KR101917469B1

KR101917469B1 - 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101917469B1
Application number: KR1020160177937A
Authority: KR
Inventors: 공종판; 정제숙; 박교선; 박경미
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2016-12-23
Publication date: 2018-11-09
Anticipated expiration: 2036-12-23
Also published as: CN110100033A; WO2018117575A1; KR20180074148A; CN110100033B

Abstract

본 발명은 기존 미니밀 공정의 문제점을 극복하기 위해 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질이 우수할 뿐만 아니라 강판의 폭, 길이 방향 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 780MPa급 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

Description

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING LOW DEVIATION OF MECHANICAL PROPERTY AND EXCELLENT SURFACE QUALITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 안전기준 및 환경규제 강화, 연비 향상 요구로 인해 자동차용 강판도 새로운 변화에 직면하게 되었다. 이러한 시대적 변화에 적응하기 위해 주요 철강업체들은 완성차업체와 함께 고강도화, 경량화를 위한 기술 개발에 노력을 기울이고 있다. 이에 따라 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시키기 위하여 590MPa급 이상의 고강도 강판이 적극적으로 개발 및 적용되고 있다. 그러나, 점차 고강도 및 경량화의 요구가 높아짐에 따라 초고강도 및 초경량화를 실현하기 위하여 780MPa급 이상의 초고강도 강판의 개발이 요구되고 있는 실정이다. 또한, 대부분의 자동차용 강판은 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성도 갖출 것이 요구된다.

복합 변태조직강 중에서 소위 DP(Dual Phase)강은 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 주로 이루어진 강으로 낮은 항복강도를 갖는 대표적인 강종 중 하나이다.

이러한 고강도 열연 DP강의 제조기술과 관련된 특허문헌은 특허문헌 1 및 2 등이 있으나, 이들은 모두 기존밀 공정에서 제조하는 방법에 관한 것으로서 실제 라인에서 생산시 재질편차가 폭 및 길이방향으로 크게 발생하는 문제를 피하기 어려운 실정이다. 또한, 기존 열연밀에서 DP강을 제조하는 경우에는 통상 최종 마무리 압연의 속도가 400mpm 이상으로 빠르기 때문에 Ms(마르텐사이트 변태 시작 온도)이하의 낮은 온도로 권취해야 하는 DP강의 제조 특성상 목표로 하는 재질을 안정적으로 확보하기가 쉽지 않는 문제점이 있다. 나아가, 기존 열연밀에서 마무리 압연 온도를 일정하게 유지하기 위해서 Tail부에 필연적으로 압연 속도를 가속화 함에 따라 폭 및 길이방향의 재질편차가 크게 발생하는 문제점이 있다.

한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 공정 특성 상 스트립의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목 받고 있다.

특허문헌 3은 미니밀 공정에서 배치(Batch) 방식으로 인장강도 590MPa급 열연 DP강의 제조 방법에 관한 것으로 최종 강판 두께를 3.0mmt로 한정하고 있다. 이러한 이유는 기존 미니밀 공정의 경우 바 플레이트(Bar Plate)가 코일박스(Coil Box)에 감겼다 풀리는 배치 방식으로 하나의 강판을 생산할 때 마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 스트립(Strip)의 직진성 및 통판성이 좋지 않고, 판파단 위험성이 아주 높아 3.0mmt 이하의 열연 코일(Coil)을 생산하기가 어렵다.

따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있으면서도, 점차 고강도 및 경량화의 요구가 높아지는 것에 부응하기 위하여 780MPa급 이상의 박물(3.0mmt 이하) 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

미국 공개특허공보 제4285741호 미국 공개특허공보 제4325751호 한국 공개특허공보 제10-2012-0052022호

본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질이 우수하고 동시에 강판의 폭, 길이 방향 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 780MPa급의 고강도 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: 0.03~0.06%, Mn: 1.5~2.5%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, Cr: 0.1~0.6%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.05%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 면적분율로 페라이트 50~70%, 마르텐사이트 20~40% 및 베이나이트 5~15%를 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 1.5~2.5%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, Cr: 0.1~0.6%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.05%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~ 120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;

상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;

상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연 츨측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;

상기 바 플레이트를 50~150bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;

상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및

상기 열연강판을 3~8초 동안 공냉한 후, 200℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고 250℃이하에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 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 표면 품질이 우수할 뿐만 아니라 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소시키며, 실수율이 우수하고 두께가 3.0mmt 이하인 인장강도 780MPa급 고강도 열연강판을 제조할 수 있다.

또한, 본 발명에 의해 제조된 열연강판은 박물(3.0mmt 이하)이고 에지부와 표면 스케일 품질이 양호하여 일반적인 열연 산세공정으로 고급 PO재 제조가 가능하여, 열연 후물재(3.0mmt 초과)만 생산이 가능한 기존 미니밀 공정과 차별화되어 가격 경쟁면에서 우수하고, 부가가치를 월등히 향상시킬 수 있다.

뿐만 아니라, 박 슬라브 연주법을 통해 기존밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있으며, 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.

도 1은 발명예 2의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다.
도2는 EBSD(Electron BackScatter Diffraction)를 이용하여 측정한 발명예2의 페라이트 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다.
도 3은 발명예 2의 PO재 표면을 촬영한 사진이다.
도 4는 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정(CEM)에 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 기존 미니밀 공정의 경우 바 플레이트(Bar Plate)가 코일박스(Coil Box)에 감겼다 풀리는 배치 방식으로 하나의 강판을 생산할 때 마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 스트립(Strip)의 직진성 및 통판성이 좋지 않고, 판파단 위험성이 아주 높아 3.0mmt 이하의 열연 코일(Coil)을 생산하기가 어려운 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금조성 및 제조공정을 정밀하게 제어함으로써 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 표면품질이 우수하고, 동시에 강판의 폭 및 길이 방향으로의 재질편차를 현저히 감소된 두께가 3.0mmt 이하인 인장강도 780MPa급의 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 1.5~2.5%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, Cr: 0.1~0.6%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.05%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 페라이트 50~70%, 마르텐사이트 20~40% 및 베이나이트 5~15%를 포함한다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.

C: 0.03~0.06%

탄소(C)은 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다.

C 함량이 0.03% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.06% 초과인 경우에는 고속 연주에 의한 합금강을 제조하기 때문에 용강 유출이 발생할 수 있고, 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, C 함량은 0.03~0.06%인 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~2.5%

망간(Mn)는 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다.

Mn 함량이 1.5% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.5% 초과인 경우에는 용접성, 열간 압연성 등이 열위해질 수 있다. 뿐만 아니라, 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 1.5 ~ 2.5%인 것이 바람직하다.

Si: 0.1~0.5%

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 0.5% 초과인 경우에는 강판 표면에 적스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

P: 0.01~0.05%

인(P)은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다.

P 함량이 0.01% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.01 ~ 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

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.

Cr: 0.1~0.6%

크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다.

Cr 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 0.6% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, Cr 함량은 0.1~0.6%인 것이 바람직하다.

Al: 0.05% 이하

알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가 시킨다. 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 플레이트의 에지 품질이 열위할 수 있다.

따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05%

티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN 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 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 0.05% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서 Ti 함량은 0.01~0.05%인 것이 바람직하다.

N: 0.001~0.010%

질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다.

N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 오스테나이트 안정화 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.010% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 또한, 박 슬라브 고속 연주에서 주편 냉각으로 인한 AlN 등의 과다 석출로 표면 및 에지 품질이 열위해질 수 있다.

따라서 N 함량은 0.001~0.010%인 것이 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.

이때, 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하일 수 있다.

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 식(1)로 표현되는 Ceq가 0.14~0.24일 수 있다.

식(1): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S

(상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

상기 식(1)은 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq 값을 0.14~0.24로 관리함으로써, 우수한 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다.

Ceq가 0.14 미만인 경우에는 경화능이 낮아 목표로하는 인장강도을 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 Ceq가 0.24 초과인 경우에는 용접성이 저하되어 용접부의 물성이 열화될 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 면적분율로 페라이트 50~70%, 마르텐사이트 20~40% 및 베이나이트 5~15%를 포함한다.

본 발명에 따른 열연강판의 미세조직 중 페라이트 분율이 70% 초과인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있고, 50% 미만인 경우에는 나머지 마르텐사이트 및 베이나이트 조직의 분율이 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있다. 또한, 마르텐사이트 분율이 40% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있고, 20% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다.

또한, 상기 열연강판의 미세조직에 베이나이트 조직을 일부 포함시키는 이유는 아래와 같다.

페라이트 및 마르텐사이트의 2상으로만 구성된 일반적인 DP(Dual Phase)강의 경우, 마르텐사이트 분율이 높아 용접시 열영향부에서 마르텐사이트가 템퍼링(Tempering)되어 연화현상이 발생하여 강도가 하락하는 문제점이 있다. 마르텐사이트 대신 베이나이트 조직을 어느 정도 확보시 이러한 문제점을 개선할 뿐만 아니라, 베이나이트의 조직 특성상 강도와 가공성을 동시에 확보 할 수 있다. 또한, DP강의 경우 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트 두 상간의 계면강도 차이에 의해 계면에서 우선 파단이 발생하여 가공성이 열위한 문제점이 있다. 그러나 베이나이트는 페라이트와 마르텐사이트의 중간 강도를 갖는 조직으로 이 두 조직 계면에 베이나이트 조직을 구성시킬 경우 상기와 같은 문제점이 개선되어 가공성을 향상 시킬 수 있다.

베이나이트 면적분율이 5% 미만이 경우 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, 15% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 연성을 확보함에 있어 어려움이 있을 수 있다.

한편, 기존 열연밀의 경우 마무리 압연 온도를 일정하게 유지하기 위해서 Tail부에 필연적으로 압연 속도를 가속화 함에 따라 온도 편차가 심하고, 마무리 압연 온도가 Ar3 보다 아주 높아 다단 냉각에 의해 분율을 제어해야 하기 때문에 페라이트와 오스테나이트 분율을 정밀히 제어하기가 어렵다. 이로 인해 최종 조직인 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트를 균일하게 확보하기가 쉽지 않다. 뿐만 아니라, 마무리 압연 속도가 너무 빠르고, 온도 편차로 인해 베이나이트 변태가 일어나는 350~550℃ 온도를 적중시키기가 어려워 베이나이트 조직을 안정적으로 확보하기가 어렵다.

이때, 상기 페라이트 결정립은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 5㎛ 이하일 수 있다. 미세 결정립을 갖는 페라이트 조직의 확보를 통해 강도와 가공성을 동시에 확보하기 위함으로, 상기 페라이트 결정립의 크기가 5㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 보다 바람직하게는 3㎛ 이하일 수 있다.

한편, 기존 열연밀의 경우 마무리 압연시 통판성을 확보하기 위해 마무리 압연 온도를 통상적인 Ar3 온도(810~850℃) 보다 훨씬 높은 약 900℃ 근방의 온도에서 마무리 압연하기 때문에 결정립 사이즈가 약 5㎛ 초과의 조직을 갖는다. 그러나 본 발명에 따른 연주~압연 직결공정에서는 공정 특성상 등온·등속 압연으로 균일한 온도 확보 및 제어가 가능하여 최종 조직을 균일하게 확보 할 수 있고, Ar3 보다 낮은 온도에서 마무리 압연이 가능하여 조직을 아주 미세하게 제어 할 수 있다.

나아가, 본 발명의 열연강판의 두께는 3.0mmt 이하일 수 있다. 열연 후물재(3.0mmt 초과)만 생산이 가능한 기존 미니밀 공정과 달리, 본 발명에서 제시하는 제조방법에 따라 열연강판을 제조하는 경우 두께를 3.0mmt 이하로 생산 가능하기 때문이다. 보다 바람직하게는 2.0mmt 이하일 수 있다.

또한, 본 발명의 열연강판은 인장강도가 780MPa 이상이며, 연신율이 15% 이상이고, 인장강도의 재질편차가 15MPa 이하일 수 있다.

재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면에 따른 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계; 상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연 츨측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계; 상기 바 플레이트를 50~150bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 3~8초 동안 공냉한 후, 200℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고 250℃이하에서 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 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다.

이러한 연주~압연 직결 공정에는 기존의 배치 모드(batch type)와 새로 개발되고 있는 연연속압연 모드(Continuous and Endless Mill, CEM)가 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, 3.0mmt 이하의 강판 생산시 판파단 등의 문제점이 발생할 수 있다.

연연속압연 모드(Continuous and Endless Mill, CEM)의 경우 배치 모드와 달리 마무리 압연 전 권취하는 공정이 없어 배치 모드의 문제점은 해결되나, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 보다 정밀한 제어가 필요하다.

도 4는 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정(CEM)의 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 3.0mmt 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 압연 속도차가 5% 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 단계별로 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, 60mm미만인 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.

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, 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. 그러나 주조속도가 8mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감 될 수 있다. 따라서, 연속주조의 주조속도는 4~8mpm인 것이 바람직하다.

박 슬라브 스케일 제거 단계

상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 40℃ 이하의 냉각수를 150bar이상의 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 300㎛ 이하로 제거할 수 있다.

상기 압력이 150bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다.

조압연 단계

상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연 츨측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는다. 예를 들어, 2 ~ 5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연할 수 있다.

상기 에지부 온도가 850℃ 미만인 경우에는 AlN 석출물 등이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높게되는 문제점이 있다. 반면에 에지부 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위하게 될 우려가 있다.

이때, 상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000~1200℃가 되도록 행할 수 있다.

조압연기의 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000℃ 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 표면 품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다.

한편, 상기 조압연은 누적 압하율이 60~90%가 되도록 행할 수 있다. 조압연 시 압하율이 높을수록 고강도강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Si, Cr등의 미시적인 분포가 균일 해질 뿐 아니라, 스트립의 폭 및 두께 방향의 온도구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 하지만 누적 압하율이 60% 미만인 경우는 상술한 효과가 불충분하며, 90% 초과인 경우에는 압연변형 저항이 크게 증가해 제조 비용이 상승할 우려가 있다.

바 플레이트 스케일 제거 단계

상기 바 플레이트를 50~150bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거한다. 예를 들어, 바 플레이트를 마무리 압연 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)의 1열 노즐 및 2열 노즐을 사용하여 표면 스케일 두께를 50um이하까지 제거할 수 있다.

상기 1열 및 2열 노즐의 압력이 각각 50bar와 100bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 1열 노즐의 압력이 150bar 초과이거나, 상기 2열 노즐의 압력이 250bar 초과인 경우에는 마무리압연 온도가 너무 낮게 되어 효과적인 오스테나이트 분율를 얻지 못해 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어렵다.

또한, 1열의 노즐만으로는 스케일을 충분히 제거하기 어려워, 마무리 압연시 제품에 치명적 결함인 방추형 스케일이 발생할 수 있기 때문에, 상기와 같이 1열 및 2열 노즐을 모두 사용하여 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 단계

상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 예를 들어, 3~6개의 스탠드로 이루어진 사상압연기에서 마무리 압연할 수 있다.

본 발명에서는 마무리 압연 과정에서 높은 분율의 석출물이 형성되어 저온에서 미세하게 석출할 석출물의 분율 감소에 의한 석출강화 효과 감소분을 Ar1~Ar3의 온도범위에서 저온 압연함으로써 결정립 크기를 감소시켜 미세 결정립에 의한 강화 효과 증가분으로 보상하기 위함이다.

변태조직강의 경우 강도와 연성을 동시에 향상시키기 위해서는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 어떻게 미변태 오스테나이트에 농화시키느냐 하는 것이 중요하며, 상기 2 상역에서 마무리 압연을 실시하는 경우 용질원소의 분배거동이 향상되기 때문에 동일한 성분에서도 결국 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타내어 강도와 연성이 동시에 향상된 것으로 판단된다.

한편, 기존 고로밀과 미니밀 공정에서 마무리 압연온도가 Ar3 보다 낮을 시 압연 통판성에 문제가 있지만, 본 발명에 따른 연주~압연 직결 공정에서는 공정의 특성상 등온·등속으로 압연하기 때문에 압연 통판성 등의 조업상 문제가 없어 Ar1~Ar3의 온도에서 저온압연이 가능하다.

이때, 상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mmt 이하가 되도록 행할 수 있다.

상기 마무리 압연 속도가 600mpm 초과인 경우에는 판다단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온·등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생될 수 있다. 반면에, 200mpm 미만인 경우에는 마무리 압연 속도가 너무 느려 마무리 압연 온도를 확보하기가 어려울 수 있다.

또한, 상기 마무리 압연은 면적분율로 페라이트 20~40%, 오스테나이트 60~80%가 형성되도록 행할 수 있다.

반복실험에 의해 확인된 결과, 페라이트 분율이 40%를 초과할 경우에는 상대적으로 오스테나이트 분율이 낮아 냉각 후 마르텐사이트 및 베이나이트 분율이 낮게되어 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어려웠다. 반면에, 페라이트 분율이 20% 미만인 경우에는 상대적으로 오스테나이트 분율이 너무 많아져 상변태 후 마르텐사이트 및 베이나이트 분율이 높아 연신율을 확보하기가 어려울 수 있었다.

이때, 상기 마무리 압연은 하나의 바 플레이트 내에서의 압연 속도차가 10% 이하가 되도록 행할 수 있다.

본 발명에서 목적으로 하는 780MPa급의 고강도강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연 시 변형속도에 따라 재질특성이 변화할 가능성이 매우 높다. 즉, 다수개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기 내에서 압연속도의 차이가 10%를 초과하게 되면 후속하는 런아웃 테이블(Run Out Table)에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 얻기가 어려워서 결국 스트립의 폭 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 될 수 있다.

냉각 및 권취단계

상기 열연강판을 3~8초 동안 공냉한 후, 200℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고 250℃이하에서 권취한다.

공냉 시간이 3초 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.

상기 냉각속도가 200℃/sec 보다 느리면 페라이트 변태가 촉진되고 세멘타이트가 형성되어 원하는 재질을 얻기가 어렵다. 또한 상기 권취 온도가 250℃ 이상이 되면 마르텐사이트 조직을 얻기가 어려울 뿐만 아니라 냉각에 의해 얻어진 마르텐사이트가 오토 템퍼링(Auto Tempering)될 수 있어 목표로 하는 인장강도를 얻기가 어려워질 수 있다.

이때, 상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 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 1~8의 경우, 96mm 두께의 박 슬라브를 연속주조한 후 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드로 2.0mmt 두께의 열연강판을 제조하였다. 종래예 1의 경우, 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 기존 미니밀 공정에서 배치 모드로 3.2mmt 두께의 열연강판을 제조한 것이다.

제조된 열연강판을 산세처리하여 PO재를 얻은 후, 미세조직, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 인장강도의 재질편차(△TS), 엣지 크랙 발생 여부 및 표면품질을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.

한편, 표 2에서의 Ar1, Ar3 온도는 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값이다.

페라이트(F), 마르텐사이트(M), 베이나이트(B)의 면적분율은 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 측정하였다.

페라이트 결정립 사이즈(FGS, Ferrite Grain Size)는 EBSD(Electron BackScatter Diffraction)를 이용하여 3,000배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 원상당 직경으로 측정한 평균값을 기재하였다

인장강도는 JIS 5호 시편을 폭 W/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이며, 재질편차는 코일의 폭 및 길이 방향으로 측정한 인장강도 값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다.

엣지 크랙 발생유무는 바 플레이트 및 코일에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 detector인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.

PO재 표면품질의 평가기준은 하기와 같다.

○: 광택도 폭 방향 평균 편차가 20% 이하

X : 광택도 폭 방향 평균 편차가 20% 초과

구분	강종	합금원소(중량%)									식(1)
구분	강종	C	Mn	Si	P	S	Ti	Al	Cr	N	식(1)
발명강	A	0.050	1.91	0.18	0.018	0.0006	0.027	0.018	0.40	0.0064	0.19
발명강	B	0.050	1.91	0.19	0.015	0.0009	0.020	0.020	0.42	0.0068	0.18
비교강	C	0.051	1.90	0.60	0.016	0.0008	0.021	0.019	0.41	0.0068	0.19
비교강	D	0.050	1.86	0.18	0.020	0.0011	0.020	0.021	0.08	0.0053	0.17
비교강	E	0.054	1.85	0.08	0.024	0.0008	0.020	0.022	0.42	0.0064	0.20
종래강	F	0.070	1.40	0.70	0.030	0.0030	-	0.040	-	0.0070	0.23

상기 표 1에서 식(1)은 Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S이며, 상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.

구분	강종	RSB (Bar)	FSB (Bar)		조압연 온도(℃)		마무리 압연 온도 (℃)	Ar3 (℃)	Ar1 (℃)	공냉 시간 (sec)	냉각 속도 (℃/sec)	권취 온도 (℃)
구분	강종	RSB (Bar)	1열	2열	입측 표면	출측 엣지	마무리 압연 온도 (℃)	Ar3 (℃)	Ar1 (℃)	공냉 시간 (sec)	냉각 속도 (℃/sec)	권취 온도 (℃)
발명예1	A	191	102	203	1052	890	785	815	640	5.0	335	145
발명예2	B	180	106	202	1054	896	786	816	640	5.1	326	151
비교예1		180	99	202	1054	896	786			10.5	331	161
비교예2		180	106	202	1054	879	786			5.1	80	321
비교예3		180	110	202	1054	810	786			5.1	323	169
비교예4		10	109	210	1049	889	780			5.2	310	171
비교예5		191	15	19	1041	892	791			5.0	326	169
비교예6	C	189	105	200	1049	889	786	830	650	5.3	321	171
비교예7	D	209	101	200	1038	891	787	815	640	4.8	350	142
비교예8	E	212	99	209	1031	893	788	815	640	3.0	350	132
종래예1	F	-	-	-	1080	-	780	-	-	-	70	200

상기 표 2에서 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.

구분	강종	미세조직(면적%)			FGS (㎛)	YS (MPa)	TS (MPa)	△TS (MPa)	EL (%)	엣지 크랙 발생 여부	PO재 표면품질
구분	강종	F	M	B	FGS (㎛)	YS (MPa)	TS (MPa)	△TS (MPa)	EL (%)	엣지 크랙 발생 여부	PO재 표면품질
발명예1	A	63	28	9	2.01	567	818	11	17	X	○
발명예2	B	62	29	9	1.95	572	821	12	16	X	○
비교예1		73	20	7	2.87	495	721	16	19	X	○
비교예2		80	16	4	2.58	425	610	18	25	X	○
비교예3		61	29	10	2.02	561	819	14	16	○	○
비교예4		63	29	8	1.98	565	815	15	17	X	X
비교예5		61	28	11	2.01	555	810	13	17	X	X
비교예6	C	71	21	8	2.56	521	776	15	21	X	X
비교예7	D	73	24	3	2.10	485	720	16	22	X	○
비교예8	E	44	50	6	1.96	717	939	23	10	X	○
종래예1	F	-				-	608	20	30	-	-

본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예 1, 2는 목표로 하는 인장강도(780MPa 이상) 및 연신율 (15% 이상)을 만족하고, 엣지 표면 품질 및 PO재의 표면 품질도 모두 우수함을 알 수 있다.

도 1은 발명예 2의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다. 페라이트(F)과 마르텐사이트(M)가 주상으로 구성되어 있으며, 일부 베이나이트(B)가 존재하는 것을 확인할 수 있다.

도2는 EBSD를 이용하여 측정한 발명예2의 페라이트 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다. 이 결과로부터 1~3㎛이하의 결정립이 미세하게 분포하며, 평균 결정립 사이즈는 1.95㎛인 것을 확인할 수 있다.

도3은 발명예 2 열연강판을 산세처리하여 얻은 PO재의 표면 사진을 나타낸 것으로 표면품질이 우수함을 확인할 수 있다.

비교예 1 내지 5는 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하였으나, 제조조건을 만족하지 못하여 목표로 하는 재질을 확보하지 못하였다.

비교예 1 및 2는 냉각조건을 만족하지 못하여 강도가 열위하였다. 비교예 3은 조압연 출측 엣지 온도가 미달인 경우로 엣지 품질이 열위하였다. 비교예 4 및 5는 본 발명에서 제시한 RSB 또는 FSB 압력을 만족하지 못하여 표면품질이 열위하였다.

비교예 6은 발명예2 대비하여 조업 조건은 모두 동일하나, Si 함량이 초과인 경우로 목표로 하는 인장강도를 만족하지 못하고, PO재 표면 품질도 열위하였다.

비교예 7은 Cr 함량이 낮은 경우로 목표로 하는 인장강도를 만족하지 못하였다. 비교예 8은 Si 함량이 낮은 경우로 연신율이 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.

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

중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 1.5~2.5%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, Cr: 0.1~0.6%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.05%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 50~70%, 마르텐사이트 20~40% 및 베이나이트 5~15%를 포함하며,
인장강도가 780MPa 이상이며, 연신율이 15%이상이고, 인장강도의 재질편차가 15MPa 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 추가로 포함하고, 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 하기 Ceq가 0.10~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
식(1): Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
제1항에 있어서,
상기 페라이트의 결정립은 원상당 직경으로 측정한 평균 크기가 5㎛ 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판의 두께는 3.0mmt 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판.
삭제
중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 1.5~2.5%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01% 이하, Cr: 0.1~0.6%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.01~0.05%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 두께 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
상기 박 슬라브에 냉각수를 150bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연 츨측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
상기 바 플레이트를 50~150bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;
상기 스케일이 제거된 바 플레이트를 Ar1~Ar3의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 3~8초 동안 공냉한 후, 200℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고 250℃이하에서 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행해지는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 용강은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Mo, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 용강은 하기 Ceq가 0.14~0.24인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
제7항에 있어서,
상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm인 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000~1200℃가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 조압연은 누적 압하율이 60~90%가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 마무리 압연은 통판속도가 200~600mpm이고, 열연강판의 두께가 3.0mmt 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 마무리 압연은 면적분율로 페라이트 20~40%, 오스테나이트 60~80%가 형성되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 마무리 압연은 하나의 바 플레이트 내에서의 압연 속도차가 10% 이하가 되도록 행하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.