KR100573588B1 - 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법 - Google Patents

미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 미니밀 공정에 의해 인장강도 40kg/mm2 이상의 강도,내2차가공취성 및 용접부 피로특성이 우수한 심가공용 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로 C:0.006~0.020%,Si:0.02%이하,Mn:1.2%이하,P:0.04%이하, S:0.015%이하,산가용성Al:0.03~0.40%,N:0.007%이하,총 트램프 원소(Cu+Ni+Cr+Mo+Sn등):0.12%이하,탄질화물 형성원소(단독 또는 복합으로 첨가되는 Ti과Nb):0.005~0.040% 및 나머지는 Fe로 이루어지며,상기 성분들은 29.1+98C(%)+95.4P(%)+6.9Mn(%)+310N(%)-25.8Ti(%)+37.5Nb(%)+18트램프 원소(%) > 40의 관계식을 충족시키도록 첨가된 강을 슬라브로 연속주조하여 950~1100℃의 온도에서 조압연을 실시하는 단계, 이 강판을 가열 및 보열하는 단계, 780~930℃의 마무리 압연온도와 1.8~3.5범위의 조압연/마무리 압연의 압하비로 마무리 압연하는 단계,560-700℃범위에서 권취하는 단계, 산세후 65~80%의 범위로 냉간압연하는 단계,및 780~860℃의 온도구간에서 연속소둔하는 단계로 구성되는,미니밀에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 미니밀 공정에서 중,저탄소강의 성분계를 이용하여 인장강도 40kg/mm2이상의 심가공용 고강도강판을 제조할 수 있도록 한다.
미니밀,심가공용 고강도 강판,가열 및 보열,중저탄소강의 성분계,압하비

Description

미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법{Manufacturing Method Of Steel Sheet Having High Stength And Deep Drawability By Minimill Process}
본 발명은 심가공용 고강도 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 미니밀 공정에 의해 인장강도 40kg/mm2 이상의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 고강도강판보다 내2차가공취성 및 용접부 피로특성이 우수한 특성을 나타내는 심가공용 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
종래의 심가공용 고강도강판의 제조방법은 일본 특허번호 86-15948, 92-247828,92-28094, 93-70836, 98-96051, 02-363685등에서 알 수 있는 바와 같이 극저탄소강에 가공성 확보를 위하여 Ti 또는 Nb등의 탄질화물 형성원소를 0.03~0.07% 정도 첨가하고, 강도확보를 위하여 Mn, P, Si등의 치환형 고용강화원소를 첨가하여 제조하는 것이 일반적이지만, 이경우 극저탄소강 제조 및 Ti,Nb첨가에 의한 비용상승 , 제품특성에 있어서의 2차가공취성 발생 및 도금특성저하 문제는 피하기 어려운 실정이다. 2차가공취성을 개선하기 위하여 B등의 입계강화원소를 첨가(일본특 허번호 93-268314, 93-247540, 94-256899)하기도 하지만, 이경우 B첨가에 의한 가공성악화는 물론 강중 B첨가량 제어를 위한 조업상의 어려움은 피할 수 없는 문제로 남게된다.
또한,심가공용 강판을 제조하기 위해서는 드로잉성에 지대한 영향을 미치는 집합조직을 제어해야 하며, 이 집합조직은 열연공정에서의 강중 석출물 분포 및 크기에 크게 영향을 받는다.
종래에는 200mm이상의 두꺼운 슬라브를 만든 후 재가열하여 강판을 제조(이하 기존밀이라 함)하였으나, 미니밀에서는 연주에 의해 50~90mm두께의 박슬라브를
만들고 이를 바로 열간직송압연함으로써 제품을 제조하고 있으며, 미니밀은 그 투자비가 저렴하기 때문에 전 세계적으로 건설이 활발하게 진행되어, 이미 그 생산능력이 연간 6,500만톤에 이르고 있다. 이 미니밀 공정은 초기에는 스크랩등을 철원으로 이용하여 비교적 저급재의 생산에 만 주력하여 왔으나, 최근에는 여러가지 기술개발에 힘입어 일반 고강도강, 내후성강 및 유정용 고강도강등의 다양한 제품을 생산하기에 이르렀지만 그 용도가 매우 다양한 심가공용 제품은 아직 생산되고 있지 않다. 그 이유는 통상 심가공용 고강도강을 제조하기 위해서는 50ppm이하의 탄소 및 30ppm이하의 질소를 함유하고 있는 극저탄소강을 이용하여야 하나, 일반적으로 미니밀 공정은 전기로 제강공정을 채택하고 있으며, 또한 극저탄소강 제조를 위한 이차정련설비(예 RH-OB)는 보유하고 있지 않아 극저탄소강의 제조가 어렵기 때문이다.
한편, 미니밀 공정은 기존밀과는 달리 연주(연속주조)와 열연공정이 직결화 되어 있기 때문에 열간압연시 열간직송압연이 적용되므로 제품생산시 금속학적으로 매우 다른 거동, 특히 가공성과 깊은 관련이 있는 탄질화물의 석출거동이 크게 달라지는 현상이 예상된다. 본 발명자들은 미니밀에서의 이러한 석출거동의 차이를 이용하여 미니밀에서 탄소함량 0.006~0.02wt%정도의 중저탄소강으로 40Kg/mm2 이상의 강도를 갖는 심가공용강판을 제조할 수 있는 방안을 안출하였다.
본 발명의 목적은 미니밀 공정특성을 이용함으로써 종래의 극저탄소강이 아닌 중,저탄소강으로 매우 경제적이면서도 인장강도 40kg/mm2급의 심가공용 고강도강판을 미니밀에서 제조하는 것이다.
상기 목적을 달성하기위해,본 발명은 미니밀 공정으로 강판을 제조하는 방법에 있어서, 중량 %로 C:0.006~0.020%, Si:0.02%이하, Mn:1.2%이하, P:0.04%이하, S:0.015%이하, 산가용성 Al:0.03~0.40%, N:0.007%이하, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Cr+Mo+Sn등):0.12%이하,탄질화물 형성원소(단독 또는 복합으로 첨가되는 Ti과Nb) : 0.005~0.040% 및 나머지는 Fe로 이루어지며,상기 성분들은 29.1+98C(%)+95.4P(%)+6.9Mn(%)+310N(%)-25.8Ti(%)+37.5Nb(%)+18트램프 원소(%) > 40의 관계식을 충족시키도록 첨가된 강을 두께 50~100mm의 슬라브로 연속주조하여 950~1100℃의 온도에서 조압연을 실시하는 단계, 조압연한 강판을 다시 가열 및 보열하는 단계, 곧이어 780~930℃의 마무리 압연온도와 1.8~3.5범위의 조압연과 마무리 압연의 압하비로 마무리 압연하는 단계,이 열연판을 560-700℃범위에서 권취하는 단계, 권취된 강판을 산세하고, 65~80%의 범위로 냉간압연하는 단계,및 780~860℃의 온도구간에서 연속소둔하는 단계로 구성됨을 특징으로하는 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
상기 가열 및 보열은 1030~1150℃의 온도범위에서 10~90분간 실시하는 것이 바람직하다.또한,상기 마무리압연은 텐덤형식의 압연기로 행하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
강중 탄소는 침입형 고용원소로 작용하여 냉연 및 소둔시 강판의 집합조직 형성과정에서 가공성에 유리한 {111} 집합조직의 형성을 저해하기 때문에 그 함량이 낮을수록 유리하여 종래의 제조법에서는 통상 0.005wt%이하로 제한하고 있으나, 본 발명의 경우는 미니밀 공정의 열간직송압연에 의해 석출물의 효과적인 제어가 가능하여 0.006wt%이상에서도 심가공성을 확보할 수 있기 때문에 그 하한치를 0.006wt%로 한정하였다. 한편 강중 함유량이 0.02wt%을 초과하는 경우는 가공성이 급격히 저하하기 때문에 그 양을 0.006~0.020wt%이하로 한정하였다. 즉 본 발명에서는 상기 범위의 강을 기본 성분계로 이용함으로써 강도향상을 위해 P를 첨가한다거나, 또는 종래의 방법처럼 극저탄소강의 취성방지를 위해 입계강화원소인 B을 첨 가한다거나 하는 성분설계는 필요가 없는 이점이 있게된다.
강중 Si은 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라, 소둔시 템퍼칼라 및 도금시 미도금 부분을 발생시키므로 그 함량을 0.02wt%이하로 제한하였다.
강중 Mn은 강도확보를 위해 치환형 고용강화 원소로서 첨가되지만, 그함량이 1.2wt%이상이 되면 연신률과 함께 r값(Lankford값)이 급격히 저하하기 때문에 1.2wt%이하로 한정하였다.
강중 P는 그 첨가량이 많을수록 입계취성 및 피로특성을 저하시키는 역할을 하는 원소이기 때문에 가능한 한 강중 적게 첨가되도록 하는 것이 요망되지만, 종래의 제조법에 의하면 드로잉성의 하락을 최소화하면서 효과적인 강도상승을 위해서는 필수불가결하게 0.05~0.10wt%정도는 첨가될 수 밖에 없는 원소였다. 하지만 본 발명에서는 기본 성분계를 극저탄소강이 아닌 중저탄소강을 사용하기 때문에 P를 첨가하지 않고도 발명에서 이루고자하는 강도의 확보가 가능하기 때문에 그 함량을 불순물 원소 수준인 0.04wt%이하로 한정하였다.
강중 S량은 FeS를 형성하여 슬라브의 에지크랙을 유발하는 원소이기때문에 압연시의 에지크랙의 발생 위험이 있는 영역을 피하기위해 그 함유량을 0.015wt%이하로 제한하였다.
강중의 산가용성 Al(Sol.Al)은 ,강중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하면서 경제적인 측면을 고려하여, 냉연제품의 경우, 그 함유량을 0.02~0.07wt%정도로 관리하여 생산하는 것이 일반적이다. 하지만 본 발명강의 경우는 탄소함량이 비교적 높은 경우에도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있게 해주는 역활을 한 다. 즉, 본 발명강에 있어서 강중 산가용성 Al이 많을수록 강중 고용C의 재결정억제 작용을 방해하는 효과를 뚜렷하게 나타내어, 재결정을 촉진시킬 뿐 만 아니라 {111}계열의 집합조직을 발달시키는 역할을 나타낸다.그러나, 그 함유량이 0.40%이상인 경우는 비용 상승 및 연주조업성을 해치기 때문에 그 함량을 0.03~0.40wt%로 한정하였다.
강중 N는 고용상태로 존재하는 경우, 연신율 및 드로잉성을 해치기 때문에 그 함유량을 0.007wt%이하로 한정하였다.
통상 스크랩으로부터 혼입되게 되는 강중 트램프원소는 주요 성분이 Cu, Ni,Cr,Mo,Sn등으로써, 그 양이 0.12wt%이상을 초과하면 연신율 및 드로잉성의 하락이 커서 심가공용의 재질을 확보하기 어려울 뿐 만 아니라 표면품질을 저하시키는 역할을 하므로 그 함유량을 0.12wt%이하로 제한하였다.
탄질화물 형성원소들인 Ti, Nb은 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소들인 바, 가공성(특히 r값) 상승효과를 내기위한 최적량 및 경제적인 측면을 고려하여 그 함유량을 0.005-0.040wt%의 범위로 한정하였다. 탄질화물 형성원소인 Ti과 Nb 은 단독으로 또는 복합으로 첨가된다. 상기와같은 함유량은 종래의 제조법에서 일반적으로 첨가하는 0.03~0.07wt%보다 훨신 적은 양이다..이와 같이 그 함량이 적은데도 불구하고 본 발명의 경우 양호한 드로잉성(r값)의 확보가 가능한 이유는 본 발명에서 채택하고 있는 열간직송압연법이 탄소나 질소 등과 같은 침입형 고용원소들을 석출물로 안정화시키는데 훨씬 유리하기 때문인 것으로 판단되며, 이의 효과적인 달성을 위해서는 강의 성분,조압연후 마무리압연전의 열처리 과정, 조압연과 마무리 압연의 압하비를 제어하는 것이 필요한 것으로 나타났다.
본 발명에서 강의 조성은 "29.1 + 98C(%) + 95.4P(%) + 6.9Mn(%) + 310N(%) - 25.8Ti(%) + 37.5Nb(%) + 18트렘프원소(%) > 40"의 관계식을 충족시키도록 구성되었는 바, 이 관계식은 본 발명강의 인장강도 회귀식으로, 각 성분이 인장강도에 미치는 영향도를 계수화하여 나타낸 경험식으로서, 상기식을 만족하여야 만 상업적으로 판매되는 인장강도 40kg/mm2 급 심가공용 제품의 재질을 확보할 수 있다.
미니밀 공정에서 중,저탄소강의 성분계를 이용하여 인장강도 40kg/mm2이상의 심가공용 고강도강판을 얻으려면,강의 성분,조압연후 마무리압연전 가열 및 보열하는 열처리 과정, 조압연과 마무리 압연의 압하비를 제어하는 것이 매우 중요하다.
상기에서 설명한 바와 같은 합금설계 방식으로 성분이 조성된 강을 두께 50~100mm의 슬라브로 연속주조하여, 950~1100℃의 온도에서 조압연을 실시한 직후, 다시 가열 및 보열한 후 마무리압연을 실시한다.
본 발명의 경우는 냉각 후, 슬라브가 재가열로를 통과하는 종래의 제조법(기존밀에 의한 제조법)과 달리 연주후에 곧바로 압연을 실시하는 공정(열간직송압연)을 채택하고 있기 때문에 강중 고용 C 및 N이 과포화 고용상태로 존재하게 되며, 이경우 상기 고용원소들의 석출을 조장하기 위해서는 Ti,Nb계 고온 석출물(주로 질화물,유화물 및 이들의 복합 석출물)이 석출이 활발하게 일어나는 950~1100℃의 온도에서 조압연을 실시하여야 한다. 또한 최종 제품인 냉연제품의 가공성 향상을 위하여는 원하는 {111}계열 집합조직을 형성시키는게 중요하며, 이 집합조직을 발달시키기 위해서는 열연판의 석출물을 수십나노미터의 크기로 균일하게 분포하도록 하면서 동시에 저온석출물[TiC, NbC, Ti,Nb(C,N)]을 조대화시키는 것이 필요하다. 상기와 같이 열연판 석출물을 형성시키기 위해서는 마무리압연전에 반드시 가열 및 보열단계를 거쳐야 하며, 이 가열 및 보열은 1030~1150℃의 온도범위에서 10~90분간 행하는 것이 가장 바람직한 것으로 나타났다.이와같은 가열온도에서 유지시간이 10분 이하인 경우는 석출물이 안정화되지 않으며, 또한 90분 이상으로 시간이 너무 긴 경우는 생산성 하락과 함께 표면결함이 발생할 위험이 크므로 그 시간을 10~90분으로 한정하였다.
상기의 열처리 과정을 거친 강재를 곧이어 마무리 압연온도가 780~930℃사이,조압연과 마무리 압연의 압하비가 1.8~3.5이 되도록 마무리 압연한다.마무리압연온도가 너무 낮으면 압연 변형저항이 크게 증가하는 문제가 있으며, 또한 그 온도가 너무 높은 경우는 스티킹 현상에 의해 결함이 발생하기 때문에 780~930℃로 한정한 것이며, 또한 열간압연시 조압연과 마무리 압연의 압하비를 1.8~3.5으로 한정한 것은 조압연과 마무리압연의 압하량을 높여, 열연판중에 고용원소는 존재하지 않으면서 주로 수백Å이상 크기의 석출물이 분포하도록 조장함으로써 최종제품의 r값을 높이기 위한 수단인 것이다. 본 발명에서 압하배분비의 하한을 1.8으로 제한한 이유는 마무리압연의 압하량이 너무 커지면 압연부하가 크게 증대하기 때문이며, 또한 그 상한치를 3.5로 제한한 이유는 그 이상의 압하비에서는 r값의 상승효과가 거의 나타나지 않기 때문이다
상기의 열처리 과정을 거친 강재는 곧이어 마무리압연온도가 780~930℃사이가 되도록 압연하고 560~700℃의 온도에서 권취한다.이는 저온석출물이 가능한 한 조대하게 안정화되도록 하기 위한 것으로써, 마무리압연온도가 너무 낮으면 압연 변형저항이 크게 증가하는 문제가 있으며, 또한 그 온도가 너무 높은 경우는 스티킹 현상에 의해 결함이 발생하기 때문에 마무리 압연온도는 780~930℃로 한정하였으며, 또한 권취온도가 560℃ 이하로 낮으면 석출물이 미세해지고, 700℃이상으로 높은 경우는 스케일 결함 발생의 위험이 있기 때문에 권취온도는 560~700℃로 제한하였다.마무리 압연은 텐덤형식의 압연기로 행하는 것이 바람직하다.
상기의 방식으로 제조한 열연판을 65~80%의 냉간압하율과 780℃~860℃의 온도구간에서 연속소둔하는데, 냉간 압하율이 65%이하이거나 소둔온도가 780℃이하인 경우는 심가공성을 얻기가 어려우며, 또한 소둔온도가 860℃이상으로 높은 경우는 고온소둔으로 인하여 조업상 스트립의 통판성등에 문제가 발생할 위험성이 매우 높기 때문에 그 설정 범위를 제한하였다.
이하에서는 본 발명의 실시예를 설명한다.
하기 표1에 나타낸 바와 같이 본 발명의 성분조성을 갖는 슬라브(미니밀 공정에 의해 만들어짐)와 기존의 인장강도 35kg/mm2급 심가공용 고강도강(35E grade)의 성분계를 갖는 슬라브(기존밀 공정에 의해 만들어짐)를 소재로 하기 표2에 나타 낸 바와 같은 열연,냉연 및 연속소둔조건으로 소둔판을 제조한 후, 재질특성을 측정하였으며, 그 결과는 표3에 나타내었다.표중 7번 강은 본 발명과같이 미니밀에서 만들어지나 조업연과 마무리 압연비가 본 발명에서 한정하고 있는 수치를 벗어난 경우의 실시예이다.
재질특성의 평가시 점용접부 피로특성 평가를 위한 피로시험 조건은 최대하중 대 최소하중의 비율을 10으로 하여 1000만번 반복 하중을 주어도 파괴되지 않는 조건을 피로강도로 설정하였으며, 또한 연성취선 취이온도는 드로잉 비율을 1.9로 하여 컵을 성형한후, 추를 자유낙하시키며 취성파괴가 일어나지 않는 최저온도를 구한 값이며 그 외의 재질특성 값들은 일반적인 측정방법에 의해 구한 것이다.
표1
Figure 112003049098210-pat00001
식① =29.1+98C(%)+95.4P(%)+6.9Mn(%)310N(%)-25.8Ti(%)+37.5Nb(%)+트램프 원소(%)
표2
Figure 112003049098210-pat00002
표3
Figure 112003049098210-pat00003
상기 표3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 방법에 의해 제조된 심가공용 고강도 강판은 종래의 극저탄소강을 이용하여 만든 심가공용 고강도 강판에 비해 인 장강도,연신률에 있어서는 동등하고, r값에 있어서는 대체로 높아 드로잉성에서 우수하고, 용접부 피로강도 및 내2차 가공취성 특성은 매우 우수한 것을 알 수 있다.한편, 미니밀에서 동일한 단계를 거쳐도 조압연과 마무리 압연비가 본 발명의 범위를 벗어난 때는 목적하는 인장강도 값을 얻을 수는 있으나 r값이 낮아서 드로잉성에 문제가 있는 것을 알 수 있다.
이상과 같이 본 발명은 미니밀 공정에서 중,저탄소강의 성분계를 이용하여 인장강도 40kg/mm2이상의 심가공용 고강도강판을 제조할 수 있도록 하며, 제조된 강판은 종래의 극저탄소강을 이용하여 만든 강판에 있어 문제점으로 지적되고 있는 2차가공취성, 용접부 피로특성 및 도금특성 저하를 방지할 수 있는 획기적인 것이다. 더욱이 중,저탄소강으로 심가공용 고강도강판을 제조함으로써,극저탄소강 제조를 위한 설비투자비 및 조업비용의 상승을 피할 수 있다는 점에서 경제적인 면에서도 매우 획기적이라 할 수 있다.
본 발명의 강은 용융아연도금제품(GI, GA강)의 생산 시에도 동일하게 적용될 수 있다.

Claims (3)

  1. 미니밀 공정으로 강판을 제조하는 방법에 있어서,
    중량 %로 C:0.006~0.020%, Si:0.02%이하, Mn:1.2%이하, P:0.04%이하, S:0.015%이하, 산가용성 Al:0.03~0.40%, N:0.007%이하, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Cr+Mo+Sn등):0.12%이하,탄질화물 형성원소(단독 또는 복합으로 첨가되는 Ti과Nb) : 0.005~0.040% 및 나머지는 Fe로 이루어지며,상기 성분들은 29.1+98C(%)+95.4P(%)+6.9Mn(%)+310N(%)-25.8Ti(%)+37.5Nb(%)+18트램프 원소(%) > 40의 관계식을 충족시키도록 첨가된 강을 두께 50~100mm의 슬라브로 연속주조하여 950~1100℃의 온도에서 조압연을 실시하는 단계,
    조압연한 강판을 다시 가열 및 보열하는 단계,
    곧이어 780~930℃의 마무리 압연온도와 1.8~3.5범위의 조압연과 마무리 압연의 압하비로 마무리 압연하는 단계,
    이 열연판을 560-700℃범위에서 권취하는 단계,
    권취된 강판을 산세하고, 65~80%의 범위로 냉간압연하는 단계,및
    780~860℃의 온도구간에서 연속소둔하는 단계로 구성됨을 특징으로하는 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법
  2. 제 1항에 있어서, 상기 가열 및 보열은 1030~1150℃의 온도범위에서 10~90분 간 실시하는 것을 특징으로 하는 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 마무리압연은 텐덤형식의 압연기에서 실시하는 것을 특징으로 하는 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법.
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