WO2019009675A1 - 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet having a small material deviation and excellent surface quality by using a continuous continuous rolling mode in a performance-to-rolling direct process, and a manufacturing method thereof.
  • a cold rolled steel sheet is mainly used in a part where a complicated shape is required in an automobile
  • a hot rolled steel sheet is mainly used as a structural member such as a reinforcing material thereof, a wheel, and a chassis.
  • the workability of the hot-rolled steel sheet is divided into bendability, stretchability and elongation flangeability. It is required for the chassis components of an automobile such as a disk, a lower arm and the like, The property is elongated flange.
  • the elongation flangeability which is evaluated as hole expandability, is known to be related to the microstructure of the steel sheet.
  • the elongation and elongation flangeability are lowered as the strength is increased, so that it is difficult to apply it to parts such as automobile chassis.
  • a method of securing elongation flange and ductility has been developed by forming mixed structure composed of equiaxed ferrite or acicular ferrite and bainite.
  • ultra-high strength steel sheet (thickness: 2.8 mm or less) excellent in tensile strength, elongation and stretch flangeability and its manufacturing method This is a desperate need.
  • Non-Patent Document 1 J.-P. Kong, Science and Technology of Welding and Joining, Vol. 21, No. 1, 2016
  • One aspect of the present invention is to provide a super high strength hot-rolled steel sheet having excellent surface quality, processability and weldability by using a continuous continuous rolling mode in a performance-to-rolling direct connection process and having a tensile strength of 800 MPa, A steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • One aspect of the present invention is a steel sheet comprising, by weight, 0.03 to 0.08% of C, 1.6 to 2.6% of Mn, 0.1 to 0.6% of Si, 0.005 to 0.03% of P, And the balance of Fe and unavoidable impurities, wherein the content of Cr is 0.4 to 2.0%, Ti is 0.01 to 0.1%, Nb is 0.005 to 0.1%, B is 0.0005 to 0.005%, N is 0.001 to 0.01%
  • the present invention relates to an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet having an area fraction of 30 to 70%, a ferrite-bainitic ferrite content of 30 to 70%, a bainite of 25 to 65% and a martensite content of 5% .
  • a ferritic stainless steel comprising 0.03 to 0.08% of C, 1.6 to 2.6% of Mn, 0.1 to 0.6% of Si, 0.005 to 0.03% of P, 0.01% , Molybdenum containing the remaining Fe and unavoidable impurities in a thickness of 60% or less, Cr of 0.4 to 2.0%, Ti of 0.01 to 0.1%, Nb of 0.005 to 0.1%, B of 0.0005 to 0.005%, N of 0.001 to 0.01% Continuous casting in a thin slab of ⁇ 120 mm;
  • Each of the above-described steps relates to a method of manufacturing an ultra-high strength hot-rolled steel sheet which has a small material deviation continuously and is excellent in surface quality.
  • the present invention not only the surface quality, workability and weldability are excellent by using the continuous continuous rolling mode in the performance-to-rolling direct connection process but also the material deviation in the width and length direction of the steel sheet is remarkably reduced, There is provided an effect of providing an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 800 MPa or less and a manufacturing method thereof of 2.8 mm or less.
  • Fig. 2 is a profile of the material properties in the width direction of Conventional Example 1.
  • Fig. 3 is a photograph of a PO re-strip surface of Inventive Example 2.
  • Example 5 is a photograph of a microstructure of Inventive Example 2 taken by an SEM.
  • FIG. 6 is a photograph of a precipitate of Inventive Example 2 taken by a transmission electron microscope (TEM).
  • FIG. 8 is a schematic view of a process using a continuous continuous rolling mode in a performance-to-rolling direct process.
  • the present inventors have found that the conventional hot-rolling mill process has a large material variation in width and length direction due to the acceleration of the tail rolling speed and the multi-step cooling in order to uniformly achieve longitudinal rolling in one strip, It was difficult to produce hot rolled steel sheets due to problems such as breakage and throughput.
  • the conventional mini-mill batch process is difficult to produce hot-rolled steel sheets (thickness of 3.0 mm or less), and problems such as edge defects and surface quality deterioration may occur.
  • an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet having a small material deviation and excellent surface quality, comprising 0.03 to 0.08% of C, 1.6 to 2.6% of Mn, 0.1 to 0.6% of Si, 0.005 to 0.03 of P, %, S: not more than 0.01%, Al: not more than 0.05%, Cr: 0.4 to 2.0%, Ti: 0.01 to 0.1%, Nb: 0.005 to 0.1%, B: 0.0005 to 0.005% Fe and unavoidable impurities,
  • the microstructure includes an area fraction of 30 to 70% of ferrite and bainitic ferrite, 25 to 65% of bainite and 5% or less of martensite.
  • the alloy composition of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each element content means weight% unless otherwise specified.
  • Carbon (C) is an important element added to securing strength in a steel structure.
  • the C content is less than 0.03%, it may be difficult to obtain the desired strength in the present invention.
  • an apodization reaction L + Delta-Ferrite ⁇ Austentite
  • the C content is preferably 0.03 to 0.08%.
  • the C content is more preferably 0.035 to 0.075%, and still more preferably 0.04 to 0.07%.
  • Manganese (Mn) is an element that can play a role in strengthening employment when it is present in steel. If the Mn content is less than 1.6%, it may be difficult to obtain the desired strength in the present invention. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.6%, it is difficult to obtain the desired elongation, and weldability and hot rolling property may be weakened. In addition, if the Mn content is excessively added, since a delta-ferrite region is reduced at a temperature near the coagulation, an apodization reaction may occur even at a low C region, so that a coagulation cell having an uneven thickness is formed at high- Leakage of molten steel may lead to industrial accidents. Therefore, the Mn content is preferably 1.6 to 2.6%. The Mn content is more preferably 1.65 to 2.55%, and still more preferably 1.8 to 2.5%.
  • Silicon (Si) is a useful element that can secure the ductility of a steel sheet. It is also an element promoting the formation of martensite by promoting ferrite formation and promoting C concentration in untransformed austenite. When the Si content is less than 0.1%, it is difficult to sufficiently secure the above-mentioned effect. On the other hand, when the Si content is more than 0.6%, the scale of the steel is generated on the surface of the steel sheet, and traces remain on the surface of the steel sheet after pickling, which may result in poor surface quality. Therefore, the Si content is preferably 0.1 to 0.6%. The Si content is more preferably 0.1 to 0.5%, and still more preferably 0.1 to 0.3%.
  • Phosphorus (P) is an element that increases the strength of the steel sheet.
  • the P content is less than 0.005%, it is difficult to secure the effect.
  • the P content is more than 0.03%, the grain boundary and / or the intergranular grain boundary may be segregated to cause brittleness. Therefore, the content of P is preferably limited to 0.005 to 0.03%.
  • the P content is more preferably 0.0055 to 0.020%, and still more preferably 0.006 to 0.015%.
  • S Sulfur
  • S is an impurity which segregates during MnS nonmetallic inclusions and performance solidification in steel and can cause high temperature cracks. Therefore, the content thereof should be controlled as low as possible, and it is preferable to control the content to 0.01% or less.
  • Aluminum (Al) is concentrated on the surface of the steel sheet to deteriorate the plating ability, while suppressing carbide formation, thereby increasing the ductility of the steel.
  • the temperature may drop on the surface or edge of the slab due to cooling of the surface of the slab.
  • the AlN is excessively precipitated and the edge quality of the cast steel and / or the bar plate may be degraded due to deterioration of high temperature ductility. Therefore, in the present invention, the Al content should be controlled as low as possible and preferably controlled to be not more than 0.05%.
  • Chromium (Cr) is an element that improves hardenability and increases the strength of steel.
  • the Cr content is preferably 0.4 to 2.0%.
  • the Cr content is more preferably 0.5 to 1.8%, and still more preferably 0.6 to 1.6%.
  • Titanium (Ti) is an element for forming precipitates and nitrides, which increases the strength of steel.
  • the Ti content is less than 0.01%, the above-mentioned effect is insufficient.
  • the Ti content exceeds 0.1%, the manufacturing cost may increase and the ductility of the ferrite may be lowered. Therefore, the Ti content is preferably 0.01 to 0.1%.
  • the Ti content is more preferably 0.02 to 0.08%, and even more preferably 0.03 to 0.06%.
  • Niobium is an element effective for increasing the strength and grain size of a steel sheet.
  • the Nb content is less than 0.005%, the above-mentioned effect is insufficient.
  • the Nb content exceeds 0.1%, the manufacturing cost may increase, the ductility of the ferrite may decrease, and the edge crack of the slab / bar plate may be caused. Therefore, the Nb content is preferably 0.005 to 0.1%.
  • the Nb content is more preferably 0.010 to 0.08%, and still more preferably 0.015 to 0.06%.
  • B Boron
  • B is an element that serves to retard the transformation of austenite into pearlite during the cooling process.
  • the B content is preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • the B content is more preferably 0.0010 to 0.0040%, and still more preferably 0.0015 to 0.0035%.
  • N Nitrogen
  • the N content is preferably 0.001 to 0.01%.
  • the N content is more preferably 0.002 to 0.009%, and still more preferably 0.003 to 0.008%.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • Ti, Nb and B should satisfy the following formulas (1) to (3) according to the content of N, It is preferable to precisely control it so that it is satisfied.
  • the symbol of each element represents the content of each element in weight%.
  • the precipitates of Ti, Nb and B are elements which are advantageous for strength improvement, but when the precipitates of Nb and B are excessively formed, the high temperature ductility is lowered.
  • the slab edge temperature is high and high temperature ductility is not a serious problem.
  • the surface and / or the edge temperature of the slab and / or the bar plate is low due to the thin slab, the high speed performance, and the high temperature ductility is deteriorated due to the excessive precipitation of precipitates, the surface and / or edge quality may be adversely affected. need.
  • Equation 1 3.4N? Ti? 3.4N + 0.05
  • Titanium (Ti) is an element for forming precipitates and nitrides, which increases the strength of steel.
  • Ti is an element that reduces the amount of precipitates such as Nb (C, N), AlN, and BN by removing solute N through the formation of TiN near the solidification temperature, thereby preventing deterioration of high temperature ductility and reducing sensitivity to edge cracking . Therefore, precise control is needed because Ti is a very useful element in solving surface and / or edge quality problems and strengths arising from thin slab high speed performance.
  • the Ti content is less than (3.4N)%, the above-mentioned effect is insufficient.
  • the Ti content exceeds (3.4N + 0.05)%, the manufacturing cost may increase and the ductility of the ferrite may be lowered.
  • Equation 2 6.6N-0.02? Nb? 6.6N
  • Niobium (Nb) is an element effective for increasing the strength and grain size of a steel sheet.
  • NbC (C, N), (Nb, Ti) (C, N), and the like can be obtained when the content is less than (6.6N-0.02)%, Or the like may be excessively precipitated to deteriorate the edge quality of the cast steel and / or the bar plate due to deterioration of high-temperature ductility, and the ferrite ductility may be deteriorated.
  • Equation 3 0.8N-0.0035? B? 0.8N
  • Boron (B) is an element that delays transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing.
  • the content is less than (0.8N-0.0035)%, the above effect is insufficient.
  • the content is more than (0.8N)%, the curing ability is greatly increased, which may lead to deterioration of workability and excessive precipitation of precipitates such as BN, Edge degradation of the cast and / or bar plate may be impaired due to ductility degradation.
  • the above-mentioned tramp element is an impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process. When the total is more than 0.2%, the surface crack of the thin slab and the surface quality of the hot-rolled steel sheet may be lowered
  • the Ceq (carbon equivalent) represented by the following formula 4 may be 0.14 to 0.24 as well as satisfying the above-described alloy composition.
  • the Ceq may be more preferably from 0.15 to 0.23, and still more preferably from 0.16 to 0.22.
  • Equation (4) is a component relation for securing the weldability of the steel sheet.
  • Ceq value 0.14 to 0.24
  • excellent resistance point weldability can be ensured and excellent mechanical properties can be imparted to the welded portion.
  • Ceq is less than 0.14, the curing ability is low and it is difficult to secure the aimed tensile strength.
  • Ceq is more than 0.24, the weldability may deteriorate and the physical properties of the welded portion may deteriorate.
  • ELC Expulsion Limit Current
  • each element symbol represents the content of each element in weight%.
  • Equation (5) is a component relational expression for securing the resistance point weldability of the steel sheet disclosed in Non-Patent Document 1, which means an upper limit current at which expulsion occurs.
  • ELC in resistance spot welding is one of the most important indicators.
  • the higher the ELC the better the resistance point weldability.
  • the ELC may vary depending on the thickness of the material, surface roughness, whether or not to be plated, and the welding conditions. Therefore, the above evaluation criteria are based on the welding conditions of ISO 18278-2 which is adopted by most European automobile companies. If the ELC is less than 8 kA, it is difficult to apply to the industrial field because the proper welding interval is narrow, and it may be difficult to secure the mechanical properties of the welded part because it easily occurs scattering. Therefore, it is preferable to add the optimum alloy component so that the ELC value is 8 kA or more.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet according to the present invention includes an area fraction of 30 to 70% of ferrite and bainitic ferrite in an area fraction, 25 to 65% of bainite and 5% or less of martensite.
  • the sum of ferrite and bainitic ferrite is less than 30%, it may be difficult to secure elongation and workability. If it exceeds 70%, it is difficult to secure high strength. When the bainite content is less than 25%, it is difficult to secure high strength. When the bainite content exceeds 65%, it may be difficult to secure elongation and workability. When the martensite content is more than 5%, the strength becomes too high, and it may be difficult to secure ductility and workability.
  • the average short axis length of the ferrite and the bainite ferrite may be 1 to 5 ⁇ . More preferably, the average short axis length of the ferrite and the bainite ferrite may be 1.5 to 4.0 ⁇ .
  • the average short axis length is preferably 5 ⁇ ⁇ or less, more preferably 4 ⁇ ⁇ or less, and even more preferably 3 ⁇ ⁇ or less.
  • the average short axis length is less than 1 ⁇ , it is advantageous from the viewpoint of improving the strength and workability, but Ti and expensive Nb, V, Mo and the like which are precipitates and nitride forming elements must be further added in order to control them to less than 1 ⁇ . And the edge quality of the slab and / or the bar plate may be degraded due to deterioration of high temperature ductility due to excessive precipitates.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is (Ti, Nb) (C, N) precipitate comprising 5-100 / ⁇ m 2, and more preferably 10-80 / ⁇ m 2, wherein the (Ti, Nb) The (C, N) precipitate may have an average size of 50 nm or less as measured by the circle equivalent diameter.
  • (Ti, Nb) (C, N) precipitates are meant to include TiC, NbC, TiN, NbN and their complex precipitates.
  • the size of the precipitate exceeds 50 nm, it may be difficult to effectively secure the strength.
  • the number of precipitates is less than 5 / ⁇ 2 , it may be difficult to secure a desired strength.
  • the elongation rate and hole expandability may be lowered due to the increase of the strength, and cracks may occur during processing.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may have a thickness of 2.8 mm or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 2.0 mm or less. More preferably, the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 1.6 mm or less
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has a material variation of tensile strength of 20 MPa or less and a glossiness of 10% or less, so that material deviation can be small and surface quality can be excellent.
  • the tensile strength TS is 800 MPa or more
  • the elongation (EL) is 15% or more
  • the bending workability R / t ratio is 0.25
  • no crack occurs and the hole expanding ratio can be 50% or more.
  • a method of manufacturing an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet having a small material deviation and an excellent surface quality comprising the steps of: continuously casting molten steel satisfying the alloy composition in a thin slab having a thickness of 60 to 120 mm; Spraying the thin slab with cooling water at a pressure of 50 to 350 bar to remove scale; Rolling the scaled slab to obtain a bar plate; Spraying the bar plate with cooling water at a pressure of 50 to 350 bar to remove scale; Finishing the bar plate from which the scale has been removed in a temperature range of (Ar3-20 deg. C) to (Ar3 + 60 deg.
  • the finish rolling is performed in the coil box in front of the finishing mill, and therefore the scale peelability, surface quality, Problems such as breakage may occur.
  • FIG. 8 shows an example of a process using a continuous continuous rolling mode in a performance-to-rolling direct process.
  • the thin slabs (a) having a thickness of 50 to 150 mm are manufactured in the continuous casting machine 100 and the steel plates can be continuously rolled because there is no coil box between the roughing mills 400 and the finishing mills 600, The risk of plate breakage is very low, which makes it possible to produce a product with a thickness of 3.0 mm or less.
  • Surface scaling is easy due to the finishing mill scale breaker (FSB) 500 in front of the roughing mill scale breaker (RSB) and the finish rolling mill 600 before the roughing mill 400 It is possible to produce Pickled & Oiled (PO) with superior surface quality when picking hot-rolled steel sheet in post-process.
  • FFB finishing mill scale breaker
  • RSB roughing mill scale breaker
  • the rolling speed difference between the top and the tail in one steel sheet can be isothermal constant velocity rolling of 10% or less, so that the steel sheet width and the longitudinal direction temperature deviation are remarkably low and the run out table 600 ), It is possible to manufacture a steel sheet having excellent material deviation.
  • the molten steel having the above-described alloy composition is continuously cast in a thin slab having a thickness of 60 to 120 mm.
  • the thickness of the thin slab is more than 120 mm, high-speed casting is difficult, and the rolling load during rough rolling is increased.
  • the thickness is less than 60 mm, the temperature of the cast steel is rapidly decreased and uniform texture is hardly formed.
  • the thickness of the thin slab is limited to 60 to 120 mm.
  • the thickness of the thin slab is more preferably 70 to 110 mm, and still more preferably 80 to 100 mm.
  • the casting speed of the continuous casting may be 4 to 8 mpm.
  • the reason why the casting speed is set to 4 mpm or more is that a high speed casting and rolling process are connected to each other and a casting speed higher than a certain level is required to secure the target rolling temperature. In addition, there is a risk of occurrence of segregation from the cast steel when the casting is slow. If such segregation occurs, it is difficult to secure strength and workability, and the risk of material variation in the width direction or the longitudinal direction is increased. If the casting speed exceeds 8 mpm, there is a possibility that the operation success rate is lowered due to instability of the molten steel bath surface.
  • the casting speed is more preferably 4.2 to 7.2 mpm, and even more preferably 4.5 to 6.5 mpm.
  • the scale is removed by injecting cooling water into the heated slab at a pressure of 50 to 350 bar.
  • a pressure of 50 to 350 bar For example, in the Roughing Mill Scale Breaker (hereinafter, referred to as 'RSB') nozzle, the cooling water of 50 ° C. or less can be sprayed at a pressure of 50 to 350 bar to remove the surface scale thickness to 300 ⁇ m or less. If the pressure is less than 50 bar, a large amount of arithmetic scale scale may remain on the thin slab surface and the surface quality may become dull after pickling. On the other hand, if the temperature exceeds 350 bar, the edge temperature of the bar plate may drop rapidly, and an edge crack may occur.
  • the cooling water injection pressure is more preferably 100 to 300 bar, and even more preferably 150 to 250 bar.
  • the scale-removed thin slab is subjected to rough rolling to obtain a bar plate.
  • rough rolling For example, continuously cast thin slabs are rough-rolled in a roughing mill consisting of 2 to 5 stands.
  • the surface temperature of the rough-rolled ingot-side thin slab is 900 to 1200 ° C
  • the edge temperature of the rough-rolled bar side plate is 800 to 1100 ° C.
  • the surface temperature of the thin slab is less than 900 ° C, there is a possibility that cracks are generated in the edge of the bar plate during the rough rolling load increase and the rough rolling process. In this case, the edge of the hot rolled steel sheet may be defective. If the slab surface temperature exceeds 1200 ° C, problems such as deterioration of hot rolling surface quality due to the remnant of a hot rolling scale may occur. In addition, the internal temperature of the cast steel may be too high to cause the non-solidification, so that casting may be interrupted due to swelling of the cast steel before rough rolling. In addition, bulging may occur and mold level hunting (MLH) may occur severely, thereby making it difficult to decelerate at a peripheral speed and cast at a high speed.
  • MSH mold level hunting
  • the temperature of the edge portion of the rough-rolled product side bar plate is more preferably 820 to 1080 ° C, and even more preferably 850 to 1050 ° C.
  • the scale is removed by injecting cooling water into the bar plate at a pressure of 50 to 350 bar.
  • the bar plate is sprayed with 50 to 350 bar of cooling water at a pressure of 50 to 350 bar in a Finishing Mill Scale Breaker (hereinafter referred to as 'FSB') nozzle before finishing rolling to reduce the surface scale thickness to 30 ⁇ m or less Can be removed.
  • 'FSB' Finishing Mill Scale Breaker
  • the pressure is less than 50 bar, scale removal is insufficient, so that a large amount of spindle-shaped scale scale is produced on the surface of the steel sheet after finishing rolling, and surface quality after pickling becomes poor.
  • the finish rolling temperature becomes too low to obtain an effective austenite fraction and it is difficult to secure a target tensile strength.
  • the cooling water injection pressure is more preferably 100 to 300 bar, and even more preferably 150 to 250 bar.
  • the bar plate from which the scale has been removed is subjected to finish rolling in a temperature range of (Ar3-20 deg. C) to (Ar3 + 60 deg. C) to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • finishing rolling can be carried out in a finishing mill composed of 3 to 6 stands.
  • the conventional hot-rolling mill process there is a problem in rolling the steel sheet when the finish rolling temperature is close to Ar3.
  • steel sheets are rolled at isothermal and constant speed, There is no problem, and since it is possible to perform low temperature rolling in the vicinity of the Ar3 temperature, finer crystal grains can be obtained.
  • the finish rolling temperature When the finish rolling temperature is lower than Ar 3 - 20 ° C, the load of the roll during hot rolling is greatly increased to increase the energy consumption and the work speed, and since a sufficient austenite fraction can not be secured, the target microstructure and material can be secured none.
  • the finish rolling temperature is higher than Ar3 + 60 deg. C, crystal grains are coarsened and high strength can not be obtained. In order to obtain a sufficient bainite and martensite structure, the cooling rate must be made faster.
  • the finish rolling can be performed so that the passing speed is 200 to 600 mpm and the thickness of the hot-rolled steel sheet is 2.8 mm or less. If the finish rolling speed is higher than 600 mPm, operation failures such as plate breakage may occur, and uniform temperature can not be secured due to difficulty in isothermal constant speed rolling, and material deviation may occur. On the other hand, in the case of less than 200 mpm, the finish rolling speed is too slow to secure the finishing rolling temperature.
  • the passing speed is more preferably 250 to 550 mpm, and even more preferably 300 to 500 mpm.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is more preferably 2.0 mm or less, and still more preferably 1.6 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet is air-cooled for 2 to 8 seconds and then cooled at 80 to 250 ° C / sec to be rolled in a temperature range of (Bs-200 ° C) to (Bs + 50 ° C).
  • Bs is the bainite transformation start temperature.
  • the air cooling time is less than 2 seconds, the C concentration in the retained austenite is insufficient and the time for the ferrite transformation is insufficient, so that the risk of the elongation decreases. In the case of exceeding 8 seconds, Not only the difficulty in securing the strength but also the length of the equipment or the productivity may be decreased.
  • the air cooling may be performed such that the austenite fraction is 60 to 90% and the ferrite fraction is 10 to 40%. If the fraction of ostate before cooling of the hot-rolled steel sheet is less than 60%, it is difficult to obtain a sufficient bainite structure after cooling. On the other hand, when the austenite fraction exceeds 90%, martensite transformation, It can be difficult.
  • the cooling rate is less than 80 ⁇ / sec
  • ferrite transformation is promoted and cementite is formed, making it difficult to obtain a desired material.
  • the cooling rate is higher than 250 ° C / sec
  • the martensitic transformation is promoted, the target bainite structure can not be sufficiently obtained, and the workability can be degraded.
  • the hot rolled steel sheet may be subjected to a pickling treatment to obtain a pickled &
  • the pickling treatment that can be used in the present invention is not particularly limited as long as it is generally applicable to a treatment method used in a hot-rolling pickling process.
  • a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.1 mm was manufactured by casting a slab having a thickness of 250 mm in a conventional hot-rolled mill and applying the manufacturing conditions described in Table 3 below.
  • the multi-step cooling in the following Table 3 means that after finishing rolling, the steel sheet is cooled to 700 ⁇ ⁇ at a cooling rate of 200 ⁇ ⁇ / sec and cooled to a coiling temperature at a cooling rate of 150 ⁇ sec.
  • the reeling temperature deviations in Table 3 are obtained by subtracting the minimum value from the maximum value of the reeling temperature values measured in the longitudinal direction of the strip.
  • the produced hot-rolled steel sheet was subjected to pickling treatment to obtain a PO material, and then a microstructure, tensile strength (TS), elongation (EL), material deviation in tensile strength (? TS), bending workability (R / t ratio: 0.25, Hole Expansion Ratio (HER), edge cracking occurrence and surface quality were evaluated and are shown in Table 4 below.
  • the tensile strength and the hole expansion ratio are values measured by taking JIS No. 5 specimens in a direction perpendicular to the rolling direction at a width of w / 4, and the material deviation is the tensile strength value measured in the coil length and width direction The maximum value minus the minimum value.
  • the hole expansion ratio is calculated as a percentage of the initial diameter (10.8 mm) by enlarging the diameter of the expanded hole until a crack is generated in the circumference by pushing the hole with a diameter of 10.8 mm.
  • the hole expansion ratio deviation is a value obtained by subtracting the minimum value from the maximum value among the hole determination rate values measured in the width direction of the coil.
  • Gloss is the numerical value of the gloss of the surface of the PO steel sheet, measured using a Rhopoint IQ TM device.
  • DELTA average glossiness in the width direction of 10 to 20%
  • the spreading limit current (ELC) which can be used as an index of weldability in resistance spot welding, is calculated using Equation 5 and shown in Table 4.
  • Table 2 shows the lower limit and the upper limit of the following formulas 1 to 3 and the values of the following formula 4 for the respective steel types.
  • the symbol of each element represents the content of each element in weight%.
  • Equation 1 3.4N? Ti? 3.4N + 0.05
  • Equation 2 6.6N-0.02? Nb? 6.6N
  • Equation 3 0.8N-0.0035? B? 0.8N
  • RSB Rapiding Mill Scale Breaker, rough rolling scale brake
  • FSB Feishing Mill Scale Breaker, finishing rolling scale brake
  • Ar3 denotes the temperature at which the ferrite transformation starts
  • Bs denotes the temperature at which the bainite transformation starts
  • Ms denotes the temperature at which the martensitic transformation starts. The calculated temperature is calculated using JmatPro-v9.1 Value.
  • ELC (kA) 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr in the above Table 4, and the symbol of each element in the formula 5 is a value indicating the content of each element in weight%.
  • the inventive steel has higher ELC values than the conventional steel, and the inventive steel has superior weldability compared to the conventional steel.
  • FIGS. 1 and 2 show the result of evaluating the width direction material profiles of Inventive Example 2 and Conventional Example 1, respectively.
  • the inventive steels developed by the above-described invention have a much better material deviation in the width direction than the conventional steel Able to know.
  • FIGS. 3 and 4 show the PO strip strip surface photographs of Inventive Example 2 and Conventional Example 1, respectively, and it can be seen that the inventive steel has excellent surface quality compared to conventional steel.
  • Fig. 5 is a SEM micrograph of x5,000 times taken by SEM for Inventive Example 2. Fig. It can be confirmed that ferrite (F), bainite ferrite (BF) and bainite (B) are composed of main phases and that some martensite (M) exists. As a result of measuring the area fraction of each microstructure using SEM and Image-Plus Pro software, the microstructures of F + BF 57%, B 39% and M 4% were observed. As shown in Table 4, And the B fraction, which is a structure capable of simultaneously securing processability.
  • FIG. 6 is a photograph of a precipitate of Inventive Example 2 taken by a transmission electron microscope (TEM). It can be seen that precipitates such as fine (Ti, Nb) (C, N) are uniformly distributed in the matrix. The average precipitate size is 15 nm and the average number of precipitates is 20 / ⁇ m 2 . The number of precipitates was measured by a carbon replica method, and the number of precipitates existing within a square of 1 mu m x 1 mu m was measured in a tissue photograph taken at a magnification of 80,000 by TEM. This is the average value measured.
  • TEM transmission electron microscope
  • Comparative Examples 1 to 4 did not satisfy the air cooling time, cooling rate, and coiling temperature proposed in the present invention, so that the target microstructure, tensile characteristics, bending workability and hole expanding ratio were not secured at the same time.
  • Comparative Examples 5 and 6 did not satisfy the RSB and FSB pressures proposed in the present invention, and the surface quality was poor.
  • Comparative Example 7 failed to satisfy the FSB pressure proposed in the present invention, and the finish rolling temperature was lower than Ar 3 - 20 ⁇ , failing to secure a sufficient austenite fraction and thus failing to satisfy the target microstructure and tensile strength.
  • the comparative example 10 satisfies the target microstructure fraction when the Ti content exceeds the upper limit of the formula 1, but satisfies the aimed elongation, bending workability and hole expansion ratio due to excessive precipitation of the Ti-based precipitates and deterioration of ferrite ductility I can not.
  • Comparative Example 12 is a case where the Nb content exceeds the upper limit of Formula 2
  • Comparative Example 14 is a case where the B content exceeds the upper limit of Formula 3
  • NbC, Nb (C, N), BN The edge quality was poor due to deterioration of high temperature ductility, and the elongation, bending workability and hole expansion ratio were not satisfied.
  • FIG. 7 is a photograph of a precipitate of Comparative Example 12 taken by a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • Comparative Example 11 is less than the Ti content of the present invention
  • Comparative Example 13 is less than the Nb content of the present invention
  • Comparative Example 15 is a case where the B content is less than the lower limit of Formula 3 , The target tensile strength was not obtained.

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Abstract

본 발명은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질, 가공성 및 용접성이 우수하고, 동시에 강판의 폭, 길이방향 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 800MPa급의 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업은 철강 수요의 대부분을 차지하며, 전 세계적으로 차체 승객 충돌 안정성 및 CO2 환경 규제 등이 강력하게 요구됨에 따라 차체 초고강도화 및 초경량화의 실현이 필요하게 되어 780MPa급 이상의 초고강도 강판의 개발이 활발히 진행되고 있다.
일반적으로 자동차에서 복잡한 형상의 제조가 필요한 부분에는 냉연강판이 주로 사용되고, 자체의 보강재나 휠(Wheel), 섀시(Chassis) 등의 구조부재에는 열연강판이 주로 사용된다.
열연강판의 가공성은 굽힘성, 장출성(stretchability) 및 신장플랜지성 등으로 구분하고 있는데, 디스크(Disk), 로워암(Lower Arm) 등의 자동차용 섀시부품 및 자동차의 휠(Wheel)에서 요구되는 성질은 신장플랜지성이다.
구멍 확장성으로 평가되는 신장플랜지성은 강판의 미세조직과 연관이 있는 것으로 알려져 있다. 하지만 최근 범용으로 사용되고 있는 석출경화형 열연강판의 경우 강도가 증가함에 따라 연신율 및 신장플랜지성이 저하되어 자동차 섀시 등의 부품에 적용하기는 어려운 문제점이 있다. 이를 해결하기 위하여 등축 페라이트 혹은 침상형 페라이트와 베이나이트로 구성된 혼합조직을 형성시킴으로써 신장 플랜지성과 연성을 확보하는 방안이 개발되었다.
그러나, 충분한 베이나이트 조직을 얻기 위해서는 통상 350~550℃ 온도에서 권취를 실시하여야 하나, 상기 온도 범위에서 열 전달계수가 급변하여 권취 작업시 온도적중률이 저하되어 미세조직의 제어가 어려운 문제점이 있다. 특히, 기존 열연밀에서 고강도 복합조직강을 제조하는 경우 통상 최종 마무리 압연의 속도가 500mpm 이상으로 빠르기 때문에 권취 온도를 350~550℃로 일정하게 제어하기가 어려워 베이나이트 및 베이나이틱 페라이트 조직을 안정적으로 얻기가 어렵다.
나아가, 기존 열연밀에서는 마무리 압연 온도를 일정하게 유지하기 위해서 Tail부에 필연적으로 압연 속도를 가속화 함에 따라 폭 및 길이 방향의 재질편차가 크게 발생하는 문제점이 있다. 또한, 기존 열연밀의 경우 압연 판 파단 및 통판성 등의 문제로 두께 2.8mm 이하의 박물재를 생산하기 어렵고, 통상 Ar3(페라이트 변태 시작온도)+(80~100℃)의 근방에서 마무리 압연하기 때문에 결정립 크기가 조대하며, 냉각 시 다단냉각(통상 3단)을 필수적으로 실시해야 하기 때문에 복잡한 냉각 패턴(Pattern)으로 인해 권취 온도를 일정하게 제어하기 어렵다.
한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 공정 특성 상 스트립(Strip)의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다.
종래 미니밀 공정에서 배치(Batch) 모드를 이용하여 DP강, TRIP강의 제조방법에 대해 연구된 바 있으나, 최종 강판 두께를 3.0mm로 한정하고 있다. 이러한 이유는 기존 미니밀 공정의 경우 바 플레이트(Bar Plate)가 코일박스(Coil Box)에 감겼다 풀리는 배치 방식으로 하나의 강판을 생산할 때마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 스트립(Strip)의 직진성 및 통판성이 좋지 않고, 판 파단 위험성이 아주 높아 두께 3.0mm 이하의 열연 코일(Coil)을 생산하기가 어려운 문제점이 있었다.
따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있으면서도, 점차 고강도 및 경량화의 요구가 높아지는 것에 부응하기 위하여 인장강도, 연신율 및 신장플랜지성 등이 우수한 박물(두께 2.8mm 이하) 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 절실히 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(비특허문헌 1) J.-P. Kong, Science and Technology of Welding and Joining, Vol.21, No.1, 2016
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질, 가공성 및 용접성이 우수하고, 동시에 강판의 폭, 길이방향 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 800MPa급의 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
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 측면은 중량%로, C: 0.03~0.08%, Mn: 1.6~2.6%, Si: 0.1~0.6%, P: 0.005~0.03%, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.4~2.0%, Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합이 30~70%, 베이나이트 25~65% 및 마르텐사이트 5% 이하를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.08%, Mn: 1.6~2.6%, Si: 0.1~0.6%, P: 0.005~0.03%, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.4~2.0%, Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
상기 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
상기 바 플레이트에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 (Ar3-20℃)~(Ar3+60℃)의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 2~8초 동안 공냉한 후, 80~250℃/sec로 냉각하여 (Bs-200℃)~(Bs+50℃)의 온도범위에서 권취하는 단계;를 포함하고,
상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질, 가공성 및 용접성이 우수할 뿐만 아니라 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 실수율이 우수하고 두께가 2.8mm 이하인 인장강도 800MPa급 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
따라서, 열연 후물재(두께 3.0mm 이상)만 생산이 가능한 기존 열연밀 및 미니밀 배치공정과 차별화되며, 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.
도 1은 발명예 2의 폭 방향 재질 특성의 프로파일이다.
도 2는 종래예 1의 폭 방향 재질 특성의 프로파일이다.
도 3는 발명예 2의 PO재 스트립 표면을 촬영한 사진이다.
도 4는 종래예 1의 PO재 스트립 표면을 촬영한 사진이다.
도 5는 발명예 2의 미세조직을 주사현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다.
도 6은 발명예 2의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다.
도 7은 비교예 12의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다.
도 8은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정에 대한 모식도이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 기존의 열연밀 공정이 하나의 스트립내에서 길이 방향의 마무리 압연를 균일하게 확보하기 위해 Tail부 압연 속도 가속과 다단냉각 등으로 인해 폭과 길이 방향의 재질편차가 크고, 마무리 압연 시 압연 판파단 및 통판성 등의 문제로 박물 열연강판을 생산하기가 어려움을 인지하였다. 또한 종래의 미니밀 배치 공정은 박물(두께 3.0mm 이하)의 열연강판을 생산하기 어렵고, 에지 결함 및 표면품질 저하 등의 문제점이 발생할 수 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조 공정을 정밀하게 제어함으로써 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질, 가공 및 용접성이 우수하고, 동시에 강판의 폭 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 두께가 2.8mm 이하인 인장강도 800MPa급의 초고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.08%, Mn: 1.6~2.6%, Si: 0.1~0.6%, P: 0.005~0.03%, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.4~2.0%, Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합이 30~70%, 베이나이트 25~65% 및 마르텐사이트 5% 이하를 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.08%
탄소(C)은 변태조직강에서 강도확보를 위해 첨가되는 중요한 원소이다. C 함량이 0.03% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.08% 초과인 경우에는 용강 응고 시 아포정 반응(L + Delta-Ferrite → Austentite)이 일어나 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 용강 유출이 발생하여 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, C 함량은 0.03~0.08%인 것이 바람직하다. 상기 C 함량은 보다 바람직하게는 0.035~0.075%이고, 보다 더 바람직하게는 0.04~0.07%이다.
Mn: 1.6~2.6%
망간(Mn)는 강재 내 존재할 경우 고용강화에 따른 역할을 할 수 있는 원소이다. Mn 함량이 1.6% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.6% 초과인 경우에는 목표로 하는 연신율 확보가 어려울 뿐만 아니라 용접성, 열간 압연성 등이 열위해질 수 있다. 또한, Mn 함량이 과다 첨가되면, 응고 근방의 온도에서 델타-페라이트(Delta-ferrite) 영역을 감소시켜 낮은 C 영역에서도 아포정 반응이 일어날 수 있기 때문에 고속 연주시 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 용강 유출로 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.6~2.6%인 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량은 보다 바람직하게는 1.65~2.55%이고, 보다 더 바람직하게는 1.8~2.5%이다.
Si: 0.1~0.6%
규소(Si)는 강판의 연성을 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.6% 초과인 경우에는 강판 표면에 적 스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 열위 할 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.6%인 것이 바람직하다. 상기 Si 함량은 보다 바람직하게는 0.1~0.5%이고, 보다 더 바람직하게는 0.1~0.3%이다.
P: 0.005~0.03%
인(P)은 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. P 함량이 0.005% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, P 함량이 0.03% 초과인 경우에는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.005 ~ 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 보다 바람직하게는 0.0055~0.020%이고, 보다 더 바람직하게는 0.006~0.015%이다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 불순물로서 강 중에 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.05% 이하
알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시킨다. 한편, 박 슬라브의 경우 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상 시킬 수 있지만, 주편 표면의 강냉으로 인해 주편 표면 또는 에지부에 온도가 하락할 수 있다. 이로 인해 AlN이 과다 석출되어 고온 연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 플레이트(Bar plate)의 에지 품질이 열위할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Al 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.4~2.0%
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다. Cr 함량이 0.4% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 2.0% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, Cr 함량은 0.4~2.0%인 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량은 보다 바람직하게는 0.5~1.8%이고, 보다 더 바람직하게는 0.6~1.6%이다.
Ti: 0.01~0.1%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. Ti 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 0.1% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량은 보다 바람직하게는 0.02~0.08%이고, 보다 더 바람직하게는 0.03~0.06%이다.
Nb: 0.005~0.1%
니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. Nb 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Nb 함량이 0.1% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승, 페라이트의 연성 저하 및 slab/Bar plate의 에지 크랙을 유발 시킬 수 있다. 따라서, 상기 Nb 함량은 0.005~0.1%인 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량은 보다 바람직하게는 0.010~0.08%이고, 보다 더 바람직하게는 0.015~0.06%이다.
B: 0.0005~0.005%
보론(B)은 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 역할을 하는 원소이다. B 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, B 함량이 0.005% 초과인 경우에는 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 B 함량은 0.0005~0.0050%인 것이 바람직하다. 상기 B 함량은 보다 바람직하게는 0.0010~0.0040%이고, 보다 더 바람직하게는 0.0015~0.0035%이다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.01% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 따라서 N 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 보다 바람직하게는 0.002~0.009%이고, 보다 더 바람직하게는 0.003~0.008%이다.
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.
이때, 상기 Ti, Nb 및 B는 상술한 각 수치범위를 만족할 뿐만 아니라, 고강도를 확보하면서도 표면 및 에지 품질을 향상시키기 위해서는 N 함량에 따라 Ti, Nb 및 B의 함량을 하기 식1 내지 식3을 만족하도록 정밀하게 제어하는 것이 바람직하다. 하기 식1 내지 식3에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
Ti, Nb 및 B의 석출물은 강도 향상에 유익한 원소이나, Nb 및 B의 석출물이 과다 형성될 경우에는 고온 연성이 저하된다. 기존 열연밀에서는 200~250mm 두께의 슬라브를 1000~1200℃ 온도을 갖는 로(furance)내에서 슬라브를 장시간 재가열하기 때문에 슬라브 에지 온도가 높아 고온 연성이 크게 문제되지 않으나, 본 발명과 같이 연주~압연 직결 공정에서는 박 슬라브, 고속 연주로 슬라브 및/또는 바 플레이트의 표면 및/또는 에지 온도가 낮아 석출물들이 과다 석출되어 고온 연성이 저하되면 표면 및/또는 에지 품질에 악영향을 줄 수 있기 때문에 보다 정밀한 제어가 필요하다.
식1: 3.4N ≤ Ti ≤ 3.4N+0.05
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 Nb(C,N), AlN 및 BN등의 석출물량을 감소시켜, 고온연성 저하를 방지하여 에지 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. 따라서 Ti은 박 슬라브 고속 연주에서 발생되는 표면 및/또는 에지 품질 문제 해결 및 강도를 확보하는데 아주 유용한 원소이기 때문에 정밀 제어가 필요하다.
Ti 함량이 (3.4N)% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 (3.4N+0.05)% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다.
식2: 6.6N-0.02 ≤ Nb ≤ 6.6N
니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 그 함량이 (6.6N-0.02)% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, (6.6N)% 초과인 경우에는 NbC, Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N)등의 석출물이 과다 석출되어 고온연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 플레이트의 에지 품질이 열위할 수 있으며, 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다.
식3: 0.8N-0.0035 ≤ B ≤ 0.8N
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 (0.8N-0.0035)% 미만인 경우 상기 효과가 불충분하며, (0.8N)% 초과인 경우에는 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있고, BN 등의 석출물이 과다 석출되어, 고온연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 플레이트의 에지 품질이 열위할 수 있다.
이때, 상술한 합금원소 외에 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하일 수 있다. 상기 트램프원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과인 경우에는 박 슬라브의 표면 크랙 및 열연강판의 표면 품질을 저하 시킬 수 있다
또한, 상술한 합금조성을 만족할 뿐만 아니라 하기 식4로 표현되는 Ceq(탄소당량)가 0.14~0.24일 수 있다. 상기 Ceq는 보다 바람직하게는 0.15~0.23일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.16~0.22일 수 있다.
식4: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 식4에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
상기 식4는 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq 값을 0.14~0.24로 관리함으로써, 우수한 저항 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다.
Ceq가 0.14 미만인 경우에는 경화능이 낮아 목표로하는 인장강도을 확보하기가 어려운 문제점이 있다. 반면에 Ceq가 0.24 초과인 경우에는 용접성이 저하되어 용접부의 물성이 열화될 수 있다.
또한, 하기 식5로 표현되는 ELC(Expulsion Limit Current, 비산한계전류)가 8kA 이상일 수 있다.
식5: ELC (kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr
(상기 식5에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
상기 식5는 비특허문헌 1에 개시되어 있는 강판의 저항 점용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 비산(Expulsion)이 발생되는 상한전류를 의미하며, 비산 발생 시 용접부 내에 기공 및 크랙(Crack)이 발생하여 용접부 강도가 감소할 수 있다. 따라서 저항 점용접에서의 ELC는 상당히 중요한 지표 중 하나이다. 여기서, ELC가 높을수록 저항 점용접성이 우수하다는 것을 의미한다.
상기 ELC 값을 8kA 이상으로 관리함으로써, 우수한 저항 점용접성을 확보할 수 있다. 통상 ELC는 소재의 두께, 표면조도, 도금 여부 및 용접조건 등에 따라 달라질 수 있다. 따라서, 상기 평가기준은 유럽 자동차사 대부분이 채택하고 있는 ISO18278-2의 용접조건에 의거한다. 만약 ELC가 8kA 미만인 경우에는 용접이 가능한 적정용접 구간이 좁게되어 산업현장에 적용하기가 어려울 뿐만 아니라, 비산이 발생하기 쉬워 우수한 용접부 기계적 물성을 확보하기가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 ELC 값이 8kA 이상이 되도록 최적 합금 성분을 첨가하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 면적분율로 면적분율로 페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합이 30~70%, 베이나이트 25~65% 및 마르텐사이트 5% 이하를 포함한다.
페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합이 30% 미만인 경우에는 연신율 및 가공성 확보가 어려울 수 있으며, 70% 초과인 경우에는 고강도를 확보하기 어렵다. 또한, 베이나이트가 25% 미만인 경우에는 고강도를 확보하기 어려우며, 65% 초과인 경우에는 연신율 및 가공성 확보가 어려울 수 있다. 또한, 마르텐사이트가 5% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 연성과 가공성을 확보하기 어려울 수 있다.
이때, 상기 페라이트와 베이나이틱 페라이트는 평균 단축 길이가 1~5㎛일 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 페라이트와 베이나이틱 페라이트는 평균 단축 길이가 1.5~4.0㎛일 수 있다.
미세 결정립을 갖는 두 조직의 확보를 통해 강도와 가공성을 동시에 확보하기 위함으로, 상기 평균 단축 길이가 5㎛ 초과인 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 평균 단축 길이는 5㎛ 이하인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 4㎛ 이하, 보다 더 바람직하게는 3㎛ 이하일 수 있다.
상기 평균 단축 길이가 1㎛ 미만일 경우에는 강도 및 가공성 향상 측면에서는 유리하나, 1㎛ 미만으로 제어하기 위해서는 석출물 및 질화물 형성원소인 Ti 및 고가의 Nb, V, Mo 등을 더 첨가되어야 하기 때문에 제조원가가 상승 할 수 있으며, 과다한 석출물에 의한 고온연성 저하로 슬라브 및/또는 바 플레이트의 에지 품질이 열위할 수 있다.
한편, 본 발명의 열연강판은 (Ti, Nb)(C, N) 석출물을 5~100개/㎛2 포함하며, 보다 바람직하게는 10~80개/㎛2 포함하고, 상기 (Ti, Nb)(C, N) 석출물은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 50nm 이하일 수 있다.
여기서 (Ti,Nb)(C, N) 석출물이란, TiC, NbC, TiN, NbN 및 이들의 복합 석출물을 포함하는 의미이다.
상기 석출물의 크기가 50nm를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 석출물의 개수가 5개/㎛2 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 석출물의 개수가 100개/㎛2 초과인 경우에는 강도 상승에 따라 연신율 및 구멍확장성 등이 열위해져서 가공시 크랙이 발생할 수 있다.
나아가, 본 발명의 열연강판은 두께가 2.8mm 이하일 수 있다. 기존 열연밀 및 미니밀 배치 모드에서는 압연 판파단 및 통판성 등의 문제로 박물재 생산이 어려웠으나, 본 발명에서 제시하는 제조방법에 따라 열연강판을 제조하는 경우 두께를 2.8mm 이하로 안정적으로 생산 가능하기 때문이다. 보다 바람직하게는 열연강판의 두께가 2.0mm 이하일 수 있다. 보다 더 바람직하게는 상기 열연강판의 두께가 1.6mm 이하일 수 있다
또한, 본 발명의 열연강판은 인장강도의 재질편차가 20MPa 이하이고, 광택도가 10% 이하로 재질편차가 적고 표면품질이 우수할 수 있다.
또한, 장강도(TS)가 800MPa 이상이며, 연신율(EL)이 15% 이상이고, 굽힘 가공성 R/t비가 0.25에서 크랙이 발생하지 않으며, 구멍확장율이 50% 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계; 상기 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계; 상기 바 플레이트에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 (Ar3-20℃)~(Ar3+60℃)의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 2~8초 공냉한 후, 80~250℃/sec로 냉각하여 (Bs-200℃)~(Bs+50℃)의 온도범위에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행해진다.
상기 각 단계들이 연속으로 행해진다는 것은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것을 의미한다.
최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 연주~압연 직결 공정으로 공정 특성 상 스트립의 폭방향 및 길이 방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정이다.
이러한 연주~압연 직결 공정에는 기존의 배치 모드와 새로 개발되고 있는 연연속압연 모드가 존재한다.
배치 모드의 경우에는 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기 앞에 코일 박스에서 권취한 후 마무리 압연을 행하기 때문에 스케일 박리성 저하, 표면품질 저하, 두께 3.0mm 이하의 강판 생산시 판파단 등의 문제점이 발생할 수 있다.
연연속압연 모드의 경우 배치 모드와 달리 마무리 압연 전 권취하는 공정이 없어 배치 모드의 문제점은 해결되나, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 보다 정밀한 제어가 필요하다.
도 8은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정의 예를 도시한 것이다. 연속주조기(100)에서 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조하고, 조압연기(400)와 마무리압연기(600) 사이에 코일박스가 없어 강판을 연속적으로 압연이 가능하여 통판성이 좋고, 판파단 위험성이 아주 낮아 두께 3.0mm 이하의 박물 생산이 가능하다. 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300) (Roughing Mill Scale Breaker, RSB)와 마무리압연기(600) 앞에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)가 있어 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판을 산세 시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)재 생산이 가능하다. 또한, 마무리 압연 단계에서 하나의 강판 내에서의 top과 tail의 압연 속도차가 10% 이하로 등온 등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 런아웃 테이블(600)(Run Out Table, ROT)에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차가 우수한 강판을 제조할 수 있다.
이하, 각 단계 별로 상세히 설명한다.
연속주조 단계
상술한 합금조성을 갖는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조한다.
상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 60mm 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 60~120mm로 한정한다. 상기 박 슬라브의 두께는 보다 바람직하게는 70~110mm이며, 보다 더 바람직하게는 80~100mm이다.
이때, 상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm일 수 있다.
주조속도를 4mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 또한 주속이 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 주조속도가 8mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 우려가 있다. 상기 주조속도는 보다 바람직하게는 4.2~7.2mpm이며, 보다 더 바람직하게는 4.5~6.5mpm이다.
박 슬라브 스케일 제거 단계
상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 300㎛ 이하로 제거할 수 있다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다. 반면 350bar를 초과할 경우 바 플레이트 에지 온도가 급격히 하락하여 에지 크랙이 발생할 수 있다. 상기 냉각수 분사 압력은 보다 바람직하게는 100~300bar이며, 보다 더 바람직하게는 150~250bar이다.
조압연 단계
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는다. 예를 들어, 연속주조된 박 슬라브를 2 ~ 5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연한다.
이때, 상기 조압연은 조압연 입측 박 슬라브의 표면 온도는 900~1200℃이며, 조압연 츨측 바 플레이트 에지부 온도는 800~1100℃가 되도록 행할 수 있다.
상기 박 슬라브의 표면온도가 900℃ 미만인 경우에는 조압연 하중 증가 및 조압연 과정에서 바 플레이트 에지부에 크랙이 발생할 가능성이 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 수 있다. 만약, 슬라브 표면온도가 1200℃을 초과하는 경우에는 열연 스케일(scale) 잔존에 따른 열연 표면품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다. 뿐만 아니라, 주편 내부 온도가 너무 높아 미응고가 발생할 수 있어 조압연 전에 주편이 부풀어 올라 주조 중단이 발생할 수 있다. 또한 벌징(Bulging)이 발생하여 MLH(Mold Level Hunting)가 심하게 발생하여 주속 감속 및 고속 주조가 어려울 수 있다. 즉, 몰드(Mold)내의 용강이 심하게 흔들려 고속주조가 어려울 수 있으며, 연주 조업을 순간적으로 안정화하기 위해 주속을 감속해야 하나, 이로 인해 표면품질 및 강도를 확보할 수 없고 연연속압연이 어려울 수 있다. 상기 조압연 츨측 바 플레이트 에지부 온도는 보다 바람직하게는 820~1080℃이며, 보다 더 바람직하게는 850~1050℃이다.
상기 조압연 츨측 바 플레이트(Bar plate) 에지부 온도가 800℃ 미만인 경우에는 NbC, Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N), AlN 및 BN등의 석출물이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높아지는 문제점이 있다. 반면에 에지부 온도가 1100℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위할 수 있다.
바 플레이트 스케일 제거 단계
상기 바 플레이트에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 바 플레이트를 마무리 압연 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 30㎛ 이하로 제거할 수 있다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 압력이 350bar 초과인 경우에는 마무리압연 온도가 너무 낮게 되어 효과적인 오스테나이트 분율를 얻지 못해 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어렵다. 상기 냉각수 분사 압력은 보다 바람직하게는 100~300bar이며, 보다 더 바람직하게는 150~250bar이다.
마무리 압연 단계
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 (Ar3-20℃)~(Ar3+60℃)의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 예를 들어, 3~6개의 스탠드로 이루어진 사상압연기에서 마무리 압연할 수 있다. 한편, 기존 열연밀 공정의 경우 마무리 압연온도가 Ar3 근방에서 압연시 압연 통판성에 문제가 있지만, 본 발명에 따른 연주~압연 직결 공정에서는 공정의 특성상 등온 및 등속으로 압연하기 때문에 압연 통판성 등의 조업상 문제가 없어 Ar3 온도 근방의 저온압연이 가능하므로 더욱 미세한 결정립을 얻을 수 있다.
상기 마무리 압연 온도가 Ar3-20℃ 미만인 경우에는 열간압연시 롤의 부하가 크게 증가하여 에너지 소비 증가 및 작업속도가 늦어지고, 충분한 오스테나이트 분율을 확보하지 못해 목표로 하는 미세조직 및 재질를 확보할 수 없다. 반면에 마무리 압연 온도가 Ar3+60℃ 초과인 경우에는 결정립이 조대하여 높은 강도를 얻을 수 없고, 충분한 베이나이트, 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는 냉각속도를 더욱 빨리 해야 하는 단점이 있다.
이때, 상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 2.8mm 이하가 되도록 행할 수 있다. 상기 마무리 압연 속도가 600mpm 초과인 경우에는 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생될 수 있다. 반면에, 200mpm 미만인 경우에는 마무리 압연 속도가 너무 느려 마무리 압연 온도를 확보하기 어려울 수 있다. 상기 통판속도는 보다 바람직하게는 250~550mpm이며, 보다 더 바람직하게는 300~500mpm이이다. 상기 열연강판의 두께는 보다 바람직하게는 2.0mm 이하가 되도록 행할 수 있고, 보다 더 바람직하게는 1.6mm 이하가 되도록 행할 수 있다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 2~8초 동안 공냉한 후, 80~250℃/sec로 냉각하여 (Bs-200℃)~(Bs+50℃)의 온도범위에서 권취한다. 여기서 Bs는 베이나이트 변태 시작온도이다.
공냉 시간이 2초 미만인 경우는 잔류 오스테나이트로의 C 농화가 부족하고 페라이트 변태를 위한 시간이 부족하여 연신율이 저하될 위험성이 커지며, 8초 초과인 경우에는 페라이트의 과다 변태로 인해 목표로 하는 인장강도를 확보 함에 있어 어려움이 있을 뿐만 아니라 설비 길이가 길어져야 하거나 생산성이 저하될 수 있다.
이때, 상기 공냉은 오스테나이트의 분율이 60~90%이고, 페라이트 분율이 10~40%가 되도록 행할 수 있다. 상기 열연강판을 냉각하기 전에 오스테이트의 분율이 60% 미만인 경우 냉각 후 충분한 베이나이트 조직을 얻기가 어렵고, 반면에 오스테나이트 분율이 90%를 초과할 경우 경질 조직인 마르텐사이트 변태가 많아져 연성을 확보하기 어려울 수 있기 때문이다.
또한, 상기 냉각속도가 80℃/sec 미만인 경우에는 페라이트 변태가 촉진되고 세멘타이트가 형성되어 원하는 재질을 얻기가 어렵다. 반면에 냉각속도가 250℃/sec 초과인 경우에는 마르텐사이트 변태가 촉진되어 목표로 하는 베이나이트 조직을 충분히 얻지 못해, 가공성이 열위할 수 있다.
또한, 상기 권취온도가 Bs-200℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 촉진되어 강도가 너무 강해져 연신율을 확보하기 어려우며, 권취온도가 Bs+50℃ 초과인 경우에는 충분한 베이나이트 조직을 얻기가 어렵고, 결정립 크기가 조대해져 가공성이 열위할 수 있다.
한편, 상기 권취된 열연강판을 산세 처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명에서는 박 슬라브 및 바 플레이트 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거하였기 때문에 일반적인 산세처리로도 표면품질이 우수한 PO재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서 사용할 수 있는 산세 처리는 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용강을 준비하였다.
발명예 1, 2 및 비교예 1~20의 경우, 90mm 두께의 박 슬라브를 연속주조한 후, 하기 표 3에 기재된 제조조건을 적용하여 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드로 두께 1.9mm의 열연강판을 제조하였다.
종래예 1의 경우, 기존 열연밀에서 250mm 두께의 슬라브를 주조한 후, 하기 표 3에 기재된 제조조건을 적용하여 3.1mm 두께의 열연강판을 제조한 것이다. 하기 표 3의 다단냉각은 마무리 압연 후, 200℃/sec의 냉각속도로 700℃까지 냉각하고, 150℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 냉각한 것을 의미한다.
표 3에서의 권취온도 편차는 스트립의 길이방향으로 측정한 권취 온도값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다.
제조된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻은 후, 미세조직, 인장강도(TS), 연신율(EL), 인장강도의 재질편차(△TS), 굽힘 가공성(R/t비 0.25, 0.50), 구멍확장율(Hole Expansion Ratio, HER), 에지 크랙 발생 여부 및 표면품질을 평가하여 하기 표 4에 기재하였다.
페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합(F+BF), 베이나이트(B) 및 마르텐사이트(M)의 면적분율은 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 5,000배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 면적율을 측정한 평균값을 표 4에 기재하였다
페라이트(F)와 베이나이틱 페라이트(BF)의 단축 크기는 SEM를 이용하여 3,000배의 배율로 10군데를 랜덤으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 단축의 크기를 측정한 후 평균값을 표 4에 기재하였다
인장강도와 구멍확장율(연신 플랜지성)은 JIS 5호 시편을 폭 w/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이며, 재질편차는 코일의 길이 및 폭방향으로 측정한 인장강도 값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다. 구멍확장율은 10.8mm의 직경으로 구멍을 타발한 후 콘으로 밀어 올려 원주부분에 크랙이 발생하기 직전까지 확장된 구멍의 직경을 최초 직경(10.8mm)의 백분율로 계산한 값이다. 구멍확장율 편차는 코일의 폭방향으로 측정한 구멍확정율 값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다.
에지 크랙 발생유무는 바 플레이트 및 코일 중간검사에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 detector인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.
PO재 표면품질의 평가기준은 하기와 같다. 광택도란 PO재 강판 표면의 광택 정도를 수치적으로 나타낸 것으로, Rhopoint IQ™장치를 이용하여 측정한 것이다.
○: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10% 이하
△: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10~20%
X : 광택도 폭 방향 평균 편차가 20% 초과
한편, 저항 점용접에서 용접성의 지표로 사용이 가능한 비산한계전류(ELC, Expulsion Limit Current)는 식5를 이용하여 계산 후 표 4에 기재하였다. 여기서 비산한계전류 값이 높을수록 저항 점용접성이 우수하다는 의미이다.
구분 강종 합금원소(중량%)
C Mn Si P S Al Cr Ti Nb B N
발명강 A 0.048 2.29 0.13 0.0074 0.0009 0.024 0.76 0.043 0.029 0.0025 0.0054
발명강 B 0.050 2.26 0.10 0.0071 0.0014 0.025 0.74 0.042 0.030 0.0023 0.0066
비교강 C 0.049 1.55 0.11 0.0085 0.0011 0.029 0.80 0.040 0.032 0.0025 0.0053
비교강 D 0.049 2.25 0.15 0.0080 0.0010 0.028 0.37 0.047 0.031 0.0022 0.0056
비교강 E 0.051 2.23 0.11 0.0081 0.0011 0.030 0.81 0.095 0.034 0.0023 0.0066
비교강 F 0.047 2.29 0.12 0.0088 0.0015 0.024 0.76 0.009 0.035 0.0024 0.0062
비교강 G 0.049 2.26 0.15 0.0080 0.0010 0.028 0.80 0.040 0.048 0.0021 0.0052
비교강 H 0.051 2.21 0.11 0.0079 0.0014 0.025 0.81 0.041 0.001 0.0025 0.0059
비교강 I 0.053 2.30 0.11 0.0090 0.0013 0.028 0.82 0.045 0.032 0.0049 0.0052
비교강 J 0.051 2.32 0.13 0.0075 0.0011 0.025 0.88 0.042 0.030 0.0006 0.0061
비교강 K 0.050 2.29 0.65 0.0091 0.0011 0.029 0.78 0.041 0.031 0.0022 0.0062
종래강 L 0.049 1.69 1.07 0.0070 0.0016 0.029 0.75 0.070 0.035 0.0008 0.0048
구분 강종 식1 식2 식3 식4
하한 상한 하한 상한 하한 상한
발명강 A 0.018 0.068 0.016 0.036 0.0008 0.0043 0.18
발명강 B 0.022 0.072 0.024 0.044 0.0018 0.0053 0.18
비교강 C 0.018 0.068 0.015 0.035 0.0007 0.0042 0.15
비교강 D 0.019 0.069 0.017 0.037 0.0010 0.0045 0.19
비교강 E 0.022 0.072 0.024 0.044 0.0018 0.0053 0.19
비교강 F 0.021 0.071 0.021 0.041 0.0015 0.0050 0.19
비교강 G 0.018 0.068 0.014 0.034 0.0007 0.0042 0.19
비교강 H 0.020 0.070 0.019 0.039 0.0012 0.0047 0.19
비교강 I 0.018 0.068 0.014 0.034 0.0007 0.0042 0.19
비교강 J 0.021 0.071 0.020 0.040 0.0014 0.0049 0.19
비교강 K 0.021 0.071 0.021 0.041 0.0015 0.0050 0.21
종래강 L 0.016 0.066 0.012 0.032 0.0003 0.0038 0.19
상기 표 2는 각 강종들에 대하여 하기 식1 내지 식3의 하한 및 상한, 하기 식4의 값을 계산하여 기재한 것이다. 하기 식1 내지 식4에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
식1: 3.4N ≤ Ti ≤ 3.4N+0.05
식2: 6.6N-0.02 ≤ Nb ≤ 6.6N
식3: 0.8N-0.0035 ≤ B ≤ 0.8N
식4: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
구분 강종 RSB(Bar) FSB(Bar) 마무리압연온도(℃) Ar3(℃) Bs(℃) Ms(℃) 공냉시간(sec) ROT냉각속도(℃/sec) 권취온도(℃)
발명예1 A 210 165 781 769 533 399 3.9 130 544
발명예2 B 195 166 785 765 531 396 3.8 140 535
비교예1 200 165 783 0.5 135 535
비교예2 205 150 786 8.6 145 530
비교예3 200 155 784 3.8 280 230
비교예4 195 160 789 3.7 72 635
비교예5 55 150 780 3.5 140 535
비교예6 205 45 785 3.2 135 532
비교예7 200 385 740 4.1 135 536
비교예8 C 195 160 785 825 583 446 3.8 135 535
비교예9 D 200 155 789 785 541 409 3.9 145 539
비교예10 E 210 160 786 775 537 405 3.7 130 530
비교예11 F 205 165 785 780 533 398 3.6 135 533
비교예12 G 195 155 789 787 532 401 3.8 140 530
비교예13 H 200 160 780 770 535 400 3.5 145 539
비교예14 I 200 155 784 765 532 396 3.6 135 530
비교예15 J 205 165 783 775 529 395 3.9 140 530
비교예16 K 195 155 787 779 499 389 4.0 135 539
종래예1 L 35 160 900 845 504 414 - 다단냉각 445
상기 표 3에서 RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)는 조압연 전의 냉각수 분사 압력이며, FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)는 조압연 후의 냉각수 분사압력이다. 또한 상기 표 3에서 Ar3는 페라이트 변태가 시작되는 온도, Bs는 베이나이트 변태가 시작되는 온도, Ms는 마르텐사이트 변태가 시작되는 온도를 의미하며, 상용 열역학 소프트웨어인 JmatPro-v9.1을 이용하여 계산한 값이다.
구분 강종 상분율(%) 단축크기(μm) TS(MPa) EL(%) TSXEL(MPaX%) △TS (MPa) 굽힘가공성 (R/t) HER(%) △HER (%) 에지크랙발생여부 PO재 표면품질 식5
0.25 0.50
F+BF B M
발명예1 A 56 40 4 2.3 848 19 16,112 13 O O 69 16 X O 9.13
발명예2 B 57 39 4 2.1 841 19 15,979 14 O O 71 15 X O 9.16
비교예1 32 67 1 2.3 869 14 12,166 20 X O 45 21 X O
비교예2 81 15 4 2.2 750 21 15,750 13 O O 89 19 X O
비교예3 56 19 25 2.1 895 11 9,845 21 X X 36 22 X O
비교예4 88 12 0 2.0 690 28 19,320 12 O O 105 15 X O
비교예5 56 40 4 2.1 845 19 16,055 15 O O 69 17 X X
비교예6 56 39 5 2.1 835 20 16,700 17 O O 68 18 X X
비교예7 90 1 1 1.8 685 22 15,070 15 O O 69 28 X O
비교예8 C 94 4 2 3.1 669 23 15,387 17 O O 109 15 X O 9.28
비교예9 D 75 22 3 2.3 785 24 18,840 16 O O 75 16 X O 9.19
비교예10 E 60 39 1 1.6 901 8 7,208 21 X X 31 25 X O 9.14
비교예11 F 55 41 4 3.7 779 24 18,696 16 O O 95 15 O O 9.14
비교예12 G 54 43 3 1.5 889 11 9,779 15 X O 39 21 O O 9.11
비교예13 H 55 40 5 3.6 779 24 18,696 19 O O 73 18 X O 9.15
비교예14 I 49 48 3 1.9 885 10 8,850 21 X O 41 19 O O 9.13
비교예15 J 82 14 4 2.3 751 22 16,522 19 O O 89 16 X O 9.10
비교예16 K 61 37 2 2.6 815 20 16,300 16 O O 75 19 X △ 8.74
종래예1 L 81 19 0 5.2 827 18 14,886 39 O O 56 31 - △ 8.55
상기 표 4에서 식5는 ELC (kA) = 9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr이며, 상기 식5에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예 1 및 2는 목표로 하는 인장강도(800MPa 이상) 및 연신율(15% 이상)을 만족하고, 굽힘가공성 R/t값이 0.25, 0.50에서 모두 크랙이 발생하지 않았다. 또한 구멍확장율도 목표로 하는 값(50% 이상)을 만족하였으며, 에지 및 PO재의 표면품질 모두 우수함을 알 수 있다. 특히, 발명예 1 및 2의 경우 종래예 1에 대비하여 인장강도와 구멍확장율 편차가 확연히 작고, 구멍확장율과 표면품질도 우수함을 알 수 있다.
그리고, 표 4에서 알 수 있듯이 발명강은 종래강 보다 ELC값이 모두 높은 것을 알 수 있으며, 발명강은 종래강 대비 용접성도 우수하다는 것을 의미한다.
도 1과 도 2는 각각 발명예 2와 종래예 1의 폭 방향 재질 프로파일(Profile)를 평가한 결과를 나타낸 것으로서, 상기 발명에 의해 개발된 발명강이 종래강 대비 폭 방향 재질 편차가 월등히 우수함을 알 수 있다.
도 3과 4는 각각 발명예 2와 종래예 1의 PO재 스트립 표면 사진을 나타낸 것으로 상기 발명강이 종래강 대비 표면품질도 우수함을 알 수 있다.
한편 도 5은 발명예 2에 대해 SEM을 이용하여 촬영한 x5,000배의 SEM 조직사진이다. 페라이트(F), 베이나이틱 페라이트(BF)와 베이나이트(B)가 주상으로 구성되어 있으며, 일부 마르텐사이트(M)가 존재하는 것을 확인할 수 있다. 그리고 SEM과 Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 각 미세조직의 면적분율을 측정한 결과 F+BF 57%, B 39 % 및 M 4% 조직을 가졌으며, 표 4에서 알 수 있듯이 종래예 1 대비 강도와 가공성을 동시에 확보가 가능한 조직인 B분율이 높음을 알 수 있다.
또한 SEM과 Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 F+BF 미세조직의 단축 크기를 측정한 결과 평균 2.01㎛이였으며, 표 4에서 알 수 있듯이 종래강 대비 약 2배 더 미세함을 알 수 있다. 이는 저온 압연에 의한 것으로 판단할 수 있다.
도6은 발명예 2의 석출물을 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)으로 촬영한 사진이다. 기지 조직 내에 미세한 (Ti, Nb) (C, N) 등의 석출물이 균일하게 분포하고 있음을 알 수 있다. 평균 석출물 크기는 15nm이며, 평균 석출물 개수는 20개/㎛2이다. 여기서 석출물 개수는 카본(Carbon) 레프리카(Replica) 방법으로 샘플을 만들고, TEM으로 80,000배의 배율로 촬영한 조직사진에서 1㎛ × 1㎛ 정사각형 내에 존재하는 석출물 개수를 측정하였고, 50군데를 랜덤으로 측정한 평균값이다.
비교예 1 내지 4는 본 발명에서 제시한 공냉시간, 냉각속도 및 권취온도를 만족하지 못하여 목표로 하는 미세조직, 인장특성, 굽힘 가공성 및 구멍확장율을 동시에 확보되지 못하였다.
비교예 5 및6은 본 발명에서 제시한 RSB 및 FSB 압력을 만족하지 못하여 표면품질이 열위하였다.
비교예 7은 본 발명에서 제시한 FSB 압력을 만족하지 못하여 마무리 압연 온도가 Ar3-20℃ 보다 낮게 되어 충분한 오스테나이트 분율을 확보하지 못해 목표로 하는 미세조직 및 인장강도를 만족하지 못하였다.
비교예 8및 9은 각각 본 발명에서 제시한 Mn과 Cr 함량 보다 낮은 경우로 목표로 하는 미세조직과 인장강도를 확보하지 못하였다.
비교예 10은 Ti 함량이 식1의 상한을 초과하는 경우로 목표로 하는 미세조직 분율은 만족하지만, Ti계 석출물이 과다 석출되어 페라이트 연성저하로 목표로 하는 연신율, 굽힘 가공성 및 구멍확장율을 만족하지 못하였다.
비교예 12는 Nb 함량이 식2의 상한을 초과하는 경우이며, 비교예 14는 B 함량이 식3의 상한을 초과한 경우로서, 고온 연성에 악영향을 미치는 NbC, Nb(C,N), BN등의 석출물이 과다 석출되어 고온 연성 저하로 인해 에지 품질이 열위하였고, 연신율, 굽힘 가공성 및 구멍확장율도 만족하지 못하였다.
도 7은 비교예 12의 석출물을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다. 하기 조직에서 알 수 있듯이 발명예 2(도 6)와 대비하여 Nb계 복합 탄·질화물이 과다 석출되어 있고, 클러스터(Clsuter)를 이루고 있음을 알 수 있으며, 이는 고온연성 저하에 악영향을 미쳐 에지 품질이 열위된 확실한 증거이다. 따라서, 본 발명에서 제시한 Nb 함량을 만족하는 것이 바람직하다.
비교예 11은 본 발명에서 제시한 Ti 함량에 미달한 경우이며, 비교예 13은 본 발명에서 제시한 Nb 함량에 미달한 경우이고, 비교예 15는 B 함량이 식3의 하한에 미달한 경우로서, 목표로 하는 인장강도를 얻지 못하였다.
비교예 16은 본 발명에서 제시한 Si 성분을 만족하지 못하여 PO재 표면품질이 열위하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
(부호의 설명)
a: 슬라브 b: 코일
100: 연속주조기 200: 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)
400: 조압연기
500: FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.08%, Mn: 1.6~2.6%, Si: 0.1~0.6%, P: 0.005~0.03%, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.4~2.0%, Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로 페라이트와 베이나이틱 페라이트의 합이 30~70%, 베이나이트 25~65% 및 마르텐사이트 5% 이하를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Ti, Nb 및 B는 하기 식1 내지 식3을 만족하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
    식1: 3.4N ≤ Ti ≤ 3.4N+0.05
    식2: 6.6N-0.02 ≤ Nb ≤ 6.6N
    식3: 0.8N-0.0035 ≤ B ≤ 0.8N
    (상기 식1 내지 식3에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하기 식4로 정의되는 Ceq가 0.14~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
    식4: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 식4에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  5. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트와 베이나이틱 페라이트는 평균 단축 길이가 1~5㎛인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 (Ti, Nb)(C, N) 석출물을 5~100개/㎛2 포함하며, 상기 (Ti, Nb)(C, N) 석출물은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 50nm 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 2.8mm 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도의 재질편차가 20MPa 이하이고, 광택도가 10% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도가 800MPa 이상이며, 연신율이 15% 이상이고, 굽힘 가공성 R/t비가 0.25에서 크랙이 발생하지 않으며, 구멍확장율이 50% 이상인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판.
  10. 중량%로, C: 0.03~0.08%, Mn: 1.6~2.6%, Si: 0.1~0.6%, P: 0.005~0.03%, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.4~2.0%, Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
    상기 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
    상기 바 플레이트에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 (Ar3-20℃)~(Ar3+60℃)의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 2~8초 동안 공냉한 후, 80~250℃/sec로 냉각하여 (Bs-200℃)~(Bs+50℃)의 온도범위에서 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 조압연은 조압연 입측 박 슬라브의 표면 온도가 900~1200℃이고, 조압연 츨측 바 플레이트 에지부 온도는 800~1100℃가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 2.8mm 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 공냉은 오스테나이트의 분율이 60~90%이고, 페라이트 분율이 10~40%가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  16. 제10항에 있어서,
    상기 Ti, Nb 및 B는 하기 식1 내지 식3을 만족하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
    식1: 3.4N ≤ Ti ≤ 3.4N+0.05
    식2: 6.6N-0.02 ≤ Nb ≤ 6.6N
    식3: 0.8N-0.0035 ≤ B ≤ 0.8N
    (상기 식1 내지 식3에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  17. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  18. 제10항에 있어서,
    상기 용강은 하기 식4로 정의되는 Ceq가 0.14~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
    식4: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
    (상기 식4에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
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