WO2019132408A1 - 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2019132408A1
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조용석
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent isotropy and a method of manufacturing the same.
  • carbon steel is classified into high carbon steel, medium carbon steel, low carbon steel and ultra low carbon steel, depending on the carbon (C) content in the steel.
  • low carbon steel generally means carbon steel having a carbon content of 0.3% by weight or less.
  • the sheet thickness is 3 to 20 mm and the composition of the constituents is in weight%, C: not more than 0.3% (excluding 0%), Si: not more than 0.5% (excluding 0% : Not more than 0.05% (excluding 0%), S: not more than 0.05% (excluding 0%), Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.008 to 0.025%, balance iron and unavoidable impurities, ,
  • the content of C and N satisfies the relationship of 10C + N3.0, the area ratio of the structure to the whole structure is less than 20%, the remainder is ferrite, and the average crystal grain diameter of the ferrite is in the range of 3 to 35 mu m
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent cold workability and surface hardness after machining.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2013-056658
  • One aspect of the present invention is to provide a super thin rolled hot-rolled steel sheet excellent in isotropy and a method of manufacturing the same, by precisely controlling the rolling process conditions affecting recrystallization in the component and continuous continuous rolling process in the performance-rolling direct process.
  • An embodiment of the present invention is a ferritic stainless steel comprising, by weight%, 0.020 to 0.080% of C, 0.05 to 0.50% of Mn, 0.05% or less of Al, 0.001 to 0.005% of Ca, the balance Fe and other unavoidable impurities, , Mn, Al and Ca satisfy the following relational expressions 1 to 4, and the microstructure includes ferrite of 80% or more and pearlite of 20% or less in an area fraction, and ferrite grain size deviation (? G)
  • a hot-rolled steel sheet having excellent isotropy satisfying the following relationship (5) is provided.
  • Another embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 0.020 to 0.080% of C, 0.05 to 0.50% of Mn, 0.05% or less of Al, 0.001 to 0.005% of Ca, the balance Fe and other unavoidable impurities, , Mn, Al and Ca are obtained by continuously casting molten steel satisfying the following relational expressions 1 to 4 to obtain a thin slab; Subjecting the thin slab to rough rolling to obtain a bar; The rolling of the bar is finishing and rolling. At the finish rolling, the rolling is performed at a reduction ratio of 50% or more at a temperature of Ar 3 + 100 ° C or higher in the first rolling mill.
  • the rolling is performed in a temperature range of Ar A50 -F50 to Ar 3 + Rolling the steel sheet at a reduction ratio to obtain a hot-rolled steel sheet; Cooling the hot-rolled steel sheet at 20 to 100 ° C / s after air-cooling for 2.5 seconds or more; And a step of winding the cooled hot-rolled steel sheet at 500 to Ar P -50 ° C, wherein each of the above steps is performed continuously.
  • the hot-rolled steel sheet produced by the present invention can produce a hot-rolled steel sheet with a hot-rolled steel sheet only by a hot-rolling process, it is essential to manufacture a low-carbon steel sheet ( ⁇ 1.0 mm) In comparison with hot-rolled wheat, it is far superior in terms of price competition.
  • the top portion is inserted in the rolling mill for each coil by continuous continuous rolling, the thickness deviation and the scale quality are good in the top and tail portions because the tail portion does not exit the rolling mill, The structure is uniform (isotropic), and the workability such as cup deep drawing is excellent.
  • it is possible to use steel in which scrap of scrap iron or the like is dissolved in an electric furnace through a thin slab-making method, thereby enhancing the recyclability of resources.
  • FIG. 1 is a schematic view of a facility for a performance-to-rolling direct connection process applicable to the production of the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • FIG. 2 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the production of the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • FIG 3 is a graph showing tensile strength in the transverse direction, yield strength and elongation distribution of Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a graph showing tensile strength in the transverse direction, yield strength and elongation distribution of the conventional example according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a microstructure photograph of Example 2 observed with an optical microscope according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a microstructure photograph of Example 2 of the present invention observed by SEM.
  • FIG. 7 is a photograph of a microstructure observed by an optical microscope according to a conventional example according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 8 is a graph showing the length distribution of ferrite grain lengths in Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 9 is a graph showing the length distribution of the long axis of the ferrite grains in the conventional example according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 10 is a graph showing the distribution of ferrite grain long axis to minor axis length ratio in Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 11 is a graph showing the distribution of the ratio of the long axis to the short axis length of the ferrite grain in the conventional example according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 12 is a graph showing a change in high temperature tensile strength according to the temperature of Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • Example 13 is a SEM micrograph of an inclusion of Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • Comparative Example 4 is a SEM micrograph of an inclusion of Comparative Example 4 according to an embodiment of the present invention.
  • Carbon (C) is an essential element added to ensure strength of steel.
  • the C content is less than 0.020% by weight, it may be difficult to obtain the desired strength in the present invention.
  • the C content is more than 0.080 wt%, apodization reaction (L + Delta Ferrite ⁇ Austentite) occurs during solidification of molten steel, and solidification cells of uneven thickness are formed, resulting in molten steel outflow, which can lead to operating accidents. Therefore, the C content is preferably 0.020 to 0.080% by weight, more preferably 0.025 to 0.075% by weight, even more preferably 0.030 to 0.070% by weight.
  • Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element and is effective for strengthening the solid solution. If the Mn content is less than 0.05% by weight, it may be difficult to obtain the desired strength in the present invention. On the other hand, when the Mn content is more than 0.50 wt%, the weldability is lowered, MnS inclusions and center segregation are generated, and the ductility of the steel sheet is lowered and the corrosion resistance may be lowered. Accordingly, the Mn content is preferably 0.05 to 0.50 wt%, more preferably 0.10 to 0.45 wt%, and even more preferably 0.15 to 0.40 wt%.
  • Aluminum (Al) can be added for deoxidation during steelmaking.
  • aluminum (Al) reacts with nitrogen (N) to precipitate AlN, which causes slab cracking under casting cooling conditions in which these precipitates are precipitated at the time of producing thin slabs, thereby deteriorating the quality of the slab or hot- , It may react with O in molten steel to form an oxide having a high melting point, resulting in clogging of the nozzle. Therefore, the content thereof should be controlled as low as possible, preferably controlled to 0.05 wt% or less, more preferably 0.045 wt% or less, and even more preferably 0.035 wt% or less.
  • Calcium (Ca) is an element that reacts with Al and O in molten steel to form a spherical inclusion (12CaO ⁇ 17Al 2 O 3 ) having a low melting point, thereby preventing nozzle clogging and facilitating inclusion separation.
  • the Ca content is less than 0.001% by weight, it is difficult to secure the effect.
  • the Ca content exceeds 0.005% by weight, high melting point inclusions are formed, clogging of the nozzle is promoted, casting may be interrupted, and large inclusions (> 50 ⁇ ) may be formed and the workability may be degraded. Therefore, the content of Ca is preferably controlled to 0.001 to 0.005% by weight, more preferably 0.0015 to 0.0045% by weight, still more preferably 0.002 to 0.004% by weight.
  • the ratio [Al / Ca] in the above relational expression 1 is less than 5, the case where the Al content is low or the Ca content is high, the high melting point inclusions (for example, CaO, 3CaOAl 2 O 3 ) The risk is high.
  • the [Al / Ca] ratio is more than 40, when the Al content is high and the Ca content is low, high melting point inclusions (for example, CaOAl 2 O 3 , CaO 2 Al 2 O 3 , CaO 6 Al 2 O 3 and Al 2 O 3 ) are formed on the surface of the substrate, and the inclusion does not become spherical and floating separation is disadvantageous, so that casting may be interrupted due to nozzle clogging.
  • the value of 1000 [C + 0.04 Mn] / [Al / Ca] is preferably 1 to 12, more preferably 1.5 to 11.5, even more preferably 2.0 to 11.0.
  • [C + 0.4Mn] is less than 0.05 in the above-mentioned relational expression 4, it is difficult to secure the aimed strength, and if it exceeds 0.3, it may be difficult to secure the aimed elongation. Therefore, in the relation 4, [C + 0.4Mn] is preferably 0.05 to 0.3, more preferably 0.08 to 0.28, and even more preferably 0.10 to 0.26.
  • 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.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may contain Si, P, S and N as impurity elements.
  • Silicon (Si) can degrade the surface quality by generating an infrared scale at the time of hot rolling. Therefore, the Si content is preferably 0.3 wt% or less. Therefore, the Si content is preferably 0.3 wt% or less, more preferably 0.2 wt% or less, and even more preferably 0.15 wt% or less.
  • Phosphorus (P) may segregate at grain boundaries and / or intergranular boundaries and cause brittleness. Accordingly, the content of P is preferably 0.050% by weight or less, more preferably 0.040% by weight or less, still more preferably 0.030% by weight or less.
  • S Sulfur
  • the content should be controlled as low as possible, and it is preferably controlled to 0.01 wt% or less, more preferably 0.05 wt% or less, still more preferably 0.005 wt% or less.
  • Nitrogen (N) is present as a solid element in the steel to lower the elongation and lower the workability and moldability of the steel sheet. Therefore, the smaller the nitrogen content, the better the moldability.
  • the content of nitrogen is more than 0.010 wt%, as described above, the amount of solute nitrogen is increased to lower the impact characteristics and elongation of the steel and to inhibit the toughness of the welded portion. Therefore, the N content is preferably 0.010 wt% or less, more preferably 0.009 wt% or less, and even more preferably 0.007 wt% or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may further contain at least one element selected from the group consisting of Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga,
  • the total amount may be in the range of 0.3 wt% or less.
  • the tramp element is an impurity element derived from alloy iron or scrap, ladle, or tundish refractory used as a raw material in the steelmaking process. When the total amount exceeds 0.3%, the surface crack of the thin slab and the hot crack The surface quality of the steel sheet can be lowered.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a microstructure in an area fraction of not less than 80% of ferrite and not more than 20% of pearlite.
  • the ferrite area fraction is less than 80%, the pearlite fraction becomes relatively high and it is difficult to secure the aimed elongation percentage.
  • the pearlite area fraction is more than 20%, the strength becomes high and it may be difficult to secure the elongation percentage .
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a ferrite grain size deviation (? G) in the rolling direction satisfying the following relational expression (5).
  • the small ferrite grain size size variation along the rolling direction means that it has an isotropic structure.
  • the deviation of the grain size (FGS) can be defined by the following equation (5).
  • a deviation of ⁇ G is a ferrite crystal grain average size (Ferrite Grain Size, FGS)
  • G TD is FGS
  • G RD in the direction perpendicular to the rolling direction is the horizontal direction in the rolling direction
  • G 45 ° D is Indicates FGS in the direction of 45 ° in the rolling direction.
  • the ferrite grain size average size (FGS) deviation is not more than 2.5 ⁇ ⁇ in Relation 5, more preferably not more than 2.0 ⁇ ⁇ , and more preferably not more than 1.5 ⁇ ⁇ .
  • the mean size of the ferrite crystal grains is preferably 2 to 10 mu m.
  • the size of the ferrite crystal grains exceeds 10 mu m, it may be difficult to ensure the desired strength and workability. The finer the ferrite grains are, the better the strength and workability are secured.
  • the average size of the ferrite crystal grains is preferably 2 to 10 mu m, more preferably 3 to 9 mu m, and even more preferably 4 to 8 mu m.
  • the ferrite crystal grains preferably have a major axis / minor axis average ratio of 1.0 to 3.0. If the average ratio of the major axis to the minor axis of the ferrite grains exceeds 3.0, it is difficult to secure the desired strength and workability, and the isotropic structure can not be obtained, thereby degrading the deep drawing workability. It is more preferable that the average length ratio of the long axis / short axis of the ferrite crystal grains is 1.0 to 2.5. Therefore, the average long axis / short axis ratio of the ferrite grains is preferably 1.0 to 3.0, more preferably 1.2 to 2.8, and even more preferably 1.4 to 2.6.
  • the occupancy of the crystal grains having a major axis / minor axis average ratio of 1.0 to 2.0 is 50% or more.
  • the occupancy of the crystal grains having a major axis / minor axis average ratio of 1.0 to 2.0 is preferably 50% or more, more preferably 55% or more, and still more preferably 60% or more.
  • the Al-Ca inclusions included in the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably have an average size of 10 ⁇ or less. If the average size of the Al-Ca inclusions exceeds 10 mu m, there is a high possibility that cracks occur during processing. Therefore, the average size of the Al-Ca inclusions is preferably 10 ⁇ or less, more preferably 8 ⁇ or less, and even more preferably 6 ⁇ or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may have a thickness of 1.4 mm or less, more preferably 1.0 mm or less, and even more preferably 0.9 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet provided by the present invention has a tensile strength of 350 MPa or more and an elongation of 30% or more.
  • the ratio of the maximum height to the minimum height of the earing occurring at the edge of the product after the cup deep drawing molding may be 3.5% or less.
  • FIG. 1 is a schematic view of a facility for a performance-to-rolling direct connection process applicable to the production of the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet having excellent isotropy according to one embodiment of the present invention can be produced by applying a performance-rolling direct connection facility as shown in Fig.
  • the performance-to-rolling direct connection facility consists largely of a continuous casting machine 100, a roughing mill 400, and a finishing mill 600.
  • the continuous casting machine includes a high-speed continuous casting machine (100) for producing a thin slab (a) having a first thickness, a bar (b) having a second thickness thinner than the first thickness, A finishing mill 600 for rolling the bars of the second thickness into a strip c of a third thickness and a winder 900 for winding the strips.
  • a roughing scale breaker 300 and a finishing mill scale breaker 500 are placed in front of the roughing mill 400 and before the finishing mill 600, FSB '), and it is possible to produce pickled & oiled (PO) steel sheet having excellent surface quality when picking hot-rolled steel sheet in the post-process because of easy removal of surface scale.
  • FIG. 2 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the production of the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the apparatus for direct rolling-to-rolling connection disclosed in FIG. 2 is substantially the same as the apparatus disclosed in FIG. 1, but includes a heater 200 'for further heating the slab in front of the roughing mill 400 and the roughing scale breaker 300 , It is easy to secure the slab edge temperature, and the occurrence of edge defects is lowered, which is advantageous for securing the surface quality.
  • a space of at least one slab length is secured before the roughing mill, and batch rolling is possible.
  • the ultra-thin hot-rolled steel sheet excellent in isotropy of the present invention can be produced in all of the performance-rolling direct connection facilities disclosed in Figs. 1 and 2.
  • molten steel having the above-described alloy composition is continuously cast to obtain a thin slab.
  • the continuous casting is preferably performed at a casting speed of 4.5 to 8.5 mpm (m / min).
  • the reason why the casting speed is set to 4.5 mpm or more is that high-speed casting and rolling processes are connected to each other and a casting speed higher than a certain level is required to secure the target rolling temperature.
  • the casting speed is slow, there is a risk of segregation from the cast steel. If such a 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.
  • the casting speed is preferably in the range of 4.5 to 8.5 mpm, more preferably 5.0 to 8.0 mpm, mpm is more preferable.
  • the thickness of the thin slab is preferably 80 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 80 mm, the temperature of the cast steel is rapidly decreased and uniform structure is hardly formed.
  • it is possible to additionally provide a heating apparatus, but this is a factor for improving the production cost, so it is preferable to exclude it. Therefore, it is preferable to control the thickness of the thin slab to 80 to 120 mm. Therefore, the thickness of the thin slab is preferably controlled to 80 to 120 mm, more preferably 85 to 115 mm, and even more preferably 90 to 110 mm.
  • cooling water may be sprayed to the thin slab to remove the scale.
  • the surface scale of thin slabs can be removed to a thickness of 200 ⁇ m or less by injecting 50 or less of cooling water at a pressure of 50 to 350 bar in a roughing mill scale breaker (hereinafter referred to as 'RSB') nozzle have.
  • 'RSB' roughing mill scale breaker
  • the cooling water injection pressure in the RSB is preferably 50 to 350 bar, more preferably 100 to 300 bar, and even more preferably 150 to 250 bar.
  • the thin slab is rough-rolled to obtain bars.
  • the continuously cast thin slab can be rough-rolled in a roughing mill composed of 2 to 5 stands.
  • the control of the cumulative rolling reduction during the rough rolling serves to help obtain the desired isotropic structure and superfine superalloys in the present invention. That is, the higher the reduction ratio in the rough rolling, the more uniform the microstructures such as C and Mn and the smaller the temperature gradient in the width and the thickness direction of the strip, which is very effective for obtaining an isotropic structure and a uniform material.
  • the cumulative rolling reduction is less than 70%, the above-mentioned effect can not be sufficiently exhibited, and the rolling reduction rate during the finish rolling increases, so that the rolling deformation resistance is greatly increased and plate rupture may occur.
  • the ratio exceeds 90% the rolled deformation resistance may greatly increase and the rough rolling may be unstable. Therefore, the cumulative rolling reduction is preferably 70 to 90%, and more preferably 75 to 85%.
  • the surface temperature of the thin slab drawn in the rough rolling is preferably 900 to 1200 ° C.
  • the surface temperature of the thin slab at the inlet side of the rough rolling mill is preferably in the range of 900 to 1200 ° C. If the surface temperature of the thin slab is less than 900 ° C, there is a possibility that cracks may occur in the edge of the bar during the rough rolling load increase and rough rolling, which may lead to defects at the edge of the hot-rolled steel sheet. 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. Accordingly, the surface temperature of the thin slab is preferably in the range of 900 to 1200 ° C, more preferably in the range of 920 to 1180 ° C, and still more preferably in the range of 940 to 1160 ° C.
  • the edge temperature of the bar is preferably 800 to 1100 ° C.
  • the edge temperature of the bar is less than 800 ° C, a large amount of AlN precipitates or the like is generated, and the susceptibility to edge cracking becomes very high due to deterioration of high temperature ductility.
  • the edge portion temperature is higher than 1100 ° C, the center temperature of the bar becomes too high, so that a large number of arithmetic scale occurs and the surface quality after the pickling becomes poor. Therefore, the edge temperature of the bar is preferably 800 to 1100 ° C, more preferably 850 to 1050 ° C, and even more preferably 900 to 1000 ° C.
  • the step of obtaining the bar may further include the step of removing the scale by injecting the cooling water into the bar.
  • cooling water of 50 ° C or less is sprayed at a pressure of 50 to 350 bar in a Finishing Mill Scale Breaker (FSB) nozzle to adjust the surface scale to a thickness of 15 ⁇ m or less Can be removed.
  • FFB Finishing Mill Scale Breaker
  • the cooling water injection pressure is less than 50 bar, scale removal is insufficient, so that a large amount of spindle-shaped scale scale is generated on the surface of the steel sheet after finish rolling, and the surface quality after pickling becomes poor.
  • the cooling water injection pressure in the FSB is preferably 50 to 350 bar, more preferably 60 to 230 bar, and even more preferably 70 to 210 bar.
  • the finishing rolling can be carried out in a finishing mill made up of 3 to 7 stands in a roughing mill. Since the rolling temperature and the reduction rate between the stands in the finishing mill greatly affect rolling load fluctuation, throughput and recrystallization depending on the phase transformation, precise control is required.
  • the rolling of the bar is finishing and rolling.
  • the rolling is performed at a reduction ratio of 50% or more at a temperature of Ar 3 + 100 ° C or more in the first rolling mill.
  • 20% or more of Ar A50-F50 to Ar 3 + Rolled at a reduction ratio to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the Ar A50- F50 means a temperature at which austenite and ferrite fraction are 50:50.
  • the finishing rolling can be carried out in a finishing mill made up of 3 to 6 stands. Since the rolling temperature between the stands in the finishing mill greatly affects the rolling load fluctuation and the throughput according to the phase transformation, precise control is required.
  • the rolling temperature in the first rolling mill in the finish rolling is less than Ar 3 + 100 ° C or the reduction ratio is less than 50%, the temperature and plastic deformation energy required for the formation of new crystal grains in the rolling direction are small, It may not be enough to obtain an isotropic structure.
  • the austenite fraction is insufficient and fine ferrite precipitation may be difficult to occur between the austenite grains, and sufficient recrystallization may not be obtained to obtain an isotropic structure It can be difficult.
  • the crystal grains are excessively grown after recrystallization, and it may be difficult to secure the desired strength. If the reduction rate is less than 20% during rolling in the last rolling mill, the plastic deformation energy required for the formation of new grain is small, and dynamic recrystallization may not occur sufficiently, and it may be difficult to obtain an isotropic structure.
  • the passing speed in the last rolling mill is 300 to 800 mpm (m / min).
  • the passing speed of the final rolling in the finish rolling mill can be directly connected to the casting speed and the thickness of the final hot rolled product.
  • the thickness of the hot rolled steel sheet can be 1.4 mm or less, more preferably 1.0 mm or less. If the final rolling speed is more than 800 mpm, it is possible to cause an operation accident such as plate breakage, and because a uniform temperature is not secured due to difficulty in isothermal uniform rolling, a material deviation may occur, and a time required for recrystallization may be short It may be difficult to obtain an isotropic structure. On the other hand, in the case of less than 300mpm, the final rolling speed is too slow, which may cause problems in mass balance and heat balance, and it may be difficult to carry out continuous continuous rolling.
  • the hot-rolled steel sheet is air-cooled and then cooled to 20 to 100 ° C / s.
  • the cooling rate is less than 20 ⁇ / sec, the ferrite grains are coarse, and it is difficult to obtain a desired strength because of difficulty in obtaining a pearlite structure.
  • it exceeds 100 ° C / second the pearlite transformation may be promoted and it may be difficult to secure the desired elongation, and the occurrence of ear after cup deep drawing molding may be increased.
  • the hot-rolled steel sheet at 20 to 100 ° C / s after air-cooling, more preferably to cool at 22 to 90 ° C / s, more preferably to cool at 24 to 80 ° C / Do.
  • the air cooling time is preferably 2.5 seconds or more, more preferably 3.0 seconds or more, and still more preferably 3.5 seconds or more.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is rolled at 500 to Ar P -50 ⁇ .
  • the coiling temperature exceeds Ar P -50 ⁇ , the ferrite grains are coarsened and it is difficult to obtain a desired strength because of difficulty in obtaining a pearlite structure.
  • the temperature is less than 500 ° C, pearlite transformation may be promoted and it may be difficult to secure a desired elongation, and ear formation after cup deep drawing molding may be increased. Therefore, the cooled hot-rolled steel sheet is preferably rolled at 500 to Ar P -50 ⁇ , more preferably at 550 to Ar P -60 ⁇ .
  • 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.
  • the hot-rolled steel sheet manufacturing method of the present invention uses continuous continuous rolling mode in the performance-rolling direct-rolling process, and each of the above-described processes is performed continuously.
  • the molten steel having the alloy composition shown in the following Table 1 was prepared, and the molten steel was continuously cast at a casting speed of 6.8 mpm by applying a performance-rolling direct process to obtain a thin slab having a thickness of 90 mm, Hot rolled steel (HR) having a thickness of 0.8 mm.
  • the temperature (Ar A50- F50 ) and the pearl transformation start temperature (Ar P ) at which the ferrite transformation start temperature (Ar 3 ), austenite (A) and ferrite (F) was calculated using JmatPro-v9.1, a commercial thermodynamic software.
  • the area fraction of ferrite (F) and pearlite (P) was measured by using an optical microscope to measure the area of the specimen in the vertical direction (TD), horizontal (RD), 45 ° As a mean value of the area fraction obtained by 10-field measurement at a magnification of 500 times.
  • the grain size of ferrite was measured by using an optical microscope at 10 times with 500 times magnification at 1/4 thickness of the specimen in the vertical (TD), horizontal (RD) and 45 ° (45 ° D) was used as an average value of the grain size measured.
  • the degree of uniformity (isotropic) of the grain size for the inventive and comparative examples was evaluated by measuring the deviation of the average size of the ferrite grain grains along the rolling direction as shown in the relational expression (5).
  • a deviation of ⁇ G is a ferrite crystal grain average size (Ferrite Grain Size, FGS)
  • G TD is FGS
  • G RD in the direction perpendicular to the rolling direction is the horizontal direction in the rolling direction
  • G 45 ° D is Indicates FGS in the direction of 45 ° in the rolling direction.
  • the tensile strength was measured by taking the JIS No. 5 specimen in the horizontal direction of the strip.
  • the target microstructure characteristics As can be seen from Tables 1 to 5, in the cases of Inventive Examples 1 to 5, which satisfy both the alloy composition and the component relational expressions 1 to 4 and the manufacturing conditions proposed by the present invention, the target microstructure characteristics It is understood that excellent mechanical properties to be obtained according to the present invention, that is, a tensile strength of 350 MPa or more and an elongation of 30% or more are secured. In Examples 1 to 5, the ratio of the maximum height to the minimum height of the earing compared to the conventional example produced by the conventional hot-rolling mill is considerably low, indicating that the isotropy is remarkably excellent.
  • Comparative Examples 1 to 5 did not satisfy the alloy composition and one or more of the component relational expressions 1 to 5 proposed by the present invention, so that casting was stopped due to leakage of molten steel or nozzle clogging, , The tensile strength, the elongation, and the earing property as shown in Fig.
  • the conventional example is produced in a conventional hot-rolling mill, and the ratio of the maximum height to the minimum height of the ear is considerably high, indicating that the isotropy is low.
  • FIG 3 and 4 are graphs showing tensile strength in the transverse direction, yield strength, and elongation distribution of Inventive Example 2 and the conventional example, respectively.
  • the cold rolled steel sheet has uniform tensile properties at the same level as that of the cold rolled steel sheet produced by cold rolling and annealing.
  • FIGS. 5 and 6 are photographs of microstructures obtained by observing Inventive Example 2 with an optical microscope and SEM
  • FIG. 7 are photographs of microstructures observed with an optical microscope of a conventional example.
  • the microstructure of Inventive Example 2 is composed of ferrite (F, white) and pearlite (P, black), and since the ferrite structure fraction is high, Ferrite. It can be seen that Inventive Example 2 has a smaller ferrite grain size than the conventional example and has smaller isotropy due to a small grain size deviation as shown in Tables 4 and 5.
  • FIGS. 8 and 9 are graphs showing the ferrite grain size distribution in Inventive Example 2 and the conventional example, respectively.
  • ferrite having a size of 0.5 to 27.5 ⁇ m exists, and in particular, ferrite grains having a size of 1 to 10 ⁇ m are mainly distributed.
  • FIG. 9 in the case of the conventional example, ferrite of 1 to 42.5 ⁇ m is present, and ferrite grain size of the ferrite crystal is larger than that of Inventive Example 2.
  • FIGS. 10 and 11 are graphs showing the distribution of the ratio of the long axis to the short axis length of the ferrite grains in Inventive Example 2 and the conventional example, respectively.
  • the length ratio of the major axis to the minor axis was taken at a magnification of 500 times at a 1/4 point of the thickness of the specimen in the directions of the vertical direction (TD), the horizontal direction (RD) and the 45 ° (45 ° D)
  • the long axis and the short axis length of the ferrite grain size are measured by software and converted into a ratio. As can be seen from FIGS.
  • FIG. 12 is a graph showing the change in tensile strength at high temperature according to the temperature of Inventive Example 2. As can be seen from FIG. 12, it can be seen that the strength changes significantly depending on the temperature change and the pearlite, ferrite and austenite transformation. Therefore, in order to produce a hot-rolled steel sheet having excellent heat resistance and excellent isotropy, it is important to set the temperature of the ingot and the temperature of the final rolling mill during finish rolling.
  • FIG. 13 and 14 are SEM micrographs of inclusions of Inventive Example 2 and Comparative Example 4, respectively.
  • the inclusions were analyzed by ESSA (Extraction & Separation of nonmetallic inclusion in steel by electrolysis of AA solution under ultrasonic wave), which was performed by placing the electrolyte (AA solution) in a shell composed of an anode and a cathode, The precipitates remaining after the electrolysis were recovered and filtered, and the shapes and components of the inclusions were analyzed by SEM / EDX.
  • ESSA Extraction & Separation of nonmetallic inclusion in steel by electrolysis of AA solution under ultrasonic wave
  • the mean size of the inclusions was 5.8 mu m.
  • the content of Ca in the present invention and the Al / Ca ratio of the component relation 1 do not satisfy the relation 3 and the inclusions of Al 2 O 3 exist alone, It can be seen that the shape of the inclusions is not spherical, which causes nozzle clogging and casting interruption.
  • the molten steel having the alloy composition of Invention Steel 1 of Table 1 was prepared, and then the cast steel was continuously cast at a casting speed of 6.8 mpm by applying a performance-rolling direct process to obtain a 90 mm thick thin slab, Rolled, and the bars were prepared in a hot rolled steel sheet (HR) having a thickness of 0.8 mm under the manufacturing conditions shown in Table 6 below.
  • HR hot rolled steel sheet
  • the occurrence of nozzle clogging / plate fracture, the microstructure area fraction, the ferrite grain size deviation (? G) according to the rolling direction, the average size of ferrite grains Are shown in Tables 7 and 8 below.
  • the physical properties were measured under the same conditions as in Example 1.

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.020~0.080%, Mn: 0.05~0.50%, Al: 0.05% 이하, Ca: 0.001~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Al 및 Ca는 하기 관계식 1 내지 4를 만족하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 80% 이상, 펄라이트: 20% 이하를 포함하고, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 5를 만족하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40 [관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85 [관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12 [관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3 [관계식 5] △G = [(GTD + GRD) / 2] - G45°D ≤ 2.5㎛ (상기 관계식 1 내지 4에서 C, Mn, Al 및 Ca의 함량은 중량%이고, 상기 관계식 5에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)

Description

등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 탄소강은 강 내 탄소(Carbon, C) 함량에 따라서, 고탄소강, 중탄소강, 저탄소강 및 극저탄소강으로 구분된다. 이 중 저탄소강은 통상 탄소 함량이 0.3 중량% 이하인 탄소강을 의미한다. 이러한 저탄소강은 열연 공정이나 냉연 공정등에서 제조될 수 있으며, 자동차 및 가전제품 등 다양한 산업 분야에 사용되기 때문에 탄소강 중 생산량이 가장 많다.
최근에 부품 제조 고객사들은 소비자의 다양한 요구조건에 따라 철강사에게 다양한 제품군을 요구하고, 특히 전세계적으로 자동차의 CO2 배출규제 및 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있어, 두께가 더욱 얇고, 타 경쟁사 제품 대비 가격 경쟁면에서 우수한 저 원가형 새로운 강종 개발에 대한 요구가 증대되고 있다.
한편, 특허문헌 1에서는 판 두께가 3~20mm이며 성분 조성이 중량%로, C: 0.3% 이하(0% 제외), Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 0.2~1%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.05% 이하(0% 제외), Al: 0.01~0.1%, N: 0.008~0.025%, 잔부 철 및 불가피한 불순물로 구성되며, 고용 N: 0.007% 이상이고 C와 N의 함유량이 10C+N3.0의 관계를 만족하며, 조직이 전체 조직에 대한 면적율로 펄라이트: 20% 미만, 잔부: 페라이트이며 상기 페라이트의 평균 결정립 지름이 3~35㎛의 범위인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성과 가공 후의 표면 경도가 우수한 열연 강판의 제조 방법에 관하여 소개하고 있으나, 기존 열연밀 공정으로 2.0mm 이하의 열연강판을 제조함에 있어 한계가 있다.
기존 열연밀 공정에서 저탄소강을 제조할 경우, 연주 공정을 통해 통상 두께 200mm 이상의 슬라브(slab)을 제조한 후, 열간압연 공정인 슬라브 재가열, 조압연 및 마무리 압연을 거쳐 열연강판을 제조하고 있다. 또한 기존 열연밀은 배치(Batch) 공정으로 매 코일 마다 압연기에 Top부가 인입되고, Tail부가 압연기를 빠져나와야 하기 때문에 Top과 Tail부에 두께 편차 및 스케일 품질이 열위하며, 통판성/압연 부하 등의 문제로 두께가 1.4mm 이하인 열연강판을 제조하기가 어렵다. 따라서, 기존 열연밀에서 박물 저탄소강(≤1.0mm)을 제조하기 위해서는 필수적으로 산세/냉간압연, 소둔 공정을 걸쳐야 하기 때문에 가격 경쟁면에서 아주 열위하다.
따라서 상술한 기존 열연밀에서의 문제점들을 극복할 수 있으면서도, 점차 증가하고 있는 고객사의 요구조건을 만족하고, 경량화의 요구에 대응하기 위하여 가격 경쟁면에서 우수한 초극박 열연강판 및 이의 제조방법에 대한 개발이 필요하다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2013-056658호
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 성분 및 연연속압연 공정에서 재결정에 영향을 미치는 압연 공정 조건을 정밀 제어함으로써 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.020~0.080%, Mn: 0.05~0.50%, Al: 0.05% 이하, Ca: 0.001~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Al 및 Ca는 하기 관계식 1 내지 4를 만족하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 80% 이상, 펄라이트: 20% 이하를 포함하고, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 5를 만족하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40
[관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85
[관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12
[관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
[관계식 5] △G = [(GTD + GRD) / 2] - G45°D ≤ 2.5㎛
(상기 관계식 1 내지 4에서 C, Mn, Al 및 Ca의 함량은 중량%이고, 상기 관계식 5에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.020~0.080%, Mn: 0.05~0.50%, Al: 0.05% 이하, Ca: 0.001~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Al 및 Ca는 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 마무리 압연하되, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 Ar3+100℃ 이상에서 50% 이상의 압하율로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 ArA50 -F50~Ar3+30℃의 온도 범위에서 20% 이상의 압하율로 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 2.5초 이상 공냉한 후, 20~100℃/s로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 500~ArP-50℃에서 권취하는 단계를 포함하며, 상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40
[관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85
[관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12
[관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
(상기 관계식 1 내지 4에서 C, Mn, Al 및 Ca의 함량은 중량%임.)
본 발명에 의하면, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 등방성이 우수한 초극박 열연강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 의해 제조된 열연강판은 열연공정만으로 초극박 열연강판을 제조할 수 있기 때문에 박물 저탄소강(≤1.0mm)을 제조하기 위해서 필수적으로 산세/냉간압연, 소둔 공정을 걸쳐야 하는 기존 열연밀에 대비하여 가격 경쟁면에서 월등히 우수하다. 또한 연연속압연으로 매코일 마다 압연기에 Top부가 치입되고, Tail부가 압연기를 빠져 나가지 않기 때문에 Top과 Tail부에 두께 편차 및 스케일 품질이 양호하여 기존 열연밀 대비 재질편차 및 실수율 등이 우수하고, 미세조직이 균일(등방성)하여 컵 딥 드로잉(Cup Deep Drawing)등의 가공성이 우수하다. 뿐만 아니라, 박 슬라브 연주법을 통해 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 높일 수 있다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2의 폭 방향 인장강도, 항복강도 및 연신율 분포를 나타낸 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 종래예의 폭 방향 인장강도, 항복강도 및 연신율 분포를 나타낸 그래프이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2를 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2를 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 종래예를 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2의 페라이트 결정립 장축 길이 분포를 나타낸 그래프이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 종래예의 페라이트 결정립 장축 길이 분포를 나타낸 그래프이다.
도 10은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2의 페라이트 결정립 장축과 단축 길이의 비에 대한 분포를 나타낸 그래프이다.
도 11은 본 발명의 일 실시예에 따른 종래예의 페라이트 결정립 장축과 단축 길이의 비에 대한 분포를 나타낸 그래프이다.
도 12는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2의 온도에 따른 고온인장 강도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 13은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2의 개재물에 대한 SEM 조직 사진이다.
도 14는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 4의 개재물에 대한 SEM 조직 사진이다.
[부호의 설명]
a: 슬라브 b: 바
c: 스트립
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기
이하, 본 발명을 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다.
C: 0.020~0.080중량%
탄소(C)은 강의 강도 확보를 위해 첨가되는 필수적인 원소이다. C 함량이 0.020중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.080중량% 초과인 경우에는 용강 응고시 아포정 반응(L+Delta Ferrite→Austentite)이 일어나 불균일한 두께의 응고 셀이 형성되어 용강 유출이 발생하여 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, C 함량은 0.020~0.080중량%인 것이 바람직하며, 0.025~0.075중량%인 것이 보다 바람직하며, 0.030~0.070중량%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.05~0.50중량%
망간(Mn)는 오스테나이트 안정화 원소로서, 고용 강화에 효과적이다. Mn 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 0.50중량% 초과인 경우에는 용접성이 저하되고, MnS 개재물 및 중심 편석(Center segregation)이 발생하여 강판의 연성이 저하되고, 내부식성이 저하될 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.05~0.50중량%인 것이 바람직하며, 0.10~0.45중량%인 것이 보다 바람직하고, 0.15~0.40중량%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.05중량% 이하
알루미늄(Al)은 제강시의 탈산을 위해 첨가할 수 있다. 한편, 강중에 알루미늄(Al)은 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 박 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있고, 용강 중의 O와 반응하여 고융점의 산화물이 형성되어 노즐막힘이 발생할 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0.045중량% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.035중량% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Ca: 0.001~0.005중량%
칼슘(Ca)은 용강 중의 Al, O와 반응하여 저융점인 구상의 개재물(12CaO·17Al2O3)을 형성하여 노즐막힘 방지와 개재물 분리부상을 용이하게 하는 원소이다. Ca 함량이 0.001중량% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, Ca 함량이 0.005중량% 초과인 경우에는 고융점 개재물이 형성되어 노즐막힘을 조장하여 주조중단이 발생할 수 있고, 대형 개재물(>50㎛)이 형성되어 가공성이 열위할 수 있다. 따라서, Ca의 함량은 0.001~0.005중량%로 제어하는 것이 바람직하며, 0.0015~0.0045중량%인 것이 보다 바람직하고, 0.002~0.004중량%인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 열연강판은 상술한 C, Mn, Al 및 Ca가 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40
상기 관계식 1에서 [Al/Ca] 비가 5 미만인 경우는 Al 함량이 낮거나 Ca 함량이 높은 경우로 용강 중에 Ca 함량이 높은 고융점 개재물(예시 CaO, 3CaOAl2O3)이 형성되어 노즐막힘이 발생할 위험성이 높다. 반면, 상기 [Al/Ca] 비가 40을 초과하는 경우에는 Al 함량이 높고, Ca 함량이 낮은 경우로 용강 중에 Al 함량이 높은 고융점 개재물(예시 CaOAl2O3, CaO2Al2O3, CaO6Al2O3, Al2O3)이 형성되고, 상기 이 개재물은 구형이 되지 않아 부상분리가 불리하여 노즐 막힘에 의한 주조 중단이 발생할 수 있다. 따라서, 등방성이 우수한 초극박 열연재를 안정적으로 고속주조 하기 위해서는 상기 [Al/Ca] 비가 5~40 범위를 만족하도록 정밀 제어하는 것이 바람직하며, 6~35인 것이 보다 바람직하고, 7~30인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85
상기 관계식 2에서 1000[C+0.04Mn]가 20 미만인 경우 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵고, 85를 초과할 경우 아포정 반응(L+Delta Ferrite→Austentite)이 일어나 불균일한 두께의 응고 셀이 형성되어 용강 유출이 발생하여 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 2에서 1000[C+0.04Mn]는 20~85인 것이 바람직하며, 25~80인 것이 보다 바람직하고, 30~75인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12
상기 관계식 3에서 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca]가 1 미만인 경우에는 강도를 확보할 수 없고, 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 만약 12를 초과할 경우 노즐막힘 및 아포정 반응이 일어나 불균일한 두께의 응고 셀이 형성되어 용강 유출이 발생하여 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3에서 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca]는 1~12인 것이 바람직하며, 1.5~11.5인 것이 보다 바람직하고, 2.0~11.0인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
상기 관계식 4에서 [C+0.4Mn]가 0.05 미만인 경우 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵고, 만약 0.3을 초과할 경우 목표로 하는 연신율을 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 관계식 4에서 [C+0.4Mn]은 0.05~0.3인 것이 바람직하며, 0.08~0.28인 것이 보다 바람직하고, 0.10~0.26인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 열연강판은 불순물 원소로서 Si, P, S 및 N을 포함할 수 있다.
Si: 0.3중량% 이하
규소(Si)는 열간 압연 시에 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.3 중량%이하인 것이 바람직하다. 따라서, Si 함량은 0.3 중량%이하인 것이 바람직하며, 0.2 중량%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.15 중량%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.050중량% 이하
인(P)은 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.050중량%이하인 것이 바람직하며, 0.040중량%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.030중량%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.01중량% 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, 0.01중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0.05중량%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005중량%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.010중량%이하
질소(N)는 강내에 고용원소로 존재하여 연신율을 저하시켜 강판의 가공성 및 성형성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 질소의 함량이 적을수록 성형성에는 유리하ㄷ다. 질소의 함량이 0.010중량%를 초과할 경우, 상술한 바와 같이, 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 저하시키고, 용접부 인성을 저해할 수 있다. 따라서 N 함량은 0.010중량%이하인 것이 바람직하며, 0.009중량%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.007중량%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 열연강판은 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.3중량% 이하의 범위로 포함할 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 합금철 또는 스크랩이나, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.3% 초과하는 경우에는 박 슬라브의 표면 크랙 및 열연강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 열연강판은 미세조직이 면적분율로 페라이트: 80% 이상, 펄라이트: 20% 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 면적분율이 80% 미만인 경우에는 상대적으로 펄라이트 분율이 높아져 목표로 하는 연신율 확보에 어려움이 있고, 상기 펄라이트 면적분율이 20% 초과인 경우에는 강도가 높아져 연신율을 확보함에 있어 어려움이 있을 수 있다.
또한, 본 발명의 열연강판은 우수한 등방성을 확보하기 위하여 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 5를 만족하는 것이 바람직하다. 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차가 작다는 것은 등방성 조직을 갖는다는 것을 의미한다. 상기 결정립 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS) 편차는 하기 관계식 5와 같이 정의할 수 있다.
[관계식 5] △G = [(GTD + GRD) / 2] - G45°D ≤ 2.5㎛
(상기 관계식 5에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
상기 관계식 5에서 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS) 편차가 2.5㎛를 초과할 경우 등방성 조직을 얻지 못하여 드로잉 성형후에 제품 가장자리에 요철(凹凸)과 같이 귀(Earing)가 발생하여 재료의 낭비가 심하게 되는 문제와 판두께가 부분적으로 달라지는 문제로 드로잉 가공 불량이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 5에서 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS) 편차가 2.5㎛이하인 것이 바람직하며, 편차가 2.0㎛이하인 것이 보다 바람직하고, 편차가 1.5㎛이하인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 페라이트 결정립의 평균 사이즈는 2~10㎛인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 결정립의 사이즈가 10㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 페라이트 결정립이 미세할수록 강도와 가공성 확보에 유리하지만, 2㎛ 이하로 제어하기 위해서는 Ti, Nb 등의 석출물 형성 원소를 첨가해야 하기 때문에 제조원가가 상승할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트 결정립의 평균 사이즈는 2~10㎛인 것이 바람직하며, 3~9㎛인 것이 보다 바람직하고, 4~8㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 페라이트 결정립은 장축/단축 평균비가 1.0~3.0인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 결정립의 장축/단축비 평균비가 3.0를 초과하는 경우 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어렵고, 등방성 조직을 얻지 못해 딥 드로잉(Deep Drawing) 가공성이 열위할 수 있다. 상기 페라이트 결정립의 장축/단축 평균 길이비는 1.0~2.5인 것이 보다 바람직하다. 따라서, 상기 페라이트 결정립의 장축/단축 평균비는 1.0~3.0인 것이 바람직하며, 1.2~2.8인 것이 보다 바람직하고, 1.4~2.6인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 페라이트 결정립은 장축/단축 평균비가 1.0~2.0인 결정립의 점유율이 50% 이상인 것이 바람직하며, 50% 미만인 경우 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어렵고, 등방성 조직을 얻지 못해 딥 드로잉(Deep Drawing) 가공성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트 결정립은 장축/단축 평균비가 1.0~2.0인 결정립의 점유율이 50% 이상인 것이 바람직하며, 55% 이상인 것이 보다 바람직하고, 60% 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
이 때, 본 발명의 열연강판에 포함되는 Al-Ca계 개재물은 평균 사이즈가 10㎛ 이하인 바람직하다. 만일, 상기 Al-Ca계 개재물의 평균 크기가 10㎛를 초과할 경우 가공시 크랙이 발생할 가능성이 높을 수 있다. 따라서, Al-Ca계 개재물은 평균 사이즈가 10㎛ 이하인 것이 바람직하며, 8㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 6㎛ 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 두께가 1.4mm 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1.0mm 이하일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.9mm 이하 일 수 있다.
본 발명이 제공하는 열연강판은 인장강도가 350MPa 이상이며, 연신율이 30% 이상이다. 또한, 컵(Cup) 딥 드로잉 성형 후 제품의 가장자리에 발생하는 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율이 3.5% 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 열연강판 제조방법에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 등방성이 우수한 초극박 열연강판은 도 1과 같은 연주~압연 직결 설비를 적용하여 생산될 수 있다. 연주~압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연주~압연 직결 설비는 제1두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(Bar)(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께의 바를 제3두께의 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다. 추가로, 상기 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB')와 마무리 압연기(600) 앞에 마무리 압연 스케일 브레이커(500)(Fishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 추가로 포함할 수 있으며, 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판을 산세시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)강판의 생산이 가능하다. 또한, 연주~압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차와 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 생산이 가능하다. 이렇게 압연 및 냉각이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취되어 제품으로 생산될 수 있다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연주~압연 직결 설비는 도 1에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 및 조압연 스케일 브레이커(300) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 되어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
본 발명의 등방성이 우수한 초극박 열연강판은 도 1 및 2에 개시된 연주~압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하다.
이하, 본 발명의 열연강판 제조방법의 일 실시형태에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이때, 상기 연속주조는 4.5~8.5mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4.5mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 다만, 주조속도가 느릴 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 가공성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 8.5mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있으므로, 상기 주조속도는 4.5~8.5mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 5.0~8.0mpm인 것이 보다 바람직하고, 5.5~7.5mpm인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 박 슬라브는 두께는 80~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 80mm 미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하며, 85~115mm인 것이 보다 바람직하고, 90~110mm인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 박 슬라브를 얻는 단계 후에는 상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 50 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 박 슬라브의 표면 스케일을 200㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일 등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위 해질 수 있다. 반면 350bar를 초과할 경우 바 에지 온도가 급격히 하락하여 에지 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 RSB에서의 냉각수 분사 압력은 50~350bar인 것이 바람직하며, 100~300bar인 것이 보다 바람직하고, 150~250bar인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 상기 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2~5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연 할 수 있다. 상기 조압연시 누적 압하율의 제어는 본 발명에서 목표로 하는 등방성 조직 및 초극박 열연재 얻는데 도움을 주는 역할을 한다. 즉 조압연 시 압하율이 높을수록 C, Mn 등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭 및 두께 방향의 온도구배도 작아지므로 등방성 조직 및 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 상기 누적 압하율이 70% 미만인 경우는 상기의 효과가 충분히 발휘되지 못하며, 마무리 압연시 압하율이 증가하여 압연변형 저항이 크게 증가하여 판파단이 발생할 수 있다. 만일 90%를 초과하는 경우는 압연변형 저항이 크게 증가하여 조압연이 불안정할 수 있기 때문에 상기 누적 압하율은 70~90%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 75~85%인 것이 보다 바람직하다.
한편, 상기 조압연시 인입되는 박 슬라브의 표면 온도는 900~1200℃인 것이 바람직하다. 조압연기의 입측에서 박 슬라브의 표면온도는 900~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 표면온도가 900℃ 미만인 경우에는 조압연 하중 증가 및 조압연 과정에서 바 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 표면 품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다. 따라서 상기 박 슬라브의 표면온도는 900~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 920~1180℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 940~1160℃의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 상기 조압연 직후, 상기 바(Bar) 에지부 온도는 800~1100℃인 것이 바람직하다. 상기 바의 에지부 온도가 800℃ 미만인 경우에는 AlN 석출물 등이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높게 되는 문제점이 있다. 반면에 에지부 온도가 1100℃ 초과인 경우에는 바의 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위하게 되는 단점이 있다. 따라서, 상기 바(Bar) 에지부 온도는 800~1100℃인 것이 바람직하며, 850~1050℃인 것이 보다 바람직하며, 900~1000℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 바를 얻는 단계 후에는 상기 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 바를 마무리 압연하기 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 표면 스케일을 15㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 냉각수 분사 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 냉각수 분사 압력이 350bar를 초과하는 경우에는 목표로 하는 마무리압연 온도를 확보하기 어려워 압연 하중이 증가함에 따라 통판성이 저하되어 조업 중단이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 FSB에서의 냉각수 분사 압력은 50~350bar인 것이 바람직하며, 60~230bar인 것이 보다 바람직하고, 70~210bar인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 마무리 압연은 조압연기에서 만들어진 바를 3~7개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다. 상기 마무리 압연기에서의 각 스탠드간 압연 온도 및 압하율은 상변태에 따른 압연부하 변동, 통판성 및 재결정에 영향을 크게 미치기 때문에 정밀한 제어가 필요하다.
상기 바를 마무리 압연하되, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 Ar3+100℃ 이상에서 50% 이상의 압하율로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 ArA50-F50~Ar3+30℃의 온도 범위에서 20% 이상의 압하율로 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 ArA50 -F50는 오스테나이트와 페라이트 분율이 50:50이 되는 온도를 의미한다. 상기 마무리 압연은 조압연기에서 만들어진 바를 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다. 상기 마무리 압연기에서의 각 스탠드간 압연 온도는 상변태에 따른 압연부하 변동 및 통판성에 영향을 크게 미치기 때문에 정밀한 제어가 필요하다.
상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 압연온도가 Ar3+100℃ 미만이거나 압하율이 50% 미만인 경우, 압연 방향으로 연신된 결정립 사이에 새로운 결정립이 생성되기 위해 필요한 온도와 소성변형 에너지가 작아, 재결정이 충분히 일어나지 못해 등방성 조직을 얻기가 어려울 수 있다.
상기 마무리 압연시 마지막 압연기에서 ArA50 -F50 미만의 온도로 압연을 행하는 경우에는 오스테나이트 분율이 충분하지 않아 오스테나이트 결정립 사이에 미세한 페라이트 석출이 어려울 수 있고, 재결정이 충분히 일어나지 못해 등방성 조직을 얻기가 어려울 수 있다. Ar3+30℃를 초과하여 압연하는 경우에는 재결정 이후 결정립 성장이 과도하게 일어나, 목표로 하는 강도를 확보하기가 어려울 수 있다. 또한, 상기 마지막 압연기에서의 압연시 압하율이 20%미만일 경우 새로운 결정립 생성에 필요한 소성변형 에너지가 작아, 동적 재결정이 충분히 일어나지 못하여 등방성 조직을 얻기가 어려울 수 있다.
한편, 상기 마지막 압연기에서의 통판속도는 300~800mpm(m/min)인 것이 바람직하다. 마무리 압연기에서 마지막 압연의 통판속도는 주조속도와 최종 열연 제품의 두께와 직결될 수 있으며, 이때 열연강판의 두께가 1.4mm 이하, 보다 바람직하게는 1.0mm 이하가 되도록 행할 수 있다. 상기 마지막 압연 속도가 800mpm 초과인 경우에는 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생될 수 있고, 재결정이 일어나기 위해 필요한 시간이 부족하여 등방성 조직을 얻기가 어려울 수 있다. 반면에, 300mpm 미만인 경우에는 마지막 압연 속도가 너무 느려 물질 밸런스(Mass balance)와 열 밸런스(Heat balance)에 문제가 생겨 연연속압연을 행하기가 어려울 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 공냉한 후, 20~100℃/s로 냉각한다. 상기 냉각속도가 상기 냉각속도가 20℃/초 미만인 경우에는 페라이트 결정립이 조대화되고, 펄라이트 조직을 얻기가 어려워 원하는 강도를 얻기가 어렵다. 반면, 100℃/초를 초과하는 경우에는 펄라이트 변태가 촉진되어 목표로 하는 연신율을 확보하기 어려울 수 있으며, 컵 딥 드로잉(Cup Deep Drawing) 성형 후 발생하는 귀의 발생이 심해질 수 있다. 따라서, 상기 열연강판을 공냉한 후, 20~100℃/s로 냉각하는 것이 바람직하며, 22~90℃/s로 냉각하는 것이 보다 바람직하고, 24~80℃/s로 냉각하는 것이 보다 더 바람직하다.
상기 공냉시 시간은 2.5초 이상인 것이 바람직한데, 만일, 상기 공냉 시간이 2.5초 미만인 경우에는 마무리 압연중에 생성된 새로운 결정립들이 동적 재결정 및 결정립 성장이 충분히 일어나지 못하여 등방성 조직을 얻기가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 공냉 시간은 2.5초 이상인 것이 바람직하며, 3.0초 이상인 것이 보다 바람직하고, 3.5초 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 500~ArP-50℃에서 권취한다. 상기 권취 온도가 ArP-50℃를 초과할 경우 페라이트 결정립이 조대화되고, 펄라이트 조직을 얻기가 어려워 원하는 강도를 얻기가 어렵다. 반면, 500℃미만일 경우 펄라이트 변태가 촉진되어 목표로 하는 연신율을 확보하기 어려울 수 있으며, 컵 딥 드로잉(Cup Deep Drawing) 성형 후 발생하는 귀의 발생이 심해질 수 있다. 따라서, 상기 냉각된 열연강판을 500~ArP-50℃에서 권취하는 것이 바람직하며, 550~ArP-60℃에서 권취하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 상기 권취하는 단계 후, 권취된 열연강판을 산세처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 본 발명에서는 박 슬라브 및 바 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거할 수 있으므로, 일반적인 산세 처리로도 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled) 강판을 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서 사용할 수 있는 산세 처리는 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.
한편, 본 발명의 열연강판 제조방법은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것으로서, 전술한 각 공정이 연속적으로 행하여지는 것을 특징으로 한다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 상기 용강을 6.8mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 하기 표 2에 기재된 제조조건으로 0.8mm 두께의 열연강판(Hot Rolled, 이하 HR)으로 제조하였다. 단, 단, 종래예1은 기존 열연밀에서 250mm 두께의 슬라브를 주조한 후, 하기 표 2 및 3에 기재된 제조조건으로 기존 배치 공정에서 다단냉각[900℃ 마무리 압연 → 전단냉각(250℃/초) → 1~2초 공냉 → 후단냉각(250℃/초)]을 통하여 3.2mm 두께의 열연강판을 제조하고, 75%의 압하율로 냉간압연한 후 소둔(소둔 온도: 803℃, 중간 냉각 온도: 650℃, 최종 냉각 온도: 430℃)을 걸쳐 0.8mm 두께의 냉연강판(Cold Rolled, 이하 CR)으로 제조하였다. 그리고, 하기 표 2에서의 페라이트 변태 시작 온도(Ar3), 오스테나이트(A)와 페라이트(F) 분율이 50:50이 되는 온도 (ArA50 -F50) 및 펄라이트 변태 시작 온도(ArP)는 상용 열역학 소프트웨어인 JmatPro-v9.1를 이용하여 계산하였다.
전술한 바와 같이 제조된 발명예 및 비교예에 대하여 노즐막힘/판파단 발생여부, 미세조직 면적분율, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G), 페라이트 결정립의 평균 사이즈, 페라이트 결정립 장축/단축 길이 비 및 기계적 물성들을 측정한 뒤, 하기 표4 및 표 5에 나타내었다.
페라이트(Ferrite, 이하 F)와 펄라이트(Pearlite, 이하 P)의 면적 분율은 광학현미경을 이용하여 압연 수직(TD), 수평(RD), 45°(45°D) 방향의 시편 두께 1/4 지점에 500배 배율로 10시야 측정하여 얻은 면적분율의 평균값으로 하였다.
페라이트의 결정립 사이즈는 광학현미경을 이용하여 압연 수직(TD), 수평(RD), 45°(45°D) 방향의 시편 두께 1/4 지점에 500배 배율로 10시야 촬영하고, ImagePro Plus 소프트웨어를 이용하여 측정한 결정립 사이즈의 평균값으로 하였다. 또한, 상기 발명예 및 비교예에 대해 결정립 사이즈의 균일 정도(등방성, isotropic)는 관계식 5와 같이 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 평균 사이즈의 편차를 측정하여 평가하였다.
[관계식 5] △G = [(GTD + GRD) / 2] - G45°D < 2.5㎛
(상기 관계식 5에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
인장강도는 JIS 5호 시편을 스트립에서 압연 수평방향으로 채취하여 측정한 값을 나타내었다.
한편, 드로잉 성형후에 제품 가장자리에 요철(凹凸)과 같이 귀(Earing)가 생겨서 재료의 낭비가 심하게 되는 문제와 판두께가 부분적으로 달라지는 문제로 드로잉 가공 불량 발생, 재료의 방향에 따라 재료의 성질이 다른 이방성(anisotropy) 때문에 발생되는 문제를 정량적으로 평가하기 위해 딥 드로잉 시험을 실시하였다. 이방성 정도는 컵(Cup)의 가장 자리에 발생하는 귀(Earing)의 최대와 최소 높이 차의 비율로 평가하였다.
구분 합금조성(중량%) 관계식1 관계식2 관계식3 관계식4
C Mn Al Ca
발명강1 0.040 0.20 0.031 0.0025 12.4 48 3.9 0.12
발명강2 0.045 0.41 0.028 0.0021 13.3 61.4 4.6 0.209
발명강3 0.068 0.19 0.025 0.0026 9.6 75.6 7.9 0.144
발명강4 0.071 0.22 0.031 0.0025 12.4 79.8 6.4 0.159
비교강1 0.095 0.45 0.021 0.0031 6.8 113 16.7 0.275
비교강2 0.056 0.75 0.025 0.0035 7.1 82 11.5 0.316
비교강3 0.051 0.19 0.056 0.0008 70 58.6 0.8 0.127
발명강5 0.042 0.21 0.032 0.0015 21.3 50.4 2.4 0.126
비교강4 0.045 0.22 0.015 0.0058 2.6 53.8 20.8 0.133
비교강5 0.009 0.03 0.025 0.0031 8.1 9.8 1.2 0.017
종래강 0.041 0.21 0.025 0.0005 50 49.4 1.0 0.125
[관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40[관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85[관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12[관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
구분 강종No. 바두께(mm) 열연강판 두께(mm) 마무리 압연
첫번째 압연기 마지막 압연기
Ar3(℃) 압연온도(℃) 압하율(%) ArA50-F50(℃) 압연온도(℃) 압하율(%)
발명예1 발명강1 16 0.8 885 1020 58 870 875 28
발명예2 발명강2 15 0.8 870 1005 56 855 861 27
발명예3 발명강3 15 0.8 868 1008 58 850 860 28
발명예4 발명강4 16 0.8 865 1006 58 845 855 26
비교예1 비교강1 15 0.8 845 986 54 785 800 29
비교예2 비교강2 15 0.8 850 996 60 830 840 28
비교예3 비교강3 15 0.8 885 1022 58 860 865 28
발명예5 발명강5 15 0.8 880 1025 62 870 878 27
비교예4 비교강4 15 0.8 875 1015 60 860 865 29
비교예5 비교강5 15 0.8 903 1045 64 906 915 28
종래예 종래강 45 3.2 884 1125 46 868 900 19
구분 강종No. 냉각 권취
공냉시간(초) 냉각속도(℃/초) Arp(℃) 권취온도(℃)
발명예1 발명강1 3.5 25 700 633
발명예2 발명강2 3.8 28 695 620
발명예3 발명강3 3.7 26 700 621
발명예4 발명강4 3.8 32 695 615
비교예1 비교강1 3.1 25 695 625
비교예2 비교강2 3.8 26 675 605
비교예3 비교강3 4.0 31 700 623
발명예5 발명강5 3.8 25 700 632
비교예4 비교강4 3.8 34 695 625
비교예5 비교강5 3.9 31 700 628
종래예 종래강 다단 냉각 698 626
구분 강종No. 노즐막힘여부 판파단발생여부 페라이트분율(면적%) 펄라이트분율(면적%) 페라이트 결정립 평균 사이즈(△G) 페라이트 결정립평균크기(㎛) 페라이트 결정립의 장축/단축 길이 평균비
발명예1 발명강1 × × 91 9 1.25 6.35 2.2
발명예2 발명강2 × × 87 13 1.35 6.25 2.3
발명예3 발명강3 × × 90 10 1.20 6.38 2.6
발명예4 발명강4 × × 89 11 1.25 6.41 2.4
비교예1 비교강1 × - 용강 유출로 주조 중단
비교예2 비교강2 × × 76 24 1.36 6.45 2.5
비교예3 비교강3 ○ - 노즐 막힘으로 주조 중단
발명예5 발명강5 × × 89 11 1.26 6.41 2.3
비교예4 비교강4 ○ - 노즐 막힘으로 주조 중단
비교예5 비교강5 × × 96 4 1.28 6.51 2.5
종래예 종래강 × × 90 10 2.59 7.26 3.5
구분 강종No. 페라이트 결정립 중 장축/단축 평균비가 1.0~2.0인 결정립의 점유율(%) 인장강도(MPa) 연신율(%) 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율(%)
발명예1 발명강1 65 387 39 2.79
발명예2 발명강2 62 420 34 2.56
발명예3 발명강3 63 397 37 2.51
발명예4 발명강4 61 403 26 2.85
비교예1 비교강1 용강 유출로 주조 중단
비교예2 비교강2 59 461 29 3.69
비교예3 비교강3 노즐 막힘으로 주조 중단
발명예5 발명강5 63 389 38 2.80
비교예4 비교강4 노즐 막힘으로 주조 중단
비교예5 비교강5 60 335 45 2.15
종래예 종래강 40 389 38 11.01
상기 표 1 내지 5에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분 관계식 1 내지 4와 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 노즐 막힘 및 판파단 없이 목표로 하는 미세조직 특성을 모두 만족하여, 본 발명이 얻고자 하는 우수한 기계적 물성 즉, 350MPa 이상의 인장강도, 30% 이상의 연신율을 확보하고 있음을 알 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 5의 경우 기존 열연밀에서 생산한 종래예 대비 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율이 상당히 낮아 등방성이 월등히 우수함을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 5는 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분 관계식 1 내지 5 중 하나 이상을 만족하지 못하여 용강유출 또는 노즐막힘으로 인한 주조중단이 발생하였거나, 미세조직 분율의 차이 등으로 인하여 목표로 하는 인장강도, 연신율 및 귀(Earing) 특성을 만족하지 못함을 알 수 있다.
종래예는 기존 열연밀에서 생산한 경우로서, 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율이 상당히 높아 등방성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
한편, 도 3 및 도 4는 각각 발명예 2 및 종래예의 폭 방향 인장강도, 항복강도 및 연신율 분포를 나타낸 그래프이며, 이 결과에서 알 수 있듯이 발명예 2의 경우 열연재임에도 불구하고, 기존 열연밀에서 냉간압연 및 소둔을 행하여 생산한 냉연재와 동등 수준의 균일한 인장특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
도 5 및 도 6은 각각 발명예 2를 광학현미경과 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이며, 도 7은 종래예를 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 5 내지 7을 통해 알 수 있듯이, 발명예 2의 미세조직은 페라이트(F, 흰색)와 펄라이트(P, 검은색)로 구성되어 있고, 페라이트 조직 분율이 높은 것으로부터 발명예 2의 주요 조직은 페라이트임을 알 수 있다. 또한, 발명예 2는 종래예 대비 페라이트 결정립 사이즈가 미세하고, 표 4 및 5에서 알 수 있듯이 결정립 사이즈 편차도 작아 등방성이 우수함을 알 수 있다.
도 8 및 도 9는 각각 발명예 2와 종래예의 페라이트 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다. 도 8 및 9를 통해 알 수 있듯이, 발명예 2의 경우에는 0.5~27.5㎛의 페라이트가 존재하고, 특히, 1~10㎛인 페라이트 결정립이 주로 분포하고 있음을 알 수 있다. 반면, 도9을 통해 알 수 있듯이, 종래예의 경우에는 1~42.5㎛의 페라이트가 존재하고, 발명예 2 대비 페라이트 결정립의 사이즈가 큰 것을 알 수 있다.
도 10 및 11은 각각 발명예 2와 종래예의 페라이트 결정립 장축과 단축 길이의 비에 대한 분포를 나타낸 그래프이다. 여기서, 장축과 단축의 길이 비는 압연 수직(TD), 수평(RD), 45°(45°D) 방향의 시편 두께 1/4 지점에 500배 배율로 5시야를 촬영하고, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 페라이트 결정립 사이즈의 장축과 단축 길이를 측정 한 후 비로 환산 값이다. 도 10 및 11을 통해 알 수 있듯이, 발명예 2의 경우에는 장축/단축 길이 비가 1~2.0 근방에 많이 분포하고 있지만, 종래예 1의 경우에는 장축/단축 길이 비가 3.5 이상인 결정립이 많이 존재하고 있음을 확인할 수 있고, 결국, 발명예 2가 종래예 대비 등방성이 우수함을 알 수 있다.
도 12는 발명예 2의 온도에 따른 고온인장 강도 변화를 나타낸 그래프이다. 도 12를 통해 알 수 있듯이, 온도 변화와 펄라이트, 페라이트 및 오스테나이트 변태에 따라 강도 변화가 심함을 알 수 있다. 따라서, 초극박 열연재를 생산 및 등방성이 우수한 열연강판을 제조하기 위해서는 마무리 압연 시 입측 온도 및 마지막 압연기 온도 설정이 아주 중요함을 시사한다.
도 13 및 14는 각각 발명예 2와 비교예 4의 개재물에 대한 SEM 조직 사진이다. 상기 개재물은 전해추출분리법(ESSA, Extraction& seperation of nonmetallic inclusion in steel by electrolysis in AA solution under ultrasonic wave)으로 분석하였으며, 이는 양극과 음극으로 구성된 shell 내부에 전해액(AA용액)을 넣고 시편을 양극으로 하여 전기분해 후 남은 석출물을 회수&필터링하여 SEM/EDX로 개재물 형상 및 성분을 분석하였다. 도 13을 통해 알 수 있듯이, 발명예 2는 본 발명에서 제시한 Ca, Al 함량과 관계식 1 및 3을 모두 만족하여 Ca-Al계 개재물이 구형의 형태를 가지고 있다. 또한 개재물의 평균 사이즈는 5.8㎛이었다. 반면, 도 14를 통해 알 수 있듯이, 비교예 4의 경우 본 발명에서 제시한 Ca 함량과 성분관계식 1인 Al/Ca 비와 관계식 3을 만족하지 못하여 Al2O3의 개재물이 단독으로 존재하고, 개재물의 형태도 구형이 아님을 알 수 있고, 이로 인해 노즐막힘이 발생하여 주조중단이 일어났다.
(실시예 2)
상기 표 1의 발명강 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 상기 용강을 6.8mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 16mm 두께의 바로 조압연한 뒤, 상기 바를 하기 표 6에 기재된 제조조건으로 0.8mm 두께의 열연강판(Hot Rolled, 이하 HR)으로 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 노즐막힘/판파단 발생여부, 미세조직 면적분율, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G), 페라이트 결정립의 평균 사이즈, 페라이트 결정립 장축/단축 길이 비 및 기계적 물성들을 측정한 뒤, 하기 표 7 및 8에 나타내었다. 한편, 상기 물성 측정은 실시예 1과 동일한 조건으로 행하였다.
구분 마무리 압연 냉각 권취
첫번째 압연기 마지막 압연기 공냉시간(초) 냉각속도(℃/s) Arp(℃) 권취온도(℃)
Ar3(℃) 압연온도(℃) 압하율(%) ArA50-F50(℃) 압연온도(℃) 압하율(%)
발명예6 885 1025 58 870 880 58 3.7 27 700 635
발명예7 1005 58 871 58 3.4 26 625
비교예6 970 58 820 58 3.5 26 635
비교예7 1025 40 882 40 3.6 28 615
비교예8 998 58 840 58 3.8 25 625
비교예9 1010 54 880 54 3.7 25 630
비교예10 1015 62 882 62 2.1 26 628
발명예8 1020 60 882 60 4.0 65 560
발명예9 1015 56 879 56 2.9 87 530
비교예11 1022 58 885 58 3.8 125 480
구분 노즐막힘여부 판파단발생여부 페라이트분율(면적%) 펄라이트분율(면적%) 페라이트 결정립 평균 사이즈(△G) 페라이트 결정립평균크기(㎛) 페라이트 결정립의 장축/단축 길이평균비
발명예6 × × 91 9 1.25 6.35 2.2
발명예7 × × 90 10 1.35 6.45 2.3
비교예6 × × 90 10 2.61 6.65 3.6
비교예7 × × 91 9 2.75 6.78 3.8
비교예8 × × 89 11 2.59 6.69 3.6
비교예9 × × 90 10 2.81 6.89 4.0
비교예10 × × 90 10 2.79 6.88 3.9
발명예8 × × 86 14 1.41 6.30 2.1
발명예9 × × 84 16 1.36 6.32 2.3
비교예11 × × 74 26 1.56 6.55 2.9
구분 페라이트 결정립 중 장축/단축 평균비가 1.0~2.0인 결정립의 점유율(%) 인장강도(MPa) 연신율(%) 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율(%)
발명예6 65 387 39 2.79
발명예7 64 390 38 2.81
비교예6 41 378 38 5.52
비교예7 38 375 39 4.75
비교예8 45 379 40 3.89
비교예9 35 376 39 6.25
비교예10 40 374 40 5.31
발명예8 61 422 33 2.72
발명예9 63 427 32 2.98
비교예11 56 480 27 3.85
상기 표 6 내지 7을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 첫번째 압연기 입측온도, 압하율과 마지막 압연기 입측온도, 압하율 및 냉각 속도, 권취온도를 모두 만족하는 발명예 6 내지 9는 목표로 하는 미세조직 및 기계적 특성을 모두 만족함을 알 수 있다.
그러나, 비교예 6은 첫번째 압연기에서의 압연온도, 비교예 7은 첫번째 압연기에서의 압하율, 비교예 8은 두번째 압연기에서의 압연온도, 비교예 9는 두번째 압연기에서의 압하율, 비교예 10은 냉각시 공냉시간, 비교예 11은 냉각속도 및 권취온도를 만족하지 않음에 따라, 본 발명이 목표로 하는 미세조직 및 기계적 특성을 만족하지 확보하고 있지 않음을 알 수 있다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.020~0.080%, Mn: 0.05~0.50%, Al: 0.05% 이하, Ca: 0.001~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Mn, Al 및 Ca는 하기 관계식 1 내지 4를 만족하며,
    미세조직은 면적분율로 페라이트: 80% 이상, 펄라이트: 20% 이하를 포함하고,
    압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 5를 만족하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
    [관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40
    [관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85
    [관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12
    [관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
    [관계식 5] △G = [(GTD + GRD) / 2] - G45°D ≤ 2.5㎛
    (상기 관계식 1 내지 4에서 C, Mn, Al 및 Ca의 함량은 중량%이고, 상기 관계식 5에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 불순물 원소로서 Si, P, S 및 N을 포함하고, 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.3중량% 이하의 범위로 포함하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트 결정립의 평균 크기는 2~10㎛인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트 결정립은 장축/단축 평균비가 1.0~3.0인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트 결정립은 장축/단축 평균비가 1.0~2.0인 결정립의 점유율이 50% 이상인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 평균 사이즈가 10㎛ 이하인 Al-Ca계 개재물을 포함하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 1.4mm 이하인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도가 340MPa 이상이며, 연신율이 30% 이상인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  9. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 컵(Cup) 딥 드로잉 성형 후 발생하는 귀(Earing)의 최대 높이와 최소 높이 차의 비율이 3.5% 이하인 등방성이 우수한 초극박 열연강판.
  10. 중량%로, C: 0.020~0.080%, Mn: 0.05~0.50%, Al: 0.05% 이하, Ca: 0.001~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Al 및 Ca는 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 마무리 압연하되, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 Ar3+100℃ 이상에서 50% 이상의 압하율로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 ArA50-F50~Ar3+30℃의 온도 범위에서 20% 이상의 압하율로 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 2.5초 이상 공냉한 후, 20~100℃/s로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 500~ArP-50℃에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 5 ≤ [Al/Ca] ≤ 40
    [관계식 2] 20 ≤ 1000[C+0.04Mn] ≤ 85
    [관계식 3] 1 ≤ 1000[C+0.04Mn]/[Al/Ca] ≤ 12
    [관계식 4] 0.05 ≤ [C+0.4Mn] ≤ 0.3
    (상기 관계식 1 내지 4에서 C, Mn, Al 및 Ca의 함량은 중량%임.)
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 용강은 불순물 원소로서 Si, P, S 및 N을 포함하고, 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.3중량% 이하의 범위로 포함하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  12. 청구항 10에 있어서,
    상기 연속주조는 4.5~8.5mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  13. 청구항 10에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 80~120mm인 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  14. 청구항 10에 있어서,
    상기 박 슬라브를 얻는 단계 후, 상기 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 200㎛ 이하의 두께로 제거하는 단계를 추가로 포함하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  15. 청구항 10에 있어서,
    상기 조압연시 인입되는 박 슬라브의 표면 온도는 900~1200℃이고, 조압연 직후 상기 바 에지부 온도는 800~1100℃인 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  16. 청구항 10에 있어서,
    상기 조압연시 누적 압하율은 70~90%인 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  17. 청구항 10에 있어서,
    상기 바를 얻는 단계 후, 상기 바에 50~350bar의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 15㎛ 이하의 두께로 제거하는 단계를 추가로 포함하는 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  18. 청구항 10에 있어서,
    상기 마무리 압연기에서의 마무리 압연시 통판속도는 300~800mpm(m/min)인 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
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