WO2016104838A1 - 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
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    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same having excellent surface quality applied to a steel sheet of hot galvanized iron (HGI).
  • HGI hot galvanized iron
  • High-strength galvanized iron which is a high-strength hot-rolled steel sheet, is widely used in structural materials.
  • Steel sheets containing Nb have been generally used as the high strength hot rolled steel sheet that is the steel sheet of the high strength galvanized steel sheet.
  • the high strength hot rolled steel sheet is usually produced by heating a steel slab containing Nb, hot rolling in an austenite region of Ar 3 or more, and then winding up.
  • Nb delays recrystallization during hot rolling, thereby increasing the rolling load of the finish rolling, thereby generating roll surface roughness.
  • defects such as poor plateability and surface defects, in particular, sand scale of the steel sheet.
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof having excellent surface quality applied to the steel sheet of hot galvanized iron (HGI).
  • HGI hot galvanized iron
  • the weight ratio of Mn / Si is 15-25, the weight ratio of C / Si is 1-5, the weight ratio of Si / P is 3-10,
  • the microstructure consists of 10-40% bainite, 20-30% pearlite and 40-60% ferrite in an area fraction,
  • a high strength hot rolled steel sheet having excellent surface quality is provided, wherein a ternary eutectic compound of FeO, Fe 2 SiO 4 , Fe 3 (PO) 4 is formed within 50 ⁇ m from the surface.
  • the hot rolled steel sheet is in weight percent, N: 0.01% or less (excluding 0), Ti: 0.02% or less (excluding 0), Cu: 0.05% or less (excluding 0), Ni: 0.08% or less (excluding 0), Cr: It may further include one or two or more selected from the group consisting of 0.10% or less (excluding 0), V: 0.01% or less (excluding 0) and Mo: 0.03% or less (excluding 0).
  • the number of dot-shaped sand scales formed on both surfaces of the hot-rolled steel sheet may be 0.1 or less / m 3 or less on average.
  • the hot rolled steel sheet may include a galvanized layer.
  • the hot rolled steel sheet may have a tensile strength of 490 MPa or more, a yield strength of 366 MPa or more, and an elongation of 16% or more.
  • the hot rolled steel sheet may have a tensile strength of 490 ⁇ 650 MPa, a yield strength of 366 ⁇ 600 MPa and an elongation of 16 ⁇ 30%.
  • C 0.05-0.15%
  • Si 0.03-0.10%
  • Mn 0.7-1.39%
  • P 0.001-0.05%
  • S 0.001-0.03%
  • Al 1000 slabs containing 0.002 to 0.035%, balance Fe and other unavoidable impurities, having a weight ratio of Mn / Si of 15 to 25, a weight ratio of C / Si of 1 to 5, and a weight ratio of Si / P of 3 to 10 Heating at ⁇ 1250 ° C .;
  • a method for producing a high strength hot rolled steel sheet having excellent surface quality including winding the hot rolled steel sheet at a winding temperature of 510 to 610 ° C.
  • Figure 1 shows the number of scales for the hot rolled steel sheet of Comparative Example 2.
  • Figure 2 shows the number of scales for the hot rolled steel sheet of Example 4.
  • Example 3 is a graph showing the physical properties of the hot-rolled steel sheet of Example 4 according to the coiling temperature.
  • Steel sheets containing Nb have been commonly used as hot rolled steel sheets used as base steel sheets of high strength galvanized steel sheets.
  • Nb delays recrystallization during hot rolling, thereby increasing the rolling load of the finish rolling.
  • the surface roughness is generated to generate a defect in the plateability and surface defects, in particular defects such as sand scale.
  • the present inventors have conducted a long research and experiment in order to solve the problem that such a defect occurs such scale, and came to complete the present invention based on the result.
  • the present invention improves scale defects by appropriately controlling the content of Si and Mn, the weight ratio of Mn / Si, the weight ratio of C / Si, and the weight ratio of Si / P, without adding Nb, which causes sand scale defects. To secure the characteristics.
  • the present invention is to secure the high strength by forming the low temperature structure bainite by controlling the coiling temperature to improve the strength through the solid solution by increasing the Mn content in order to compensate for the decrease in strength due to the addition of Nb .
  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet having excellent surface properties and high strength, in particular a hot rolled steel sheet for galvanized steel sheet (HGI) and a manufacturing method thereof.
  • HGI galvanized steel sheet
  • High-strength hot-rolled steel sheet having excellent surface quality which is an aspect of the present invention, is by weight%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.03 to 0.10%, Mn: 0.7 to 1.39%, P: 0.001 to 0.05%, and S: 0.001 to 0.03%, Al: 0.002-0.035%, balance Fe and other unavoidable impurities, the weight ratio of Mn / Si is 15-25, the weight ratio of C / Si is 1-5, the weight ratio of Si / P is 3-5 10,
  • the microstructure consists of 10-40% bainite, 20-30% pearlite and 40-60% ferrite in an area fraction,
  • a ternary eutectic compound of FeO, Fe 2 SiO 4 , Fe 3 (PO) 4 is formed within 50 ⁇ m from the surface.
  • Carbon is the most effective element for reinforcing steel, but it is the element that degrades weldability and low temperature toughness when added in large quantities.
  • the carbon content may be 0.05 to 0.15% by weight, preferably 0.08 to 0.14% by weight, more preferably 0.11 to 0.13% by weight.
  • Silicon is used as a deoxidizer, improves adhesion of secondary scale, and is an effective element for increasing the strength of steel.
  • the surface defects may be significantly reduced even at a high rough rolling temperature, and especially when the Si content is 0.05 wt% or more, the surface defects may hardly occur.
  • the silicon content may be 0.03 to 0.10% by weight, preferably 0.04 to 0.08% by weight, more preferably 0.05 to 0.07% by weight.
  • Manganese is an effective element in strengthening steel employment.
  • the steel sheet strength may be lowered and coarse MnS may be formed and the steel may be very fragile.
  • the alloy cost may increase, weldability may decrease, and physical properties such as elongation may be low and steel sheet strength may be too high.
  • the manganese content may be 0.7-1.39% by weight, preferably 0.9-1.3% by weight, more preferably 1.1-1.3% by weight.
  • Phosphorus is a component that inhibits cementite formation and is advantageous for improving strength.
  • the steel sheet strength may be lowered.
  • the phosphorus content may be 0.001 to 0.05% by weight, preferably 0.003 to 0.04% by weight, more preferably 0.005 to 0.02% by weight.
  • Sulfur is an impurity element that is inevitably contained, and when contained in a large amount, it is preferable to suppress the content as much as possible because it combines with Mn to form a nonmetallic inclusion, thereby greatly impairing the impact toughness of the steel.
  • the sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, specifically, the sulfur content may be 0.001 to 0.03% by weight, preferably 0.001 to 0.02% by weight, more preferably 0.001 to 0.01% by weight.
  • Aluminum is added as a deoxidizer with Si during steelmaking, and has a solid solution strengthening effect.
  • the aluminum content may be 0.002 to 0.035% by weight, preferably 0.005 to 0.03% by weight, more preferably 0.01 to 0.03% by weight.
  • the contents of Mn and Si are also important, but the ratio of Mn and Si, that is, the weight ratio of Mn / Si is also important.
  • the weight ratio of Mn / Si may be 15-25, Preferably 17-23, More preferably, it is 19-21.
  • the contents of C and Si are also important, but the ratio of C and Si, that is, the weight ratio of C / Si is also important.
  • the weight ratio of C / Si may be 1-5, preferably 1-4, more preferably 1.5-3.
  • Both the Si component and the P component are easy to thicken at the scale and steel interface, and the thickening amount increases with the addition amount. However, as the amount of Si increases, a dense scale can be formed, reducing surface defects.
  • the weight ratio of Si / P may be 3-10, preferably 3-8, more preferably 5-7.
  • the ternary process compound may be identified using X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscope (SEM), energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX), X-ray photoelectron spectroscopy (XPS), and the like.
  • XRD X-ray diffraction
  • SEM scanning electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • the hot rolled steel sheet of the present invention is in weight percent, N: 0.01% or less (excluding 0), Ti: 0.02% or less (0 Cu: 0.05% or less (excluding 0), Ni: 0.08% or less (excluding 0), Cr: 0.10% or less (excluding 0), V: 0.01% or less (excluding 0), and Mo: 0.03% or less (0)
  • N 0.01% or less (excluding 0)
  • Ti 0.02% or less
  • Cu 0.05% or less
  • Ni 0.08% or less
  • Cr 0.10% or less
  • V 0.01% or less
  • Mo 0.03% or less
  • the nitrogen (N) in the austenite grains in the solidification process to act as aluminum to precipitate the fine nitride to promote twin generation, thereby improving the strength and ductility when forming the steel sheet, but the nitride is excessively precipitated as the nitrogen content increases
  • the nitrogen content is preferably limited to 0.01% by weight or less.
  • Mo content is 0.03 weight% or less.
  • Ti content is 0.02 weight% or less.
  • Cu content is 0.05 weight% or less.
  • Ni content is 0.08 weight% or less.
  • V is an element that is advantageous in improving yield strength due to grain refinement and increasing wettability of steel.
  • the content of V is preferably 0.01% or less.
  • the remaining component is iron (Fe) and may contain other unavoidable impurities.
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned herein.
  • Hot-rolled steel sheet of the present invention has a microstructure consisting of 10 to 40% bainite, 20 to 30% pearlite and 40 to 60% ferrite in area fraction.
  • the content of bainite is too high, the strength is improved, but the ferrite content is low, the elongation is lowered. If the content is too small, the amount of bainite is too high and the strength is low. Limited to 10-40%. Preferably it may be 20 to 40%.
  • the number of spot-shaped sand scales formed on both surfaces (front + back) of the hot-rolled steel sheet according to the present invention is on average 0.1 pieces / m 3 or less, preferably 0.08 pieces / m 3 or less, and more preferably 0.06 pieces / m 3 or less. Can be. Based on an area of 1 km in length and 1066 mm in width, it can be on average up to 100, preferably up to 80, more preferably up to 60.
  • the number of scales can be measured using a surface defect detector (SDD).
  • SDD surface defect detector
  • the scale may be primarily a sand scale.
  • the sand scale occurs in the hot rolling process as a surface defect, occurs as sand is sprayed on the plate in a relatively round spot shape, occurs sporadically in the entire width to a relatively shallow depth, and has a dark brown color. If a sand scale is present, plating and coating defects may occur, and the surface cracks may develop during processing, and surface defects may occur.
  • Hot rolled steel sheet according to the present invention may have a tensile strength of 490 MPa or more, a yield strength of 366 MPa or more and an elongation of 16% or more.
  • the hot rolled steel sheet may have a tensile strength of 490 ⁇ 650 MPa, a yield strength of 366 ⁇ 600 MPa and an elongation of 16 ⁇ 30%.
  • the hot rolled steel sheet according to the present invention may include a galvanized layer.
  • the hot rolled steel sheet including a galvanized layer as described above may be, for example, a galvanized steel sheet such as HGI.
  • the thickness of the hot rolled steel sheet according to the present invention may be 1.0 to 5 mm, preferably 1.0 to 1.6 mm.
  • the width of the steel sheet according to the present invention may be 500 to 2000 mm, the coil weight may be 5 to 40 ton.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing a high-strength hot rolled steel sheet having excellent surface quality by weight, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.03 to 0.10%, Mn: 0.7 to 1.39%, P: 0.001 to 0.05%, S: 0.001 to 0.03%, Al: 0.002 to 0.035%, balance Fe and other unavoidable impurities, the weight ratio of Mn / Si is 15 to 25, the weight ratio of C / Si is 1 to 5, and the ratio of Si / P Heating the slabs having a weight ratio of 3 to 10 at 1000 to 1250 ° C;
  • Hot rolling and surface quality are in opposite relationship. Specifically, in order to ensure the sheet-like property, it is good to raise slab heating temperature, rough rolling temperature (RDT), and bar thickness. Conversely, to ensure surface quality, it is better to lower the extraction temperature and RDT and enhance descaling.
  • RDT rough rolling temperature
  • the slab heating temperature (heating extraction temperature, SRT) may be 1000 ⁇ 1250 °C, preferably 1100 ⁇ 1220 °C, more preferably 1150 ⁇ 1200 °C.
  • the plateability may be lowered, and if the slab heating temperature is too high, the surface quality may be lowered.
  • the rough rolling temperature (RDT) may be 990 ⁇ 1090 °C, preferably 1010 ⁇ 1070 °C, more preferably 1030 ⁇ 1050 °C.
  • the plateability may be lowered. If the rough rolling temperature is too high, the surface quality may be lowered.
  • the finish rolling temperature (FDT) may be 810 ⁇ 910 °C, preferably 830 ⁇ 890 °C, more preferably 850 ⁇ 870 °C.
  • the rolling load (roll force) is similar to the existing, but the actual rolling temperature is lower than the existing product is advantageous for scale reduction.
  • the finish rolling may be carried out under the conditions of the average strain resistance 250 ⁇ 500 MPa, preferably 300 ⁇ 450 MPa, more preferably 350 ⁇ 450 MPa. If the average strain resistance is too small, recrystallization may be delayed due to precipitation, scale may occur, and the surface quality may be degraded. If the average strain resistance is too large, the flowability may be reduced.
  • the winding temperature (CT) may be 510 ⁇ 610 ° C, preferably 530 ⁇ 590 ° C, more preferably 550 ⁇ 570 ° C.
  • the coil After finishing rolling as described above to obtain a hot rolled steel sheet, the coil is cooled to the winding temperature, that is, 510 to 610 ° C, and then wound.
  • the elongation may be reduced because the amount of bainite is too large, and if it is too high, the amount of bainite is too small and the ferrite content is relatively high, thereby decreasing the strength.
  • the method for manufacturing a hot rolled steel sheet according to the present invention may further include forming a galvanized layer after hot rolling.
  • the galvanized layer may be a hot dip galvanized layer.
  • heat treatment is performed before plating, for example, the steel sheet is heated to 340 to 440 ° C. in the primary heating section, and the steel sheet is 400 to 500 ° C. in the secondary heating section. Can be heated.
  • the secondary heating can be performed by an induction heating method.
  • the slab having the composition shown in Table 1 was hot rolled under the conditions of slab heating temperature of 1170 ° C, rough rolling temperature of 1040 ° C, finishing rolling temperature of 860 ° C, and average strain resistance of about 400 MPa, and wound up to 560 ° C of hot rolled steel sheet.
  • Table 1 The slab having the composition shown in Table 1 was hot rolled under the conditions of slab heating temperature of 1170 ° C, rough rolling temperature of 1040 ° C, finishing rolling temperature of 860 ° C, and average strain resistance of about 400 MPa, and wound up to 560 ° C of hot rolled steel sheet. was prepared.
  • Example 1 C Si Mn P S Nb Al Ti Mn / Si C / Si Si / P Comparative Example 1 0.16 0.02 0.8 0.01 0.005 0 0.015 - 40 8 2 Comparative Example 2 0.13 0.02 0.9 0.01 0.005 0.015 0.015 - 45 6.5 2 Comparative Example 3 0.13 0.02 0.2 0.010 0.005 0.015 0.015 - 10.0 6.5 2.0
  • Example 1 0.12 0.06 0.9 0.010 0.005 0 0.015 0.01 15.0 2.0 6.0
  • Example 2 0.12 0.06 1.0 0.008 0.005 0 0.015 0.02 16.7 2.0 7.5
  • Example 3 0.12 0.05 1.1 0.009 0.005 0 0.015 - 22.0 2.4 5.5
  • Example 4 0.12 0.06 1.2 0.010 0.005 0 0.015 - 20.0 2.0 6.0
  • Example 5 0.12 0.07 1.3 0.011 0.005 0 0.015 - 18.6 1.7 6.3
  • the shape was evaluated through visual confirmation, and the evaluation criteria are as follows.
  • the mail order was evaluated by visually assessing the occurrence of kinks.
  • the evaluation criteria are as follows.
  • Plating was evaluated through the surface grade, the evaluation criteria are as follows.
  • the area fraction of the microstructure was measured using an EBSD (Electro Back Scatter Deflector).
  • the physical properties of the hot-rolled steel sheet according to Examples 1 to 5 were superior to the comparative example, in particular, the surface quality, the sheetability and the corrected yield.
  • Comparative Examples 1 to 3 the Si content is too low and the Mn content is low, in particular, Comparative Examples 2 to 3 contain an excess of Nb, and in Comparative Examples 1 and 2, the weight ratio of Mn / Si is too high, In the case of the comparative example 3, since the weight ratio of Mn / Si was too low, physical properties, such as surface quality, fell. In addition, the comparative example did not form a three-way process due to low Si content.
  • the steel sheet of the example was composed of 30% bainite, 25% pearlite and 45% ferrite in the area fraction of the microstructure.
  • Figure 1 shows the number of scales for the hot rolled steel sheet of Comparative Example 2
  • Figure 2 shows the number of scales for the hot rolled steel sheet of Example 4, based on the area of the size of 1 km and width 1066 mm
  • Comparative Example 76 scales existed in the steel plate of 2 but only 6 scales were confirmed in the steel plate of Example 4 .
  • the x axis represents the width (mm)
  • the y axis represents the length (m).
  • Comparative Example 4 uses the steel sheet of Comparative Example 1
  • Comparative Example 5 uses the steel sheet of Comparative Example 2
  • Comparative Examples 6 and Examples 6 to 8 use the steel sheet of Example 4.
  • tensile strength (TS), yield strength (YP), and elongation (EL) are the 5th test specimens specified in JIS Z 2201, according to the tensile test method of metal materials specified in Japanese Industrial Standard JIS Z 2241. It is measured using .
  • FIG. 3 is a graph showing the physical properties (tensile strength, yield strength, elongation) of the hot-rolled steel sheet of Example 4 according to the coiling temperature, the dotted line in Figure 3 represents the average value of Comparative Example 2.

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Abstract

본 발명은 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며, 미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며, 표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법
본 발명은 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 아연도금강판(hot galvanized iron, HGI)의 소지강판으로 적용되는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
고강도 열연강판을 소지강판을 하는 고강도 아연도금강판(hot galvanized iron, HGI)은 구조재 등에 널리 사용되고 있다.
상기 고강도 아연도금강판의 소지강판인 고강도 열연강판으로는 통상적으로 Nb을 함유하는 강종들이 사용되어 왔다.
상기 고강도 열연강판은 통상 Nb을 함유하는 강 슬라브를 가열하고 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연한 후, 권취하여 제조된다.
그러나, 상기와 같이 Nb을 함유하는 강 슬라브를 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연하는 경우에는 Nb이 열간압연시 재결정을 지연시켜 마무리압연의 압연하중이 증가하게 되며, 이에 따라 롤 표면 거칠음을 발생시켜 강판의 통판성 불량 및 표면결함, 특히 모래형 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점이 있다.
이러한 표면 결함, 특히 스케일성 결함을 개선하기 위한 종래기술로는 조압연의 전방에서 디스케일링을 행할 시 냉각수의 분사 횟수를 증가시키거나 바 두께를 하향시키거나, FSB(finishing scale breaker) 조건을 강화시켜 스케일 결함을 개선시키는 방법 등이 알려져 있다.
그러나, 상기 종래기술들은 열연 통판성 오작 및 사이즈 변경 빈발 등을 가져오게 되므로 근본적인 해결책이라고 볼 수 없다.
따라서, 조업상의 문제없이 표면 스케일성 결함 문제를 해결하여 표면특성이 우수한 열연강판, 특히 아연도금강판용 열연강판을 제공할 수 있는 기술이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은 아연도금강판(hot galvanized iron, HGI)의 소지강판으로 적용되는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판이 제공된다.
상기 열연강판은 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.05% 이하(0 제외), Ni: 0.08% 이하(0 제외), Cr: 0.10% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.03% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 열연강판의 양쪽 표면에 형성된 점 형태의 모래형 스케일의 수는 평균 0.1개/㎥ 이하일 수 있다.
상기 열연강판은 아연도금층을 포함할 수 있다.
상기 열연강판은 490 MPa 이상의 인장강도, 366 MPa 이상의 항복강도 및 16% 이상의 연신율을 가질 수 있다. 예를 들어, 상기 열연강판은 490~650 MPa의 인장강도, 366~600 MPa의 항복강도 및 16~30%의 연신율을 가질 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
가열된 슬라브를 990~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 510~610℃의 권취온도에서 권취하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 각 성분의 함량 조정 등을 통해, 양호한 물성을 확보하면서 열연강판의 표면 스케일 결함을 현저하게 감소시킬 수 있다.
도 1은 비교예 2의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이다.
도 2는 실시예 4의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이다.
도 3은 권취온도에 따른 실시예 4의 열연강판의 물성을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
고강도 아연도금강판의 소지강판으로 사용되는 열연강판으로는 통상적으로 Nb을 함유하는 강종들이 사용되어 왔다.
그러나, 상기와 같이 Nb을 함유하는 강 슬라브를 Ar3 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 경우에는 Nb이 열간압연시 재결정을 지연시켜 마무리압연의 압연하중이 증가하게 되며, 이에 따라 롤 표면 거칠음을 발생시켜 강판의 통판성 불량 및 표면결함, 특히 모래형 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점이 있다.
이에, 본 발명자들은 이러한 스케일 등의 결함이 발생되는 문제점을 해결하기 위하여 오랜 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 완성하기에 이른 것이다.
본 발명은 모래형 스케일 결함을 유발시키는 Nb을 첨가시키지 않고, Si 및 Mn의 함량, Mn/Si의 중량비, C/Si의 중량비 및 Si/P의 중량비를 적절히 제어하여 스케일 결함을 개선시켜 우수한 표면특성을 확보하는 것이다.
또한, 본 발명은 Nb의 미첨가에 의한 강도 저하를 보상하기 위하여 Mn의 함량을 상향시켜 고용강화를 통해 강도를 향상시킬 뿐만 아니라 권취온도를 제어하여 저온 조직인 베이나이트를 형성시켜 고강도를 확보하는 것이다.
즉, 본 발명은 표면특성이 우수하고 높은 강도를 갖는 열연강판, 특히 아연도금강판(HGI)용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면인 표면품질이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있다.
이하, 열연강판의 조성에 대하여 설명한다.
탄소(C): 0.05~0.15 중량%
탄소는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다.
탄소의 함량이 너무 적을 경우, 본 발명에서 의도하고자 하는 목표 강도를 구현하기 어렵다.
반면에, 탄소의 함량이 너무 많을 경우, 성형성, 용접성, 충격특성 및 저온인성이 열화될 수 있다.
따라서, 탄소 함량은 0.05~0.15 중량%, 바람직하게는 0.08~0.14 중량%, 더욱 바람직하게는 0.11~0.13 중량%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~0.10 중량%
실리콘은 탈산제로 사용되고, 2차 스케일의 밀착성을 향상시키며, 강의 고강도화에 유효한 원소이다.
Si 첨가량이 증가함에 따라 고온의 조압연 온도에서도 표면 결함이 현저히 줄어들 수 있고, 특히 Si가 0.05 중량% 이상 포함될 경우 표면 결함이 거의 발생하지 않을 수 있다.
그러나, 실리콘의 함량이 너무 많을 경우, 적 스케일이 심하게 발생하여 표면품질이 오히려 저하될 수 있다.
따라서, 실리콘 함량은 0.03~0.10 중량%, 바람직하게는 0.04~0.08 중량%, 더욱 바람직하게는 0.05~0.07 중량%일 수 있다.
망간(Mn): 0.7~1.39 중량%
망간은 강의 고용 강화에 효과적인 원소이다.
망간의 함량이 너무 적을 경우, 강판 강도가 저하될 수 있고, 조대한 MnS가 형성되어 강재가 매우 취약해질 수 있다.
그러나, 망간의 함량이 너무 많을 경우, 합금 원가가 증가할 수 있고, 용접성이 저하될 수 있으며, 연신율 등의 물성은 낮으면서 강판 강도가 지나치게 높아질 수 있다.
따라서, 망간 함량은 0.7~1.39 중량%, 바람직하게는 0.9~1.3 중량%, 더욱 바람직하게는 1.1~1.3 중량%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.05 중량%
인은 시멘타이트 형성을 억제하고 강도 향상에 유리한 성분이다.
인의 함량이 너무 적을 경우, 강판 강도가 저하될 수 있다.
반대로, 인의 함량이 너무 많을 경우, 강판의 중심부에 편석되어 충격인성을 저하시킬 수 있다.
따라서, 인 함량은 0.001~0.05 중량%, 바람직하게는 0.003~0.04 중량%, 더욱 바람직하게는 0.005~0.02 중량%일 수 있다.
황(S): 0.001~0.03 중량%
황은 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 다량으로 함유될 경우, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성함으로써, 강의 충격인성을 크게 손상시키기 때문에, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.
이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 구체적으로 황 함량은 0.001~0.03 중량%, 바람직하게는 0.001~0.02 중량%, 더욱 바람직하게는 0.001~0.01 중량%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.002~0.035 중량%
알루미늄은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용 강화 효과가 있다.
알루미늄의 함량이 너무 적을 경우 첨가효과를 얻을 수 없고, 반대로, 알루미늄의 함량이 너무 많을 경우 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있다.
따라서, 알루미늄 함량은 0.002~0.035 중량%, 바람직하게는 0.005~0.03 중량%, 더욱 바람직하게는 0.01~0.03 중량%일 수 있다.
Mn/Si 중량 비: 15~25
본 발명에서는 Mn 및 Si 각각의 함량도 중요하지만, Mn 및 Si의 비, 즉 Mn/Si의 중량 비도 중요하다.
Mn/Si의 중량 비가 너무 작을 경우, 표면품질이 저하되거나 강도 등의 물성이 저하될 수 있다.
반대로 Mn/Si의 중량 비가 너무 클 경우, 용접성 등의 물성이 저하되거나 연신율 등의 물성은 낮으면서 강판 강도가 지나치게 높아질 수 있다.
따라서, Mn/Si의 중량 비는 15~25, 바람직하게는 17~23, 더욱 바람직하게는 19~21일 수 있다.
C/Si 중량 비: 1~5
본 발명에서는 C 및 Si 각각의 함량도 중요하지만, C 및 Si의 비율, 즉 C/Si의 중량 비도 중요하다.
C/Si의 중량 비가 너무 작을 경우, 표면품질이 저하되거나 강도 등의 물성이 저하될 수 있다.
반대로 C/Si의 중량 비가 너무 클 경우, 표면품질 등의 물성이 저하되거나 연신율이 떨어질 수 있다.
따라서, C/Si의 중량 비는 1~5, 바람직하게는 1~4, 더욱 바람직하게는 1.5~3일 수 있다.
Si/P의 중량비: 3~10 및 삼원 공정 화합물
Si 성분과 P 성분 모두 스케일과 스틸 계면에 농화하기 쉽고, 첨가량이 증가함에 따라 농화량이 증가하게 된다. 하지만 Si 양이 증가함에 따라, 치밀한 스케일이 형성되어 표면 결함이 감소할 수 있다.
상기 Si와 P를 상기 범위로 복합 첨가할 경우, 표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정 화합물이 형성되어 융점 저하로 스케일 박리력이 증가하고, 이에 따라 표면품질이 개선될 수 있다.
강판의 표면특성 개선을 위해서는 Si/P의 중량비율은 3~10, 바람직하게는 3~8, 더욱 바람직하게는 5~7일 수 있다.
한편, 삼원 공정 화합물은 XRD(X-ray diffraction), SEM(scanning electron microscope), EDX(energy dispersive X-ray spectroscopy), XPS(X-ray photoelectron spectroscopy) 등을 이용하여 확인할 수 있다
기타 성분
상기한 성분 원소에 더하여, 강판의 기계적인 물성 등을 개선하기 위해, 필요할 경우 선택적으로, 본 발명의 열연강판은 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.05% 이하(0 제외), Ni: 0.08% 이하(0 제외), Cr: 0.10% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.03% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.
상기 질소(N)는 오스테나이트 결정립 내에서 응고과정에서 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정 발생을 촉진하므로 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시키지만, 질소의 함량이 증가할수록 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율을 저하시키므로 질소의 함량은 0.01 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr을 첨가할 경우 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Cr 함량이 너무 많을 경우 오히려 Cr이 외부 산화되기 때문에 도금성이 열화될 수 있다. 그 때문에, Cr 함량은 0.10 중량％ 이하인 것이 바람직하다.
상기 Mo을 첨가할 경우 강도 증대 효과를 얻을 수 있고, Ni 및/또는 Cu와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Mo 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Mo 함량은 0.03 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Ti를 첨가할 경우 강도 증대 효과를 얻을 수 있으나, Ti 함량이 너무 많을 경우 도금성의 열화를 초래할 수 있다. 그 때문에, Ti 함량은 0.02 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Cu를 첨가할 경우 잔류 감마상 형성을 촉진할 수 있고, Ni 및/또는 Mo와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Cu 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Cu 함량은 0.05 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 Ni를 첨가할 경우 잔류 감마상 형성을 촉진할 수 있고, Cu 및/또는 나 Mo와의 복합 첨가 시 Si의 내부 산화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있으나, Ni 함량이 너무 많을 경우 비용 상승을 초래할 수 있다. 그 때문에, Ni 함량은 0.08 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기 V을 첨가할 경우 결정립 미세화에 의한 항복강도를 향상시키고, 강의 젖음성을 증가시키는데 유리한 원소이다. 그러나, 그 함량이 너무 많을 경우 강의 인성이 악화되고 용접부에 크랙이 발생할 위험이 있으므로, V의 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
나머지 성분은 철(Fe)이고 기타 불가피한 불순물이 포함될 수 있다. 통상의 열연강판 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
미세조직
본 발명의 열연강판은 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지는 미세조직을 갖는다.
상기 베이나이트의 함량이 너무 많을 경우에는 강도는 향상되지만, 페라이트 함량이 적어 연신율이 저하되고, 그 함량이 너무 적은 경우에는 페라이트 함량이 너무 많아 강도가 낮게 되므로, 상기 베이나이트의 함량은 면적분율로 10~40%로 한정한다. 바람직하게는 20~40%일 수 있다.
스케일 개수
본 발명에 따른 열연강판의 양쪽 표면(앞면+뒷면)에 형성된 점 형태의 모래형 스케일의 수는 평균 0.1개/㎥ 이하, 바람직하게는 0.08개/㎥ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06개/㎥ 이하일 수 있다. 길이 1 km 및 폭 1066 mm 크기의 면적을 기준으로 하면, 평균 100개 이하, 바람직하게는 80개 이하, 더욱 바람직하게는 60개 이하일 수 있다. 스케일 개수는 SDD(Surface Defect Detector)를 이용하여 측정할 수 있다.
스케일은 주로 모래형 스케일일 수 있다. 모래형 스케일은 표면 결함으로 열연 공정에서 발생하고, 비교적 둥근 점 모양으로 판에 모래를 뿌린 것처럼 발생하며, 비교적 얕은 깊이로 폭 전면에 산발적으로 발생하고, 흑갈색을 나타낸다. 모래형 스케일이 존재하면, 도금과 도장 불량이 발생하고, 가공시 표면 크랙으로 진전되며, 표면 불량이 발생할 수 있다.
본 발명에서는 강판 성분의 함량 제어 등을 통해, 열연강판의 표면 스케일 결함을 현저하게 감소시킬 수 있다.
강도와 연신율
본 발명에 따른 열연강판은 490 MPa 이상의 인장강도, 366 MPa 이상의 항복강도 및 16% 이상의 연신율을 가질 수 있다. 예를 들어, 상기 열연강판은 490~650 MPa의 인장강도, 366~600 MPa의 항복강도 및 16~30%의 연신율을 가질 수 있다.
도금강판
본 발명에 따른 열연강판은 아연 도금층을 포함할 수 있다.
상기와 같이 아연 도금층을 포함하는 열연강판은 예를 들어 HGI 등과 같은 아연도금강판일 수 있다.
강판 두께 등
본 발명에 따른 열연강판의 두께는 1.0~5 mm, 바람직하게는 1.0~1.6 mm일 수 있다. 본 발명에 따른 강판의 폭은 500~2000 mm, 코일 무게는 5~40 ton일 수 있다.
이하, 본 발명의 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
가열된 슬라브를 990~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 510~610℃의 권취온도에서 권취하는 단계를 포함한다.
열간압연시 통판성과 표면품질은 상반 관계에 있다. 구체적으로, 통판성을 확보하려면, 슬라브 가열온도, 조압연 온도(RDT), 바 두께를 상향시키는 것이 좋다. 반대로, 표면품질을 확보하려면, 추출온도와 RDT를 하향시키고 디스케일링을 강화하는 것이 좋다.
상기 슬라브 가열온도(가열로 추출온도, SRT)는 1000~1250℃, 바람직하게는 1100~1220℃, 더욱 바람직하게는 1150~1200℃일 수 있다.
상기 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 통판성이 저하될 수 있고, 너무 높으면 표면품질이 저하될 수 있다.
상기 조압연 온도(RDT)는 990~1090℃, 바람직하게는 1010~1070℃, 더욱 바람직하게는 1030~1050℃일 수 있다.
상기 조압연 온도가 너무 낮으면 통판성이 저하될 수 있고, 너무 높으면 표면 품질이 저하될 수 있다.
상기 마무리압연 온도(FDT)는 810~910℃, 바람직하게는 830~890℃, 더욱 바람직하게는 850~870℃일 수 있다.
상기 마무리압연 온도가 너무 낮으면 변형저항이 증가하고 통판성이 저하될 수 있으며, 너무 높으면 석출로 인해 재결정이 지연되고 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 본 발명에서 압연 부하(roll force)는 기존과 유사한 수준이나, 실제 압연온도는 기존 제품 대비 낮기 때문에 스케일 저감에 유리하다.
또한, 마무리압연은 평균 변형저항 250~500 MPa, 바람직하게는 300~450 MPa, 더욱 바람직하게는 350~450 MPa의 조건에서 수행할 수 있다. 평균변형저항이 너무 작으면 석출로 인해 재결정이 지연되고 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있고, 평균변형저항이 너무 크면 통판성이 저하될 수 있다.
상기 권취온도(CT)는 510~610℃, 바람직하게는 530~590℃, 더욱 바람직하게는 550~570℃일 수 있다.
상기와 같이 마무리압연하여 열연강판을 얻은 후, 상기 권취온도 즉, 510~610℃까지 냉각한 후, 권취한다.
상기와 같이 권취온도까지 냉각하면, 저온조직인 베이나이트 상이 형성된다.
권취온도가 너무 낮으면 베이나이트 형성량이 너무 많아 연신율이 저하될 수 있고, 너무 높으면 베이나이트 형성량이 너무 적고 상대적으로 페라이트 함량이 많아 강도가 감소할 수 있다.
본 발명에 따른 열연강판의 제조방법은 열간압연 후 아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
상기 아연도금층은 용융아연도금층일 수 있다.
본 발명에 따라 도금강판을 제조하는 경우, 도금 전에 열처리를 행하며, 예를 들어 1차 가열 섹션(Heating Section)에서는 강판을 340~440℃로 가열하고, 2차 가열 섹션에서는 강판을 400~500℃로 가열할 수 있다. 상기 2차 가열은 유도 가열 방식으로 행할 수 있다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브에 대하여, 슬라브 가열온도 1170℃, 조압연 온도 1040℃, 마무리압연 온도 860℃, 평균변형저항 약 400 MPa의 조건으로 열간압연하고, 560℃의 조건으로 권취하여 열연강판을 제조하였다.
표 1
C Si Mn P S Nb Al Ti Mn/Si C/Si Si/P
비교예 1 0.16 0.02 0.8 0.01 0.005 0 0.015 - 40 8 2
비교예 2 0.13 0.02 0.9 0.01 0.005 0.015 0.015 - 45 6.5 2
비교예 3 0.13 0.02 0.2 0.010 0.005 0.015 0.015 - 10.0 6.5 2.0
실시예 1 0.12 0.06 0.9 0.010 0.005 0 0.015 0.01 15.0 2.0 6.0
실시예 2 0.12 0.06 1.0 0.008 0.005 0 0.015 0.02 16.7 2.0 7.5
실시예 3 0.12 0.05 1.1 0.009 0.005 0 0.015 - 22.0 2.4 5.5
실시예 4 0.12 0.06 1.2 0.010 0.005 0 0.015 - 20.0 2.0 6.0
실시예 5 0.12 0.07 1.3 0.011 0.005 0 0.015 - 18.6 1.7 6.3
실시예 및 비교예에 따른 열연강판의 표면품질, 형상, 통판성, 정정실수율, 도금성 등을 각각 측정하였으며, 그 결과는 표 2와 같다.
표면품질
표면품질은 SDD 및 FGS(Ferrite Grain Size)를 이용하여 측정하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: SDD상 스케일 개수 0.06개/㎥ 이하
○: SDD상 스케일 개수 0.07개/㎥ 이하
△: SDD상 스케일 개수 0.07개/㎥ 초과
형상
형상은 육안 확인을 통해 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: 파고 2 mm 이내
○: 파고 2~7 mm 이내
△: 파고 9 mm 이상
통판성
통판성은 꼬임 발생여부를 육안으로 판단하여 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
◎: 꼬임 미발생
△: 꼬임 발생
도금성
도금성은 표면등급을 통해 평가하였으며, 평가 기준은 다음과 같다.
○: 표면등급 4등급 이내
△: 표면등급 5등급 이상
조직
EBSD(Electro Back Scatter Deflector)를 이용하여 미세조직의 면적분율을 측정하였다.
삼원공정
XRD 등을 이용하여 삼원공정 형성여부를 확인하였다.
○: 형성
×: 미형성
표 2
표면품질 형상 통판성 도금성 조직 삼원공정
비교예 1 ○ ○ ○ ○ - ×
비교예 2 △ ○ △ ○ - ×
비교예 3 △ ○ △ ○ - ×
실시예 1 ◎ ○ ◎ ○ Ferrite 45%Pearlite 25% Bainite 30% ○
실시예 2 ◎ ○ ◎ ○ Ferrite 45%Pearlite 25% Bainite 30% ○
실시예 3 ◎ ○ ◎ ○ Ferrite 45%Pearlite 25% Bainite 30% ○
실시예 4 ◎ ○ ◎ ○ Ferrite 45%Pearlite 25% Bainite 30% ○
실시예 5 ◎ ○ ◎ ○ Ferrite 45%Pearlite 25% Bainite 30% ○
상기 표 2에 따르면, 실시예 1~5에 따른 열연강판의 물성이 비교예보다 우수하였으며, 특히 표면품질, 통판성 및 정정실수율이 우수하였다.
비교예 1~3의 경우 Si 함량이 너무 낮고 Mn 함량도 낮으며, 특히 비교예 2~3의 경우 과량의 Nb를 함유하고, 비교예 1~2의 경우 Mn/Si의 중량비율이 너무 높으며, 비교예 3의 경우 Mn/Si의 중량비율이 너무 낮기 때문에, 표면품질 등의 물성이 저하되었다. 또한, 비교예의 경우 Si 함량이 낮아서 삼원공정이 형성되지 않았다.
한편, EBSD를 이용하여 미세조직을 측정한 결과, 실시예의 강판은 미세조직의 면적분율로 30%의 베이나이트, 25% 펄라이트 및 45%의 페라이트로 이루어졌다.
도 1은 비교예 2의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것이고, 도 2는 실시예 4의 열연강판에 대한 스케일 개수를 나타낸 것으로, 1 km 및 폭 1066 mm 크기의 면적을 기준으로 하여, 비교예 2의 강판에서는 76개의 스케일이 존재하였으나, 실시예 4의 강판에서는 6개의 스케일만이 확인되었다. 도 1에서 x축은 폭(mm), y축은 길이(m)를 나타낸다.
권취온도(CT)에 따른 물성 변화를 관찰하고, 그 결과를 하기 표 3 및 도 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 비교예 4는 비교예 1의 강판을 사용한 것이고, 비교예 5는 비교예 2의 강판을 사용한 것이고, 비교예 6 및 실시예 6~8은 실시예 4의 강판을 사용한 것이다.
하기 표 3에서 인장 강도(TS), 항복 강도(YP), 연신율(EL)은 일본 공업규격 JIS Z 2241에 규정되어 있는 금속재료의 인장시험방법에 따라, JIS Z 2201에 규정되어 있는 5호 시험편을 이용하여 측정한 것이다.
표 3
CT(℃) YP(MPa) TS(MPa) EL(%)
비교예 4 500 471 583 22
비교예 5 580 478 545 26
비교예 6 480 518 602 20
실시예 6 520 494 578 22
실시예 7 560 458 552 24
실시예 8 580 441 534 24
도 3은 권취온도에 따른 실시예 4의 열연강판의 물성(인장강도, 항복강도, 연신율)을 나타낸 그래프로서, 도 3에서 점선은 비교예 2의 평균치를 나타낸다.
상기 표 3 및 도 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 권취온도롤 권취하는 경우 우수한 인장 강도(TS), 항복 강도(YP), 연신율(EL) 특성을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5이고, Si/P의 중량비가 3~10이며,
    미세조직이 면적분율로 10~40%의 베이나이트, 20~30%의 펄라이트 및 40~60%의 페라이트로 이루어지며,
    표면으로부터 50 ㎛ 이내에 FeO, Fe2SiO4, Fe3(PO)4의 삼원 공정(ternary eutectic) 화합물이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.05% 이하(0 제외), Ni: 0.08% 이하(0 제외), Cr: 0.10% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.03% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 양쪽 표면에 형성된 점 형태의 모래형 스케일의 수가 평균 0.1개/㎥ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 아연도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 490~650 MPa의 인장강도, 366~600 MPa의 항복강도 및 16~30%의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.03~0.10%, Mn: 0.7~1.39%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.03%, Al: 0.002~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/Si의 중량비가 15~25이고, C/Si의 중량비가 1~5고, Si/P의 중량비가 3~10인 슬라브를 1000~1250℃에서 가열하는 단계;
    가열된 슬라브를 990~1090℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 810~910℃의 마무리압연온도에서 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 510~610℃의 권취온도에서 권취하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, N: 0.01%이하(0 제외), Ti: 0.02% 이하(0 제외), Cu: 0.05% 이하(0 제외), Ni: 0.08% 이하(0 제외), Cr: 0.10% 이하(0 제외), V: 0.01% 이하(0 제외) 및 Mo: 0.03% 이하(0 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 권취온도는 550~570℃인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 권취 단계 후에 아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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