[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

KR102178677B1 - 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102178677B1
KR102178677B1 KR1020190059018A KR20190059018A KR102178677B1 KR 102178677 B1 KR102178677 B1 KR 102178677B1 KR 1020190059018 A KR1020190059018 A KR 1020190059018A KR 20190059018 A KR20190059018 A KR 20190059018A KR 102178677 B1 KR102178677 B1 KR 102178677B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
strength steel
strength
excellent hole
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
KR1020190059018A
Other languages
English (en)
Inventor
공종판
정제숙
고영주
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020190059018A priority Critical patent/KR102178677B1/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102178677B1 publication Critical patent/KR102178677B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.01%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하며, 미세조직이, 면적분율로, 35~70%의 페라이트, 15~35%의 베이나이틱 페라이트 및 15~30%의 마르텐사이트를 포함하는, 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 (1)]
13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
[관계식 (2)]
3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
[관계식 (3)]
1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
(여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)

Description

구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT HOLE EXPANSION AND METHOF FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 안전기준 및 환경규제 강화, 연비 향상 요구로 인해 자동차용 강판은 새로운 변화에 직면하게 되었다. 이러한 시대적 변화에 적응하기 위해 주요 철강업체들은 완성차 업체와 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 있다. 또한, 대부분의 자동차용 강판은 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성도 갖출 것이 요구된다. 특히 Wheel Disk, Clutch Plate, Transmission 및 Pulley 등의 자동차 부품은 인장특성뿐만 아니라 높은 구멍확장성도 요구된다.
특히 구멍확장성은 강판의 미세조직과 연관이 있는 것으로 알려져 있다. 하지만 최근 범용으로 사용되고 있는 석출경화형 열연강판의 경우 강도가 증가함에 따라 연신율 및 구멍확장성이 저하되어 자동차 섀시 등의 부품에 적용하기는 어려운 문제점이 있다.
이를 해결하기 위하여 종래 특허문헌 1 과 같이 페라이트와 베이나이트로 구성된 혼합조직을 형성시킴으로써 구멍확장성과 연성 등을 확보하는 방안이 개발되었다. 그러나 특허문헌 1 은 기존밀 공정을 통해 제조하는 방법에 대한 것으로, 미세조직을 구성하는 주요상이 페라이트와 베이나이트 조직이기 때문에, 실제 상업적 규모의 제조라인에서 열연 형상 및 폭 또는 길이 방향으로의 재질 편차 발생을 방지하기 어렵다는 문제점이 있다.
한편, 충분한 베이나이트 조직을 얻기 위해서는 통상 350~500℃ 온도에서 권취를 실시하여야 하나, 상기 온도 범위에서 열전달계수가 급변하여 권취 작업 시 온도적중률이 저하되기 때문에 미세조직의 제어가 어려운 문제점이 있다. 특히, 기존 열연밀에서 고강도 복합조직강을 제조하는 경우 통상 최종 마무리 압연의 속도가 500mpm 이상으로 빠르기 때문에 권취 온도를 350~500℃로 일정하게 제어하기가 어려워 베이나이트 및 베이나이틱 페라이트 조직을 안정적으로 얻기가 어렵다.
또한, 기존 열연밀에서는 마무리 압연 온도를 일정하게 유지하기 위해서 Tail부에서 필연적으로 압연 속도를 가속화 함에 따라 폭 및 길이 방향의 재질편차가 크게 발생하는 문제점이 있다. 또한, 기존 열연밀의 경우 압연 판파단 및 통판성 등의 문제로 두께 3.0mm 이하의 박물재를 생산하기 어렵고, 통상 Ar3(페라이트 변태 시작온도)+(80~100℃)의 근방에서 마무리 압연하기 때문에 결정립 크기가 조대하며, 냉각 시 다단냉각(통상 3단)을 필수적으로 실시해야 하기 때문에 복잡한 냉각 패턴(Pattern)으로 인해 권취 온도를 일정하게 제어하기 어렵다.
한편, 최근 새롭게 제시되고 있는 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 그 공정 특성 상 스트립(Strip)의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목 받고 있다.
그러나 종래 미니밀 공정에서 배치(Batch) 모드를 이용하여 DP강, TRIP강의 제조방법에 대해 연구된 바 있으나, 그 최종 강판 두께를 3.0mm로 한정하고 있다. 이러한 이유는 기존 미니밀 공정의 경우 바(Bar)가 코일박스(Coil Box)에 감겼다 풀리는 배치 방식으로 하나의 강판을 생산할 때마다 이러한 과정을 거쳐야 하기 때문에 마무리 압연 시 스트립(Strip)의 직진성 및 통판성이 좋지 않고, 판 파단 위험성이 아주 높아 두께 3.0mm 이하의 열연 코일(Coil)을 생산하기가 어려운 문제점이 있기 때문이다.
따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있으면서도 점차 고강도 및 경량화의 요구가 높아지는 것에 부응하기 위하여, 인장특성 및 구멍확장성이 우수한 박물(두께 3.0mm 이하) 고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 절실히 요구되고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제10-2011-0072787호
본 발명의 일 측면은 두께가 2.6mm 이하인 박물재이면서도 구멍확장성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판을 제공하는데 그 목적이 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 연주-압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 구멍확장성 및 표면품질이 우수한 두께가 2.6mm 이하인 고강도 강판을 제조하는 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.01%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하며, 미세조직이, 면적분율로, 35~70%의 페라이트, 15~35%의 베이나이틱 페라이트 및 15~30%의 마르텐사이트를 포함하는, 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
[관계식 (1)]
13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
[관계식 (2)]
3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
[관계식 (3)]
1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
(여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)
상기 미세조직은 (Ti,Nb)(C,N) 석출물을 50~350개/㎛2 로 포함하고, 상기 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기가 4~16nm 일 수 있다.
상기 페라이트, 상기 베이나이틱 페라이트 및 상기 마르텐사이트의 평균 결정립 크기는 0.8~2.5㎛ 일 수 있다.
상기 미세조직 중 3.5°~15.5°의 저경각입계의 분율이 22~44% 일 수 있다.
상기 고강도 강판은 항복강도가 580~700MPa, 인장강도가 780~880MPa, 연신율이 14.5~20.0% 일 수 있다.
상기 고강도 강판은 구멍확장율이 45~85% 일 수 있다.
상기 페라이트의 경도가 115~180Hv(1gf), 상기 베이나이틱 페라이트의 경도가 240~310Hv(1gf), 상기 마르텐사이트의 경도가 400~550Hv(1gf) 일 수 있다.
상기 고강도 강판의 산세처리 후 폭방향 광택도 편차가 10 이하일 수 있다.
상기 고강도 강판의 두께가 0.8~2.6mm 일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 연주-압연 직결 공정에 의한 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법으로서, 중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.10%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하는 용강을 4.0~7.5mpm(m/min)의 주조속도로 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 2차 냉각대에서 0.8~2.6ℓ/kg 의 2차 냉각 비수량으로 냉각하는 단계; 냉각된 상기 박 슬라브를 조압연 입측의 첫 번째 압연기에서의 바 엣지부 온도가 Ar3+20℃~1100℃ 이고, 압하율이 25~60%인 조건으로 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바를 950~1200℃로 가열하고 마무리 압연 출측 온도가 700℃~Ar3 인 온도 조건에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 0.5~6.0 초간 공냉하는 단계; 및 상기 공냉 후 50~450℃/초의 냉각속도로 냉각하고 300~500℃에서 권취하는 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 (1)]
13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
[관계식 (2)]
3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
[관계식 (3)]
1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
(여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)
상기 권취하는 단계 후에 권취된 상기 열연강판을 산세 처리하고 도금처리 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
연속 주조 시 박 슬라브의 두께는 75~125mm 일 수 있다.
상기 열연강판의 두께가 0.8~2.6mm 일 수 있다.
조압연하기 전에 상기 박 슬라브에 50~350 bar 의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 더 포함할 수 있다.
가열된 상기 바에 마무리 압연 전 50~300 bar 의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면 강판의 합금조성과 제조조건을 최적화함으로써, 45~85%의 구멍확장성을 가지면서도 표면 품질이 우수한 두께 2.6mm 이하 및 인장강도 800MPa 급의 고강도 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 다른 일 측면인 제조방법에 의하면 강판의 합금조성을 일정범위로 제어함과 동시에 연주-압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하고 그 공정조건을 제어함으로써, 상술한 종래 기술의 문제점을 해결할 수 있는 박물 고강도 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
따라서 열연 후물재(두께 3.0mm 이상)만 생산이 가능한 기존 열연밀 및 미니밀 배치공정과 차별화되며, 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있다. 또한 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1 은 관계식 (1) 내지 (3) 의 관계를 나타낸 그래프이다. 도 1 에서 발명영역에 표시된 발명강은 실시예 1 의 발명강 1~5 를 나타낸다.
도 2 는 본 발명의 일 구현례인 발명예 1 의 미세조직을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 여기서 F 는 페라이트, BF 는 베이니틱 페라이트, 그리고 M 은 마르텐사이트를 나타낸다.
도 3 은 미세조직에서의 각 상 분율을 측정하는 방법에 대한 모식도이며, 소정 간격(도 3 의 경우 SEM ×3000 배율에서 1㎛ 간격)으로 직선을 그어 노드를 구성하였을 때, 페라이트 상 위에 노드를 표시한 것이다.
도 4 는 미세조직에서의 각 상 분율을 측정하는 방법에 대한 모식도이며, 소정 간격(도 4 의 경우 SEM ×3000 배율에서 1㎛ 간격)으로 직선을 그어 노드를 구성하였을 때, 마르텐사이트 상 위에 노드를 표시한 것이다.
도 5 는 미세조직에서의 결정립 사이즈를 측정하는 방법에 대한 모식도이다.
도 6 (a) 는 본 발명의 일 구현례인 발명예 1 의 석출물에 대한 ×50,000 배율과 ×300,000 배율의 투과전자현미경(TEM) 조직 사진이며, 도 6 (b)는 비교예 9 의 석출물에 대한 ×50,000 배율과 ×300,000 배율의 투과전자현미경(TEM) 조직 사진이다.
도 7 은 본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에 적용 가능한 연주-압연 직결 공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 8 은 본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에 적용 가능한 연주-압연 직결 공정을 위한 또 다른 설비의 모식도이다.
도 9 는 본 발명의 일 구현례인 발명예 1 의 미세조직을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다.
도 10 은 비교예 9 의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 11 은 발명예 1 의 석출물 분포를 나타낸 것이다.
도 12 는 발명예 1 의 Misorientation EBSD 사진과 분율 분포를 나타낸 것이다. (a) 는 Misorientation EBSD 사진이며, (b) 는 Misorientation angle 의 분포를 나타낸 것이다.
도 13 는 비교예 9 의 Misorientation EBSD 사진과 분율 분포를 나타낸 것이다. (a) 는 Misorientation EBSD 사진이며, (b) 는 Misorientation angle 의 분포를 나타낸 것이다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판에 대하여 자세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
먼저 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 성분계에 대해 상세하게 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판은 중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.01%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족한다.
C: 0.020~0.10%
탄소(C)는 변태조직강에서 강도 확보를 위해 첨가되는 중요한 원소이다. C 함량이 0.020% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는 강도가 너무 높아져 목표로 하는 연신율 및 구멍확장성을 확보하기가 어려울 수 있다. 따라서 상기 C 함량은 0.020~0.10%으로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 C 함량은 0.025~0.09% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.030~0.08% 일 수 있다.
Mn: 0.80~2.8%
망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하며, 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 함으로써 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 Mn 함량이 0.80% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.8% 초과인 경우에는 연주 슬라브 및 열연강판의 내부 또는 외부, 혹은 이들 모두에 편석대를 형성시켜 크랙의 발생과 전파를 유발해 강판의 최종품질을 저하시키고, 용접성 및 굽힘 가공성를 열위하게 할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Mn 함량은 0.80~2.8%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Mn 함랑은 1.0~2.4% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 1.2~2.0% 일 수 있다.
Si: 0.4~1.8%
규소(Si)는 강판의 연성을 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 상기 Si 함량이 0.4% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Si 함량이 1.8% 초과인 경우에는 강판 표면에 적 스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 열위할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Si 함량은 0.4~1.8%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Si 함량은 0.6~1.6% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.8~1.4% 일 수 있다.
P: 0.030% 이하
인(P)은 불순물의 일종으로서 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.030%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.025% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.020% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.004% 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, 0.004% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0.003%이하 인 것이 보다 바람직하며, 0.002%이하 인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.005~0.01%
니오븀(Nb)은 탄화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이며, 페라이트에 고용되어 강도를 증가시킨다. 상기 Nb 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Nb가 0.01% 초과로 함유되면 과다한 NbC, (Ti,Nb)CN 등을 형성하여 연주 슬라브의 고온 또는 저온 취성을 유발, 열연강판의 에지부 결함을 유발할 수 있는바, 그 함량은 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명에서 Nb 함량은 0.005~0.01%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Nb 함량은 0.010~0.08% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.015~0.06% 일 수 있다.
Cr: 0.2~1.4%
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다. Cr 함량이 0.2% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 1.4% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Cr 함량은 0.2~1.4%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Cr 함량은 0.3~1.3% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.4~1.2% 일 수 있다.
Al: 0.06% 이하
알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있지만, 반면에 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시킬 수 있는 원소이다. 한편, 두께 2.6mm 이하의 박 슬라브의 경우 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지를 절감하고 생산성을 향상시킬 수 있지만, 주편 표면의 강냉으로 인해 주편 표면 또는 엣지부에 온도가 하락할 수 있다. 이로 인해 AlN이 과다 석출되어 고온연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 (Bar)의 엣지 품질이 열위할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Al 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.06% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 또한 상기 Al 함량은 0.05% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.020~0.14%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서, 석출강화 및 결정립 미세화를 통해 강의 강도 및 구멍확장성을 향상시키는 원소이다. 또한 상기 Ti 은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN, Nb(C,N)등의 석출물량을 감소시킴으로써 고온연성 저하를 방지하여 엣지(Edge) 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. 그리고, 압연 중에 TiC, Ti(C,N), (Ti,Nb)(C,N)등으로 석출되어 오스테나이트 결정립 사이즈를 감소시켜, 구멍확장성을 향상 시키는 원소이다. 상기 Ti 함량이 0.020% 미만인 경우에는 AlN 석출물의 과다 석출에 따른 연성 감소를 초래하여 슬라브 품질을 저하시킬 수 있고, TiN, TiC, Ti(C,N), (Ti,Nb)(C,N)등의 석출물량이 작아 오스테나이트 결정립 사이즈 미세화에 한계가 있어 강도 및 구멍확장성이 열위할 수 있다. 반면에 상기 Ti 함량이 0.14% 초과인 경우에는 조대한 TiN, TiC, Ti(C,N), (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어려울 뿐만 아니라 제조 비용이 상승하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Ti 함량은 0.020~0.14% 로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Ti 함량은 0.03~0.13% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.04~0.12% 일 수 있다.
Sb: 0.0010~0.05%
안티몬(Sb)은 열연스케일 결함의 형성을 억제하는 역할을 하는 원소로서, 그 함량이 0.0010% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 반면에 0.05%를 초과하게 되면 제조비용 및 가공성 열화뿐만 아니라, 저융점 원소인 Sb가 결정립계에 과다하게 편석되어 연성을 저하시킬 수 있고, 이로 인해 엣지 크랙이 발생되어 주편의 품질 문제를 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Sb 함량은 0.0010~0.05% 로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 Sb 함량은 0.0015~0.04% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.0020~0.03% 일 수 있다.
N: 0.001~0.011%
질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소로서, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 상기 N 함량이 0.011% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 N 함량은 0.001~0.011%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 N 함량은 0.0015~0.010% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.0020~0.0090% 일 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은 상술한 합금성분의 범위를 만족함과 동시에, 하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족할 수 있다.
[관계식 (1)]
13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
[관계식 (2)]
3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
[관계식 (3)]
1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
(여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)
도 1 은 상기 관계식 (1) 내지 (3) 의 관계를 그래프로 나타낸 것이다. 도 1 에 나타난 바와 같이, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판의 합금조성은 상기 관계식 (1) 내지 (3) 에 의해 경계 지어지는 발명영역에 속하도록 선택되며, 이를 통해 본 발명이 목표로 하는 강도 및 우수한 구멍확성성을 확보할 수 있고, 동시에 우수한 엣지 품질도 확보할 수 있다.
관계식 (1) 은 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위한 성분 관계식이다. 상기 관계식 (1) 의 값이 13 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 반면에 그 값이 22 를 초과할 경우에는 연신율이 낮아져 가공 시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 관계식 (1) 은 13~22의 범위로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 관계식 (1) 의 값은 13.5~21.5 의 범위를 가질 수 있으며, 경우에 따라서는 14~21의 범위를 가질 수도 있다.
관계식 (2) 는 엣지 품질 및 강도를 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 (2) 의 값이 3.0 미만인 경우 석출물량이 작아 강도가 낮을 수 있다. 반면에 상기 관계식 (2) 의 값이 14.0 을 초과할 경우에는 AlN, (Nb)(C,N), (TiNb)(C,N) 등의 석출물이 과다 석출되어 고온연성 저하로 엣지 크랙이 발생 할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 관계식 (2) 는 3.0~14.0의 범위로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 관계식 (2) 의 값은 3.5~13.5 의 범위를 가질 수 있으며, 경우에 따라서는 4.0~13.0 의 범위를 가질 수도 있다.
관계식 (3) 은 본 발명이 목표로 하는 강도 및 우수한 구멍확장성, 그리고 엣지 품질을 모두 확보하기 위해 규정된 성분관계식이다. 즉 관계식 (3) 은 관계식 (1) 과 관계식 (2) 를 동시에 만족하는 구간을 한정하는 기술적 의미를 나타낸다. 상기 관계식 (3)의 값이 1.50 미만인 경우 고온연성에 악영향을 미치는 석출물이 과다 석출되어 엣지크랙이 발생 할 수 있다. 반면에 상기 관계식 (3) 의 값이 4.00 을 초과할 경우에는 강도가 높아 가공성이 열위할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 관계식 (3) 의 값은 1.50~4.00 의 범위로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 관계식 (3) 의 값은 1.55~3.95 의 범위를 가질 수 있으며, 경우에 따라서는 1.60~3.90 의 범위를 가질 수도 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은 미세조직이, 면적분율로, 35~70%의 페라이트(F), 15~35%의 베이니틱 페라이트(BF) 및 15~30%의 마르텐사이트(M)를 포함할 수 있다. 도 2 는 본 발명의 일 구현례인 발명예 1 의 미세조직을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 도 2 에서 F 는 페라이트, BF 는 베이니틱 페라이트, 그리고 M 은 마르텐사이트를 나타낸다.
미세조직에서 페라이트(F)의 분율이 35% 미만인 경우 본 발명이 목표로 하는 강도의 확보가 어렵고, 반면에 그 분율이 70% 를 초과하는 경우에는 높은 강도를 가지는 조직의 분율이 높아져 목표로 하는 연신율 및 구멍확장성의 확보가 어려울 수 있다. 따라서 본 발명에서 페라이트(F)의 분율은 35~70%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 페라이트(F)의 분율은 40~65% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 45~60% 일 수 있다.
상기 베이니틱 페라이트(BF)의 분율이 15% 미만인 경우 본 발명이 목표로 하는 강도의 확보가 어렵고, 반면에 그 분율이 35% 를 초과할 경우 강도가 너무 높아져 목표로 하는 연신율 및 구멍확장성 확보가 어려울 수 있다. 따라서 본 발명에서 베이니틱 페라이트(BF)의 분율은 15~35%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 베이니틱 페라이트(BF)의 분율은 17~33% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 19~31 일 수 있다.
상기 마르텐사이트(M)의 분율이 15% 미만일 경우 본 발명이 목표로 하는 강도의 확보가 어려울 수 있고, 반면에 그 분율이 30% 를 초과할 경우 강도가 너무 높아져 목표로 하는 연신율 및 구멍확장성 확보가 어려울 수 있다. 따라서 본 발명에서 마르텐사이트(M)의 분율은 15~30%로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 마르텐사이트(M)의 분율은 15.5~29.5% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 16~29% 일 수 있다.
본 발명에서 상기 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)에 대한 각 상의 분율의 측정방법은 특별히 제한하지 않으며, 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 측정될 수 있다.
다만 비제한적인 일 구현례로서 도 3 및 도 4 에 상기 각 상의 분율을 측정하는 방법의 일 예를 도시하였다. 도 3 및 도 4 를 참조하여 설명하면, 먼저 미세조직에 대한 현미경 사진에 소정 간격으로 직선을 그어 교차점을 노드로 구성한다. 도 3 및 4 의 경우 배율 ×3000배율의 SEM 조직사진이며, 1㎛ 간격으로 직선을 그어 노드를 구성하였으며, 이때 총 노드의 수(N)는 세로 34줄 × 가로 36줄로 총 1224개였다. 이후 측정하고자 하는 조직에 따라, 예를 들어 도 3 과 같이 페라이트 상의 분율을 측정하고자 하는 경우 페라이트 상 위의 노드 개수를 세어 그 총합을 nf 으로 하고, 이를 총 노드의 수(N)로 나누어(즉, nf/N) 해당 상의 분율(Vf)을 구할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 미세조직에서 상기 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 평균 결정립 크기는 작으면 작을수록 강도 및 우수한 구멍확장성을 확보함에 유리하므로 평균 결정립 크기를 2.5㎛ 이하로 제한할 수 있다. 하지만, 결정립 미세화를 위해서는 Mo, V 의 추가 합금철 투입이 필요하며, 이에 따라 제조단가가 상승하는 문제가 발생할 수 있기 때문에 이를 고려하여 상기 평균 결정립 크기의 하한을 0.8㎛ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명에서 상기 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 평균 결정립 크기는 0.8~2.5㎛로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 평균 결정립 크기는 0.9~2.4㎛ 일 수 있으며, 경우에 따라서는 1.0~2.3㎛ 일 수 있다.
본 발명에서 상기 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 평균 결정립 크기의 측정방법은 특별히 제한하지 않으며, 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 측정될 수 있다.
비제한적인 일 구현례로서 도 5 에 상기 평균 결정립 크기를 측정하는 방법을 도시하였다. 상술한 미세조직 분율 측정방법과 동일하게 일정한 거리(L)로 노드를 구성하고, 결정립계의 교차점의 수(nL)를 측정한 후, L/nL로 나누어 각 상의 평균 결정립 크기를 측정할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은, 미세조직에서 (Ti,Nb)(C,N) 석출물을 포함할 수 있다. 여기서 본 발명에서의 (Ti,Nb)(C,N) 석출물은 TiC, NbC, TiN, NbN 및 이들의 복합 석출물을 포함하는 의미로 정의될 수 있다. 도 6 (a) 에 본 발명의 일 구현례인 발명예 1 의 석출물에 대한 투과전자현미경(TEM) 조직사진을 나타내었다.
본 발명에 따른 강판의 미세조직에서 상기 (Ti,Nb)(C,N) 석출물은 50~350개/㎛2 로 포함될 수 있다. 상기 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 개수가 50개/㎛2 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 상기 석출물의 개수가 350개/㎛2 를 초과하는 경우에는 강도가 지나치게 상승하여 연신율 및 구멍확장성이 열위해져 가공 시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 개수는 50~350 개/㎛2 로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직하게 (Ti,Nb)(C,N) 석출물은 60~340개/㎛2 로 포함될 수 있으며, 경우에 따라서는 70~330개/㎛2 로 포함될 수 있다.
(Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기는 4~16nm 일 수 있다. (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기가 16nm 를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기는 작을수록 유리하나, 그 크기를 4nm 미만으로 제어하는 것은 기술적으로 어렵고 제조비용의 상승을 수반하기 때문에 하한을 4nm 이상으로 제한할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기는 4~16nm 로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기는 5~15nm 일 수 있으며, 경우에 따라서는 6~14nm 일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은, 미세조직에서 3.5~15.5° 의 범위를 가지는 저경각입계(low angle boundaries)의 분율이 22~44% 일 수 있다. 상기 저경각입계의 분율이 44% 를 초과할 경우 결정립이 조대하여 구멍확장성 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반면에 상기 저경각입계의 분율은 작으면 작을수록 결정립이 미세하여 강도 확보에 유리하지만, 연신율 확보에 어려움이 있을 수 있으므로 그 하한을 22% 이상으로 제한하는 바람직하다. 따라서 본 발명에서 상기 저경각입계의 분율은 22~44%로 제한할 수 있다. 또한 상기 저경각입계의 분율은 24~42%를 만족할 수 있으며, 경우에 따라서는 26~40%를 만족할 수 있다.
상기 저경각입계 분율의 측정방법은 특별히 제한하지 않으며, 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 측정될 수 있다. 비제한적인 일 구현례로서 주사전자현미경(SEM) 또는 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직을 관찰함으로써 측정할 수 있으며, 보다 구체적으로는 통상 저경각입계는 misorientation angle 이 15° 이하를 의미하기 때문에 상기 오차범위를 감안하여, 미세조직 내 3.5~15.5° angle 범위를 가지는 misorientation 분율을 측정하여 구할 수 있다.
한편 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은, 상술한 합금조성 범위 및 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하고, 미세조직으로서 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)를 포함하고, 미세조직 중에 (Ti,Nb)(C,N) 석출물이 분포함으로써, 항복강도가 580~700MPa, 인장강도가 780~880MPa, 연신율이 14.5~20.0% 인 특성을 효과적으로 확보할 수 있다. 또한 항복강도가 585~695MPa, 인장강도가 785~875MPa, 연신율이 15.0~19.5% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 항복강도가 590~690MPa, 인장강도가 790~870MPa, 연신율이 15.5~19.0%일 수 있다.
또한 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은, 상술한 합금조성 범위 및 관계식을 만족함으로써 구멍확장율(HER, Hole Expansion Ratio)이 45~85% 일 수 있다. 여기서 구멍확장율은 강판에 소정 직경으로 구멍을 타발한 후, 상기 구멍을 크랙이 발생하기 직전까지 확장시켜 확장된 구멍의 직경을 구한 후, 상기 확장된 구멍의 직경을 최초 직경의 백분율로 계산한 값으로 정의될 수 있다. 또한 보다 바람직한 구멍확장율은 47~83% 일 수 있으며, 경우에 따라서는 50~80% 일 수 있다.
구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 얻기 위해서는 상간의 경도차가 작을수록 좋다. 이를 고려하여, 미세조직에서 각 상에 1gf의 하중을 가하였을 때의 비커스 경도(Vickers hardness) 기준으로, 페라이트(F)의 경도가 115~180Hv(1gf)이고, 베이니틱 페라이트(BF)의 경도는 240~310Hv(1gf)이며, 마르텐사이트(M)의 경도는 400~550Hv(1gf)일 수 있다.
또한 상기 페라이트(F)의 경도는 120~175Hv(1gf)일 수 있으며, 경우에 따라서는 125~170Hv일 수 있다. 또한 상기 베이니틱 페라이트(BF)의 경도는 245~305Hv(1gf)일 수 있고, 경우에 따라서는 250~300Hv(1gf)일 수 있다. 또한 상기 마르텐사이트(M)의 경도는 410~540Hv(1gf)일 수 있고, 경우에 따라서는 420~530Hv(1gf)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은, 산세처리한 열연강판, 즉 PO(Pickled & Oiled)재 강판의 폭 방향 광택도 편차가 10 이하일 수 있다. 여기서 광택도란 상기 PO재 강판 표면의 광택 정도를 수치적으로 나타낸 것으로서, 상기 광택도의 측정방법은 특별히 제한하지 않으며, 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 측정될 수 있다. 또한 상기 광택도 편차는 8 이하일 수 있고, 경우에 따라서는 6 이하일 수 있다.
한편 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 두께는 0.8~2.6mm 일 수 있다. 또한 상기 두께는 0.9~2.4mm 일 수 있으며, 경우에 따라서는 1.0~2.0mm 일 수 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 대해 설명한다. 다만 이하에서 설명하는 제조방법은 모든 가능한 실시형태 중 하나의 실시형태일 뿐이며, 본 발명의 구멍확장성이 우수한 고강도 강판이 반드시 이하의 제조방법으로 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에서 상기 고강도 강판은 연주-압연 직결공정에 의해 제조될 수 있으며, 상기 연주-압연 직결공정은 소정 성분계의 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계, 상기 박 슬라브를 냉각하는 단계, 냉각된 상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계, 상기 바를 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계, 및 공냉 후 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
먼저 본 발명의 제조방법의 일 실시형태에서 적용된 연주-압연 직결공정을 위한 설비에 대해 자세히 설명한다. 도 7 에는 본 발명의 고강도 강판 제조에 적용 가능한 연주-압연 직결공정을 위한 설비의 모식도가 도시되어 있다.
도 7 에 나타난 바와 같이, 연주-압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연주-압연 직결 설비는 제 1 두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 박 슬라브를 상기 제 1 두께보다 얇은 제 2 두께의 바(Bar)(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제 2 두께의 바를 제 3 두께의 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다.
연주-압연 직결 공정을 적용하는 경우 등온, 등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 Run Out Table(700)(이하 "ROT" 또는 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질이 균일한 고강도 열연강판의 생산이 가능하다.
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)(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 포함할 수 있으며, 상기 RSB 및 FSB 가 구비되는 경우 강판 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판의 산세 시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)강판 및 도금강판의 생산이 가능하다.
한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있으며, 상기 권취기(900) 앞에는 압연 및 냉각이 완료된 스트립을 절단하는 고속전단기(800)가 구비될 수 있다.
도 8 은 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조에 적용 가능한 연주-압연 직결 설비의 다른 모식도이다. 도 8 에 도시된 연주-압연 직결 설비는 도 7 에 도시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 및 조압연 스케일 브레이커(300) 앞에 박 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어 있다는 점에 차이가 있다. 도 8 의 연주-압연 직결 설비의 경우 슬라브 엣지 온도 확보가 용이하여 엣지 결함 발생이 낮아져 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능한 장점이 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은 도 7 및 도 8 에 도시된 연주-압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하며, 어느 하나의 설비에 의해서만 생산될 수 있는 것으로 제한되는 것은 아니다.
이하 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 대해 각 단계별로 상세히 설명한다.
연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계
상술한 합금조성을 가지며, 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하는 용강을 연속주조하여 제 1 두께의 박 슬라브 (a) 를 얻는다.
이때 상기 연속주조의 주조속도는 4.0~7.5mpm(m/min) 일 수 있다.
연주-압연 직결 공정에서는 고속주조와 압연 과정이 연결되어 이루어지기 때문에 목표 압연 온도를 확보하기 위해 일정 이상의 주조속도가 요구되며, 보다 구체적으로는 4.0mpm 이상의 주조속도를 확보하는 것이 바람직하다. 만일 주조속도가 4.0 mpm 미만일 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 굽힘 특성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 한편, 주조속도가 7.5mpm 을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있다. 따라서 본 발명에서 주조속도는 4.0~7.5mpm 으로 제한할 수 있다. 또한 상기 주조속도의 하한은 4.5mpm 일 수 있고, 경우에 따라서는 5.0mpm 일 수 있으며, 상기 주조속도의 상한은 7.0mpm 일 수 있고, 경우에 따라서는 6.5mpm 일 수 있다.
또한 상기 박 슬라브의 제 1 두께는 75~125mm 일 수 있다.
상기 박 슬라브의 제 1 두께가 125mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 된다. 반면에 상기 박 슬라브의 제 1 두께가 75mm 미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 주편의 온도 하락을 방지하게 위해 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명에서 상기 박 슬라브의 제 1 두께는 75~125mm 로 제어할 수 있다. 또한 상기 박 슬라브 두께의 하한은 80mm 일 수 있고, 경우에 따라서는 85mm 일 수 있으며, 상기 박 슬라브 제 1 두께의 상한은 120mm 일 수 있고, 경우에 따라서는 115mm 일 수 있으며, 보다 바람직한 경우로서 110mm 일 수 있다.
박 슬라브를 냉각하는 단계
연속주조된 상기 박 슬라브를 2차 냉각대에 통과시켜 냉각한다. 이때 2차 냉각 시의 2차 냉각 비수량은 0.8~2.6ℓ/kg 일 수 있다.
상기 2차 냉각 비수량이 2.6ℓ/kg 을 초과하는 경우 선형 크랙이 발생하여 슬라브 품질이 열위해질 수 있고, 슬라브 및/또는 바 엣지 온도가 낮아져 엣지 크랙이 발생할 위험이 높아진다. 반면에 상기 2차 냉각 비수량이 0.8ℓ/kg 미만일 경우 연주 출측에서 슬라브 미응고에 따른 용강 유출 등의 문제가 야기될 수 있고, 세그먼트(segment) 롤 등이 열화될 수 있어 설비 이상의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 2차 냉각대에서의 2차 냉각 비수량은 0.8~2.6ℓ/kg 로 제한하는 것이 바람직하다. 또한 상기 2차 냉각 비수량은 1.0~2.4ℓ/kg 일 수 있으며, 경우에 따라서는 1.2~2.2ℓ/kg 일 수 있다.
한편, 연속주조된 상기 박 슬라브를 2차 냉각대에 통과시켜 냉각 시 엣지부 표면 온도 하락에 따라 고온연성저하로 조압연시 엣지크랙이 발생할 수 있으므로, 박 슬라브를 냉각한 후 조압연 하기 전에 선택적으로 박 슬라브를 900~1200℃ 온도 범위로 가열하는 단계가 추가될 수 있다. 가열온도가 900℃ 미만이면 엣지부의 표면온도가 낮아 고온연성 부족으로 엣지 크랙이 발생할 수 있고, 반면에 1300℃를 초과할 경우 바의 엣지부 뿐만 아니라 중심부 온도 또한 높아 스케일이 다량 발생함에 따라 산세 후 표면 품질이 떨어질 수 있다. 따라서 조압연 전 박 슬라브를 가열하는 경우 그 가열온도는 900~1300℃ 인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 950~1250℃로 가열하고, 보다 더 바람직하게는 1000~1200℃로 가열할 수 있다.
조압연 전 스케일 제거 단계
연속주조된 박 슬라브 또는 가열된 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 제거할 수 있다. 상기 스케일 제거는 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 실시될 수 있다.
다만 비제한적인 일 구현례로서 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라고도 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 300㎛ 이하로 제거할 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기 분사 압력이 50bar 미만일 경우 슬라브 표면에 산수형 스케일 등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다. 반면에 상기 분사 압력이 350bar 초과일 경우 바 엣지 온도가 급격히 하락하여 엣지 크랙이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 RSB 에서의 냉각수 분사 압력은 50~350bar로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 냉각수 분사 압력은 60~290bar 일 수 있으며, 경우에 따라서는 70~280bar 일 수 있다.
냉각된 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계
이후 상기 박 슬라브를 조압연하여 제 2 두께의 바 (b) 를 얻는다. 해당 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2~5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연함으로써 수행될 수 있다.
조압연 단계에서 조압연 입측에서의 바 엣지부 온도는 Ar3+20℃~1100℃ 일 수 있다. 여기서 상기 Ar3 온도는 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 온도를 적용할 수 있고, 프로그램에 의해 계산된 값을 적용할 수도 있다. 일 구현례로서 상용 열역학 소프트웨어인 JmatPro V-8를 이용하여 계산한 값을 적용할 수도 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기 바 엣지부 온도가 Ar3+20℃ 미만인 경우 결정립계에 페라이트 필름(Ferrite film)이 미세하게 존재하고 AlN, Nb(C,N)등의 석출물이 과다 석출되어 고온연성저하로 엣지크랙이 발생 할 수 있다. 반면에 상기 바 엣지부 온도가 1100℃ 를 초과할 경우 바의 엣지부 뿐만 아니라 중심부 온도 또한 높아 스케일이 다량 발생함에 따라 산세 후 표면 품질이 떨어질 수 있다. 따라서 본 발명에서 조압연 시의 조압연 입측에서의 바 엣지부 온도는 Ar3+20℃~1100℃ 로 제한할 수 있다. 또한 상기 바 엣지부 온도는 Ar3+15℃~1050℃ 일 수 있으며, 경우에 따라서는 Ar3+10℃~1000℃ 일 수 있다.
조압연 시 첫 번째 압연기의 압하율은 25~60% 일 수 있다.
조압연 시 압하율이 높을수록 고강도강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Si, Cr 등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭 및 두께 방향의 온도 구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 그러나, 상기 압하율이 25% 미만인 경우 상기의 효과가 충분히 발휘되지 못하며, 60% 를 초과하는 경우 압연변형 저항이 크게 되어 엣지크랙 민감성이 높아질 수 있다.
마무리 압연 전 스케일 제거 단계
상기 조압연을 통해 제조된 바는 마무리 압연 전에 상기 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거할 수 있다. 상기 스케일 제거는 당해 기술분야에서 일반적으로 알려진 방법을 통해 실시될 수 있다.
다만 비제한적인 일 구현례로서 상기 바를 마무리 압연하기 전에 마무리 압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라고도 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~300bar 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께가 예를 들면, 30㎛ 이하가 되도록 스케일을 제거할 수 있다.
여기서 상기 냉각수 압력이 50bar 미만인 경우에는 스케일의 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있으며, 반면에 상기 압력이 300bar를 초과하는 경우에는 마무리 압연 온도가 너무 낮게 되어 효과적인 오스테나이트 분율을 얻지 못해 목표로 하는 인장강도를 확보하기 어려울 수 있다. 또한 보다 바람직한 냉각수 압력은 60~290bar 일 수 있으며, 경우에 따라서는 70~280bar 일 수 있다.
바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계
조압연을 통해 제조된 바는 마무리 압연 시 온도를 확보하기 위해 950~1200℃로 가열될 수 있다. 상기 가열온도가 950℃ 미만일 경우 마무리 압연 시 압연 하중이 증가하여 통판성이 불안정해질 수 있으며, 반면 상기 가열온도가 1200℃를 초과할 경우 스케일 품질이 열위해질 수 있다. 한편, 상기 가열온도는 960~1190℃일 수 있고, 경우에 따라서는 970~1180℃일 수 있다.
이후 조압연을 통해 제조된 바를 마무리 압연(Finish rolling Mill, FM)하여 열연강판(또는 이하 '스트립'이라고도 함)을 얻을 수 있다. 상기 마무리 압연은 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다. 이때 상기 마무리 압연은 오스테나이트와 페라이트가 존재하는 이상영역에서 압연을 실시하고, 마무리 압연 출측온도가 700℃~Ar3가 되도록 압연할 수 있다.
이상영역에서 압연시 오스테나이트 결정립계에 페라이트 조직이 생성되어 결정립 미세화 효과가 있으며, 오스테나이트 조직 내에 C 농도가 높아져 냉각 시 마르텐사이트 및 베이니틱 페라이트 조직의 강도를 올릴 수 있다. 따라서 이를 통해 마르텐사이트 및 베이니틱 페라이트 조직의 분율이 적더라도 강도를 확보 할 수 있고, 상대적으로 페라이트 분율을 높게 할 수 있어 연신율을 증가시킬 수 있는 효과를 얻을 수 있다.
상기 마무리 압연 출측온도가 700℃ 미만인 경우에는 마무리 압연 시 롤의 부하가 크게 증가함에 따라 통판성이 열위할 수 있고, 오스테나이트 분율이 낮아 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3 을 초과하는 경우 결정립이 조대해져 높은 강도를 얻을 수 없고, 충분한 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서 후속 공정에서 냉각속도를 더욱 빠르게 설정해야 하는 단점이 있다. 또한 보다 바람직한 마무리 압연 출측온도는 710℃~Ar3-10℃ 일 수 있으며, 경우에 따라서는 720℃~Ar3-20℃ 일 수 있다.
열연강판을 공냉하고, 냉각한 후 권취하는 단계
상기 마무리 열간 압연된 강판을 런아웃 테이블에서 0.5~6.0초 동안 공냉한 후, 50~450℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 300~500℃에서 권취할 수 있다.
먼저 상기 마무리 압연된 열연강판은 런아웃 테이블 상에서 0.5~6.0초의 공냉과정을 거칠 수 있다.
상기 공냉시간이 0.5초 미만인 경우 페라이트 변태를 위한 시간이 부족하여 연신율이 저하될 위험성이 커질 수 있다. 반면에 상기 공냉시간이 6.0초를 초과하는 경우에는 페라이트의 과다 변태로 인해 목표로 하는 인장강도를 확보함에 있어 어려움이 있을 뿐만 아니라 설비 길이가 길어져야 하거나 생산성이 저하하는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 공냉시간은 0.5~6.0초로 제한할 수 있다. 또한 보다 바람직한 공냉시간은 1.0~5.5초일 수 있으며, 경우에 따라서는 1.5~5.0초일 수 있다.
상기 공냉과정 후 냉각 시 냉각속도는 50~450℃/초일 수 있다.
상기 냉각속도가 50℃/초 미만이면 페라이트 변태가 촉진되고 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 재질을 얻기 어려울 수 있다. 반면에 상기 냉각속도가 450℃/초를 초과할 경우 냉각 시 냉각수량이 너무 많아 스트립 표면에 물이 잔류하여 표면 품질이 열위해질 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 냉각속도는 50~450℃/초로 제한할 수 있다. 또한 상기 냉각속도는 100~400℃/초일 수 있으며, 경우에 따라서는 150~350℃/초일 수 있다.
냉각 후 권취 온도는 300~500℃일 수 있다.
상기 권취 온도가 300℃ 미만일 경우 마르텐사이트 변태가 과다하게 촉진되어 경질 조직인 마르텐사이트 분율이 너무 높아질 수 있어 목표로 하는 연신율 및 구멍확장성을 확보하기가 어려울 수 있다. 한편 상기 권취 온도가 500℃를 초과하면 목표로 하는 베이니틱 페라이트 조직을 얻기가 어려워 목표 강도를 확보하기가 어려울 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 권취온도는 300~500℃로 제한할 수 있다.
산세 처리 및 도금하는 단계
권취 후 권취된 열연강판에 대해 산세 처리하는 단계 및 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 산세 및 도금 처리를 통해 PO(Pickled & Oiled)재 및 도금재를 얻을 수 있다. 본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에서는 박 슬라브 및 바 스케일 제거 단계에서 스케일을 충분히 제거할 수 있으므로, 일반적인 산세처리 및 도금처리로도 표면품질이 우수한 PO재 및 도금재를 얻을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 열연산세공정 및 도금공정에서 일반적으로 사용되는 방법이라면 모두 적용 가능하므로, 산세 처리 및 도금 방법에 대하여 특별히 제한하지 않는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1 의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 도 7 의 연주-압연 직결 공정을 적용하여 연연속압연 모드로, 하기 표 2 에 기재된 제조조건으로 1.6mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 공통적으로 RSB 및 FSB 압력은 각각 210bar, 150bar 로 적용하였다.
제조된 열연강판을 산세처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻은 후, 하기의 방법으로 재질특성(항복강도, 인장강도, 연신율 및 구멍확장성) 및 미세조직을 분석하여 그 결과를 하기 표 3 에 기재하였다.
- 미세조직(각 상 분율 및 크기, 석출물 개수 및 크기, 저경각입계)
미세조직은 주사전자현미경(SEM) 또는 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 관찰하였으며, 석출물은 레프리카 방법으로 샘플을 제작하여 TEM으로 관찰하였다. 여기서 레프리카 방법은 샘플 시료의 표면을 연마, 부식(etching) 시킨 후에 셀룰로오즈 테이프를 표면에 붙인 후 테이프를 떼어내어 석출물 만을 추출하여 TEM으로 석출물을 관찰하는 방법을 말한다.
각 상의 분율은 도 3 (페라이트 조직) 및 도 4 (마르텐사이트 조직)에 도시한 바와 같이 SEM ×3000배 조직사진에서 1μm의 간격으로 직선을 그어 노드를 구성하였을 때, 각 상 위에 위치하는 노드 수의 총 합(nf)을 구하고 이를 총 노드의 수(N, 도 3 및 도 4 에서는 1224개)로 나누어(nf/N) 계산하였다.
한편 각 상의 평균 결정립 크기는 도 5 와 같이 1μm의 간격으로 일정한 거리(L)의 직선을 긋고, 결정립계의 교차점의 수(nL)를 측정한 후 L/nL으로 나누어 측정하였다.
석출물의 개수 및 크기는 TEM 으로 관찰한 사진으로부터 측정하였으며, 저경각입계는 미세조직 내 3.5~15.5° angle 범위를 갖는 Misorientation 분율을 측정하였다.
- 인장특성(항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL))
강 스트립의 전폭 방향으로 일정한 간격으로 7곳에 대해 압연방향으로 JIS 5호 규격의 인장시편을 채취하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)을 각각 측정하고 그 평균값을 계산하였다.
- 구멍확장율(HER)
구멍확장율(HER, Hole Expansion Ratio)은 강판에 10.8mm의 직경으로 구멍을 타발한 후 콘으로 밀어 올려 원주부분에 크랙이 발생하기 직전까지 확장시키고, 그 확장된 구멍의 직경을 최초 직경(10.8mm)의 백분율로 계산한 값이며, 폭 방향으로 5군데를 일정한 간격으로 샘플링하여 측정한 후 평균하였다.
- 경도(1gf 하중에서의 비커스 경도(Hv))
각 상의 미소경도는 나노인덴테이션 시험기를 이용하여 각 상에 1gf의 하중을 가하여 측정하였으며, 50회 측정한 데이터의 평균값이다.
- 엣지크랙 발생 유무
엣지크랙 발생 유무는 바 및 스트립에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 디텍터(Detector)인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.
- 광택도
광택도란 PO재 강판 표면의 광택 정도를 수치적으로 나타낸 것으로, Rhopoint IQ™장치를 이용하여 폭 방향에 대해 일정한 간격(10 point)으로 측정하여 편차 정도를 검토하였다.
구분 강종 화학성분(중량%) 관계식
C Mn Si P S Nb Ti Al Cr Sb N (1) (2) (3)
발명강 1 0.043 1.62 0.99 0.0064 0.0008 0.028 0.063 0.026 0.62 0.005 0.0034 15.6 5.6 2.80
발명강 2 0.052 1.85 0.85 0.0089 0.0010 0.032 0.075 0.028 0.71 0.004 0.0035 17.6 6.7 2.62
발명강 3 0.034 1.42 1.15 0.0120 0.0015 0.021 0.069 0.029 0.85 0.003 0.0041 15.4 6.2 2.47
발명강 4 0.061 1.56 0.94 0.0180 0.0011 0.035 0.081 0.035 0.91 0.005 0.0048 18.8 10.1 1.86
발명강 5 0.055 1.45 1.25 0.0111 0.0014 0.041 0.064 0.037 1.01 0.004 0.0041 18.4 8.5 2.16
비교강 6 0.105 1.51 1.36 0.0150 0.0010 0.037 0.085 0.031 0.89 0.004 0.0051 23.6 11.7 2.02
비교강 7 0.015 1.45 0.85 0.0120 0.0012 0.045 0.074 0.035 0.71 0.004 0.0039 12.4 8.1 1.54
비교강 8 0.041 0.65 1.01 0.0110 0.0015 0.034 0.074 0.029 0.74 0.008 0.0048 12.2 8.9 1.37
비교강 9 0.035 0.95 0.84 0.0150 0.0011 0.041 0.081 0.031 0.03 0.010 0.0052 9.9 10.8 0.91
비교강 10 0.051 1.65 1.02 0.0085 0.0012 0.075 0.055 0.034 0.85 0.015 0.0059 17.6 15.3 1.15
비교강 11 0.045 1.45 0.95 0.0150 0.0015 0.054 0.160 0.026 1.01 0.008 0.0045 17.0 14.6 1.17
비교강 12 0.041 1.64 1.12 0.0160 0.0012 0.051 0.095 0.075 0.95 0.009 0.0061 17.5 17.7 0.99
비교강 13 0.047 1.75 0.87 0.0250 0.0011 0.045 0.085 0.035 1.02 0.008 0.0120 18.8 26.2 0.72
비교강 14 0.040 1.45 0.20 0.0081 0.0008 0.014 0.023 0.029 0.10 0.002 0.0032 11.0 2.9 3.82
구분 강종 슬라브
두께
(mm)		 주속
(mpm)		 2차
냉각
비수량
(ℓ/kg)		 Ar3
(℃)		 조압연기 바
가열
온도
(℃)		 마지막
압연기
출측
온도
(℃)		 공냉
시간
(초)		 냉각
속도
(℃/s)		 권취
온도
(℃)
첫번째 압연기
압하율
(%)		 바엣지
온도(℃)
발명예1 1 96 5.8 1.74 860 45 886 1100 780 3.0 250 410
발명예2 2 93 6.3 1.74 835 45 890 1080 785 3.0 250 415
발명예3 3 96 6.0 1.74 880 45 910 1092 791 3.0 250 425
발명예4 4 96 6.0 1.74 850 45 900 1087 785 3.0 250 430
발명예5 5 96 6.0 1.74 870 45 895 1101 779 3.0 250 415
비교예1 6 96 6.0 1.74 850 45 887 1095 787 3.0 250 410
비교예2 7 96 6.0 1.74 880 45 902 1089 791 3.0 250 415
비교예3 8 96 6.0 1.64 925 45 948 1102 786 3.0 250 420
비교예4 9 96 5.8 1.60 920 45 942 1094 795 3.0 250 400
비교예5 10 96 6.0 1.74 850 45 885 1089 780 3.0 250 415
비교예6 11 96 6.0 1.74 875 45 897 1097 782 3.0 250 425
비교예7 12 96 6.0 1.74 875 45 899 1105 781 3.0 250 415
비교예8 13 96 6.0 1.74 835 45 901 1098 791 3.0 250 400
비교예9 14 96 6.0 1.74 840 45 889 1099 789 3.0 250 405
구분 엣지
크랙
발생
여부		 인장특성 HER
(%)		 미소경도
(Hv, 1gf)		 미세조직 분율
(%)		 결정립
사이즈
(㎛)		 석출물 Misorientation
3.5~15.5º
분율
(%)		 광택
도
편차
YS
(㎫)		 TS
(㎫)		 EL
(%)		 F BF M F BF M 개수/
㎛2 		사이즈
(㎚)
발명예1 X 640 825 18 65 146 277 466 52 28 20 1.6 183 7.2 32 5
발명예2 X 655 831 17 62 152 278 463 50 29 21 1.7 192 7.9 33 5
발명예3 X 623 806 20 73 132 253 451 58 25 17 1.8 185 7.2 31 5
발명예4 X 661 835 17 58 162 279 459 51 27 22 1.5 215 8.1 33 5
발명예5 X 645 821 18 67 156 289 462 53 29 18 1.6 195 7.5 30 5
비교예1 X 701 875 14 42 165 311 506 32 32 36 1.2 225 8.2 46 5
비교예2 X 578 725 21 85 136 225 395 68 25 7 2.8 192 8.1 21 5
비교예3 X 571 715 22 87 132 265 415 71 26 3 2.7 189 7.6 20 5
비교예4 X 559 705 23 90 145 215 448 73 25 2 2.9 199 8.3 19 5
비교예5 O 709 885 13 43 189 295 460 53 29 18 1.3 386 12.8 32 5
비교예6 O 703 880 13 44 183 285 462 52 28 20 1.4 401 13.5 32 5
비교예7 O 651 821 17 71 169 271 460 54 27 19 1.8 375 12.1 33 5
비교예8 O 635 815 16 70 186 265 462 51 27 22 1.3 425 16.9 30 5
비교예9 X 500 645 24 105 117 241 406 72 11 17 3.2 35 10.1 20 5
상기 표 3 에서 F은 Ferrite(페라이트), BF는 Bainitic Ferrite(베이니틱 페라이트), M은 Martensite(마르텐사이트)조직이며, YS는 Yield Strength(항복강도), TS는 Tensile Strength(인장강도), EL은 Elongation(연신율)을 나타내며, HER은 Hole Expansion Ratio(구멍확장율)을 나타낸다.
상기 표 1 내지 표 3 에 나타난 바와 같이, 강 조성 및 관계식(1) ~ (3) 을 만족하는 강종을 사용하고, 제조조건이 본 발명의 범위를 모두 만족하는 발명예 1 내지 5 는 목표로 하는 미세조직(분율, 사이즈, 석출물 및 Misorientation 분율)을 확보하여 엣지품질, 인장특성, HER, 미소경도 및 광택도 편차를 모두 만족함을 알 수 있다.
반면에 비교예 1 내지 9 는 제조조건이 본 발명의 범위를 만족함에도 불구하고, 본 발명에서 제안한 강 조성 및 성분 관계식 (1)~(3)을 만족하지 못하기 때문에 목표로 하는 미세조직을 만족하지 못하여 목표로 하는 엣지 품질 및 기계적 특성을 만족하지 못함을 알 수 있다.
도 2 는 발명예 1 의 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 ×3000배의 조직사진을 나타낸 것이고, 도 9 는 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 조직사진을 나타낸다. 도 2 에서 알 수 있듯이 상기 발명예 1 의 미세조직은 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)로 구성되어 있으며, 도 9 의 TEM 조직사진으로부터 페라이트(F) 내에 미세한 Carbide들이 존재하는 것으로 베이니틱 페라이트(BF) 조직임을 확인할 수 있다.
한편 도 6 (a) 는 발명예 1 의 석출물에 대한 TEM 레프리카 사진이며, 도 6 (b) 는 비교예 9 의 석출물에 대한 TEM 레프리카 사진이다. 상기 도 6 에 나타난 바와 같이 발명예 1 의 경우 (Ti,Nb)(C,N)의 복합 탄·질화물이 미세하게 분포하고 있는 반면, 비교예 9 의 경우 발명예 1 대비 석출물 사이즈가 조대하고 그 개수도 적음을 확인할 수 있다.
도 10 은 비교예 9 의 SEM 조직사진이다. 도 10 에서 알 수 있듯이, 비교예 9 의 미세조직은 페라이트(F)의 분율이 높고 결정립 사이즈가 조대한 것을 알 수 있으며, 이로 인해 목표로 하는 기계적 특성을 확보하지 못하는 것을 알 수 있다.
도 11 은 발명예 1 의 석출물 분포를 정량화한 것으로, 주로 10nm 이하의 석출물이 많이 존재함을 알 수 있으며, 좀 더 구체적으로는 평균적으로 183개/㎛2 로 존재하고, 평균 사이즈는 7.2nm 정도임을 확인하였다.
도 12 는 EBSD(Electron BackScatter Diffraction)를 이용하여 촬영한 발명예 1 의 Misorientation 사진과 분율 분포를 나타낸 것이고, 도 13은 비교예 9 의 Misorientation 사진과 분율 분포를 나타낸 것이다.
이 결과에서 알 수 있듯이 발명예 1 의 경우 비교예 9 과 비교하여 10º 이하의 Misorientation angle에서 조직 분율이 높고, 이는 BF 조직이 지배적으로 존재함을 알 수 있다. 따라서, 높은 구멍확장성과 목표로 하는 인장특성을 만족하기 위해서는 저경각입계(low angle boundaries, <15º)를 갖는 조직 분율이 높아야 하며, 다만 본 발명에서 목표로 하는 구멍확장성을 만족하는 범위에서는 목표로 하는 Misorientation 분율 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
(실시예 2)
실시예 2 에서는 엣지크랙에 영향을 미치는 Sb 함량과 2차 냉각 비수량, 조압연기에서의 압연조건의 영향을 검토하였으며, 합금조성, 조업조건 및 그 결과를 각각 표 4 와 표 5 에 나타내었다.
구분 강종 화학성분(중량%) 관계식
C Mn Si P S Nb Ti Al Cr Sb N (1) (2) (3)
발명강 6 0.045 1.41 1.02 0.0075 0.0010 0.031 0.071 0.025 0.71 0.020 0.0035 15.4 6.2 2.47
발명강 7 0.041 1.55 0.99 0.0121 0.0014 0.035 0.069 0.027 0.69 0.035 0.0041 15.6 7.5 2.09
비교강 15 0.045 1.61 1.05 0.0114 0.0010 0.035 0.076 0.036 0.71 0.055 0.0051 16.5 10.1 1.63
비교강 16 0.051 1.59 1.00 0.0126 0.0011 0.029 0.069 0.031 0.81 0.070 0.0045 17.3 7.9 2.19
구분 강종 슬라브 두께
(mm)		 주속
(mpm)		 2차 냉각
비수량
(ℓ/kg)		 Ar3
(℃)		 조압연기 엣지크랙
발생여부
첫번째 압연기
압하율
(%)		 바엣지
온도(℃)
발명예6 6 94 6.0 1.70 850 45 906 X
발명예7 7 96 6.0 1.80 880 45 895 X
발명예8 7 96 6.0 1.60 880 40 897 X
발명예9 7 96 6.0 1.40 880 35 898 X
발명예10 7 96 6.0 1.65 880 40 901 X
비교예10 7 96 5.8 2.65 880 40 865 O
비교예11 7 96 5.4 2.85 880 45 859 O
비교예12 7 96 6.0 2.10 880 65 895 O
비교예13 7 96 6.0 1.90 880 70 906 O
비교예14 15 96 6.0 1.85 869 45 897 O
비교예15 16 96 6.0 1.85 862 45 888 O
상기 표 4 및 표 5 의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 Sb 함량, 2차 냉각비수량 및 조압기의 압연조건을 만족하는 발명예 6 내지 10은 엣지크랙이 발생하지 않았으나, 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 10 내지 15는 엣지크랙이 모두 발생함을 확인할 수 있다.
(실시예 3)
실시예 3 에서는 기계적 특성과 표면품질에 미치는 디스케일러(Descaler) 압력, 바 가열온도, 마지막 압연기 출측온도 및 냉각조건의 영향을 비교하였다. 실시예 3 의 발명예 11 내지 16, 비교예 16 내지 24 에서는 공통적으로 주조속도 6.4mpm, 2차 냉각 비수량 1.80 ℓ/kg 의 조건으로 주조한 90mm 두께의 박 슬라브를 이용하였으며, 주조 이후 단계의 세부 공정 조건 및 그 결과를 각각 표 6 과 표 7 에 나타내었다.
구분 강종 Ar3
(℃)		 조압연기 RSB
압력
(bar)		 바가열
온도
(℃)		 FSB
압력
(bar)		 마지막
압연기
출측온도
(℃)		 스트립
두께
(mm)		 공냉
시간
(초)		 냉각
속도
(℃/초)		 권취
온도
(℃)
첫번째압연기
압하율
(%)		 바엣지온도
(℃)
발명예11 1 867 45 890 150 1100 150 780 1.6 3.0 250 410
발명예12 1 867 45 895 200 1120 200 810 1.6 3.5 300 395
발명예13 2 838 45 890 210 1080 150 785 1.6 3.0 250 415
발명예14 2 838 45 897 270 1140 250 790 1.4 3.5 150 380
발명예15 2 838 45 880 250 1090 200 780 1.4 4.0 100 405
발명예16 2 838 45 885 100 1090 240 775 1.4 2.5 150 410
비교예16 2 838 45 880 25 1100 200 780 1.4 3.0 250 415
비교예17 2 838 45 870 200 1105 30 785 1.4 3.0 250 420
비교예18 2 838 45 875 200 1250 200 795 1.4 3.0 250 395
비교예19 2 838 45 881 200 1095 200 680 1.4 3.0 250 415
비교예20 2 838 45 889 200 1105 200 789 1.4 0.3 250 400
비교예21 2 838 45 879 200 1120 200 774 1.4 6.5 250 405
비교예22 2 838 45 885 200 1115 200 789 1.4 3.0 30 410
비교예23 2 838 45 890 200 1109 200 795 1.4 3.0 250 250
비교예24 2 838 45 887 200 1102 200 790 1.4 3.0 250 550
구분 인장특성 HER
(%)		 미세조직 분율(%) 광택도
편차
YS(MPa) TS(MPa) EL(%) F BF M
발명예11 645 828 19 68 54 27 19 5
발명예12 651 830 18 66 53 29 18 5
발명예13 659 839 17 60 52 28 20 5
발명예14 638 820 19 69 53 29 18 4
발명예15 624 815 20 70 56 26 18 5
발명예16 648 826 19 69 54 28 18 5
비교예16 639 824 19 68 52 27 21 16
비교예17 654 830 18 69 53 28 19 13
비교예18 639 821 20 68 56 26 18 5
비교예19 568 705 24 95 78 21 1 6
비교예20 726 895 13 36 28 32 40 5
비교예21 575 720 23 90 72 26 2 6
비교예22 569 710 24 93 74 25 1 5
비교예23 915 890 13 38 29 31 40 5
비교예24 552 701 24 97 79 20 1 5
상기 표 6 및 표 7 의 결과에서 알 수 있듯이 본 발명에서 제시한 디스케일러(Descaler) 압력, 바 가열온도, 마지막 압연기 출측온도 및 냉각조건(공냉시간, 냉각속도 및 권취온도)을 만족하는 발명예 11 내지 16 은 목표로 하는 미세조직 분율을 만족하여 인장특성, HER을 만족하고, 폭 방향 광택도 편차도 작음을 알 수 있다. 그러나 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 16 내지 24 는 기계적 특성을 만족하지 못하고, 광택도도 열위한 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
100 연속주조기
200, 200` 가열기
300 조압연 스케일 브레이커 (RSB)
400 조압연기
500 마무리 압연 스케일 브레이커 (FSB)
600 마무리 압연기
700 런아웃 테이블
800 고속전단기
900 권취기
a 박 슬라브
b 바
c 스트립

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.01%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하며,
    미세조직이, 면적분율로, 35~70%의 페라이트, 15~35%의 베이나이틱 페라이트 및 15~30%의 마르텐사이트를 포함하는, 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 (1)]
    13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
    [관계식 (2)]
    3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
    [관계식 (3)]
    1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세조직은 (Ti,Nb)(C,N) 석출물을 50~350개/㎛2 로 포함하고, 상기 (Ti,Nb)(C,N) 석출물의 평균 크기가 4~16nm 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트, 상기 베이나이틱 페라이트 및 상기 마르텐사이트의 평균 결정립 크기는 0.8~2.5㎛ 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세조직 중 3.5°~15.5°의 저경각입계의 분율이 22~44% 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    항복강도가 580~700MPa, 인장강도가 780~880MPa, 연신율이 14.5~20.0% 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    구멍확장율(Hole Expansion Ratio)이 45~85% 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트의 경도가 115~180Hv(1gf), 상기 베이나이틱 페라이트의 경도가 240~310Hv(1gf), 상기 마르텐사이트의 경도가 400~550Hv(1gf) 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    산세처리 후 폭방향 광택도 편차가 10 이하인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  9. 제 1 항에 있어서,
    두께가 0.8~2.6mm 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  10. 연주-압연 직결 공정에 의한 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법으로서,
    중량%로, C: 0.020~0.10%, Mn: 0.80~2.8%, Si: 0.4~1.8%, P: 0.030% 이하, S: 0.004% 이하, Nb: 0.005~0.10%, Cr: 0.2~1.4%, Al: 0.06% 이하, Ti: 0.020~0.14%, Sb: 0.0010~0.05%, N: 0.001~0.011%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 내지 (3) 을 만족하는 용강을 4.0~7.5mpm(m/min)의 주조속도로 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 2차 냉각대에서 0.8~2.6ℓ/kg 의 2차 냉각 비수량으로 냉각하는 단계;
    냉각된 상기 박 슬라브를 조압연 입측의 첫 번째 압연기에서의 바 엣지부 온도가 Ar3+20℃~1100℃ 이고, 압하율이 25~60%인 조건으로 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
    상기 바를 950~1200℃로 가열하고 마무리 압연 출측 온도가 700℃~Ar3 인 온도 조건에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 0.5~6.0 초간 공냉하는 단계; 및
    상기 공냉 후 50~450℃/초의 냉각속도로 냉각하고 300~500℃에서 권취하는 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 (1)]
    13 ≤ 100×([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25) ≤ 22
    [관계식 (2)]
    3.0 ≤ 100×{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 14.0
    [관계식 (3)]
    1.50 ≤ ([C]+[Si]/50+[Mn]/25+[P]/2+[Cr]/25)/{(2[Nb]+[Ti]+[Al])×([C]+100[N])} ≤ 4.00
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [P], [Cr], [Nb], [Ti], [Al]는 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후에 권취된 상기 열연강판을 산세 처리하고 도금처리 하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 10 항에 있어서,
    연속 주조 시 박 슬라브의 두께는 75~125mm 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 제 10 항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께가 0.8~2.6mm 인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  14. 제 10 항에 있어서,
    조압연하기 전에 상기 박 슬라브에 50~350 bar 의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  15. 제 10 항에 있어서,
    가열된 상기 바에 마무리 압연 전 50~300 bar 의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
KR1020190059018A 2019-05-20 2019-05-20 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Active KR102178677B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190059018A KR102178677B1 (ko) 2019-05-20 2019-05-20 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190059018A KR102178677B1 (ko) 2019-05-20 2019-05-20 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR102178677B1 true KR102178677B1 (ko) 2020-11-13

Family

ID=73399010

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020190059018A Active KR102178677B1 (ko) 2019-05-20 2019-05-20 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102178677B1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110072787A (ko) 2009-12-23 2011-06-29 주식회사 포스코 항복강도 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR101504404B1 (ko) * 2012-12-21 2015-03-19 주식회사 포스코 구멍확장성 및 재질 편차가 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
JP2015086145A (ja) * 2013-10-29 2015-05-07 日本メナード化粧品株式会社 ヒダカミセバヤエキスを含有する外用剤又は内用剤
KR20170106457A (ko) * 2015-02-03 2017-09-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20180021161A (ko) * 2015-08-11 2018-02-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판용 소재, 고강도 강판용 열연재, 고강도 강판용 열연 소둔재, 고강도 강판, 고강도 용융 도금 강판 및 고강도 전기 도금 강판과, 이들의 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110072787A (ko) 2009-12-23 2011-06-29 주식회사 포스코 항복강도 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR101504404B1 (ko) * 2012-12-21 2015-03-19 주식회사 포스코 구멍확장성 및 재질 편차가 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
JP2015086145A (ja) * 2013-10-29 2015-05-07 日本メナード化粧品株式会社 ヒダカミセバヤエキスを含有する外用剤又は内用剤
KR20170106457A (ko) * 2015-02-03 2017-09-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20180021161A (ko) * 2015-08-11 2018-02-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판용 소재, 고강도 강판용 열연재, 고강도 강판용 열연 소둔재, 고강도 강판, 고강도 용융 도금 강판 및 고강도 전기 도금 강판과, 이들의 제조 방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102209592B1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP3440894B2 (ja) 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101476866B1 (ko) 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강
CN110832101B (zh) 材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
KR101510272B1 (ko) 열연강판 제조방법 및 이를 이용한 열연강판
CN104726768B (zh) 表面质量优异的高强度热轧钢板及其制造方法
RU2463359C1 (ru) Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
KR20200065141A (ko) 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2019527774A (ja) 材質ばらつきが少なく表面品質に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR102164108B1 (ko) 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101949027B1 (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR101999030B1 (ko) 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법
KR102075222B1 (ko) 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102178677B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102218435B1 (ko) 표면품질이 우수하고, 재질편차가 적은 열연강판 및 그 제조방법
KR101917469B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101917467B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JPH09296252A (ja) 成形性に優れる薄物熱延鋼板およびその製造方法
CN117957335A (zh) 冷轧扁钢产品及其生产方法
JP7186291B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP4048675B2 (ja) 焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
KR102325472B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101245700B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
JPH1053836A (ja) 熱延連続化プロセスによる疲労特性と耐熱軟化性に優れた高加工用熱延高強度鋼板およびその製造方法
CN105734450A (zh) 薄板坯表面品质优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PA0109 Patent application

Patent event code: PA01091R01D

Comment text: Patent Application

Patent event date: 20190520

PA0201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20201005

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20201109

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20201109

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20231108

Start annual number: 4

End annual number: 4