KR101245701B1 - 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법 - Google Patents

인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101245701B1
KR101245701B1 KR1020100113456A KR20100113456A KR101245701B1 KR 101245701 B1 KR101245701 B1 KR 101245701B1 KR 1020100113456 A KR1020100113456 A KR 1020100113456A KR 20100113456 A KR20100113456 A KR 20100113456A KR 101245701 B1 KR101245701 B1 KR 101245701B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
rolling
hot rolled
strip
manufacturing
Prior art date
Application number
KR1020100113456A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20120052022A (ko
Inventor
강희재
성환구
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 KR1020100113456A priority Critical patent/KR101245701B1/ko
Priority to CN201180054912.1A priority patent/CN103237906B/zh
Priority to BR112013011933A priority patent/BR112013011933A2/pt
Priority to PCT/KR2011/008570 priority patent/WO2012067379A2/ko
Publication of KR20120052022A publication Critical patent/KR20120052022A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101245701B1 publication Critical patent/KR101245701B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

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

Abstract

본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.

Description

인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING TENSILE STRENGTH 590MPa CLASS HOT ROLLED DP STEEL WITH EXCELLENT WORKABILITY AND VARIATION OF MECHANICAL PROPERTY}
본 발명은 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신율 특성이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 작은 고강도 열연 DP강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 업계에서는 자동차 연비 향상 및 승객의 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 차체 경량화 및 고강도화에 대한 연구가 적극적으로 진행되고 있다.
이에 따라 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시키기 위하여 590MPa급 이상의 고강도 강판이 적극적으로 개발 사용되고 있다. 또한, 자동차용 강판은 대부분 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에, 우수한 프레스 성형성이 요구되며, 이것을 확보하기 위해서는 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성을 갖는 제품이 제조가 필요하다.
변태조직강 중에서 낮은 항복강도를 갖는 고강도 제품은 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 주로 이루어진 소위 DP(Dual Phase)강이 대표적이다.
고강도 열연 DP강의 제조기술에 대해서는 일본 등록특허 제1170762호, 제1202277호, 미국 등록특허 제1397791호, 제4285741호, 제4325751호 등의 특허가 알려져 있으나, 이들 선행기술은 모두 기존밀 공정에서 제조하는 방법에 관한 것으로서 실제 라인에서 생산시 재질편차가 폭방향 및 길이방향으로 크게 발생하는 문제를 피하기 어려운 실정이다.
또한, 기존 열연밀에서 DP강을 제조하는 경우에는 통상 최종 마무리 압연의 속도가 400mpm 이상으로 빠르기 때문에 Ms온도 이하의 낮은 온도로 권취해야 하는 DP강의 제조 특성 상 원하는 재질을 안정적으로 확보하기가 쉽지 않는 문제점이 있있다.
한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강공정인 소위 박 슬라브 연주에 의해 판재를 제조하는 미니밀 공정은 공정 특성상 스트립의 폭방향 길이방향으로 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태조직강을 제조할 수 있는 잠재능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 그러나, 유럽 등록특허 제2020294호, 일본 공개특허 제2000-63955호, PCT 공개특허 WO00/055381 등에서 보는 바와 같이 대부분의 특허가 압연 후 권취까지의 냉각기술에 대한 내용이 주를 이루고 있으며, 미니밀 공정의 특성을 이용하여 기존보다 우수한 재질특성을 갖는 열연 DP강의 제조기술에 대해서는 제시하고 있지 못한 실정이다.
본 발명은 이러한 당업계의 실정을 고려하여 개발된 것으로서, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소: 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하며, 상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
또한, 상기한 제조방법들은, 상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명에 따른 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 고강도 열연 DP강을 제조할 수 있다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 기존밀에서의 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.
도 1은 본 발명의 미니밀 공정을 도시한 개략도.
이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용한 미니밀 공정을 통해 고강도 열연 DP강을 제조하는 방법에 대한 것이므로, 먼저 도 1을 참조로 본 발명에 따른 미니밀 공정을 간단히 설명한다.
먼저, 연속주조기(10)에서 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조한다. 이는 기존밀의 연속주조기에서 생산하는 200mm 이상의 슬라브와 대비하여 박 슬라브(Thin slab)라고 한다. 종래 200mm 이상의 슬라브는 야적장 등에서 완전히 냉각되므로, 열간압연을 하기 전에 재가열로에서 표면온도 1100℃ 이상으로 충분히 재가열하여야 했다. 이에 반해 상기 박 슬라브는 재가열로를 거치지 아니하고 곧바로 조압연기(20)로 이송되기 때문에, 연주열을 그대로 이용할 수 있어 에너지를 절감하고 생산성을 크게 향상시킬 수 있다.
조압연기(20)에서 일정 두께 이하의 열연 스트립으로 압연되고, 이 과정에서 저하된 스트립의 온도를 가열수단(30)을 이용해 보상한 후, 가열된 열연 스트립(b)을 마무리 압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연하고, ROT[Run Out Table(60)](이하 "런아웃 테이블"이라 함)를 통해 냉각시킨 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 최종 권취함으로써 원하는 재질의 열연 강판을 제조한다.
이 때, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기(50) 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 열연 스트립(b)을 1차 권취하도록 구성될 수도 있다. 최근에 6mpm 이상의 고속 연주법이 현실화됨에 따라 상기 코일 박스(40)를 사용하지 않는 진정한 의미의 연연속 압연 공정도 개발되고 있고 있다.
상술한 미니밀 공정을 통해 제조되는 본 발명의 고강도 열연 DP강의 조성은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아질 뿐만 아니라 박 슬라브 연주시 연주주편에 표면결함이 발생할 위험성이 증가한다. 따라서, C의 함량은 0.03 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 1.1%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Si의 함량은 0.01 ~ 1.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.8% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화될 가능성이 있다. 따라서, P의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S은 강 중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아질 뿐만 아니라 주편 에지크랙을 발생시킬 위험이 있다. 따라서, S의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 산가용 Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 1.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되고 제조비용만 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소로서, 상기 N의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우에는 상기 효과는 포화되는 반면 용접성은 저하되고 제조 비용은 증가하게 된다. 따라서 N의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb)는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 일종의 불순물 원소로서 그 함량이 0.18%를 초과하면 박 슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로, 그 함량을 0.18% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로 Ti, Nb, B, Cr, Mo 및 Sb 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 열연 DP강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세 제어 등을 위하여 1종 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 및 Nb의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 0.0002% 미만인 경우 상기 효과를 얻을 수 없으며, 0.01%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, B의 함량은 0.0002 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 상기 Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Cr의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. Mo 함량이 0.001% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 1.0% 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하되기 때문에, Mo의 함량은 0.001 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다
상기 Sb는 열연스케일 결함의 형성을 억제하는 역할을 하는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 1.0%를 초과하게 되면 그 첨가량이 계속 증가하여도 효과는 크게 향상되지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
상기와 같은 성분으로 이루어진 용강을 사용하여 본 발명에 따른 고강도 열연 DP강의 제조방법을 상세히 설명한다.
앞서 도 1을 참조로 설명한 바와 같이, 미니밀 공정은 연속주조, 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계로 구성되는데, 본 발명의 특징적 기술구성은 상기 각 단계의 조업 조건을 새로이 제어하여 목표인 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강을 제조하는 것이다.
상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 통상 인장강도 590MPa급 이상의 강은 강 중 C, Mn, Si 등의 강도 확보를 목적으로 첨가되는 원소들의 함량이 연질제품 대비하여 많기 때문에 주조속도가 느릴수록 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도확보가 어려울 뿐만 아니라 폭방향 또는 길이방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 크기 때문에 그 속도를 4.5mpm 이상으로 한정한다.
상기 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2 ~ 4개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연한다. 이 때, 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다.
조압연기 입측에서의 박 슬라브의 표면온도가 950℃ 미만인 경우는 조압연 하중이 크게 증가할 뿐만 아니라 에지 크랙이 발생할 위험이 증가하고, 1100℃를 초과하는 경우는 산수형 스케일이 발생할 위험이 있으므로 그 온도를 950 ~ 1100℃로 제한한다.
또한, 조압연 시의 누적 압하율은 본 발명에서 목표로 하는 재질이 균일한 제품을 얻는데 중요한 역할을 한다. 즉 조압연 시 압하율이 높을수록 DP강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Si, Al 등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭방향 및 두께방향의 온도구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 하지만 누적 압하율이 65% 미만인 경우는 상기의 효과가 충분히 발휘되지 못하며, 90%를 초과하는 경우는 압연변형 저항이 크게 증가해 제조 비용이 상승하므로, 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 압연하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 다시 950 ~ 1150℃의 온도로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 950℃ 미만인 경우에는 마무리 압연시 압연부하가 크게 발생하고, 1100℃를 초과하면 온도상승을 위한 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면스케일 결함이 발생하는 경향이 증가한다. 따라서, 가열온도는 950 ~ 1150℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목적으로 하는 590MPa급의 고강도 열연 DP강은 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 15%를 초과하게 되면 후속하는 런아웃 테이블에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 얻기가 어려워서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.
또한, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하는 것이 바람직하다. 기존의 열연 공정에서는 가능한 한 균일한 재질을 갖는 DP강을 제조하기 위하여 통상 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상의 온도에서 완료하는 것이 보통이다. 하지만 본 발명에서는 반복실험에 의해 마지막 스탠드의 마무리 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 오스테나이트와 페라이트 상이 공존하는 2상역 압연하는 경우 동일 강도에서 연신율이 향상되는 것을 관찰하였으며, 박 슬라브 연주법으로 열연강판을 제조하는 경우는 기존 열연 공정에 대비하여 스트립의 온도관리가 용이하다는 특성을 활용하여 마무리 압연온도를 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 한정하였다.
상기 반복실험에 의해 확인된 결과는 다음과 같은 이론적 설명이 가능하다. 예컨대, 변태조직강의 경우 강도와 연성을 동시에 향상시키기 위해서는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 어떻게 미변태 오스테나이트에 농화시키느냐 하는 것이 중요하며, 상기 2상역에서 마무리 압연을 실시하는 경우 용질원소의 분배거동이 향상되기 때문에 동일한 성분에서도 결국 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타냈기 때문이라고 판단된다.
한편, 상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도가 50℃/sec 보다 느리면 페라이트 변태가 촉진되고 시멘타이트가 형성되어 원하는 재질을 얻기가 어렵다.
또한, 상기 관계식은 권취온도와 합금원소 함량의 관계에 따라 원하는 강도와 가공성을 확보하기 위해 경험식으로 고안된 것으로 상기의 조건으로 권취할 때 양호한 재질의 확보가 용이한 것이다. 보다 상세하게 설명하면, 상기 관계식으로 계산된 값보다 30℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 분율이 증가하여 연신율이 저하되므로 원하는 강도를 확보하기 어렵고, 반대로 상기 관계식으로 계산된 값보다 30℃를 초과하는 경우에는 페라이트 또는 시멘타이트의 분율이 증가하여 강도가 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, 본 발명에서 권취온도는 상기와 같은 조건으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명의 기술효과를 알아보기 위해 다음과 같은 실험을 실시하였다.
하기 표 1과 같이 조성되는 강을 사용하여 표 2의 슬라브 두께, 주속, 압연속도차 등의 공정조건으로 열연 스트립을 제조한 후 각각의 재질(인장강도, 연신율 및 재질편차) 및 표면스케일 발생 유무를 측정하여 표 2에 함께 나타내었다.
표 1에서, Cu, Ni, Sn, Pb 등 총 트램프원소는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 6은 박 슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 7 ~ 9(슬라브 두께: 230mm)는 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.
표 2에서 압연속도차는 최종 마무리 압연시 한 스트립 내에서의 최대 통판속도와 최소 통판속도와의 차이를 평균 통판속도로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것으로서 그 값이 작을수록 압연속도의 변동량이 작다는 것을 의미한다. 마무리 압연온도는 미니밀 공정으로 제조된 비교강 3, 4와 기존밀 공정으로 제조된 비교강 6, 7, 8는 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 압연한 경우에 해당한다.
권취 온도는 식 1의 계산값에 의해 정해진 목표온도의 ±30℃ 이내가 되도록 압연을 실시하였는지 여부를 나타내는 바, 비교강 5는 목표온도보다 30℃ 이상 높은 온도로 권취한 경우에 해당한다.
한편, 표 2의 강종 1 ~ 6의 조건에 있어서 조압연시 슬라브 표면온도는 1080℃, 조압연시 누적압하율은 78%, 조압연 후 스트립의 가열온도는 1080℃로 동일하게 적용하였고, 강종 7 ~ 9의 조건에 있어서 재가열온도는 모두 1200℃로 적용하였다. 모든 강종에서 런아웃 테이블 상의 냉각속도는 약 70℃/s의 조건으로 권취되었으며, 열연 스트립의 최종 두께는 3.0mm로 동일하게 제조되었다. 또한, 모든 강종에 대하여 조압연시
강종 C Si Mn P S Al N Ti Nb Cr Mo B Sb 비고
1 0.07 0.7 1.4 0.03 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02

박
슬라브
2 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02
3 0.07 0.1 1.7 0.03 0.003 0.03 0.006 - - 0.2 - - 0.02
4 0.05 0.7 1.5 0.02 0.003 0.04 0.007 0.015 - - - 0.005 -
5 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - 0.015 - - - 0.02
6 0.06 0.5 1.8 0.01 0.003 0.03 0.008 - - - 0.1 - 0.02
7 0.07 0.7 1.4 0.03 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02 기존밀
8 0.07 0.1 1.7 0.03 0.003 0.03 0.006 - - 0.2 - - 0.02
9 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02
구분 강종 슬라브두께
(mm)		 주속
(mpm)		 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1
계산값		 권취온도(℃) 인장강도(MPa) 연신율(%) 재질편차(△TS,Mpa) TS×EI
발명강1 1 84 6.0 5 780 200 200 608 30 20 18,240
발명강2 2 84 6.0 5 780 195 200 598 31 15 18,538
발명강3 3 84 6.0 5 780 192 200 625 31 20 19,375
발명강4 3 84 6.0 5 780 204 200 635 29 20 18,415
발명강5 4 84 6.0 5 780 195 190 615 28 17 17,220
발명강6 5 84 6.0 5 780 187 190 628 28 19 17,584
비교강1 1 84 4.0 5 780 200 200 605 28 35 16,940
비교강2 2 84 6.0 20 780 195 200 603 29 41 17,487
비교강3 3 84 6.0 5 890 192 200 602 28 13 16,856
비교강4 4 84 6.0 5 700 192 200 665 21 28 13,965
비교강5 5 84 6.0 5 780 204 250 580 24 15 13,920
비교강6 6 230 1.0 30 850 200 220 610 27 70 16,470
비교강7 6 230 1.0 30 850 192 220 605 27 64 16,355
비교강8 7 230 1.0 30 850 195 220 615 26 58 15,990
식 1 = [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]
상기 표 2의 인장강도와 연신율은 JIS 5호 시편을 폭 w/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이다. 연신율은 인장시편의 파단이 일어날 때까지 인장 변형된 양을 백분율로 나타낸 것이고, 재질편차는 코일의 길이방향 및 폭방향으로 측정한 재질값 중에서 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다. 또한, TS×EI(인장강도×연신율)은 통상 강도가 증가할수록 연신율이 떨어지는 고강도강의 연신율 특성의 우수성을 나타내는 지표로서 그 값이 클수록 인장강도가 높을 뿐만 아니라 연신율도 우수하다는 것을 의미한다.
상기 표 2에 나타난 실험 결과에서 보듯이 본 발명에 따르면 우수한 가공성(연신율 및 TS×EI 값)을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 열연 DP강의 제조가 가능하다.
10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기

Claims (7)

  1. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소: 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  2. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  3. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  4. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소 : 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001~0.1%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하며,
    상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
KR1020100113456A 2010-11-15 2010-11-15 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법 KR101245701B1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020100113456A KR101245701B1 (ko) 2010-11-15 2010-11-15 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법
CN201180054912.1A CN103237906B (zh) 2010-11-15 2011-11-10 制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法
BR112013011933A BR112013011933A2 (pt) 2010-11-15 2011-11-10 método para fabricar aço dp de alta resistência laminado a frio/laminado a quente tendo uma resistência á tração de grau 590 mpa e funcionalidade superior, bem como pouco desvio nas suas propriedades mecânicas
PCT/KR2011/008570 WO2012067379A2 (ko) 2010-11-15 2011-11-10 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020100113456A KR101245701B1 (ko) 2010-11-15 2010-11-15 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20120052022A KR20120052022A (ko) 2012-05-23
KR101245701B1 true KR101245701B1 (ko) 2013-04-01

Family

ID=46268868

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020100113456A KR101245701B1 (ko) 2010-11-15 2010-11-15 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101245701B1 (ko)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101504404B1 (ko) * 2012-12-21 2015-03-19 주식회사 포스코 구멍확장성 및 재질 편차가 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
CN106011618B (zh) * 2016-06-06 2018-07-03 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产dp780钢的方法
KR101767839B1 (ko) 2016-06-23 2017-08-14 주식회사 포스코 재질 균일성 및 구멍확장성이 우수한 석출강화형 열연강판 및 그 제조방법
KR101797383B1 (ko) * 2016-08-09 2017-11-13 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101917466B1 (ko) * 2016-12-23 2019-01-24 주식회사 포스코 재질편차와 굽힘가공성이 우수한 박물 열연 내후성강판 및 그 제조방법
KR101917469B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101949027B1 (ko) 2017-07-07 2019-02-18 주식회사 포스코 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR102218435B1 (ko) * 2019-09-17 2021-02-19 주식회사 포스코 표면품질이 우수하고, 재질편차가 적은 열연강판 및 그 제조방법
CN112522566B (zh) * 2019-09-19 2022-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格花纹钢板/带及其制造方法
CN113981301A (zh) * 2021-10-29 2022-01-28 吉林建龙钢铁有限责任公司 一种低碳热轧带钢的生产工艺
CN114309086B (zh) * 2022-01-05 2024-02-23 湖南华菱涟钢特种新材料有限公司 一种提高Ti强化冷成型高强钢性能均匀性的制备方法
CN114700364B (zh) * 2022-03-30 2024-05-14 张家港宏昌钢板有限公司 一种提高75Cr1锯片钢热轧轧制稳定性的方法
CN115382913A (zh) * 2022-09-21 2022-11-25 福建鼎盛钢铁有限公司 一种基于全无头薄板坯连铸连轧生产厚0.8mm热轧带钢的方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09241739A (ja) * 1996-03-12 1997-09-16 Nippon Steel Corp 熱延連続化プロセスによる材質バラツキの小さい熱延鋼板の製造方法
KR20000045520A (ko) * 1998-12-30 2000-07-15 이구택 표면성상 및 가공성이 우수한 열연강판 및 미니밀 공정에 의한그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09241739A (ja) * 1996-03-12 1997-09-16 Nippon Steel Corp 熱延連続化プロセスによる材質バラツキの小さい熱延鋼板の製造方法
KR20000045520A (ko) * 1998-12-30 2000-07-15 이구택 표면성상 및 가공성이 우수한 열연강판 및 미니밀 공정에 의한그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20120052022A (ko) 2012-05-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101245701B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＤＰ강의 제조방법
CN110100030B (zh) 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
WO2012067379A2 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법
KR101560944B1 (ko) 표면 품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101510272B1 (ko) 열연강판 제조방법 및 이를 이용한 열연강판
KR101677351B1 (ko) 재질 편차가 적고, 조관성 및 내식성이 우수한 열간 프레스 성형용 열연강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
KR101504404B1 (ko) 구멍확장성 및 재질 편차가 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR101245699B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
KR101299803B1 (ko) 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법
KR101461715B1 (ko) 초고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
KR101245702B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＤＰ강의 제조방법
KR102164108B1 (ko) 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101518588B1 (ko) 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR101657847B1 (ko) 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101245698B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법
KR101203647B1 (ko) 미니밀 공정을 이용한 고탄소 열연강판의 제조방법
JP7186291B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
KR101917469B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101245700B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
KR101185024B1 (ko) 박 슬라브 연속주조법을 이용한 연질 냉연강판의 제조방법
KR101657845B1 (ko) 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101256521B1 (ko) 미니밀 공정을 이용한 우수한 표면품질의 고탄소 열연강판의 제조방법
KR101203646B1 (ko) 미니밀 공정을 이용한 ａｐｉ 강관용 열연강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
KR101256513B1 (ko) 가공성 및 폭방향 재질 편차가 우수한 열연 ｉｆ강의 제조방법
KR100992317B1 (ko) 스케일 박리특성이 우수한 고항복비 열연강판,열연산세강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160315

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170315

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180228

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190315

Year of fee payment: 7