KR20120049993A - 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법 - Google Patents

인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 제조방법은, 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것으로 구성된다.

Description

인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING TENSILE STRENGTH 590MPa CLASS HOT ROLLED TRIP STEEL WITH EXCELLENT VARIATION OF MECHANICAL PROPERTY}
본 발명은 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신율 특성이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 작은 고강도 열연 TRIP강을 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 우수한 가공성을 갖는 변태강화강 제품의 제조가 필요하다. 변태조직강 중 대표적으로 소위 DP(Dual Phase)강과 TRIP(TRansfomation Induced Plasticity)강이 우수한 가공성을 갖는 고강도강으로서 잘 알려져 있으며, 특히 TRIP강은 잔류 오스테나이트의 변태유기소성에 의해 유발되는 고연신 거동으로 인해 가공성이 크게 요구되는 복잡한 형상의 부품에 그 적용이 확대되고 있음은 잘 알려져 있는 바와 같다.
TRIP강은 고온에서 존재하는 오스테나이트를 상온에서 잔류시켜 페라이트와 베이나이트 3상으로 혼합된 상조직을 갖는 잔류오스테나이트강이다. 이 TRIP강은 오스테나이트 강화원소인 C, Si, Mn등을 첨가하여 적절한 가열-냉각 열처리하면 상온에서 5~20%의 오스테나이트를 잔류시키고, 이러한 오스테나이트상은 준안정상으로써 외부에서 변형을 받으면 마르텐사이트로 변태하게 되는데 이렇게 가공에 의해 변태가 일어나면 일반강과는 달리 가공경화지수가 높고 Necking저항이 증가하여 우수한 가공성을 가질 수 있다.
이러한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법에 대해서는 미국 등록특허 제5017248호, 제5030298호, 일본 등록특허 제2015391호, 제2559272호, 제2820774호 및 제1871742호 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.
한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강공정인 소위 박슬라브 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 제02019314호, 미국 공개특허 제2009-0214377호, 제2009-0151821호, 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 TRIP강의 전체 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 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것으로 구성된다.
한편, 상기한 제조방법들은 상기 연속주조 단계에서 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 조압연 단계에서는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 가열 단계에서는 조압연된 스트립을 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명에 따른 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 고강도 열연 TRIP강을 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 TRIP강을 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 TRIP강의 조성은 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 그 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
상기 C는 오스테나이트를 안정화시킴으로써 상온에서 오스테나이트가 잔류하는 양을 증가시켜 연성을 향상시키는 역할을 하는 성분이다. 그 함량이 0.06% 미만인 경우 오스테나이트 분율이 작아져 본 발명에서 목표로 하는 재질을 확보할 수 없는 반면, 0.20%를 초과하게 되면 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, C의 함량은 0.06 ~ 0.20%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 고용강화에 의하여 강판의 강도를 증가시키고 세멘타이트의 석출을 억제하여 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 그 함량이 0.8% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하게 되면 도장성, 내식성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Si의 함량은 0.8 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 오스테나이트 안정화 원소로서 고용강화 효과를 가지고 있으며 냉각과정에서 변태를 억제하는 역할을 한다. 그 함량이 1.2% 미만인 경우 잔류오스테나이트 양을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.2%를 초과하게 되면 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다. 따라서, Mn의 함량은 1.2 ~ 2.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 고용강화에 의하여 강판을 강화시키며 Si과 복합첨가될 때 오스테나이트로의 C농화를 촉진하는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용을 증가시키는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 점용점성의 열화와 함께 취성의 위험성이 증가된다. 따라서, P의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S은 강중 불순물 원소로서 슬라브에 편석을 유발하고 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.02%를 초과하면 슬라브 편석 등이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, S의 함량은 0.001~0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 산가용 Al은 강 중 산소와 결합하여 탈산 작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 오스테나이트의 안정화에 유효한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 2.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라 제조비용과 함께 개재물이 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이다. 상기 N의 함량이 0.001% 미만인 경우 상기한 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하게 되면 상기한 효과는 포화되는 반면에 용접성이 저하되고 제조비용이 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 박슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로 그 함량을 0.18%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 열연 TRIP강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세제어 등을 위하여 1종 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 항복강도 증가 및 입도 미세화를 꾀하기에 유효한 원소이다. 상기 원소들의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.001 ~ 0.1%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 TRIP강의 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 TRIP강을 제조하는 것이다.
먼저, 상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5mpm 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 TRIP강 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.
상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 다시 920 ~ 1150℃의 온도로 가열 및 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 920℃ 미만인 경우에는 압연변형저항이 크게 증가하고, 1100℃를 초과하면 온도상승을 위한 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면스케일 결함이 발생하는 경향이 증가하므로, 가열온도를 920 ~ 1150℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목적으로 하는 590MPa급의 고강도 열연 TRIP강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하기 때문에 마무리 압연 시 압연속도에 따라 재질특성이 변화될 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 어려워져서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.
또한, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하는 것이 바람직하다. 기존의 열연 공정에서는 가능한 한 균일한 재질을 갖는 TRIP강을 제조하기 위하여 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상의 온도에서 완료하는 것이 통상적이었다. 하지만, 본 발명에 있어서는 반복실험에 의해 마지막 스탠드의 마무리 압연온도가 Ar1 과 Ar3 변태점 사이가 되도록 즉 오스테나이트와 페라이트 상이 공존하는 2상역에서 압연하는 경우에 동일한 강도에서 연신율이 향상된다는 것을 알아냈다.
박 슬라브 연주법으로 TRIP강판을 제조하는 경우는 기존 열연 공정과 대비할 때 스트립의 온도관리가 용이하다는 특성을 십분 활용하여 마무리 압연온도를 Ar1 과 Ar3 변태점 사이가 되도록 한정하는 것이 바람직하며, 본 발명에 있어서는 상기 온도가 성분에 의해 변화한다는 것을 인지하고 반복실험에 의해 관계식 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 압연하면 용이하게 2상역 압연을 실시할 수 있음을 확인하였다.
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 오스테나이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타내었기 때문이라고 판단된다.
한편, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 런아웃 테이블에서의 냉각속도가 25℃/s보다 작으면 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소가 오스테나이트립에서 퍼얼라이트로 석출되어 농화 효과가 저하되기 때문에 25℃/s 이상으로 제한한다.
또한, 열연 권취온도가 350℃ 미만인 경우는 마르텐사이트가 형성되어 강도가 크게 증가하는 대신 연신율이 저하될 위험성이 높고, 470℃를 초과하는 경우는 강 중 세멘타이트가 석출하여 잔류오스테나이트의 형성을 억제할 위험이 크게 증가하므로, 열연 권취온도를 380 ~ 490℃로 제한한다.
상술한 마무리 압연 단계와 권취 단계는 본 발명의 특징적인 기술구성으로서, 이들 중 둘 이상을 조합함으로써 본 발명이 요구하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강을 제조할 수 있다.
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 총 트램프원소 (Cu+Ni+Sn+Pb)는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 6은 박슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 7 ~ 8(슬라브 두께: 230mm)은 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.
표 2에서 슬라브 표면온도는 조압연 직전에 측정한 표면온도를 의미한다. 조압연 누적압하율은 조압연기 입측의 슬라브 두께(84mm)와 조압연기 출측의 스트립 두께(mm) 차이를 슬라브 두께로 나눈 값을 백분율로 나타낸 값을 의미한다. 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 식 1의 계산값에 의해 정해진 목표온도의 ±20℃ 이내가 되도록 압연을 실시하였는지 여부를 나타내는 바, 비교강 5, 8, 9는 Ar3 변태점 직상의 단상역에 해당하는 온도에서 압연이 진행되었다.
한편, 표 2의 강종 1 ~ 6의 조건에 있어서 조압연 후 스트립의 가열온도는 모두 1060℃로 적용하였고, 강종 7 ~ 8의 조건에 있어서 재가열온도는 모두 1200℃로 적용하였다. 모든 강종에서 런아웃 테이블 상의 냉각속도는 약 50℃/s의 조건으로 권취되었으며, 열연 스트립의 최종 두께는 3.0mm로 동일하게 제조되었다.
강종 C Si Mn P S Al N Ti Nb V 식1
계산식		 비고
1 0.06 0.8 1.3 0.035 0.003 0.045 0.007 - - - 824

박
슬라브
2 0.07 0.8 1.35 0.015 0.003 0.42 0.007 - 0.01 - 819
3 0.06 0.8 1.3 0.035 0.003 0.21 0.008 0.015 - - 824
4 0.18 1.7 1.4 0.013 0.003 0.03 0.007 - - - 804
5 0.17 1.7 1.9 0.013 0.003 0.04 0.007 - 0.015 - 774
6 0.18 1.6 1.7 0.014 0.003 0.03 0.008 - - 0.01 783
7 0.10 1.0 1.21 0.020 0.004 0.04 0.004 - - - 824 기존밀
8 0.10 1.6 1.7 0.015 0.003 0.03 0.003 - 0.015 - 801
※ 식 1 = [910 - 225C - 80Mn - 15Si + 10P]
구분 강종 슬라브두께
(mm)		 주속
(mpm)		 슬라브표면온도(℃) 조압연시누적압하율(%) 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1
계산값		 권취온도(℃) 인장강도(MPa) 연신율(%) 재질편차(△TS,Mpa) TS×EI 산수형스케일발생
발명강1 1 84 6.2 1015 76.2 7 820 824 420 617 31 20 19,127 ×
발명강2 2 84 6.2 1023 76.2 7 820 819 420 620 31 15 19,220 ×
발명강3 3 84 6.2 1045 76.2 7 820 824 420 625 31 13 19,375 ×
발명강4 3 84 6.2 1028 82.1 9 820 824 420 602 32 17 19,264 ×
발명강5 4 84 6.2 1022 75.2 7 800 804 420 665 21 15 13,965 ×
발명강6 5 84 6.2 998 75.2 7 770 774 420 640 31 15 19,840 ×
발명강7 6 84 6.2 1005 75.2 7 770 783 420 605 32 14 19,360 ×
비교강1 1 84 4.1 1025 76.2 7 820 824 420 615 29 31 17,835 ×
비교강2 2 84 6.2 1115 76.2 7 820 819 420 605 30 41 18,150 ○
비교강3 3 84 6.2 1025 63.1 5 820 824 420 625 27 38 16,875 ×
비교강4 4 84 6.2 1015 75.2 23 800 804 420 635 29 45 18,415 ×
비교강5 5 84 6.2 1023 75.2 7 870 774 420 615 27 23 16,605 ×
비교강6 6 84 6.2 978 75.2 7 770 783 320 689 20 35 13,780 ×
비교강7 6 84 6.2 1025 75.2 7 770 783 510 581 25 28 14,525 ×
비교강8 7 230 1.0 1084 - 30 870 824 420 610 27 70 16,470 ×
비교강9 8 230 1.0 1080 - 30 870 801 420 605 27 64 16,335 ×
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 연신율 및 TS×EI 값을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 열연 TRIP강의 제조가 가능하다.
10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기

Claims (6)

  1. 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
  2. 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
  3. 중량%로 C: 0.06 ~ 0.20%, Si: 0.8 ~ 2.0%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 2.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 80Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 25℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후 350 ~ 470℃의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
  5. 청구항 1 내지 청구항 3 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 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 재가열 단계는 조압연된 스트립을 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 TRIP강의 제조방법.
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