KR20200037475A - 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200037475A
KR20200037475A KR1020180116700A KR20180116700A KR20200037475A KR 20200037475 A KR20200037475 A KR 20200037475A KR 1020180116700 A KR1020180116700 A KR 1020180116700A KR 20180116700 A KR20180116700 A KR 20180116700A KR 20200037475 A KR20200037475 A KR 20200037475A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
less
surface quality
manufacturing
Prior art date
Application number
KR1020180116700A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102109271B1 (ko
Inventor
공종판
고영주
박경미
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020180116700A priority Critical patent/KR102109271B1/ko
Priority to JP2021517743A priority patent/JP7186291B2/ja
Priority to PCT/KR2019/011700 priority patent/WO2020071654A1/ko
Priority to CN201980064021.0A priority patent/CN112996939B/zh
Publication of KR20200037475A publication Critical patent/KR20200037475A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102109271B1 publication Critical patent/KR102109271B1/ko

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B21B1/463—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a continuous process, i.e. the cast not being cut before rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/108—Feeding additives, powders, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.16~0.27%, Mn: 0.8~2.6%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.08%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 면적분율로 마르텐사이트와 오토 템퍼드(Auto Tempered) 마르텐사이트의 합이 95%이상이고, 페라이트가 5%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하고, 평균 크기가 40nm 이하인 M(X) (M=Ti, Nb, Si, Al, B, Mg, Cr, Ca, P, X=C, N) 복합 석출물을 포함하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
[관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
[관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%임.)

Description

표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITIES AND LOW MECHANICAL PROPERTIES DEVIATION AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
국제 환경 규제 강화 및 자동차 연비규제 강화 추세에 따라 차체의 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 강도가 요구됨은 물론, 롤 포밍(Roll Forming) 성형하기 때문에 우수한 굽힘 가공성과 적은 재질편차가 요구된다. 이러한 물성을 만족시키기 위하여 자동차 구조부재용 강판은 기본적으로 페라이트(Ferrite), 베이나이트(Baintie), 마르텐사이트(Martensite) 및 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 상(Phase)의 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.
이러한 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 초고강도 확보에 따른 연신율의 감소를 피하기 어려워 열간압연 후 냉연 및 소둔 열처리(CAL, Continuous Annealing Line) 또는 열연 후 급속냉각을 이용한 가공 공정인 HPF(Hot Press Forming)와 같은 신규공정을 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 1에서는, 화학성분 중량비로 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 제조 시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 알루미늄 킬드강을 1050~1300℃에서 균질화 처리 후 Ar3 변태점 직상인 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 550~650℃에서 열연권취하는 단계; 이 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음 A3 온도 이상에서 연속소둔하는 단계; 및 이 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 2에서는, 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 방법에 대하여 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 개시되어 있다.
특허문헌 3에서는, 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 길이가 단축으로 1 마이크론 이상이며, 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 내 수소취하 특성을 갖는 인장강도 1470MPa급 초고강도 냉연강판 제조 방법에 관하여 소개하고 있다.
특허문헌 4에서는, 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 있을 뿐만 아니라, 현재 상업적으로 사용되고 있는 자동차용 범퍼 또는 보강재에 적용하기에는 상대적으로 인장강도가 낮은 문제점이 있다.
또한, 특허문헌 5에서는, 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 냉간 압연강판을 열간 프레스 성형을 통해 인장강도가 1.8GPa인 초고강도 제조 방법에 대해 개시하고 있다.
특허문헌 5에 따를 경우 1.8GPa의 초고강도는 확보할 수 있으나, 냉간 압연된 강판을 다시 열간 프레스 성형 단계(Hot Press Forming)를 거쳐야 하기 때문에 제조 단가가 더욱 높아지는 문제점이 있다.
따라서, 기존의 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 대체 가능할 뿐만 아니라, 보다 높은 인장강도를 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 한국 공개특허공보 제2008-0111549호
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로도 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 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: 0.16~0.27%, Mn: 0.8~2.6%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.08%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 면적분율로 마르텐사이트와 오토 템퍼드(Auto Tempered) 마르텐사이트의 합이 95%이상이고, 페라이트가 5%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하고, 평균 크기가 40nm 이하인 M(X) (M=Ti, Nb, Si, Al, B, Mg, Cr, Ca, P, X=C, N) 복합 석출물을 포함하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
[관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
[관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.16~0.27%, Mn: 0.8~2.6%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.08%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.005%, 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 바를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+10℃~Ar3+60℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3 직상에서 200℃/sec 이상으로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취하는 단계를 포함하며, 상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
[관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
[관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 합금조성과 제조조건을 적절히 제어함으로써 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로도 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 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 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 15와 비교예 1 내지 13에 대한 관계식 1 및 2의 값을 나타낸 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 5 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스 폭에 대한 분포를 나타낸 그래프이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 8의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.16~0.27%
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 0.27% 초과인 경우에는 용접성 및 과도한 강도 상승으로 굽힘 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.16~0.27%인 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.17%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.19%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.26%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.24%인 것이 가장 바람직하다
Mn: 0.8~2.6%
망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하며, 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 함으로써 강도를 증가시킨다. Mn 함량이 0.8% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.6% 초과인 경우에는 연주 슬라브 및 열연강판의 내부 또는 외부 혹은 이들 모두에 편석대를 형성시켜 크랙의 발생과 전파를 유발해 강판의 최종품질을 저하시키고 용접성 및 굽힘 가공성를 열위하게 할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.8~2.6%인 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.85%인 것이 보다 바람직하고, 0.90%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.95%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.5%인 것이 보다 바람직하고, 2.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 2.3%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.05~0.3%
규소(Si)는 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. Si 함량이 0.05% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.3% 초과인 경우에는 강판 표면에 적 스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.05~0.3%인 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고,0.07%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.08%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.28%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.24%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.05% 이하
알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시킨다. 한편, 강중 알루미늄(Al)은 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 박 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량은 0.048% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.046% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.045% 이하인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.01~0.08%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN 등의 석출물량을 감소시킴으로써 고온연성 저하를 방지하여 에지(Edge) 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. Ti 함량이 0.01% 미만인 경우에는 미세한 AlN 또는 BN 석출물의 과다 석출에 따른 주조 슬라브의 연성 감소를 초래하여 슬라브 품질을 저하시킨다. 반면에 Ti 함량이 0.08% 초과인 경우에는 조대한 TiN 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어려울 뿐만 아니라 제조 비용이 상승한다. 따라서 Ti 함량은 0.01~0.08%인 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.016%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.001~0.005%
보론(B)은 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 상기 효과를 얻을 수 없으며, 0.005%를 초과하게 되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 따라서, B의 함량은 0.001~0.005%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0012%인 것이 보다 바람직하고, 0.0014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0016%인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.0040%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0035%인 것이 가장 바람직하다.
Ca: 0.001~0.005%
칼슘(Ca)은 용강 중의 Al, O와 반응하여 저융점인 구상의 개재물(12CaO·17Al2O3)을 형성하여 노즐막힘 방지와 개재물 분리부상을 용이하게 하는 원소이다. Ca 함량이 0.001% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, Ca 함량이 0.005% 초과인 경우에는 고융점 개재물이 형성되어 노즐막힘을 조장하여 주조중단이 발생할 수 있고, 대형 개재물(>50㎛)이 형성되어 강판의 가공성을 열위하게 할 수 있다. 따라서, Ca의 함량은 0.001~0.005%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 0.0012%인 것이 보다 바람직하고, 0.0014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0016%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.0040%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0035%인 것이 가장 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. 상기 N 함량의 하한은 0.0012%인 것이 보다 바람직하고, 0.0014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0016%인 것이 가장 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.007%인 것이 가장 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, Al, Ti 및 N이 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 합금성분의 함량은 중량%이다.
[관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
상기 관계식 1은 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 1의 값이 16 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 28을 초과할 경우에는 연신율이 낮아져 가공시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1의 값은 16~28의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 하한은 17인 것이 보다 바람직하고, 18인 것이 보다 더 바람직하며, 19인 것이 가장 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 상한은 27인 것이 보다 바람직하고, 26인 것이 보다 더 바람직하며, 25인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
상기 관계식 2는 슬라브 또는 바의 에지(Edge) 품질을 확보하여 최종적으로 얻어지는 열연강판의 표면 품질을 향상시키기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 2의 값이 1 미만인 경우에는 Ti 또는 B 함량이 높거나 Al 또는 N 함량이 낮은 경우로서 조대한 Ti(C,N) 및 B(C,N) 석출물의 과다 석출에 따른 고온연성 감소를 초래하여 슬라브 또는 바의 에지에 크랙이 발생할 수 있고, 14를 초과하는 경우에는 Ti 또는 B 함량이 낮거나 Al 또는 N 함량이 높은 경우로서 AlN이 과다 석출되어 고온연성이 저하됨에 따라 슬라브 또는 바의 에지 품질이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 관계식 2의 값은 1~14의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 하한은 1.1인 것이 보다 바람직하고, 1.2인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3인 것이 가장 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 상한은 13인 것이 보다 바람직하고, 12인 것이 보다 더 바람직하며, 11인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
상기 관계식 3은 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성과 우수한 표면 품질을 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 3의 값이 0.05 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란할 수 있고, 0.66을 초과하는 경우에는 석출물의 과다 석출에 따른 고온연성 감소를 초래하여 슬라브 또는 바의 에지에 크랙이 발생하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 0.05~0.66의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 하한은 0.06인 것이 보다 바람직하고, 0.08인 것이 보다 더 바람직하며, 0.10인 것이 가장 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 상한은 0.62인 것이 보다 바람직하고, 0.58인 것이 보다 더 바람직하며, 0.56인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명의 열연강판은 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, 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 합금철 또는 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 오토 템퍼드(Auto Tempered) 마르텐사이트의 합이 95%이상이고, 페라이트가 5%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직은 본 발명이 목포로 하는 강도를 얻기 위한 필수적인 조직으로서, 그 분율이 95% 미만일 경우에는 강도 확보가 곤란하다. 본 발명에서는 연성 확보를 위하여 페라이트를 5% 이하의 범위로 포함할 수 있으며, 다만, 그 분율이 5%를 초과하는 경우에는 연성은 증가하나 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 한편, 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합의 분율은 96% 이상인 것이 보다 바람직하고, 97% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 98% 이상인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 주요 미세조직은 마르텐사이트 오토 템퍼드 마르텐사이트이며, 이 때, 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스 평균 폭은 강도 및 가공성에 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스 평균 폭은 단축을 기준으로 1㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스 평균 폭이 1㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스 평균 폭은 좁으면 좁을수록 강도 확보에 유리하나, 통상적인 냉각 조건에서 0.1㎛ 미만으로 제어하기에는 어려움이 있을 수 있다. 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스 평균 폭의 하한은 0.12㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.14㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 0.16㎛인 것이 가장 바람직하다. 상기 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트의 평균 폭의 상한은 0.9㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.8㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 0.7㎛인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 평균 크기가 40nm 이하인 M(X) (M=Ti, Nb, Si, Al, B, Mg, Cr, Ca, P, X=C, N) 복합 석출물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 복합 석출물의 평균 크기가 40nm를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어려울 수 있고, 에지 크랙이 발생하여 에지 품질이 저하될 수 있다. 상기 복합 석출물의 평균 크기는 작으면 작을수록 강도 확보에 유리하나 본 발명의 제조조건에서는 5nm 미만으로 제어하기가 어려울 수 있다. 상기 복합 석출물의 평균 크기는 38nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 34nm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 30nm 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명이 제공하는 열연강판은 항복강도가 1060~1400MPa이며, 인장강도가 1470~1800MPa이고, 연신율이 5% 이상이며, 비커스 경도가 420~550Hv(0.5kgf)이고, 스트립의 폭 방향 인장강도 편차가 100MPa이하이며, 스트립의 폭 방향 비커스 경도 편차가 50Hv(0.5kgf)이하일 수 있다. 또한, 본 발명의 열연강판은 두께가 1.6mm 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1.4mm 이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 1.3mm 이하일 수 있으며, 가장 바람직하게는 1.2mm 이하일 수 있다. 본 발명의 열연강판은 상술한 바와 같이 우수한 기계적 물성 및 표면 품질과 낮은 재질편차를 가짐으로써 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 효과적으로 대체할 수 있다.
이하, 본 발명의 열연강판 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판은 도 1과 같은 연주~압연 직결 설비를 적용하여 생산될 수 있다. 연주~압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연주~압연 직결 설비는 제1두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(Bar)(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께의 바를 제3두께의 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 열연 강판을 산세시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)강판의 생산이 가능하다. 또한, 연주~압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 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 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연주~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 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판은 도 1 및 2에 개시된 연주~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 4~8mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4mpm 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 가공성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 8mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있으므로, 상기 주조속도는 4~8mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 주조속도의 하한은 4.2mpm인 것이 보다 바람직하고, 4.4mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 4.6mpm인 것이 가장 바람직하다. 상기 주조속도의 상한은 7.5mpm인 것이 보다 바람직하고, 7.0mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 6.5mpm인 것이 가장 바람직하다.
한편, 상기 박 슬라브는 두께는 80~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 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 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 하한은 82mm인 것이 보다 바람직하고, 84mm인 것이 보다 더 바람직하며, 86mm인 것이 가장 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 상한은 116mm인 것이 보다 바람직하고, 114mm인 것이 보다 더 바람직하며, 110mm인 것이 가장 바람직하다.
또한, 상기 연속주조시 몰드 플럭스의 염기도는 0.8~1.5인 것이 바람직하다. 여기서 염기도는 CaO(%)/SiO2(%) 비를 나타낸다. 본 발명강의 경우 높은 강도를 확보하기 위해 C, Mn 및 B 등 첨가되는 합금원소가 많아 선형크랙 민감성이 아주 높다. 따라서, 염기도가 0.8 미만인 몰드 플럭스를 사용하게 되면, 전열량이 높아 슬라브 표면이 강냉됨에 따라 선형크랙이 발생할 수 있다. 반면, 염기도가 1.5 초과인 몰드 플럭스를 사용하는 경우에는 전열량이 너무 낮아, 건전한 응고셀을 얻기가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 연속주조시 몰드 플럭스의 염기도는 0.8~1.5인 것이 바람직하다. 상기 몰드 플럭스의 염기도의 하한은 0.85인 것이 보다 바람직하고, 0.90인 것이 보다 더 바람직하며, 0.95인 것이 가장 바람직하다. 상기 몰드 플럭스의 염기도의 상한은 1.45인 것이 보다 바람직하고, 1.40인 것이 보다 더 바람직하며, 1.35인 것이 가장 바람직하다.
또한, 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량은 1.5~2.5ℓ/㎏인 것이 바람직하다. 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량이 2.5ℓ/㎏을 초과하게 되면 선형크랙이 발생하여 슬라브 품질이 떨어질 위험이 있고, 슬라브 또는 바의 에지 온도가 낮아져 에지 크랙 발생 위험성이 높다. 반면, 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량이 1.5ℓ/㎏ 미만인 경우 연주 출측에서 슬라브 미응고에 따른 용강 유출 등의 문제가 야기 될 수 있고, 세그먼트(Segment) 롤이 열화될 수 있어 설비 이상의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량은 1.5~2.5ℓ/㎏인 것이 바람직하다. 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량의 하한은 1.55ℓ/㎏인 것이 보다 바람직하고, 1.60ℓ/㎏인 것이 보다 더 바람직하며, 1.65ℓ/㎏인 것이 가장 바람직하다. 상기 연속주조시 2차 냉각 비수량의 상한은 2.45ℓ/㎏인 것이 보다 바람직하고, 2.40ℓ/㎏인 것이 보다 더 바람직하며, 2.35ℓ/㎏인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다. 상기 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2~5개의 스탠드로 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.
상기 바를 얻는 단계 후에는 상기 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 바를 마무리 압연하기 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함) 노즐에서 냉각수를 200~300bar 압력으로 분사하여 표면 스케일을 30㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 냉각수 분사 압력이 200bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 냉각수 분사 압력이 300bar를 초과하는 경우에는 마무리압연 출측온도가 너무 낮아지게 되어 효과적인 오스테나이트 분율을 확보하기 곤란하여 목표로 하는 인장강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 냉각수 분사 압력은 200~300bar인 것이 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 하한은 210bar인 것이 보다 바람직하고, 220bar인 것이 보다 더 바람직하며, 230bar인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 상한은 290bar인 것이 보다 바람직하고, 280bar인 것이 보다 더 바람직하며, 270bar인 것이 가장 바람직하다.
또한, 상기 냉각수 분사시, 냉각수의 겹침(overlap) 면적율은 5~25%인 것이 바람직하다. 상기 냉각수의 겹침 면적율이 5% 미만인 경우 냉각수 겹침 면적이 너무 작아 바의 온도가 국부적으로 상승하게 되어 폭 방향으로 온도가 불균일해질 수 있고, 이로 인해 스케일이 완전히 제거되지 못하여 표면품질이 저하될 수 있으며, 최종적으로 얻어지는 열연강판의 폭 방향 인장강도 편차를 100MPa 이하로 제어하는 것이 곤란할 수 있다. 또한, 냉각수 분사 겹침 면적율이 25%를 초과할 경우 국부적으로 냉각이 많이 되어 폭 방향으로 온도 편차가 발생하여 최종적으로 얻어지는 열연강판의 재질편차가 심해질 수 있다. 따라서, 상기 냉각수 분사시, 냉각수의 겹침(overlap) 면적율은 5~25%인 것이 바람직하다. 상기 냉각수의 겹침 면적율의 하한은 6%인 것이 보다 바람직하고, 7%인 것이 보다 더 바람직하며, 8%인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각수의 겹침 면적율의 상한은 24%인 것이 보다 바람직하고, 23%인 것이 보다 더 바람직하며, 22%인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 바를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+10℃~Ar3+60℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연 단계는 조압연기에서 만들어진 바를 3~7개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 마무리 압연함으로써 수행될 수 있다. 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 발생할 수 있어 냉각 후 충분한 마르텐사이트 분율을 얻을 수 없다. 반면, 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+60℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해져 높은 강도를 얻을 수 없고, 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+12℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+14℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+16℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 상한은 Ar3+58℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+56℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+52℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 마무리 압연시 압연 속도 편차는 50mpm 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서 목적으로 하는 초고강도강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연시 변형속도에 따라 재질특성이 변할 가능성이 매우 높다. 즉, 다수 개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기 내에서 압연속도의 차이가 50mpm를 초과하게 되면 후속하는 런 아웃 테이블(ROT, Run Out Table)에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 확보하기 어려워 스트립(Srtip)의 폭 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 상기 마무리 압연시 압연 속도 편차는 50mpm 이하인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 압연 속도 편차는 48mpm 이하인 것이 보다 바람직하고, 46mpm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 42mpm 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 마무리 압연시 압연 속도 편차가 낮으면 낮을수록 유리하므로, 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차는 50℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차가 50℃를 초과할 경우 국부적으로 오스테나이트 분율 및 결정립 사이즈의 차이가 발생하여 재질편차가 심해질 수 있다. 따라서, 상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차는 50℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차는 48℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 46℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 42℃ 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차가 낮으면 낮을수록 유리하므로, 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
상기 마무리 압연시 압연 속도는 200~600mpm인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 압연 속도가 600mpm를 초과할 경우 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생할 수 있다. 반면, 상기 마무리 압연시 압연 속도가 200mpm 미만이 되면 마무리 압연 속도가 너무 느려 본 발명이 목표로 하는 마무리 압연 온도를 확보하기가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 마무리 압연시 압연 속도는 200~600mpm인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 압연 속도의 하한은 220mpm인 것이 보다 바람직하고, 250mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 280mpm인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 압연시 압연 속도의 상한은 580mpm인 것이 보다 바람직하고, 550mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 500mpm인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 Ar3 직상에서 200℃/sec 이상으로 냉각하여 Mf(90)-50℃ 이하에서 권취한다. 상기 냉각속도가 200℃/sec 미만인 경우에는 페라이트 및 베이나이트가 형성될 수 있어 충분한 마르텐사이트 조직을 확보하기가 어렵다. 따라서, 상기 냉각속도는 200℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 220℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 240℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 260℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 상기 권취 온도가 Mf(90)-50℃를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 조직을 얻기가 어려울 뿐만 아니라 냉각에 의해 얻어진 마르텐사이트 조직이 지나치게 오토 템퍼링(Auto Tempering)되어 본 발명이 목표로 하는 인장강도를 얻기가 어려워질 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 Mf-50℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 권취온도는 Mf-60℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, Mf-70℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며 Mf-80℃ 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 Mf는 오스테나이트 조직이 마르텐사이트로 변태가 100% 완료되는 온도를 의미한다.
한편, 상기 냉각시 냉각 노즐의 간격은 150~400mm인 것이 바람직하다. 상기 냉각 노즐의 간격이 400mm를 초과할 경우에는 열연강판의 온도가 국부적으로 상승하게 되어 재질편차가 심해질 수 있고, 150mm 미만인 경우에는 열연강판의 온도가 국부적으로 낮아지게 되어 재질편차가 심해질 수 있다. 따라서, 상기 냉각시 냉각 노즐의 간격은 150~400mm인 것이 바람직하다. 상기 냉각시 냉각 노즐의 간격의 하한은 160mm인 것이 보다 바람직하고, 170mm인 것이 보다 더 바람직하며, 180mm인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각시 냉각 노즐의 간격의 상한은 380mm인 것이 보다 바람직하고, 360mm인 것이 보다 더 바람직하며, 340mm인 것이 가장 바람직하다.
상기 권취하는 단계 후에는 권취된 열연강판을 산세 처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 상기 산세 처리를 통해 PO(Pickled & Oiled)재를 얻을 수 있다. 본 발명에서는 박 슬라브 및 바 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거할 수 있으므로, 일반적인 산세처리로도 표면품질이 우수한 PO재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 열연산세공정에서 일반적으로 사용되는 방법이라면 모두 적용 가능하므로 산세 처리 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 2 및 3에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 이 열연강판을 산세 처리한 뒤, 노즐막힘유무를 관찰하고, 미세조직 및 석출물을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었으며, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 비커스 경도(Hv(0.5kgf)), 인장강도 편차(△TS) 및 비커스 경도 편차(△Hv(0.5kgf))와 크랙 발생 유무를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 한편, 하기 표 3에서의 Ar3 및 Mf 온도는 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.
미세조직 및 석출물은 주사전자현미경(SEM)과 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 관찰하였다.
항복강도, 인장강도 및 연신율은 스트립의 전폭[일정한 간격(7군데)]에 대하여 압연방향으로 채취한 JIS 5호 규격의 시편들을 측정한 뒤 평균값을 기재하였다.
경도는 비커스 경도기를 이용하여 하중 0.5kgf로 10회 측정한 뒤 평균값을 기재하였다.
인장강도 편차(△TS) 및 비커스 경도 편차(△Hv(0.5kgf))는 전폭에서 측정된 값 중 최대값과 최소값의 차이를 나타낸다.
크랙 발생 유무는 슬라브, 바 및 스트립에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 디텍터(Detector)인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.
강종No. 합금조성(중량%) 관계식1 관계식2 관계식3
C Si Mn Al B Ti Ca N
비교강1 0.1 0.11 1.11 0.026 0.0019 0.019 0.002 0.0045 11.1 4.53 0.41
비교강2 0.14 0.12 0.12 0.027 0.0018 0.021 0.0018 0.0055 15.1 5.49 0.36
발명강1 0.2 0.13 1.1 0.03 0.002 0.02 0.0026 0.0052 21.1 5.45 0.26
발명강2 0.25 0.12 1.11 0.031 0.0019 0.021 0.0027 0.0048 26.1 5.21 0.2
비교강3 0.3 0.11 1.12 0.032 0.0018 0.024 0.0032 0.0029 31.1 3 0.1
발명강3 0.21 0.11 1.52 0.03 0.0021 0.021 0.0027 0.0036 22.5 3.42 0.15
발명강4 0.2 0.13 2.01 0.029 0.0018 0.02 0.0032 0.0047 22 5.29 0.24
발명강5 0.21 0.11 2.54 0.031 0.0015 0.019 0.003 0.005 23.6 7.6 0.32
비교강4 0.19 0.12 1.11 0.52 0.0019 0.024 0.0031 0.0048 20.1 76.46 3.8
비교강5 0.2 0.1 1.12 0.75 0.0019 0.021 0.0029 0.005 21.1 131.28 6.21
발명강6 0.21 0.12 1.12 0.029 0.001 0.026 0.0025 0.0044 22.1 6.86 0.31
발명강7 0.2 0.11 1.13 0.031 0.001 0.02 0.0031 0.0049 21.1 10.61 0.5
발명강8 0.2 0.11 1.1 0.03 0.0015 0.021 0.0024 0.0055 21.1 7.32 0.35
발명강9 0.21 0.12 1.2 0.031 0.004 0.02 0.0025 0.0044 22.2 2.38 0.11
발명강10 0.2 0.11 1.35 0.045 0.0021 0.02 0.0021 0.0045 21.4 6.73 0.32
발명강11 0.19 0.13 1.41 0.045 0.0015 0.05 0.0035 0.004 20.4 3.35 0.16
비교강6 0.21 0.15 1.35 0.075 0.0015 0.015 0.0031 0.0058 22.4 27.01 1.21
비교강7 0.22 0.15 1.31 0.042 0.0015 0.006 0.002 0.0056 23.3 36.5 1.57
발명강12 0.2 0.15 1.29 0.045 0.0016 0.055 0.0021 0.0045 21.3 3.21 0.15
비교강8 0.2 0.2 1.33 0.02 0.0015 0.095 0.0025 0.004 21.3 0.78 0.04
비교강9 0.21 0.13 1.39 0.034 0.0015 0.17 0.0031 0.0045 22.4 0.84 0.04
비교강10 0.21 0.15 1.35 0.042 0.0003 0.015 0.0019 0.0045 22.4 58.67 2.62
비교강11 0.2 0.201 1.36 0.025 0.0065 0.035 0.0034 0.005 21.4 0.77 0.04
발명강13 0.21 0.15 1.45 0.042 0.001 0.045 0.0031 0.0035 22.5 4.56 0.2
비교강12 0.2 0.2 1.41 0.035 0.0015 0.032 0.003 0.014 21.4 14.26 0.97
발명강14 0.19 0.15 1.35 0.032 0.002 0.04 0.0029 0.008 20.4 4.47 0.22
발명강15 0.2 0.15 1.36 0.018 0.002 0.04 0.0025 0.0044 21.4 1.38 0.06
비교강13 0.21 0.15 1.15 0.035 0.0021 0.025 0.0007 0.0042 22.2 3.91 0.18
발명강16 0.21 0.1 1.25 0.025 0.0021 0.021 0.0025 0.0048 22.3 3.80 0.17
발명강17 0.23 0.11 1.35 0.032 0.0020 0.023 0.0025 0.0045 24.4 4.37 0.18
[관계식 1] 100(C+Mn/100+B/10)
[관계식 2] [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]
[관계식 3] [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)
구분 강종No. 연속주조 조압연(RM) 스케일 제거(FSB)
주조
속도
(mpm)		 박
슬라브 두께
(mm)		 몰드
플럭스
염기도		 2차
냉각
비수량
(ℓ/㎏)		 출측
바 에지부
온도		 냉각수
분사 압력
(bar)		 냉각수
분사 겹침
면적율
(%)
비교예1 비교강1 6 90 1.2 2.1 935 235 15
비교예2 비교강2 6.2 90 1.2 2.3 945 245 15
발명예1 발명강1 5.8 96 1.2 1.9 950 235 15
발명예2 발명강2 6 90 1.2 2.1 925 240 15
비교예3 비교강3 6.2 90 1.2 2.3 940 252 15
발명예3 발명강3 5.8 96 1.2 2.2 940 248 15
발명예4 발명강4 5.6 90 1.2 2 935 246 15
발명예5 발명강5 6 90 1.2 1.9 945 247 15
비교예4 비교강4 6.2 90 1.2 2 950 236 15
비교예5 비교강5 6.2 90 1.2 2.2 955 259 15
발명예6 발명강6 5.8 94 1.2 2.1 942 264 15
발명예7 발명강7 5.8 96 1.2 2.3 950 267 15
발명예8 발명강8 5.8 94 1.2 2.2 954 259 15
발명예9 발명강9 5.8 94 1.2 2.3 956 261 15
발명예10 발명강10 5.8 94 1.2 2 945 247 15
발명예11 발명강11 5.8 94 1.2 2.2 925 251 15
비교예6 비교강6 5.8 94 1.2 2.1 945 248 15
비교예7 비교강7 5.8 94 1.2 2.2 950 243 15
발명예12 발명강12 5.8 94 1.2 2.1 925 246 15
비교예8 비교강8 5.8 94 1.2 2.2 935 253 15
비교예9 비교강9 5.8 94 1.2 2 945 257 15
비교예10 비교강10 5.8 94 1.2 1.8 950 240 15
비교예11 비교강11 5.8 96 1.2 1.9 945 241 15
발명예13 발명강13 5.8 96 1.2 2 950 261 15
비교예12 비교강12 5.8 96 1.2 2.1 929 251 15
발명예14 발명강14 6 96 1.2 2.2 935 251 15
발명예15 발명강15 6 96 1.2 2 945 256 15
비교예13 비교강13 5.8 96 1.2 2.2 941 240 15
비교예14 발명강16 6 96 1.2 2.0 935 245 15
비교예15 발명강17 6 96 1.2 1.9 940 250 15
구분 마무리 압연(FM) 냉각 Mf
(℃)		 권취
온도
(℃)
입측
온도
(℃)		 평균
압연
속도
(mpm)		 압연
속도
편차
(△mpm)		 Ar3
(℃)		 출측
온도
(℃)		 폭
방향
온도편차
(△℃)		 냉각
속도
(℃/sec)		 폭방향
냉각
노즐 간격
(mm)
비교예1 1085 455 45 835 850 35 280 300 340 125
비교예2 1073 450 40 805 839 30 300 300 319 150
발명예1 1078 452 40 790 825 35 290 300 299 135
발명예2 1092 445 40 780 820 36 300 300 278 152
비교예3 1082 450 42 770 810 40 310 300 257 110
발명예3 1086 452 45 780 815 29 300 300 278 135
발명예4 1070 454 38 760 800 30 310 300 254 154
발명예5 1076 449 45 740 780 35 305 300 231 150
비교예4 1079 452 40 855 835 32 295 300 320 145
비교예5 1081 452 35 920 875 38 305 300 343 135
발명예6 1079 448 45 795 830 40 302 300 298 115
발명예7 1082 450 48 790 825 42 306 300 298 105
발명예8 1030 452 41 790 825 41 297 300 298 116
발명예9 1035 451 39 790 825 30 305 300 299 121
발명예10 1039 448 41 789 825 31 301 300 287 126
발명예11 1035 454 45 791 825 34 297 300 289 135
비교예6 1078 449 47 790 825 36 285 300 284 154
비교예7 1088 452 35 784 820 41 290 300 281 165
발명예12 1084 451 36 782 825 42 297 300 287 154
비교예8 1078 453 31 788 823 35 298 300 284 135
비교예9 1077 449 41 784 821 32 287 300 279 125
비교예10 1079 445 42 785 819 36 290 300 280 115
비교예11 1081 450 42 786 820 40 295 300 281 118
발명예13 1082 455 41 784 820 42 302 300 278 120
비교예12 1084 454 43 787 821 41 305 300 283 115
발명예14 1079 452 41 791 825 39 310 300 290 111
발명예15 1073 452 47 785 820 30 315 300 285 121
비교예13 1069 450 38 792 815 35 310 300 296 102
비교예14 1080 450 35 775 765 30 320 300 286 125
비교예15 1085 450 40 770 750 35 310 300 273 115
구분 노즐
막힘
유무		 마르텐사이트+
오토 템퍼드 마르텐사이트
분율(면적%)		 페라이트
분율(면적%)		 마르텐사이트 및 오토 템퍼드
마르텐사이트
래스 평균 폭(㎛)		 복합 석출물
평균 크기(nm)
비교예1 × 99 1 0.35 20
비교예2 × 99 1 0.32 21
발명예1 × 99 1 0.3 19
발명예2 × 100 0 0.29 25
비교예3 × 99 1 0.28 24
발명예3 × 99 1 0.35 25
발명예4 × 100 0 0.36 23
발명예5 × 99 1 0.24 24
비교예4 × 84 16 0.52 47
비교예5 × 59 41 0.64 51
발명예6 × 99 1 0.35 25
발명예7 × 99 1 0.32 23
발명예8 × 99 1 0.35 22
발명예9 × 99 1 0.34 19
발명예10 × 98 2 0.35 21
발명예11 × 100 0 0.3 20
비교예6 × 99 1 0.31 46
비교예7 × 98 2 0.45 41
발명예12 × 97 3 0.41 21
비교예8 × 98 2 0.21 48
비교예9 × 100 0 0.2 55
비교예10 × 98 2 0.46 42
비교예11 × 98 2 0.32 45
발명예13 × 100 0 0.39 22
비교예12 × 99 1 0.35 50
발명예14 × 98 2 0.34 23
발명예15 × 99 1 0.35 25
비교예13 ○ 노즐막힘으로 주조 중단
비교예14 × 87 13 0.42 25
비교예15 × 80 20 0.45 24
구분 선형크랙
(개/m)		 에지크랙
(개/m)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 비커스 경도
(Hv)		 인장 강도
편차(△MPa)		 비커스 경도
편차(△Hv)
비교예1 0 0 811 1115 11 355 45 25
비교예2 0 0 1006 1313 9 410 40 20
발명예1 0 0 1193 1495 7.5 165 50 30
발명예2 0 0 1370 1660 5.8 533 42 22
비교예3 0 0 1543 1840 4 585 65 45
발명예3 0 0 1212 1512 7.4 480 51 31
발명예4 0 0 1234 1533 6.7 492 42 22
발명예5 0 0 1256 1554 6.6 499 46 26
비교예4 0 85 1056 1362 8.5 421 52 45
비교예5 0 105 782 1100 11.1 345 56 22
발명예6 0 0 1192 1493 7.1 479 62 42
발명예7 0 0 1193 1495 7 481 58 38
발명예8 0 0 1194 1497 7.2 482 60 50
발명예9 0 0 1195 1498 7.3 483 45 25
발명예10 0 0 1226 1499 7 480 65 45
발명예11 0 0 1172 1477 7.4 470 55 35
비교예6 0 15 1213 1534 6.8 491 44 24
비교예7 0 25 1248 1566 6.4 508 52 32
발명예12 0 0 1183 1496 7.1 479 58 38
비교예8 0 18 1176 1498 4.9 480 60 50
비교예9 0 26 1214 1536 4.5 492 45 25
비교예10 0 13 1165 1459 7.9 476 55 35
비교예11 0 11 1592 1503 7.1 481 48 28
발명예13 0 0 1174 1539 6.5 493 50 30
비교예12 0 13 1178 1502 7.1 481 57 37
발명예14 0 0 1182 1475 7 469 56 36
발명예15 0 0 1218 1500 7 480 50 30
비교예13 노즐막힘으로 주조 중단
비교예14 0 0 1087 1375 8 410 61 31
비교예15 0 0 1001 1280 9.2 346 58 36
상기 표 1 내지 5에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 15의 경우에는 본 발명의 미세조직 및 석출물 조건을 만족하고 있음을 알 수 있다. 또한, 선형크랙 및 에지크랙이 발생하지 않아 양호한 표면품질을 확보하고 있음을 확인할 수 있다. 아울러, 본 발명이 목표로 하는 항복강도, 인장강도, 연신율, 비커스 경도, 스트립의 폭 방향 인장강도 편차 및 스트립의 폭 방향 비커스 경도 편차를 확보하고 있음을 확인할 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3, 및 제조조건(마무리 압연 출측온도) 중 하나 이상을 만족하지 않는 비교예 1 내지 12의 경우에는 에지 크랙이 발생하거나, 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성과 재질편차 조건을 확보하고 있지 않음을 확인할 수 있다.
비교예 13는 본 발명이 제안하는 합금조성 중 Ca 함량 범위를 만족하지 않는 경우로서, 노즐막힘으로 인하여 주조중단이 발생하였음을 확인할 수 있다.
비교예 14 및 15는 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 3은 만족하나, 제조조건(마무리 압연 출측온도)을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 제안하는 미세조직을 확보하지 못함에 따라 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성과 재질편차 조건을 확보하고 있지 않음을 확인할 수 있다.
도 3은 발명예 1 내지 15와 비교예 1 내지 13에 대한 관계식 1 및 2의 값을 나타낸 그래프이다. 발명 영역의 경우, 본 발명의 관계식 3을 만족하는 범위로서, 발명예 1 내지 15의 경우 상기 발명 영역에 포함되는 것을 확인할 수 있는 반면, 비교예 1 내지 12의 경우에는 상기 발명 영역을 벗어나고 있음을 확인할 수 있다. 비교예 13는 상기 발명 영역에 포함되어 있으나 본 발명의 Ca 함량 범위를 만족하지 않는 경우이다.
도 4는 발명예 1을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트가 주조직이며, 일부 페라이트가 형성되어 있음을 확인할 수 있다.
도 5 (a) 및 (b)는 발명예 1을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 5(a) 및 (b)를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 마르텐사이트 래스가 미세하게 잘 발달되어 있을 뿐만 아니라, 마르텐사이트 래스 내에는 미세한 탄화물이 존재하여 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직이 함께 존재하고 있음을 확인할 수 있다.
도 6은 발명예 1의 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스 폭에 대한 분포를 나타낸 그래프이다. 도 6을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스는 0.05~1.0㎛ 범위에 존재하며, 0.3㎛의 폭을 갖는 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스가 많이 존재하고 있음을 확인할 수 있다.
도 7 및 8은 각각 발명예 1과 비교예 8의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진이다. 이 때, TEM 시편은 카본 레프리카 방법으로 샘플을 제작하였다. 도 7 및 8을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 40nm 이하의 미세한 복합 석출물(M(X) (M=Ti, Nb, Si, Al, B, Mg, Cr, Ca, P, X=C, N))이 분포하고 있는 반면, 비교예 8의 경우에는 복합 석출물이 40nm를 초과하여 상당히 조대한 것을 확인할 수 있다.
(실시예 2)
발명강 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 6에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 하기 표 6에 기재된 제조조건 외 스케일 제거, 마무리 압연 및 냉각 조건은 상기 표 2의 발명예 1의 조건과 동일하게 수행하였다. 상기 제조된 열연강판을 산세 처리한 뒤, 선형크랙 및 에지크랙의 발생 정도를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.
구분 강종No. 연속주조 조압연(RM) 선형크랙
(개/m)		 에지크랙
(개/m)
주조
속도
(mpm)		 박
슬라브 두께
(mm)		 몰드
플럭스
염기도		 2차
냉각
비수량
(ℓ/㎏)		 출측
바 에지부
온도
발명예16 발명강1 6 90 1.0 1.8 950 0 0
발명예17 6 90 1.3 2.0 880 0 0
발명예18 6 90 0.9 2.1 905 0 0
비교예16 6 90 0.7 2.0 930 9 0
비교예17 6 90 1.0 2.6 945 4 11
비교예18 6 90 1.1 2.2 840 0 19
비교예19 6 90 1.2 1.9 800 0 26
상기 표 6에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 16 내지 18은 선행크랙 및 에지크랙이 발생하지 않았음을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 16 내지 19는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건 중 몰드 플럭스 염기도, 2차 냉각 비수량 및 조압연 출측 바 에지부 온도 조건 중 하나를 만족하지 않아 선행크랙 및 에지크랙이 발생하였음을 확인할 수 있다.
(실시예 3)
발명강 5의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 7 및 8에 기재된 제조조건으로 1.2mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 하기 표 7 및 8에 기재된 제조조건 외 연속주조 및 조압연 조건은 상기 표 2의 발명예 5의 조건과 동일하게 수행하였다. 상기 제조된 열연강판을 산세 처리한 뒤, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 비커스 경도(Hv(0.5kgf)), 인장강도 편차(△TS) 및 비커스 경도 편차(△Hv(0.5kgf))를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 9에 나타내었다. 하기 표 7에서의 Ar3 및 Mf 온도는 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.
구분 강종No. 스케일 제거(FSB) 마무리 압연(FM)
냉각수 분사
압력(bar)		 냉각수 분사 겹침
면적율(%)		 입측온도
(℃)		 평균압연
속도(mpm)		 압연속도
편차(△mpm)
발명예19 발명강5 235 15 1095 450 40
발명예20 210 10 1082 445 35
발명예21 230 20 1080 450 40
비교예20 240 3 1075 455 35
비교예21 235 30 1075 450 41
비교예22 250 15 1069 440 65
비교예23 234 15 1082 450 40
비교예24 241 15 1075 450 39
구분 마무리 압연(FM) 냉각 Mf
(℃)		 권취온도
(℃)
Ar3
(℃)		 출측
온도
(℃)		 폭 방향
온도편차
(△℃)		 냉각
속도
(℃/sec)		 폭방향 냉각
노즐 간격
(mm)
발명예19 780 820 31 300 250 278 150
발명예20 35 250 250 136
발명예21 30 250 250 126
비교예20 65 250 250 135
비교예21 76 300 250 150
비교예22 70 250 250 126
비교예23 35 250 100 95
비교예24 35 250 450 195
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 비커스 경도
(Hv)		 인장 강도
편차(△MPa)		 비커스 경도
편차(△Hv)
발명예19 1205 1501 7.1 482 49 30
발명예20 1191 1499 7 476 45 32
발명예21 1185 1490 6.9 481 43 35
비교예20 1178 1495 7 475 105 69
비교예21 1181 1482 6.5 182 109 75
비교예22 1184 1496 6.3 479 125 82
비교예23 1169 1480 6.2 481 115 80
비교예24 1175 1479 7 485 153 95
상기 표 7 내지 9에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 발명예 19 내지 21은 본 발명이 목표로 하는 항복강도, 인장강도, 연신율, 비커스 경도, 스트립의 폭 방향 인장강도 편차 및 스트립의 폭 방향 비커스 경도 편차를 확보하고 있음을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 20 내지 24는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건 중 냉각수 분사 겹침 면적율, 마무리 압연시 압연 속도 편차, 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차, 및 냉각시 냉각 노즐의 간격 중 하나를 만족하지 않아 선행크랙 및 에지크랙이 발생하였음을 확인할 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 (18)

  1. 중량%로, C: 0.16~0.27%, Mn: 0.8~2.6%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.08%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.010%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    면적분율로 마르텐사이트와 오토 템퍼드(Auto Tempered) 마르텐사이트의 합이 95%이상이고, 페라이트가 5%이하(0%를 포함)인 미세조직을 포함하고,
    평균 크기가 40nm 이하인 M(X) (M=Ti, Nb, Si, Al, B, Mg, Cr, Ca, P, X=C, N) 복합 석출물을 포함하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판.
    [관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
    [관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
    [관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, 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 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 상기 마르텐사이트 래스(lath)의 평균 폭은 1㎛ 이하인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 항복강도가 1060~1400MPa이며, 인장강도가 1470~1800MPa이고, 연신율이 5% 이상이며, 비커스 경도가 420~550Hv(0.5kgf)이고, 스트립의 폭 방향 인장강도 편차가 100MPa이하이며, 스트립의 폭 방향 비커스 경도 편차가 50Hv(0.5kgf)이하인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 1.6mm 이하인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판.
  6. 중량%로, C: 0.16~0.27%, Mn: 0.8~2.6%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.08%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.005%, 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 바를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+10℃~Ar3+60℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 Ar3 직상에서 200℃/sec 이상으로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 16 ≤ 100(C+Mn/100+B/10) ≤ 28
    [관계식 2] 1 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)] ≤ 14
    [관계식 3] 0.05 ≤ [(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10) ≤ 0.66
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%임.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속주조시 주조속도는 4~8mpm(m/min)인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 80~120mm인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속주조시 몰드 플럭스의 염기도는 0.8~1.5인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  10. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속주조시 2차 냉각 비수량은 1.5~2.5ℓ/㎏인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 청구항 6에 있어서,
    상기 조압연시 조압연 출측에서의 바 에지부 온도는 850~1000℃인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 청구항 6에 있어서,
    상기 바를 얻는 단계 후, 상기 바에 200~300bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 단계를 추가로 포함하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 냉각수 분사시, 냉각수의 겹침(overlap) 면적율은 5~25%인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  14. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 압연 속도 편차는 50mpm 이하인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  15. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 열연강판의 폭 방향 온도 편차는 50℃ 이하인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  16. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 압연 속도는 200~600mpm인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  17. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉각시 냉각 노즐의 간격은 150~400mm인 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
  18. 청구항 6에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후, 권취된 열연강판을 산세 처리하는 단계를 추가로 포함하는 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판의 제조방법.
KR1020180116700A 2018-10-01 2018-10-01 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 KR102109271B1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180116700A KR102109271B1 (ko) 2018-10-01 2018-10-01 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2021517743A JP7186291B2 (ja) 2018-10-01 2019-09-10 熱延鋼板及びその製造方法
PCT/KR2019/011700 WO2020071654A1 (ko) 2018-10-01 2019-09-10 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN201980064021.0A CN112996939B (zh) 2018-10-01 2019-09-10 表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180116700A KR102109271B1 (ko) 2018-10-01 2018-10-01 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200037475A true KR20200037475A (ko) 2020-04-09
KR102109271B1 KR102109271B1 (ko) 2020-05-11

Family

ID=70054754

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020180116700A KR102109271B1 (ko) 2018-10-01 2018-10-01 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7186291B2 (ko)
KR (1) KR102109271B1 (ko)
CN (1) CN112996939B (ko)
WO (1) WO2020071654A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN210740266U (zh) 2019-10-25 2020-06-12 华域视觉科技(上海)有限公司 车灯光学元件

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040057777A (ko) 2002-12-26 2004-07-02 주식회사 포스코 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
JP2007100114A (ja) 2005-09-30 2007-04-19 Jfe Steel Kk 高張力冷延鋼板の製造方法
KR20080073763A (ko) 2005-12-28 2008-08-11 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 초고강도 박강판
KR20080111549A (ko) 2006-05-10 2008-12-23 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
KR20100116608A (ko) * 2008-01-31 2010-11-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20130069699A (ko) 2013-05-30 2013-06-26 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
KR20160082602A (ko) * 2014-12-26 2016-07-08 주식회사 포스코 재질 편차가 적고, 조관성 및 내식성이 우수한 열간 프레스 성형용 열연강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
KR101797387B1 (ko) * 2016-08-31 2017-11-14 주식회사 포스코 성형성이 우수한 초고강도 박물 열연강판 및 그 제조방법
WO2018117552A1 (ko) * 2016-12-23 2018-06-28 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005206920A (ja) * 2004-01-26 2005-08-04 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法
JP5540885B2 (ja) * 2010-05-20 2014-07-02 新日鐵住金株式会社 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
MX364430B (es) * 2011-03-18 2019-04-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminado en caliente con excelente formabilidad de prensa y metodo de produccion del mismo.
WO2012153009A1 (fr) 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6132017B2 (ja) 2013-05-14 2017-05-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP6146358B2 (ja) * 2014-03-28 2017-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN106133173B (zh) * 2014-03-31 2018-01-19 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107250406B (zh) * 2015-02-27 2019-11-15 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
KR101767780B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-24 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101767773B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101797383B1 (ko) * 2016-08-09 2017-11-13 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101917469B1 (ko) 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040057777A (ko) 2002-12-26 2004-07-02 주식회사 포스코 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
JP2007100114A (ja) 2005-09-30 2007-04-19 Jfe Steel Kk 高張力冷延鋼板の製造方法
KR20080073763A (ko) 2005-12-28 2008-08-11 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 초고강도 박강판
KR20080111549A (ko) 2006-05-10 2008-12-23 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
KR20100116608A (ko) * 2008-01-31 2010-11-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20130069699A (ko) 2013-05-30 2013-06-26 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
KR20160082602A (ko) * 2014-12-26 2016-07-08 주식회사 포스코 재질 편차가 적고, 조관성 및 내식성이 우수한 열간 프레스 성형용 열연강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
KR101797387B1 (ko) * 2016-08-31 2017-11-14 주식회사 포스코 성형성이 우수한 초고강도 박물 열연강판 및 그 제조방법
WO2018117552A1 (ko) * 2016-12-23 2018-06-28 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN112996939B (zh) 2023-07-28
JP7186291B2 (ja) 2022-12-08
CN112996939A (zh) 2021-06-18
JP2022503938A (ja) 2022-01-12
KR102109271B1 (ko) 2020-05-11
WO2020071654A1 (ko) 2020-04-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102209592B1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101245701B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법
KR101998952B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101245699B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
KR101299803B1 (ko) 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법
KR102164108B1 (ko) 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101949027B1 (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP4337604B2 (ja) 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法
KR102109271B1 (ko) 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102075222B1 (ko) 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101999030B1 (ko) 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법
KR101917467B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR100276308B1 (ko) 가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 제조방법
KR102218435B1 (ko) 표면품질이 우수하고, 재질편차가 적은 열연강판 및 그 제조방법
EP3889276A1 (en) High-manganese steel cast slab production method and method for producing billet or sheet of high-manganese steel
KR100782759B1 (ko) 고 항복비형 고강도 냉연강판 및 도금강판의 제조방법
KR101917469B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101245698B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법
KR101245700B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
KR102325472B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR102178677B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR19980044921A (ko) 프레스 가공성이 우수한 저합금 복합조직형 고강도 냉연강판의 제조방법
CN117980524A (zh) 扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
KR100411278B1 (ko) 디프 드로잉성이 우수한 초고성형성 고강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant