KR20140081599A

KR20140081599A - 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20140081599A
Application number: KR1020120151536A
Authority: KR
Inventors: 성환구; 배성범; 최진원; 주세돈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-21
Filing date: 2012-12-21
Publication date: 2014-07-01
Anticipated expiration: 2032-12-21
Also published as: CN103882343A; CN103882343B; KR101461740B1

Abstract

본 발명은 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 일 실시형태로서 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~2.0%, Si: 0.01~0.45%, Al: 0.001~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.006%, Cu: 0.0001~0.1%, Sb: 0.0001~0.02%, B: 0.0001~0.001%, N: 0.001~0.015%, Ti: 0.0001~0.04%, Nb: 0.0001~0.04%, 트램프 원소인 Cr, Ni, Mo, Sn의 합이 0.0001~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건과 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 재질 및 두께 편차가 작을 뿐만 아니라 우수한 내도금박리성을 갖는 항복강도 380MPa 이상의 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다. 또한, 고철을 사용하여 열연강판을 제조할 수 있어 자원 재활용성, 에너지 절감 및 생산성을 향상시킬 수 있으며, 상기 열연강판을 용융아연도금하여 용융아연도금열연강판으로 사용할 수도 있다.

Description

재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING LOW DEVIATION OF MECHANICAL PROPERTY AND THICKNESS AND EXCELLENT COATING DETACHMENT RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 차체 구성 부품 중 구조부재로 사용되는 강판은 자동차 외부 충돌로부터 충격을 최대한 흡수하고 견고하게 지지하여 승객을 안전하게 보호할 수 있어야 한다. 연료 소비 효율, 연비 증대를 위해 자동차 강판의 개발은 자동차의 전체 중량을 감소시키는 고강도화 및 자동차 부품 부위에 따라 다양한 특성이 요구되는 기능성을 부여하는 방향으로 연구되고 있다. 또한, 자동차 구조부 샤시용 소재에 사용되고 있는 기존 열연산세강판은 차량 경량화를 위해 박물화되는 추세이며, 이에 따라 이들 차량이 외부 부식성 환경에 노출되었을 때 열연 강판의 표면에 피팅(pitting) 부식이 발생할 가능성이 높아지고 있다.

이에, 박물 열연강판의 내부식성 개선이 요구되고 있으며, 샤시 부품에 적용되는 기존 열연강판을 열연 도금강판으로 대체 적용하려는 시도가 있다. 특히, 엔진 크래들(engine cradle)과 같은 튜브형 서버프레임(tubular subframe)은 용접성, 튜브 벤딩 가공성 확관성 및 우수한 피로특성을 요구하는 자동차 부품 중의 하나로서 주로 열연강판 또는 열연산세강판이 현재 적용되고 있다. 특히 열연강판은 주로 페라이트 단상 조직에 철 탄화물이 입계를 따라 존재하는 조직으로 구성되며, 석출물 및 페라이트 미세조직을 제어하여 강도 및 프레스(press) 성형성을 동시에 확보하는 방법으로 제조되고 있다.

대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있는데, 상기 기술은 C: 0.01~0.20%, Si: 0.01~3%, Mn: 0.01~3.0%, P: 0.005~2.0%, S: 0.001~0.02%, Al: 0.005~2.0% 함유한 강에 Cr, Mo, Ti, Nb, V, B 합금원소를 1종 또는 2종 이상 첨가하여 주조 및 압연한 뒤, 550℃ 이하에서 권취함에 따라 열연강판을 제조하는 방법을 제공한다. 상기 제조방법은 열연, 냉연, 및 도금강판에 모두 적용될 수 있고 성형 후 열처리함에 의해 60MPa 이상의 인장강도가 증가하는 열처리 경화능 향상을 나타낸다. 상기 열연 또는 냉연 강종은 Si+Al+P 합금원소 첨가 범위(0.2~3%)에서 500~600℃ 온도범위에서 열처리함에 의해 소부경화강 보다 우수한 열처리 경화능을 확보할 수 있으나, 용접성, 벤딩성, 도금성 및 기타 물성에 대한 구체적인 제안은 없다.

다른 기술로는 특허문헌 2가 있는데, 상기 기술은 스크랩을 사용하여 제조된 강판을 아크 용접하는 경우에 발생하는 용접 균열의 발생을 회피하기 위해, 합금성분이 Cu+10Sn≤0.4 및 Mn/(2S+(1/3)P+(1/15)Cu+(1/5)Sn)≥15의 조건을 만족하는 것을 제안하고 있다. 또한, 상기 기술은 Mn을 0.1~0.8%로서 상대적으로 낮은 함량으로 한정하고 있는 고용강화강이어서 우수한 항복강도를 확보하기 곤란하다는 단점이 있다. 나아가, 상기 용접시 발생하는 용접 균열은 상기와 같이 합금성분을 협폭으로 제어하지 않더라도 새로운 용접 방법 또는 적정한 용접 조건의 적용에 의해 극복될 수 있다.

또 다른 기술로는 특허문헌 3이 있는데, 상기 기술은 Cu 및 P 합금원소를 복합첨가하여 열연강판의 내식성을 확보하는 방법에 관한 것이다. 상기 기술은 2%이상 Mn 함유강에 Cu와 P를 복합첨가시 공식(pitting) 발생이 억제됨을 개시하고 있다. 상기 특허는 Cu가 0.05~2.0%의 범위이고, P는 0.05~2.0%의 범위로서, 다량의 Cu를 포함시켜 연주시 주편 표면에 발생하는 표면결함을 방지하고, 나아가 700MPa 이상의 고강도를 확보하는 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 상기와 같이 다량의 Cu를 첨가하는 경우에는 연주시 크랙 발생을 조장할 수 있고, 이를 방지하기 위하여, 고가의 Ni를 첨가해야 하거나, 부가적으로 다량의 Si 및 Mn 원소를 첨가하여만 하는 단점이 있다.

일본 등록특허공보 제3447233호 일본 등록특허공보 제2882269호 일본 공개특허공보 특개평7-118737호

본 발명은 합금조성과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 일 실시형태로서 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~2.0%, Si: 0.01~0.45%, Al: 0.001~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.006%, Cu: 0.0001~0.1%, Sb: 0.0001~0.02%, B: 0.0001~0.001%, N: 0.001~0.015%, Ti: 0.0001~0.04%, Nb: 0.0001~0.04%, 트램프 원소인 Cr, Ni, Mo, Sn의 합이 0.0001~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건과 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 열연강판을 제공한다.

본 발명은 다른 실시형태로서 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~2.0%, Si: 0.01~0.45%, Al: 0.001~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.006%, Cu: 0.0001~0.1%, Sb: 0.0001~0.02%, B: 0.0001~0.001%, N: 0.001~0.015%, Nb: 0.0001~0.04%, 트램프 원소인 Cr, Ni, Mo, Sn의 합이 0.0001~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건과 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 용강을 4.5~7.5mpm의 속도로 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 200~600mpm의 범위 내에서 등속으로 조압연 및 마무리압연하고, 상기 마무리압연시 820~880℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~650℃까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 재질 및 두께 편차가 작을 뿐만 아니라 우수한 내도금박리성을 갖는 항복강도 380MPa 이상의 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

또한, 고철을 사용하여 열연강판을 제조할 수 있어 자원 재활용성, 에너지 절감 및 생산성을 향상시킬 수 있으며, 상기 열연강판을 용융아연도금하여 용융아연도금열연강판으로 사용할 수도 있다.

도 1은 본 발명의 열연강판 제조방법의 일례를 설명하기 위한 모식도이다.
도 2 (a)는 본 발명 일 실시형태에 따른 열연강판의 미세조직을 관찰한 사진이고, 도 2 (b)는 본 발명 일 실시형태에 따른 용융아연도금열연강판의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 1에 해당하는 3개의 시편(열연재 및 열연도금재)에 대하여 재질 편차를 측정한 결과이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 폭방향 재질 변화를 나타내는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 180° 굽힘시험 후, 외관을 관찰한 사진이다.

본 발명자들은 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 고강도 열연강판을 제조하기 위해 연구를 행하던 중, 합금조성을 적절히 제어하고, 미니밀 공정을 통한 연연속 압연법의 적용과 동시에 기존의 밀공정보다 낮은 온도에서 마무리 압연 및 등속압연을 통해 Ni과 같은 고가의 합금원소를 첨가하지 않고도, 균일한 재질과 작은 두께 편차를 갖는 내도금박리성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있다고 식견에 근거하여 본 발명을 완성하게 되었다.

이하, 본 발명을 설명한다. 먼저, 합금성분 및 조성범위 선정에 대하여 설명한다. 단, 이하 %는 특별히 언급되지 않은 한 중량%임에 유의할 필요가 있다.

탄소(C): 0.03%~0.06%

상기 탄소(C)는 탄화물을 형성하거나 혹은 페라이트에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면 0.6% 이상 초과하게 되면 고속 연주에 의한 합금강을 제조하기 때문에 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 주편 결함 또는 용강유출와 같은 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 탄소(C) 함량은 0.03~0.06%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.5~2.0%

상기 망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하며 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 하여 강의 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려운 반면 2.0%를 초과하면 목표 항복강도 및 인장강도를 초과하여 가공성을 나쁘게 하고, 이에 따라 프레스 가공에 의한 복잡한 형상의 부품 가공시 크랙을 발생시킬 수 있다. 또한, 고가 원소의 다량 사용에 따른 제조 비용 상승을 초래한다. 따라서, 상기 망간(Mn)의 함량은 0.5~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

규소(Si): 0.01%~0.45%

상기 규소(Si)는 페라이트 고용강화 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 강판의 연성을 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 확보하기 어려운 반면 그 함량이 0.45%를 초과하는 경우에는 난산세성 스케일(Scale) 결함이 발생할 수 있어 열연 강판의 표면품질을 나쁘게 할 수 있고 이를 제거하기 위해서는 강한 디스케일링(descaling)이 필요하다. 또한 용융아연도금 처리시 미도금(bare spot) 발생을 초래할 수 있다. 따라서 상기 규소(Si)의 함량은 0.01~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.001~0.1%

상기 알루미늄(Al)은 강중 산소와 반응하여 강의 청정성 개선 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높임으로써 강판의 연성을 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 상기 효과를 확보 할 수 없으며, 0.1%를 초과하는 경우에는 강중 질소(N)와 반응하여 AlN을 형성함으로써 박 슬라브 제조시 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 알루미늄(Al)의 함량은 0.001~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 가능한 낮게 제어하는 것이 보다 바람직하다.

인(P): 0.001~0.05%

상기 인(P)은 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 강화 효과를 확보할 수 없으며 반면 0.05%를 초과하면 연주 및 압연시 결정립계 또는 상간 입계 혹은 이들 모두에 편석되어 취성을 유발할 수 있고 프레스 성형성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 인(P)의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

황(S): 0.001~0.006%

상기 황(S)은 강중 불순물 원소로서 슬라브 표면결함과 함께 강판의 연성과 용접성을 저하시키는 원소이다. 따라서, 상기 S는 가능한 저감시키는 것이 바람직하나, 제조공정상 0.001%미만으로 제어하기는 매우 곤란하다. 한편, 상기 S가 0.006%를 초과하는 경우에는 강중에 MnS 비금속 개재물을 과다 형성할 수 있고 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있어 강판의 연성 및 용접성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 황(S)의 함량은 0.001~0.006%로 제어하는 것이 바람직하다.

구리(Cu): 0.0001~0.1%

상기 구리(Cu)는 강판의 내식성을 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.0001% 미만인 경우, 상기 내식성 향상 효과를 확보할 수 없는 반면 0.1%를 초과하면 슬라브 제조과정에서 표면에 액상으로 농화되어 주편 결함을 발생시킬 수 있다. 또한 열연 스케일(scale) 박리를 어렵게 하여 열연 강판 표면에 스케일을 잔존시켜 산세 품질을 나쁘게 하거나, 도금시 미도금(Bare Spot)을 유발하여 도금 품질을 나쁘게 할 수 있다. 따라서, 상기 구리(Cu)의 함량은 0.0001~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

안티몬(Sb): 0.0001~0.02%

상기 안티몬(Sb)은 합금원소의 표면 농화를 억제하여 표면 특성 개선에 효과적인 원소이다. 그 함량이 0.0001% 미만인 경우, 표면 품질 개선 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.02%를 초과하는 경우에는 강 주편의 연성을 저하시킬 수 있으며, 구멍확장성의 저하를 초래할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 안티몬(Sb) 함량은 0.0001~0.02%의 범위로 제어하는 것이 바람직하며, 비용을 고려하여 가능한 낮게 유지하는 것이 보다 바람직하다.

보론(B): 0.0001~0.001%

상기 보론(B)은 강의 오스테나이트 입계에 편석하여 오스테나이트 재결정을 억제함으로써 결정립 성장을 억제하여 강판의 연성을 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.0001% 미만인 경우 연성 증가 효과를 기대할 수 없는 반면 0.001%를 초과하는 경우에는 강의 경화능을 증가시켜 강의 연성 저하 및 굽힘성 저하를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 보론(B)의 함량은 0.0001~0.001%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001%~0.015%

상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우는 상기 효과를 기대하기 어려운 반면 0.015%를 초과하면 석출물을 형성하는 원소와 반응하여 석출강화 효과를 증가시키지만, 강중에 AlN을 형성하여 주편 크랙 결함을 유발할 수 있다. 따라서, 질소(N) 함량은 0.001~0.015%의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.0001% ~ 0.04%

상기 티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.0001%미만인 경우 상기 효과를 기대하기 어려운 반면, 0.04%를 초과하는 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 티타늄(Ti) 함량은 0.0001% ~ 0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.0001~0.04%

니오븀(Nb)은 탄/질화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 그 함량이 0.0001%미만인 경우 상기 효과를 기대하기 어려운 반면 0.04%를 초과하면 제조 비용의 상승 및 과도한 (Ti,Nb)CN 등을 형성하여 연주 슬라브의 고온 또는 저온 취성을 유발하여 열연강판의 에지부 결함을 유발할 수 있다. 또한 목표 항복강도 및 인장강도를 초과하여 가공성을 저하시키며, 열간압연시 변형저항이 급격히 증가하여 열간압연 조업을 어렵게 할 수 있다. 따라서, 니오븀(Nb) 함량은 0.0001~0.04%의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 강판은 스크랩을 주원료로서 사용하므로, 상기 합금조성외에 불술물로 함유되는 원소가 존재하게 된다. 물론, 사용되는 스크랩의 종류에 따라 트램프 원소의 종류 또한 차이가 있겠으나, 본 발명에 포함될 수 있는 트램프 원소의 종류로는 Cr, Ni, Mo, Sn, Ti, Nb, V 등이 있을 수 있다. 본 발명에서는 이와 같은 트램프 원소 중 Cr, Ni, Mo, Sn과 같은 원소는 다음과 같이 제어되는 것이 바람직하다.

트램프원소 (Cr+Ni+Mo+Sn): 0.0001~0.1%

트램프원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 함량이 0.1%를 초과하면 슬라브의 표면 크랙 및 열연 강판의 표면품질을 저하시킬 수 있다. 한편, 제조공정상 상기 트램프 원소의 함량을 0.0001%미만으로 제어하는 것은 매우 곤란하므로, 상기 트램프원소(Cr+Ni+Mo+Sn)의 함량은 0.0001~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명이 제공하는 열연강판은 전술한 합금성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성된다. 본 발명이 제안하는 합금조성은 전술한 성분계에 더하여 중량비로, 원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 성분관계식은 석출물을 형성하는 원소를 적절하게 조합하여 석출 효과를 최대화하고 외관품질에 불량이 작은 소재를 확보하기 위한 것이다. 상기 (Ti+Nb+V)/(C+N)의 비가 0.5을 초과하는 경우에는 과도한 합금원소의 상용으로 인한 제조 비용이 상승하는 단점이 있으며, 0.008미만인 경우에는 목표하는 강도를 효과적으로 확보하기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 (Ti+Nb+V/C+N)의 비는 0.008이상 0.5이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 성분관계식에 포함된 V는 강판에 포함되지 않은 경우에는 0으로 간주한다.

또한, 본 발명이 제공하는 강재는 원자량비로, 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 성분관계식은 석출물을 형성하는 Ti 원소를 적절하게 첨가하여 AlN 석출에 따른 스트립 에지 결함 발생을 최소화하고, 목표하는 강도를 용이하게 확보하기 위한 것이다. 상기 Ti/N의 비가 1.2를 초과하는 경우에는 탄질화물 형성 원소의 적절한 함량 비율을 벗어나 고가의 Nb 사용량이 증가해야 하는 단점이 있으며, 0.01미만인 경우에는 전기로 용강 내에 Ti 함량이 최대한 낮게 제어되어야 하기 때문에 용강 정령 시간이 증대될 뿐만 아니라 연주시 AlN 석출을 억제하기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 Ti/N의 비는 0.01이상 1.2이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명이 제공하는 강재는 전술한 합금조성을 만족시킴으로써 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있으나, 강판의 강도 향상을 위해, V를 추가적으로 포함할 수 있다.

바나듐(V): 0.0001~0.01%

바나듐(V)은 탄질화물을 형성하여 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.0001%미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.01%를 초과하는 경우에는 제조 비용 상승을 증가시킨다. 본 발명에서는 Ti 또는 Nb 원소와 함께 첨가하기 때문에 강판의 강도 및 연성을 확보하는 범위내에서 제조 비용에 초과를 유발하지 않도록 적절한 함량만 사용하는 것이 바람직하다다. 따라서, 상기 바나듐(V) 함량은 0.0001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 평균 크기가 20nm이하(0은 제외)의 (Ti, Nb)CN 석출물을 갖는 것이 바람직하다. 본 발명 강판은 상기 석출물의 형성을 통해 석출강화 효과를 발현할 수 있다. 또한, 도금품질을 향상시킬 수 있는데, 이는 (Ti, Nb)CN 석출물이 소지철의 결정립 크기의 균일성을 확보하고, 도금층의 합금화도를 향상시켜 상기 색상차 결함과 같은 도금층의 표면결함의 발생을 억제하기 때문이다. 즉, Ti-Nb 복합 석출물이 존재하지 않은 도금강판의 경우, 도금층에 인접한 소지철의 페라이트 결정립의 크기가 상대적으로 조대하거나 또는 결정립의 크기 분포가 불균일하여 도금층 계면에서 일어나는 합금화 속도가 상대적으로 느려서 도금층의 색상에 차이 발생할 수 있고, 이에 도금층 표면품질에 저하를 초래할 수 있다. 한편, 상기 석출물의 크기가 20nm를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어렵다는 단점이 있으므로, 상기 석출물의 크기는 20nm이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명 강판은 페라이트를 주상으로 하는 미세조직을 포함하는 것이 바람직하며, 이 때 상기 페라이트는 평균 크기가 20㎛이하(0은 제외)인 결정립 크기를 갖는 것이 바람직하다. 상기와 같은 미세 결정립을 갖는 페라이트 조직의 확보를 통해 강도와 연성을 동시에 갖는 재질 편차가 작은 스트립을 제조할 수 있다. 다만, 상기 페라이트 결정립의 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 목표하는 강도 및 연성을 확보하기 어렵다는 단점이 있으므로, 상기 페라이트 결정립의 크기는 20㎛이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

한편, 상기 페라이트 입계에는 펄라이트가 형성될 수 있는데, 이러한 펄라이트가 5면적%를 초과하여 형성되는 경우에는 굽힘성 열화와 같은 문제를 발생시킬 수 있다. 따라서, 상기 펄라이트 조직은 5면적%이하의 분율을 갖는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 상기 펄라이트가 형성되지 않는 것이 유리하다. 상기 펄라이트가 형성되지 않는 경우에는 본 발명 열연강판이 페라이트 단상 조직을 가질 수 있다.

상기와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 380MPa이상의 높은 항복강도와 우수한 인장강도를 가지면서, 재질 및 두께 편차가 작을 뿐만 아니라 우수한 내도금박리성을 갖는다. 또한, 본 발명의 열연강판은 용융아연도금층이 형성되어 도금강판으로서도 사용이 가능하다. 도 2 (a)는 본 발명 일 실시형태에 따른 열연강판의 미세조직을 관찰한 사진이고, 도 2 (b)는 본 발명 일 실시형태에 따른 용융아연도금열연강판의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 열연강판의 미세조직은 도금강판에 비해 결정립이 불규칙한 것을 알 수 있다. 이 열연강판이 도금공정을 통한 열처리 과정을 거치게 되면서, 결정립이 보다 균일화되는데, 이를 통해 재질 편차가 더 작아지고, 기계적 성질 또한 향상된다. 즉, 본 발명의 강판은 열연강판에 비하여 도금강판이 우수한 기계적 성질을 갖게 되므로, 도금강판으로 사용되는 경우 보다 바람직한 효과를 발현할 수 있다.

이하, 본 발명 열연강판의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다. 본 발명의 제조방법은 박 슬라브 연주 및 압연 직결공정에 의한 연연속압연법을 이용하는 미니밀 공정을 통해 재질 및 두께편차가 적은 열연강판과 상기 열연강판의 도금시 180도 굽힘 가공에도 도금 박리가 발생하지 않는 380MPa급 이상의 열연강판의 제조방법에 관한 것이다. 도 1은 본 발명의 열연강판 제조방법의 일례를 설명하기 위한 모식도이다. 이하, 도 1을 참조하여 보다 상세히 설명한다.

도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 적용되는 미니밀 공정은 연속주조, 조압연, 마무리압연, 냉각 및 권취 단계로 구성되며, 상기 각 공정은 단속되지 않고, 연속적으로 이루어지게 된다. 본 발명의 열연강판 제조방법은 상기 각 공정 조건을 제어하면서 동시에 조압연-마무리압연-권취의 구동속도(질량유속)가 동일하도록 제어함으로써 등속압연이 가능하도록 하여 재질 및 두께편차가 우수하면서도 도금박리가 없는 열연강판을 제조하는 것에 특징이 있다.

먼저, 연속 주조기(10)에서 30~150mm 두께의 슬라브(a)를 제조한다. 이는 기존밀의 연속주조기에서 생산하는 200mm이상의 두께를 갖는 슬라브와 대비하여 상당히 얇은 두께를 가지며, 이러한 슬라브를 박 슬라브(Thin slab)라고 한다. 상기 박 슬라브는 연속적인 과정으로 바로 조압연기(20)로 이송되어 압연되기 때문에 슬라브 자체 열원을 그대로 이용할 수 있어 에너지 절감이 가능하고, 이러한 과정에 의해 연주 및 조압연 과정에서 일어날 수 있는 미세조직 및 석출물 형성의 천이 과정이 기존밀와 대비하여 다르게 되며, 최종적으로 제조되는 강판의 기계적 특성이 달라지게 된다. 한편, 상기 박 슬라브의 두께가 150mm를 초과하는 경우에는 기존밀 대비 차이가 적어지게 되고, 30mm미만인 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.

또한, 박 슬라브는 조압연기(20) 및 마무리압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연되고, 런아웃 테이블(ROT)(60)을 통해 냉각된 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 권취됨으로써 강판으로 제조된다. 본 발명은 앞서 언급한 바와 같이, 조압연기(20)-마무리압연기(50)-권취기(70)의 가동속도가 동일하도록 제어하여 등속압연하는 것을 특징으로 하며, 연주속도와 압연속도가 차이가 나게 될 경우, 이 차이를 보상하기 위해, 마무리 압연기(50)의 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 바 플레이트(bar plate)(b)를 1차 권취하도록 구성할 수도 있다.

먼저, 상기 박 슬라브를 얻기위한 연속주조 단계는 전술한 합금조성을 만족하는 용강을 준비한 뒤, 주조속도를 4.5~7.5mpm(miter per minute)로 하여 이루어지는 것이 바람직하다. 이는, 주조와 압연과정이 연결되어 이루어지기 때문에 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 수준 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이며, 이를 위해 주조속도가 4.5mpm이상인 것이 바람직하다. 다만, 7.5mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의한 조업 성공율이 저감될 수 있는 단점이 있으므로, 상기 주조속도는 4.5~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

상기 주조를 통해 얻어진 박 슬라브는 조압연 단계를 거치게 되는데, 상기 조압연은 박 슬라브를 2~4개의 압연 스탠드로 구성되는 조압연기(20)에 의해 이루어지게 된다. 이 때, 상기 조압연기의 입측에서 박 슬라브의 표면온도는 1000~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 표면온도가 1000℃미만인 경우에는 조압연 하중의 증가 및 조압연 과정에서 바 플레이트 에지부에 크랙이 발생할 가능성이 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 수 있다. 한편, 상기 박 슬라브의 표면온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 열연 스케일(scale) 잔존에 따른 열연 표면 품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다.

또한, 상기 조압연시 누적 압하율은 60~90%가 되도록 하는 것이 바람직한데, 이는 본 발명에서 목표로 하는 우수한 재질편차를 갖는 열연강판을 제조하는데 유리하다. 조압연 압하율이 높을수록 연주 주편(박 슬라브) 내부에 형성된 연주 미세조직 및 합금 성분 분포를 균일하게 할 수 있는데, 이러한 효과를 위해서, 상기 누적 압하율은 60%이상인 것이 바람직하다. 다만, 90%를 초과할 경우에는 압연변형 저항이 커져 조업상에 어려움을 유발할 수 있으므로, 상기 조압연시 누적 압하율은 60~90%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

마무리 압연단계는 상기 조압연을 통해 얻어진 바 플레이트를 200~600mpm의 범위 내에서 등속으로 압연하되, 기존밀 공정보다 낮은 온도에서 이루어지는 것이 바람직하다. 상기와 같이, 등속압연을 통해 연속주조부터 권취공정까지지 동일한 매스 플로우(msss flow)가 될 수 있도록 제어할 수 있다. 다만, 압연속도가 과도하게 느릴 경우에는 압연되는 열연강판의 온도 확보가 어렵고, 과도하게 빠를 경우에는 압연 제어시 오작동에 의한 판다단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며 열연 도를 목표치로 제어하기 곤란하다. 또한, 마무리 압연 온도를 기존밀 공정보다 낮은 온도인 880℃이하에서 행하는 이유는 본 발명의 주조 속도 범위에서 주편의 완전한 응고를 유도하여 미응고 주편이 압연되는 것을 최소화하여 연연속압연 조업의 안정도를 높이고, 고온 마무리압연시 발생할 수 있는 열연 스케일 결함 발생을 최소화하기 위함이다. 또한, 저온 압연에 의해 미재결정 오스테나이트 상의 분율을 증가시켜 결정립을 미세화시키는 효과 또한 있다. 다만, 상기 열간압연 온도가 820℃미만인 경우에는 열간 압연 부하의 급격한 증가에 따른 스트립 파단과 같은 조업사고가 발생할 수 있으므로, 상기 열간압연은 820~880℃에서 이루어지는 것이 바람직하다.

이후, 상기 열연강판은 런아웃테이블(ROT)에서 목표로 하는 권취온도까지 연속 냉각하는 것이 바람직하며, 이 때 냉각속도는 당해 기술분야에서 통상적인 범위를 가질 수 있다. 상기 냉각은 500~650℃까지 이루어지고, 상기 온도범위에서 권취가 이루어지게 되는데, 상기 권취온도가 500℃미만인 경우에는 불규칙 형상의 페라이트 상이 형성되어 미세조직의 불균일성이 증가될 수 있으며, 650℃를 초과하는 경우에는 펄라이트의 형성에 따른 굽힘성 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 500~650℃의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직의 안정성을 위해서는 580~600℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.

상기 권취 후에는 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 이를 통해 열연강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다. 상기 산세공정은 당해 기술분야에서 행하여지는 통상의 방법을 모두 이용할 수 있다.

상기 산세 후에는 상기 열연강판을 450~550℃로 가열하여 연속적인 공정으로 용융아연도금욕에 인입하여 도금을 행한 후, 500~560℃에서 항온열처리함으로써 용융아연도금열연강판으로 제조할 수도 있다. 상기 가열온도가 450℃미만인 경우에는 불충분한 가열에 의해 도금결함(Tears mark) 발생 빈도가 높아질 수 있으며, 550℃를 초과하는 경우에는 도금층 표면의 색상 차이에 의한 도금 표면결함을 초래할 수 있다는 단점이 있다. 또한, 상기 항온열처리는 합금원소의 균일 분포 및 도금층의 합금화를 위한 것으로서, 500℃미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어려우며, 흐름 무늬와 같은 도금층 표면결함이 발생하는 단점이 있으며, 560℃를 초과하는 경우에는 소지철/도금층 계면 근처, 소지철 계면에서 일어나는 Fe-Zn 합금화가 불균일할 수 있어 도금층 색상에 차이가 나타나는 문제가 발생할 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.

(실시예)

하기 표 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 표 3에 기재된 조건으로 연속주조하여 80mm 두께의 박 슬라브를 제조하고, 이 박 슬라브를 연연속으로 조압연, 열간압연 및 권취하여 2.3mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 이 때, 표 3에 기재된 표면온도는 조압연 직전의 박 슬라브 표면온도를 의미하며, 이 때, 슬라브의 내부 온도가 표면기준 50℃ 이내가 되도록 제어하였다. 이렇게 제조된 열연강판에 대하여 강판의 재질을 측정한 뒤, 그 결과를 표 4에 나타내었다. 상기 강판 재질의 측정은 강판을 ASTM L방향 시편으로 제조한 뒤, 상기 시편에 대하여 측정한 것이며, 상기 시편은 강판을 폭방향으로 1/4지점에서 압연방향과 평행한 방향으로 채취하여 제조되었다. 표 4에 기재된 두께편차, 경도차 및 항복강도 편차는 강판의 중심부와 에지부에서 측정한 값의 차이를 의미한다.

또한, 상기 열연강판을 표 3에 기재된 조건으로 가열, 용융아연도금 및 항온열처리하여 용융아연도금열연강판을 제조하였으며, 이렇게 제조된 용융아연도금열연강판에 대하여 도금품질을 측정하고, 그 결과를 표 4에 나타내었다. 상기 도금시 용융아연도금욕 온도는 460℃였다. 상기 도금품질은 강판을 180° 굽힘시험을 행한 뒤, 도금층의 박리 또는 크랙이 발생하는 경우를 2가지로 나누어 평가하였는데, ○는 도금 박리 및 크랙 발생이 없는 경우, ×는 도금 박리 또는 크랙이 발생한 경우를 나타낸다.

구분	화학조성(중량%)
구분	C	Mn	Si	Al	P	S	Cu	Sb	B	N
발명강1	0.042	0.834	0.045	0.014	0.0177	0.0025	0.056	0.012	0.0001	0.0089
발명강2	0.04	0.975	0.047	0.003	0.019	0.0029	0.013	0.003	0.0002	0.0077
발명강3	0.039	1	0.05	0.028	0.019	0.0032	0.011	0.003	0.0002	0.008
발명강4	0.06	1	0.05	0.007	0.019	0.0034	0.013	0.003	0.0002	0.0065
발명강5	0.058	0.953	0.04	0.002	0.018	0.003	0.012	0.003	0.0002	0.0095
비교강1	0.04	1	0.05	0.015	0.019	0.0034	0.011	0.003	0.0002	0.0077
비교강2	0.041	1.02	0.053	0.077	0.018	0.0034	0.011	0.003	0.0002	0.0067
비교강3	0.061	1.01	0.055	0.067	0.018	0.0034	0.011	0.003	0.0002	0.008

구분	화학조성(중량%)
구분	Cr	Ni	Mo	Sn	Ti	Nb	V	관계식1	관계식2
발명강1	0.06	0.03	0.01	-	0.0088	0.0093	0.001	0.07	0.29
발명강2	0.03	0.03	0.01	0.001	0.011	0.01	0.0002	0.09	0.42
발명강3	0.03	0.03	0.01	-	0.0019	0.04	0.0002	0.11	0.07
발명강4	0.03	0.03	0.01	0.003	0.015	0.01	0	0.08	0.67
발명강5	0.03	0.03	0.01	0.001	0.0010	0.037	0	0.07	0.03
비교강1	0.03	0.03	0.01	0.001	0.039	0	0.0002	0.21	1.48
비교강2	0.03	0.03	0.01	0.001	0.041	0	0.0002	0.22	1.78
비교강3	0.03	0.03	0.01	0.001	0.038	0	0	0.14	1.39
관계식 1 : (Ti+Nb+V)/(C+N)(원자량비) 관계식 2 : Ti/N(원자량비)

강종No.	구분	주조속도 (mpm)	표면온도 (℃)	마무리열간압연온도 (℃)	귄취온도 (℃)	가열온도 (℃)	항온열처리온도 (℃)
발명강1	발명예1	6.1	1075	880	582	480	500
발명강2	발명예2	4.9	1107	850	600	490	520
발명강2	발명예3	4.9	1100	800	550	480	550
발명강3	발명예4	5.4	1112	820	550	480	500
발명강4	발명예5	6.1	1089	820	550	480	500
발명강5	발명예6	4.9	1088	820	600	480	500
비교강1	비교예1	5.4	1102	820	650	480	500
비교강2	비교예2	5.4	1089	820	600	480	500
비교강3	비교예3	5.4	1123	820	600	480	500

구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	두께편차 (㎛)	경도차 (Hv)	항복강도편차 (MPa)	도금품질	페라이트 결정립 크기(㎛)
발명예1	405	467	27.0	43.2	6.7	33	○	5.1
발명예2	403	447	31.3	56.7	5.2	22	○	7.4
발명예3	385	430	30.8	53.2	5.6	17	○	4.0
발명예4	480	409	27.3	50.0	5.1	22	○	4.2
발명예5	384	422	34.2	53.3	8.7	5	○	9.8
발명예6	465	402	27.0	10.0	10.5	18	○	7.3
비교예1	336	391	34.3	30.1	2.3	2	×	9.3
비교예2	360	407	33.8	43.3	3.7	15	×	8.5
비교예3	371	433	31.0	56.7	3.6	15	×	6.3

상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 모두 만족하여 제조된 발명예 1 내지 6의 경우에는 재질편차가 작을 뿐만 아니라, 도금 품질 또한 우수한 것을 알 수 있다. 나아가, 우수한 항복강도를 확보하고 있음을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 비교예 1 내지 3의 경우에는 재질의 편차가 낮으나, Ti-Nb 복합 석출물이 형성되지 않아 도금품질이 매우 떨어지는 것을 알 수 있다.

도 3은 발명예 1에 해당하는 3개의 시편(열연재 및 열연도금재)에 대하여 재질 편차를 측정한 결과이다. 도 3에 나타난 바와 같이, 열연재 시편의 경우에는 3개의 시편이 동일한 합금조성과 제조조건에 의해 제조되었음에도 불구하고, 재질 편차가 심한 것을 알 수 있으나, 도금을 행한 열연도금재의 경우 그 편차가 상당히 줄어들었음을 알 수 있다.

도 4는 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진인데, 기지 조직 내에 미세한 (Ti, Nb)CN 석출물이 균일하게 분포하고 있음을 알 수 있다. 즉, 본 발명의 조건을 만족하는 강재는 미세 Ti-Nb 복합 석출물의 형성을 통해 작은 재질 편차를 가짐과 동시에 우수한 기계적 물성을 확보하고 있을 뿐만 아니라, 도금품질 또한 우수한 것을 알 수 있다.

도 5는 발명예 2의 폭방향 재질 변화를 나타내는 그래프이다. 도 4에 나타나는 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 강재는 항복강도뿐만 아니라 인장강도와 연신율 또한 편차가 상당히 낮은 것을 알 수 있다.

도 6은 발명예 2의 180° 굽힘시험 후, 외관을 관찰한 사진이다. 도 5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 강재는 도금층의 박리가 일어나지 않아, 우수한 도금품질을 갖는 것을 알 수 있다.

10 : 연속 주조기
20 : 조압연기
30 : 유도 가열기
40 : 코일 박스
50: 마무리압연기
60 : 런아웃테이블
70 : 권취기

Claims

중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~2.0%, Si: 0.01~0.45%, Al: 0.001~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.006%, Cu: 0.0001~0.1%, Sb: 0.0001~0.02%, B: 0.0001~0.001%, N: 0.001~0.015%, Ti: 0.0001~0.04%, Nb: 0.0001~0.04%, 트램프 원소인 Cr, Ni, Mo, Sn의 합이 0.0001~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건과 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 V: 0.0001~0.01%를 추가로 포함하는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 평균 크기가 20nm이하(0은 제외)의 (Ti, Nb)CN 또는 NbCN 석출물을 갖는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 평균 크기가 20㎛이하(0은 제외)인 결정립 크기를 갖는 페라이트를 주상으로 포함하고, 상기 페라이트 입계에 펄라이트가 5면적%이하(0을 포함)로 존재하는 미세조직을 갖는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 380MPa이상의 항복강도를 갖는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 용융아연도금층을 추가로 갖는 열연강판.
중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~2.0%, Si: 0.01~0.45%, Al: 0.001~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.006%, Cu: 0.0001~0.1%, Sb: 0.0001~0.02%, B: 0.0001~0.001%, N: 0.001~0.015%, Nb: 0.0001~0.04%, 트램프 원소인 Cr, Ni, Mo, Sn의 합이 0.0001~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 원자량비로, 0.008 ≤ (Ti+Nb+V)/(C+N) ≤ 0.5의 조건과 0.01 ≤ Ti/N ≤ 1.2의 조건을 만족하는 용강을 4.5~7.5mpm의 속도로 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
상기 박 슬라브를 200~600mpm의 범위 내에서 등속으로 조압연 및 마무리압연하고, 상기 마무리압연시 820~880℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~650℃까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 박 슬라브는 청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 0.0001~0.01% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 박 슬라브는 30~150mm의 두께를 갖는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 조압연 후, 바 플레이트를 권취하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 조압연시, 바 플레이트의 인입온도는 1000~1200℃에서 행하여지는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 조압연시 압하율은 60~90%의 범위를 갖는 열연강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 권취 후, 상기 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 13에 있어서,
상기 산세 후, 상기 열연강판을 450~550℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 열연강판을 용용아연도금하는 단계; 및
상기 용융아연도금된 열연강판을 500~560℃에서 항온열처리하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.