
권취온도는, 650℃를 넘는 경우 연성에 유해한 조대(粗大) 펄라이트가 생성되고, 450℃ 미만인 경우 저온 변태상을 주체로 하는 조직이 되어 가공성이 열화하기 때문에, 450℃이상 650℃이하로 한다. 더욱이, 보다 균일한 기계적 성질을 원하는 경우, 냉각 제어성이 우수한 냉각설비의 병용 등에 의해 코일 내의 온도차를 50℃ 이내로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의해, 열연강판을 제조한 후 산세-풀림 또는 산세-냉간압연-풀림 하더라도 그 효과가 손상되는 경우는 없다. 더욱이, 열연 및 냉연 기초의 용융아연 도금재로 하여도 본 발명의 효과는 손상되지 않는다.
또한, 본 발명에 있어서, 조압연 후, 사상압연 전 또는 사상압연의 스탠드 사이에서 유도가열장치 등에 의해 폭방향 에지부를 가열함으로써 보다 균일한 기계적 성질을 얻는 것이 가능해 진다. 또한, 조압연 후, 조압연 바를 용접하고 사상압연을 연속적으로 행하는 연속 열연에 있어서도, 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다.
비교실시예
본 발명의 화학성분을 만족하는 표 6에 나타내는 화학성분의 강을 용제(溶製)한 후, 표 7에 나타내는 제조방법으로 판두께 2.0mm의 열연판으로 만들었다. 재료 No.1∼2, 5∼9는 열연한 상태에서의 기계적 성질을, 재료 No.3는 열연 후 산세하고 냉간압연 후 용융 아연도금하며, 재료 No.4는 열연 후 산세하고 용융 아연도금하여 기계적 성질을 조사하였다. 연신 플랜지성의 평가는 구멍 확대율( λ)을 측정하였다. 표 7에 이들의 평가결과를 함께 나타낸다.
본 발명의 화학성분과 제조 조건을 만족하는 본 발명예의 재료 No.1∼4는 제조 조건의 규정 중 어느 하나가 본 발명의 규정을 벗어난 비교예인 재료 No. 5∼9와 비교할 때, 가공성(강도-구멍 확대 밸런스)이 우수하고, 항복강도도 높으며, 내충격 특성이 우수한 것이 명확하다. 도 2에 본 발명예와 비교예의 인장강도와 구멍 확대율을 함께 나타낸다. 본 발명에 의해, 우수한 특성이 얻어지는 것은 분명하다.
바람직한 실시예 3
본 발명자 등은 성분 조성, 압연 조건 및 압연 후의 냉각조건에 관해서 상세히 검토하여, 강도 특성의 안정화에는 압연 후의 냉각조건의 영향이 특히 큰 것을 알아내어, 본 발명을 한 것이다. 즉, 본 발명은,
1. 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 0.5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 부가적으로 Nb: 0.005∼0.1%, V: 0.005∼0.1%, Ti: 0.005∼0.1%, 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하고, 압연종료 후 6초 이내에 평균 냉각속도 80℃/sec 이상으로, 500℃를 초과, 700℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력 박강판의 제조방법.
2. 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 0.5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Mo: 0.05∼0.5%를 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하고, 압연종료 후 6초 이내에 평균 냉각속도 80℃/sec 이상으로, 500℃를 초과, 700℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력 박강판의 제조방법.
3. 상기 1항에 있어서, 강 성분으로서 부가적으로 Mo: 0.05∼0.5%를 함유하는고장력 박강판의 제조방법.
본 발명에서의, 성분 조성, 제조 조건의 한정이유에 관해서 설명한다.
1. 성분 조성
C
C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 첨가한다. 0.03% 미만인 경우 그 효과가 얻어지지 않고, 0.12%를 초과하면 저온 변태상이 생성되어 과도하게 강도가 상승하기 때문에, 0.03% 이상, 0.12% 이하로 한다.
Si
Si는 훼라이트의 석출을 촉진하고 YS가 과도하게 상승하는 것을 방지하기 위해서 첨가한다. 1%를 넘게 첨가하면 용접성이 열화하기 때문에, 1% 이하로 한다.
Mn
Mn은 강을 고용강화하고 담금질성을 향상시키며 강도를 향상시키기 위해서 첨가한다. 0.5% 미만인 경우 그 효과가 얻어지지 않고, 2%를 넘으면 용접성 및 저온 변태상의 증가에 의하여 인성이 열화하기 때문에, 0.5% 이상, 2% 이하로 한다.
P, S
이들 원소는 강판의 인성을 열화시키기 때문에, P는 0.02% 이하, S는 0.01% 이하로 한다.
본 발명에서는, 강도를 향상시키기 위해서 Nb, V, Ti, Mo 중 1종 또는 2종 이상을 첨가한다.
Nb, V, Ti
Nb, V, Ti는 석출경화 원소로서, 열연강판의 조직을 미세화하고 강도를 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해서 각각 0.005% 이상 첨가한다. 과잉 첨가하면 그 효과가 포화되는 동시에 용접성을 열화시키기고 저온 변태상의 증가에 의하여 인성을 열화시키기 때문에, 0.1%를 상한으로 한다.
Mo
Mo은 담금질성을 향상시키고 조직을 강화하며 강도를 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해서 0.05% 이상 첨가하지만, 과잉 첨가하면 용접성 및 저온 변태상이 증가하여 강판의 인성이 열화하기 때문에, 0.5% 이하로 한다.
또한, 본 발명에서는, 그 작용효과를 손상시키지 않는 범위에서 전술한 이외의 원소를 함유하는 것은 지장이 없으며, 예컨대 A1, Cu, Ni, B, Ca 등에서, Al은 0.1% 이하, Cu, Ni은 1.0% 이하, B, Ca은 0.005% 이하 함유하는 것이 허용된다.
2. 압연 조건
재결정 온도영역에서의 압연에 의해 열연 조직을 균일하게 미세화시키기 위해서, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상의 압연을 한다.
3. 냉각 조건
냉각개시 시간
결정립을 미세화하고 강도 및 인성을 안정시키기 위해서, 압연종료 후 6초 이내에 냉각을 개시한다. 세립화 효과에 의해 강도 및 인성을 향상시키기 위해, 3초 이내로 하는 것이 바람직하다.
평균 냉각속도
냉각속도는 본 발명에서 가장 중요한 요소이다. 조대 입자를 방지하고, 균질한 미세 결정립으로 만들기 위해서, 급속 냉각으로 하고 평균 냉각속도를 80℃/sec 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 평균 냉각속도를 100℃/sec 이상으로 한다.
냉각정지온도
냉각정지온도가 낮은 경우, 저온 변태상이 증가하고 YS가 대폭 상승하여 YR가 과도하게 상승하는 동시에 인성이 열화하기 때문에, 500℃를 초과하도록 한다. 한편, 700℃을 넘으면 강도의 안정성이 얻어지지 않기 때문에, 냉각정지온도는 500℃를 초과, 700℃ 이하로 한다.
본 발명에서는, 급속 냉각정지 후의 공정에 관해서는 특별히 규정하지 않는다. 권취에 의해 코일로 만드는 경우, 정법(定法)에 따라 공냉 또는 런 아우트 냉각에 의해 완만하게 냉각하고, 권취한다. 이 경우, 완만한 냉각에 의해 저온 변태상이 저감되고 YS의 과도한 상승이 억제되는 보다 바람직한 효과가 있는데, 특히 40℃/sec 이하가 바람직하다.
또한, 본 발명의 실시에 있어서, 연속 열간 사상압연기의 입구측 또는 연속 열간압연 사상압연기의 스탠드 사이에 설치된 유도가열장치에 의해 조 바를 가열하는 것, 더욱이 연속 열간압연 사상압연기의 스탠드 사이 또는 사상압연기의 전(前) 공정에서 조 바의 폭방향 에지부를 유도가열장치로 가열하여 폭 방향 온도분포를 균일하게 하는 것은 기계적 성질을 보다 균일하게 하는 것이므로, 아무런 문제는 없다.
코일 상자를 사용한 연속 열간압연 프로세스에 본 발명을 적용하는 경우, 조 바의 가열을, 코일 상자의 전후나 조(租) 압연기의 전후, 또는 코일상자 뒤, 용접기의 전후에서 행하는 것도 하등 문제는 없다.
비교실시예
표 8에 나타내는 본 발명의 화학성분을 만족하는 강을 사용하여, 제조 조건의 변동이 강도특성에 미치는 영향을 조사하였다. 제조 조건은 1차 냉각정지온도를 여러가지로 변화시킨 것으로서, 표 9에 그 구체적 조건을 나타낸다. 표 중, 1차 냉각은 압연 후 급냉으로, 2차 냉각은 1차 냉각정지 후 권취까지의 완만한 냉각을 나타낸다.
제공 시편 1∼6에 있어서, 1과 6은 1차 냉각 정지온도가 본 발명범위인 500℃를 초과, 700℃ 이하를 벗어난 것으로서, 비교예로 되어 있다. 2∼5의 제조 조건은 본 발명범위 내에서 1차 냉각 정지온도를 변화시킨 것으로서, 본 발명예로 되어 있다. 시편은 모두 판두께 7mm이고 표 10에 기계적 시험의 결과를 나타낸다. 또한, 도 3 내지 도 7에 표 10에 나타내는 기계적 시험의 결과를 나타낸다. 도 3 내지 도 7에서는, 1차 냉각속도 150℃/sec, 2차 냉각속도 3℃/sec 였다. 또한, 도면 중 급속냉각은 1차 냉각을 나타내는 것으로 한다.
이들로부터 분명한 바와 같이, 본 발명범위 내의 조건에 따르면 제조 조건의 변동이 있어도 얻어지는 강판의 강도특성의 변화는 적으며 안정된 특성이 얻어지고 있다.

Claims (30)

  1. 질량%로 C 함유량이 0.8% 이하인 연속주조 슬래브를, 조압연(粗壓延)하여 조 바(粗 bar)를 제조하는 공정;
    상기 조 바를, "Ar3변태점-20"℃ 이상의 사상온도로 사상압연하여 강대를 제조하는 공정;
    상기 사상압연 후의 강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 초과하는 냉각속도로 급냉하는 공정;
    상기 급냉 후의 강대를, 400∼750℃의 권취온도에서 권취하는 공정;
    을 가지는 박강판의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 연속주조 슬래브가, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하를 함유하는 박강판의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    연속주조 슬래브가, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하와 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr의 그룹에서 선택된 하나 이상을 0.01∼0.2% 함유하는 박강판의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    연속주조 슬래브가, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하와, Ca, B 그룹에서 선택된 하나 이상을 0.005% 이하 함유하는 박강판의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    연속주조 슬래브가, 질량%로 C: 0.8% 이하, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하와, Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr의 그룹에서 선택된 하나 이상을 0.01∼0.2%, 또한 Ca, B의 그룹에서 선택된 하나 이상을 0.005% 이하 함유하는 박강판의 제조방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 조압연이, 연속주조 슬래브를 직접 열간압연으로 조압연을 하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 조압연은, 연속주조 슬래브를 실온까지 냉각하기 전에 1200℃ 이하의 온도로 재가열하여 조압연하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  8. 제1항에 있어서,
    사상압연 직전 또는 사상압연 중에, 조 바를 유도가열장치에 의해 가열하는공정을 가지는 박강판의 제조방법.
  9. 제1항에 있어서,
    강대의 급냉은, 사상압연 후 0.1초를 초과하고 1초 미만인 시간 안에 개시되는 박강판의 제조방법.
  10. 제1항에 있어서,
    권취된 강대를 냉간압연하고, 풀림처리하는 공정을 부가적으로 갖는 박강판의 제조방법.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 급냉공정은, 급냉 후의 강대의 폭방향 및 길이방향 온도의 최고치와 최저치의 차가 60℃ 이내가 되도록 냉각하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 급냉공정은, 2000kcal/m2h℃ 이상의 전열계수로 강대를 냉각하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  13. 제1항의 박강판의 제조방법에 의해 제조되고, 폭방향 및 길이방향에서의 인장강도의 변동이 코일내 인장강도 평균치의 ±8% 이내인 박강판.
  14. 질량%로 C 함유량이 0.8%를 초과하고 1% 이하인 연속주조 슬래브를 조압연하여 조 바를 제조하는 공정;
    상기 조 바를 "Acm 변태점-20"℃ 이상의 사상온도로 사상압연하여 강대를 제조하는 공정;
    상기 사상압연 후의 강대를 500∼800℃의 온도까지 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 급냉하는 공정;
    상기 급냉 후의 강대를 400∼750℃의 권취온도에서 권취하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 조압연은, 연속주조 슬래브를 직접 열간압연에 의해 조압연하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  16. 제14항에 있어서,
    상기 조압연은, 연속주조 슬래브를, 실온까지 냉각하기 전에 1200℃ 이하의 온도로 재가열하여 조압연하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  17. 제14항에 있어서,
    사상압연 직전 또는 사상압연 중에, 조 바를 유도가열장치에 의해 가열하는 공정을 갖는 박강판의 제조방법.
  18. 제14항에 있어서,
    강대의 급냉은, 사상압연 후 0.l초를 초과하고 1초 미만인 시간 안에 개시되는 박강판의 제조방법.
  19. 제14항에 있어서,
    권취된 강대를 냉간압연하고, 풀림처리하는 공정을 부가적으로 가지는 박강판의 제조방법.
  20. 제14항에 있어서,
    상기 급냉공정은, 급냉 후 강대의 폭방향 및 길이방향 온도의 최고치와 최저치의 차를 60℃ 이내가 되도록 냉각하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  21. 제14항에 있어서,
    상기 급냉공정은, 2000kcal/m2h℃ 이상의 전열계수로 냉각하는 것으로 이루어진 박강판의 제조방법.
  22. 제14항의 박강판의 제조방법에 의해 제조되고, 폭방향 및 길이방향에서의 인장강도의 변동이 코일내 인장강도의 평균치의 ±8% 이내인 박강판.
  23. 편석 저감처리를 행하는 연속주조에 의해, 질량%로 C: 0.05∼0.l4%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5∼2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, Ca: 0.0005% 미만을 함유하는 슬래브를 제조하는 공정;
    Ar3이상의 사상압연 종료온도에서 상기 슬래브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 공정;
    열간압연 후, 2초 이내에 냉각속도 100∼2000℃/sec의 1차 냉각을 개시하고 600∼750℃의 온도범위까지 상기 열연판을 냉각하는 공정;
    상기 온도범위까지 냉각한 후, 상기 열연판을 냉각속도 50℃/sec 미만으로 2차 냉각하는 공정;
    2차 냉각된 열연판을 450∼650℃에서 권취하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법.
  24. 제23항에 있어서,
    열간압연 전에, 상기 슬래브를 재가열하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법.
  25. 제23항에 있어서,
    권취된 열연판을 산세하고, 풀림처리하는 공정을 부가적으로 가지는 박강판의 제조방법.
  26. 제23항에 있어서,
    권취된 열연판을 산세하고 냉간압연하고 풀림처리하는 공정을 부가적으로 가지는 박강판의 제조방법.
  27. 제23항에 있어서,
    상기 슬래브는 부가적으로 Ti, Nb, V, Mo, Zr, Cr의 그룹에서 선택된 하나 이상을, 질량%로 0.01∼0.3% 함유하는 박강판의 제조방법.
  28. 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 0.5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0. 01% 이하, 부가적으로 Nb: 0.005∼0.1%, V: 0.005∼0.1%, Ti: 0.005∼0.1%의 그룹에서 선택된 하나 이상을 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하는 공정과;
    압연종료 후 6초 이내에, 평균 냉각속도 80℃/sec 이상으로, 500℃ 초과, 700℃이하까지 냉각하는 공정을 갖는 박강판의 제조방법.
  29. 제28항에 있어서,
    상기 강은, 질량%로 Mo: 0.05∼0.5%를 부가적으로 함유하는 박강판의 제조방법.
  30. 질량%로 C: 0.03∼0.12%, Si: 1% 이하, Mn: 0.5∼2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Mo: 0.05∼0.5%를 함유하는 강을, 1070℃ 이하에서 누적 압하율 30% 이상으로 열간압연하는 공정과;
    압연종료 후 6초 이내에, 평균 냉각속도 80℃/sec 이상으로, 500℃ 초과, 700℃ 이하까지 냉각하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법.
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