KR20140117654A - 700 MPa-급 고강도 내후성 강으로부터 얇은 철강 스트립을 연속 주조에 의해 제조하는 방법 - Google Patents

700 MPa-급 고강도 내후성 강으로부터 얇은 철강 스트립을 연속 주조에 의해 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

하기 단계를 포함하는 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법:
1) 이중 롤러 연속 주조기에서, 중량 기준으로 다음 화학 조성을 갖고 두께 1∼5 mm의 주조 스트립을 주조하는 단계: C 0.03∼0.1%, Si≤0.4%, Mn 0.75∼2.0%, P 0.07∼0.22%, S≤0.01%, N≤0.012% 및 Cu 0.25∼0.8%, 그리고 Nb(0.01∼0.1%), V(0.01∼0.1%), Ti(0.01∼0.1%) 및 Mo(0.1∼0.5%)로부터 선택된 적어도 하나의 미세합금 원소, 및 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물;
2) 20℃/초보다 높은 냉각속도로 주조 스트립을 냉각하는 단계;
3) 열간압연 온도 1,050∼1,250℃, 환원율 20∼50%, 및 변형속도 ＞20 s-1에서 실시되고, 열간압연 후 철강 스트립의 두께가 0.5∼3.0 mm이고, 및 오스테나이트의 온라인 재결정화가 주조 스트립의 열간압연 시 발생하는, 주조 스트립을 온라인 열간압연하는 단계;
4) 열간압연 스트립을 냉각속도 10∼80℃/초로 냉각하는 단계; 및
5) 열간압연 스트립의 권취 온도가 500∼650 ℃로 조절되는 열간압연 스트립의 권취 단계.
이 방법에 의해 얻어진 철강 스트립의 미세구조는 주로 균일하게 분포된 베이나이트 및 침상 페라이트로 이루어진다.

Description

700 MPa-급 고강도 내후성 강으로부터 얇은 철강 스트립을 연속 주조에 의해 제조하는 방법 {METHOD FOR MANUFACTURING THIN STRIP CONTINUOUSLY CAST 700MPA GRADE HIGH STRENGTH WEATHER-RESISTANT STEEL}
본 발명은 연속식 철강 스트립 주조 공정, 상세하게는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 내후성 강의 스트립을 연속적으로 제조하는 방법을 포함하는데, 여기서 철강 스트립은 700 MPa 이상의 항복강도, 780 MPa 이상의 인장강도, 18% 이상의 연신율 및 180°의 적합한 휨 성능뿐만 아니라 우수한 강도 및 연신율의 정합(matching)을 갖고, 그리고 미세화된 균질의 베이나이트 및 침상 페라이트를 주로 포함하는 미세구조를 갖는다.
대기 내식성 강이라고도 불리우는 내후성 강은, 자동차, 교량, 탑, 콘테이너 및 기타 철강 구조물을 제조하는데 사용될 수 있는 대기 내식성의 보호성 녹층(rust layer)을 갖는 저합금 구조용 철강을 의미한다. 내후성 강은 보통 탄소강과는 달리 대기 중에서 더욱 우수한 내식성을 갖고; 스테인레스강과는 달리, P, Cu, Cr, Ni, Mo, Nb, V, Ti 등과 같은 합금 원소의 흔적량 만을 함유하고, 그의 총량은 2% 포인트 (스테인레스 강의 경우에, 12% 포인트에 달함)에 지나지 않으므로, 그 가격은 비교적 낮다.
최근에 자주 사용된 대기 내식성 강의 형태는 295 MPa-급, 345 MPa-급 및 450 MPa-급의 강도를 각각 갖는 09CuPTiRE, 09CuPCrNi 및 Q450NQR1이 있다. 국가 경제 발전과 함께, 자동차 경량화, 속도 가속화, 화물 용량 증가, 서어비스 기간 연장, 물류비용 감소 등에 관한 요구가 증가되고 있으나, 상기 철강 형태는 그러한 요구를 더 이상 만족시킬 수 없기 때문에, 고강도, 고내식성 및 저비용 대기 내식성 강을 개발하면 실용적인 가치와 경제적 중요성을 제공하게 된다.
현재, 국내외적으로 700 MPa-급의 강도를 갖는 고강도 대기 내식성 강과 그의 제조방법 및 미세화된 결정질 강화 및 석출 강화를 통해 종합적인 기계적 성질을 개선하기 위해 일반적으로 이용되는 (Nb, V, Ti 및 Mo) 다중-미세합금 기술에 관한 수많은 특허가 출원되어 왔다.
중국특허 제 200610030713.8 호에서는 700 MPa-급의 항복강도를 갖고 대기 내식성 강 및 그의 제조방법에 대해서 기재하고 있으며, 여기서 대기 내식성 강 시트는 다음 화학조성을 갖도록 제조된다: C 0.05∼0.1%, Si≤0.5%, Mn 0.8∼1.6%, P≤0.02%, S≤0.01%, Al 0.01∼0.05%, Cr 0.4∼0.8%, Ni 0.12∼0.4%, Cu 0.2∼0.55%, Ca 0.001∼0.006% 및 N 0.001∼0.006%, 그리고 Nb, Ti 및 Mo(Nb≤0.07%, Ti≤0.18% 및 Mo≤0.35%)로부터 선택된 적어도 2 원소, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물 함유. 이와 같이 하여 제조된 철강 시트는 700 MPa 이상의 항복강도, 750 MPa 이상의 인장강도 및 15% 이상의 연신율을 갖는다.
중국특허 제 201010246778.2 호에서는 700 MPa-급의 항복강도를 갖는 비조질형(non-quenched and tempered; NQT) 저가 고강도 내후성강 시트 및 그의 제조방법에 대해서 기재하고 있으며, 여기서 내후성 철강 시트는 다음과 같은 화학조성을 갖도록 제조된다: C 0.05∼0.1%, Si≤0.15%, Mn 1.5∼2%, P≤0.015%, S≤0.01%, Cr 0.3∼0.8%, Ni 0.15∼0.4%, Cu 0.2∼0.4%, Nb 0.02∼0.08%, Ti≤0.09∼0.15% 및 N≤0.005%, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물. 이와 같이 하여 제조된 철강 시트는 700 MPa 이상의 항복강도, 800 MPa 이상의 인장강도 및 18% 이상의 연신율을 갖는다.
중국특허 제 200610125125.2 호에서는 초 고강도 대기 내식성 강 및 및 그의 제조방법에 대해 기재하고 있으며, 여기서 대기 내식성 강 시트는 다음과 같은 화학조성을 갖도록 제조된다: C 0.01∼0.07%, Si 0.25∼0.5%, Mn 1.6∼2%, P≤0.018%, S≤0.008%, Al≤0.035%, Cr 0.4∼0.75%, Ni 0.25∼0.6%, Cu 0.2∼0.5%, Nb 0.03∼0.08%, Ti≤0.02%, Mo 0.1∼0.4% 및 B 0.0005∼0.003%, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물. 이와 같이 하여 제조된 철강 시트는 700 MPa 이상의 항복강도, 750 MPa 이상의 인장강도 및 10% 이상의 연신율을 갖는다.
미세합금 기술 및 종래의 열간압연 공정은 성분 시스템에서 Nb, V, Ti 및 Mo 와 같은 합금원소로 이루어진 700 MPa-급의 고강도를 갖는 상기 언급한 모든 형태의 대기 내식성 강을 제조하는데 이용되었다. 종래의 열간압연 공정, 즉 연속 주조 + 주조 슬래브(casting slab)의 재가열 및 단열 + 조압연(rough rolling) + 마무리 압연 + 냉각 + 권취에 있어서, 먼저, 약 200 Mm 두께의 주조 슬래브를 연속 주조에 의해 제조한 후, 재가열 및 단열 공정을 거친 다음, 조압연 및 마무리 압연을 실시하여 일반적으로 2 mm 보다 큰 두께를 갖는 철강 스트립을 얻게 되며, 마지막으로 철강 스트립을 층류(laminar) 냉각 및 권취함으로써 모든 열간압연 제조공정을 종료하게 된다. 2 mm 보다 얇은 두께를 갖는 철강 스트립을 제조하는 경우, 일반적으로 열간압연 철강 스트립은 냉간압연 및 후속적인 어닐링을 추가로 실시할 필요가 있다. 그러나, 미세합금된 고강도 대기 내식성 강을 제조하는 종래의 공정에는 다음과 같은 주요 문제가 있다:
(1) 긴 공정, 고에너지 소비, 수많은 장치, 높은 인프라구조 설치비용으로 인해 제조비용을 증가시킨다;
(2) 대기 내식성 강이 철강 스트립의 대기 내식 성능을 개선할 수 있는 P, Cu 및 기타 분리-용이성(easy-segregation) 원소를 비교적 많이 함유하고 있는 것을 감안할 때, 종래의 공정은 주조 슬래브의 낮은 고화 및 냉각 속도로 인해, P, Cu 및 기타 원소의 많은 분리, 이방성(anisotropy), 많은 균열 및 주조 슬래브의 더 낮은 수율을 가져올 수 있다;
(3) 대기 내식성 강의 내후성 성능은 P 및 Cu의 복합 작용에 의해 주로 결정된다. 종래 공정에 있어서 분리-용이 특성으로 인해, P는 종래의 공정으로 제조된 고강도 대기 내식성 강의 조성에 대한 구상으로부터 자주 생략되고, 그리고 그 함량은 불순물 원소의 수준, 즉 0.025% 이하로 조절되고; Cu의 첨가량은 0.2∼0.55%의 범위 내이며, 통상적으로 실제 제조 시에는 하한치와 동일하다. 실제 제조시 얻어진 결과로서 철강 스트립의 내후성 성능이 낮다;
(4) 종래의 공정에서, 미세합금 원소는 열간압연 공정에서 고용체 형태로 유지될 수 없으며, 통상적으로 부분적인 석출을 일으켜 철강의 강도를 증가시키고, 그 결과 압연 하중을 크게 증가시키고 에너지 비용과 롤러 소비를 상승시키며 장치를 크게 손상시키므로 경제적으로 그리고 현실적으로 제조될 수 있는 고강도 열간압연내후성 제품의 두께 범위를 제한하게 된다(즉, 통상적으로 ≥2 mm). 종래의 열간압연제품을 연속적으로 냉간압연 하면 철강 스트립의 두께를 더욱 감소할 수 있다. 그러나, 냉간압연 부하가 높으면 장치에 대해 비교적 높은 요건을 요하게 되며 비교적 큰 손상을 가져오고 또한 열간압연 제품 내의 합금원소로부터 분리된 제2 상(phase)이 냉간압연 철강 스트립의 재결정화 어닐링 온도를 크게 높이게 되므로, 열간압연 철강 스트립의 강도가 높으면 냉간압연에 있어서 어려움을 초래할 수 있다.
(5) 종래의 방법에 의해서 미세합금 원소를 함유하는 고강도 제품을 제조할 때, 변형을 통한 오스테나이트 입자를 미세화하는 원리가 통상적으로 이용되므로, 마무리 압연의 초기 압연온도는 통상 950℃ 미만이며, 최종 압연온도는 약 850℃이다. 그러므로, 압연공정의 진행에 따라 변형의 증가와 병행하여 비교적 낮은 온도에서 압연할 때, 철강 스트립의 강도가 높게 증가하므로, 열간압연의 난제와 소모가 크게 증가된다.
미세합금의 고강도 대기 내식성 강을 제조하기 위해 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정이 이용된다면, 종래 공정에서의 상술한 단점들은 상당한 정도로 해결될 수 있다. 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정, 즉 연속 압연 + 주조 슬래브의 단열 및 함침(soakig) + 연속 가열 주조 + 냉각 + 권취는 주로 다음과 같은 점에서 종래의 공정과 그 자체로 차별화된다:
첫째, 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정의 경우에, 주조 슬래브의 두께는 50∼90 Mm로 크게 감소된다. 주조 슬래브가 얇기 때문에, 주조 슬래브는 오직 1∼2 회만의 조압연을 실시할 필요가 있고 (주조 슬래브의 두께는 70 Mm∼90 Mm) 또는 어떠한 조압연을 실시할 필요가 없다(주조 슬래브의 두께는 50 Mm 미만). 반면, 종래의 공정의 경우에, 주조 슬래브는 마무리 압연 전에 요구되는 조건까지 얇아지기 전에 다수회 압연통과를 반복적으로 거칠 필요가 있다.
둘째, 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정의 경우에, 주조 슬래브는 함침 및 단열을 위한(또는 약간의 온도 보상을 위한) 냉각없이 함침 노에 직접 들어가므로, 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정은 공정을 크게 단축시키고, 에너지 소비를 감소시키고, 투자비용을 절감하고 제조비용을 감소시킨다.
셋째, 얇은 슬래브를 연속적으로 주조 및 압연하는 공정의 경우에, 주조 슬래브의 고화 및 냉각속도는 가속화되고, 이는 분리-용이성 원소의 많은 분리를 어느 정도 크게 감소하므로, 제품 결함을 감소시키고 제품의 수율을 개선시킬 수 있다. 이러한 이유로, 얇은 슬래브의 연속 주조 및 압연공정에 의해 제조된 미세합금 고강도 대기 내식성 강의 조성에 대한 구상은 내식성 원소 P 및 Cu 함량의 범위를 넓게 하고, 이는 철강의 내후성 성능을 개선하는 데 유리하다.
중국특허 제 200610123458.1 호에서는 얇은 슬래브의 연속 주조 및 압연공정을 기본으로 하는 Ti 미세합금 기술을 이용하여 700 MPa-급 고강도 내후성 강을 제조하는 방법에 대해서 기재하고 있는 데, 여기서는 다음과 같은 화학조성을 갖는 대기 내식성 강 시트가 제조된다: C 0.03∼0.07%, Si 0.3∼0.5%, Mn 1.2∼1.5%, P≤0.04%, S≤0.008%, Al 0.025∼0.05%, Cr 0.3∼0.7%, Ni 0.15∼0.35%, Cu 0.2∼0.5%, Ti 0.08∼0.14% 및 N≤0.008%, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물. 이와 같이 제조된 철강 시트는 항복강도 700 MPa 이상, 인장강도 775 MPa 이상 및 연신율 21% 이상을 갖는다. 상기 특허에서, P는 불순물 원소로서 0.04% 이하로 조절되는데, 이는 그 범위가 종래 공정에서의 0.025% 이하의 함량과 비교하여 넓어졌다는 것을 의미한다.
중국특허 제 200610035800.2 호에서는 얇은 슬래브의 연속 주조 및 압연공정을 기본으로 하는 700 MPa-급 V-N 미세합금 대기 내식성 강을 제조하는 방법에 대해 기재하고 있는데, 여기서는 다음과 같은 화학조성을 갖는 대기 내식성 강 시트가 제조된다: C≤0.08%, Si 0.25∼0.75%, Mn 0.8∼2%, P≤0.07∼0.15%, S≤0.04%, Cr 0.3∼1.25%, Ni≤0.65%, Cu 0.25∼0.6%, V 0.05∼0.2% 및 N 0.015∼0.03%, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물. 이와 같이 제조된 철강 시트는 항복강도 700 MPa 이상, 인장강도 785 MPa 이상, 및 연신율 21% 이상을 갖는다. 상기 특허에서, P는 고내식성 원소로서 간주되어 그 함량은 0.07∼0.15%의 범위로 조절되고; Cu의 함량은 0.25∼0.6%의 범위로 조절되는데, 이는 상한선 및 하한선이 종래 공정에서 Cu 함량의 상한선 및 하한선보다 각각 더 넓다는 것을 의미한다(즉, 0.2∼0.55%).
이러한 얇은 슬래브의 연속 주조 및 압연 공정은 미세합금 고강도 대기 내식성 강의 제조에 있어서 상기 장점을 갖지만, 종래 공정에서 존재하는 몇 가지 문제점이 얇은 슬래브의 연속 주조 및 압연공정에 여전히 존재한다. 예를 들면, 미세합금 원소는 열간압연 공정에서 고용체 형태로 유지될 수 없고, 통상적으로 부분 석출을 일으키고 철강 강도를 증가시키고, 그 결과 압연 부하를 크게 증가시키고, 에너지 소비 및 롤러 소모를 증가시킨다. 그러므로 경제적으로 및 실용적으로 제조될 수 있는 고강도 열간압연 내후성 제품의 두께 범위를 제한한다(즉, 두께 1.5 mm 이상). 상세한 것은 중국특허 제 200610123458.1 호, 동 제 200610035800.2 호 및 동 제 200710031548.2 호를 참조한다.
연속적인 스트립 주조 기술은 야금술 및 재료 연구 분야에서 첨단(cutting-edge) 기술이고, 이러한 기술은 철강 공업에서 혁명을 가져왔고 종래의 야금 공업에서 철강 스트립의 제조공정을 변화시켰다. 연속주소와 같은 공정을 병합하는 이외에, 압연 및 심지어 열처리는 제조된 얇은 철강 슬래브로부터 온라인 압연 1회 통과만으로 얇은 철강 스트립의 원-스톱 제조를 가능하게 하고, 또한 제조 공정을 크게 단순화 하고, 제조 사이클을 단축하고(공정 라인의 길이는 단 50 M), 그에 따라 장비 투자를 절감하고 제조 비용을 크게 줄이게 된다.
트윈-롤러 연속 스트립 주조공정은 연속 스트립 주조공정의 주된 형태이고, 또한 연속 스트립 주조공정의 유일한 공업화된 형태이다. 트윈-롤러 연속 스트립 주조공정에서, 용융된 철강은 긴 노즐, 턴디시 및 잠긴(submersed) 노즐을 통해 철강 래들(laddle)로부터 한 쌍의 상호 회전 및 내부 수냉 주조 롤러 및 사이드 댐(side dam)에 의해 형성된 용융 풀로 도입된 다음, 2개의 주조 롤러들 사이에 있는 틈새(clearance)에 수집되고, 이동 롤러 표면 상에서 고화된 쉘을 형성하고, 롤러 틈새로부터 아래로 인출되는 주조 스트립을 형성하게 된다. 그 후, 주조 스트립은 연속 스트립 주조 제품의 제조가 종료될 때까지 스윙 가이드 플레이트(swinging guide plate) 및 핀치 롤러를 통해 롤러 베드로 전달된 다음, 분무 냉각 및 플라잉 쉐어(flying shear)를 통해 온라인 열간압연 밀로부터 권취기까지 유도된다.
현재까지, 미세합금 고강도 대기 내식성 강을 제조하기 위해 연속 스트립 주조 기술을 이용하는 것에 대한 보고가 없었고, 이러한 시도는 다음과 같은 장점을 가질 수 있다:
(1) 연속 스트립 주조공정은 슬래브 가열, 다수회-통과 반복 열간압연 등과 같은 수개의 복잡한 공정을 없애고, 얇은 주조 스트립에 1회 통과 온라인 열간압연을 직접 제공하고, 이는 제조비용을 크게 감소하게 된다;
(2) 연속 스트립 주조공정에 의해서 제조된 주조 스트립은 통상적으로 1∼5 mm의 두께를 가지며, 온라인 열간압연 (즉, 통상 1∼3 mm)을 통해 예상된 제품 두께를 가질 수 있으며, 그리고 얇은 두께를 갖는 제품을 제조하기 위해 냉간 압연 공정을 필요로 하지 않는다;
(3) 저-탄소 미세합금강을 제조하기 위해서 연속 스트립 주조공정이 이용될 때, Nb, V, Ti 및 Mo 계열과 같이 첨가된 합금원소는 열간압연 공정에서 주로 고용체 형태로 존재하므로, 철강 스트립은 비교적 낮은 강도를 가지며, 단일-표준 열간압연 밀에 의한 열간압연의 환원율은 30∼50% 정도로 높아질 수 있고, 그리고 철강 스트립을 얇게 하는 효과는 매우 높다;
(4) 저탄소 미세합금강을 제조하기 위해서 연속 스트립 주조공정이 이용될 때, 고온 주조 스트립은 직접 열간압연되며, Nb, V, Ti 및 Mo와 같이 첨가된 합금원소는 이 공정에서 주로 고용체 형태로 존재하므로, 이들 합금원소의 이용율은 개선될 수 있다. 이와는 달리, 종래의 공정에서는, 이들 합금원소의 석출이 슬래브의 냉각공정에서 일어나고, 그리고 이들 합금원소의 부적절한 재용해는, 슬래브가 재가열될 때 발생하고, 그 결과 이들 합금원소의 이용율은 감소된다.
그러나, 대기 내식성 강은 비교적 특수한 제품 형태이다. 그것은 통상 매우 우수한 강도 및 가소성의 정합을 갖도록 요구되며, 그래서 심지어는 비교적 고강도급의 제품에서 연신율과 관련하여 비교적 높은 요건이 주어지고, 그렇지 않으면 성형 공정의 요건이 만족될 수 없다. 연속 스트립 주조공정에 의해 제조되고 Nb, V, Ti 및 Mo와 같은 미세합금 원소를 함유하는 제품을 사용할 때, 열간압연 오스테나이트의 재결정화를 위한 이들 미세합금 원소의 억제 작용은 철강 스트립의 거친 오스테나이트 입자의 불균일성을 유지할 수 있다. 그 결과, 불균일한 거친 오스테나이트의 상변화를 통해 제조된 최종 제품의 미세구조는 또한 불균일해지는 경향이 있고, 그 결과 제품의 연신율은 비교적 낮다.
국제특허 WO 2008137898, WO 2008137899 및 WO 2008137900 뿐만 아니라 중국특허 200880023157.9, 200880023167.2 및 200880023586.6에서는 연속 스트립 주조 및 압연 공정을 이용함으로써 두께 0.3∼3 mm의 미세합금 철강 스트립을 제조하는 방법에 대해서 기재하고 있으며, 여기서 철강 스트립의 화학조성은 다음과 같다: C＜0.25%, Mn 0.20∼2.0%, Si 0.05∼0.50% 및 Al＜0.01%, 그리고 Nb 0.01∼0.20%, V 0.01∼0.20% 및 Mo 0.05∼0.50%의 함량을 갖는 Nb, V 및 Mo로부터 선택된 적어도 하나의 원소. 열간압연 환원율 20∼40% 및 권취 온도 700℃ 이하의 공정 조건 하에서, 열간압연 스트립의 미세구조는 베이나이트 + 침상 페라이트이다. 상기 특허들에서 기재된 바와 같이, 합금원소는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 억제하기 위해서, 경화성 개선을 위한 연속 스트립 주조 오스테나이트 입자의 거친 특성을 유지하기 위해서, 그 결과 실온에서 베이나이트 + 침상 페라이트의 미세구조를 얻기 위해서 첨가된다. 더욱이, 상기 특허들의 설명에서는 열간압연에 의해 이용된 온도 범위를 제공하지 않지만, 이들 특허와 관련된 문헌(C.R. Killmore, etc. Development of Ultra-Thin Cast Strip Products by the CASTRIP® Process. AIS Tech, Indianapolis, Indiana, USA, May 7∼10, 2007)에서, 이용된 열간압연 온도는 950℃인 것으로 보고되었다.
이 방법에 의해 제조된 연속 스트립 주조 저-탄소 미세합금 철강 제품은 비교적 높은 강도를 갖고, 상기 조성 범위 내에서 항복강도 650 MPa 및 인장강도 750 MPa 에 도달할 수 있다. 그러나, 중요한 문제는 제품의 낮은 연신율이며, 그 원인을 이하에서 설명한다. 연속 스트립 주조공정에 의해 제조된 주조 스트립은 통상적으로 거칠고 극히 이질적인(inhomogeneous) 오스테나이트 입자(수십 마이크론 정도로 낮은 것으로부터 700∼800 마이크론 정도로 높은 것까지 또는 심지어는 mm 크기); 연속 스트립 주조공정의 열간압연 환원율은 통상적으로 50%를 초과하지 않으므로, 변형을 통한 오스테나이트 입자의 미세화 효과는 매우 크지 않다. 만일 이들 오스테나이트 입자가 재결정화를 통해 미세화되지 않는다면, 불균일한 거친 오스테나이트는 열간압연 후에 효과적으로 미세화되지 않을 것이며, 그리고 이질적이고 거친 오스테나이트의 상전이를 통해 생성된 베이나이트 + 침상 페라이트 구조 또한 극히 이질적이며, 그 결과 제품의 연신율은 상대적으로 낮아질 것이다.
연속 스트립 주조 미세합금 강의 강도 및 가소성의 정합을 개선하기 위해서, 중국특허 제 02825466.X 호에서는 연속 스트립 주조 및 압연공정을 이용하여 두께 1∼6 mm의 미세합금 철강 스트립을 제조하는 방법을 제시하고 있으며, 여기서 미세합금강은 다음과 같은 화학조성을 갖는다: C 0.02∼0.20%, Mn 0.1∼1.6%, Si 0.02∼2.0%, Al＜0.05%, S＜0.03%, Cr 0.01∼1.5%, Ni 0.01∼1.5%, Mo＜0.5%, N 0.003∼0.012%, Ti＜0.03%, V＜0.10%， Nb＜0.035% 및 B＜0.005%, 및 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물. 주조 스트립의 열간압연은 온도 범위 1,150-(Arl-100)℃ 및 열간압연 환원율 15∼80%의 조건 하에 오스테나이트 영역, 오스테나이트-페라이트 2-상 영역 또는 페라이트 영역에 상응하여 실시된다. 이 방법에서, 온라인 가열 시스템(가열온도의 범위는 670℃∼1,150℃임)은 연속 스트립 주조 및 압연 밀링 후에 설정되도록 구성되며, 그 목적은 철강 스트립에 대한 우수한 강도 및 가소성의 정합을 이루도록 특정 시간 동안 단열한 후에 상이한 상 영역에서 열간압연된 스트립의 재결정화를 완결하기 위한 것이다.
연속 스트립 주조 저-탄소 미세합금 철강 제품을 제조하기 위해 이러한 방법을 이용할 때, 제조된 철강 스트립은 우수한 강도 및 가소성의 정합을 이룰 수 있다. 예를 들면, C 0.048%, Mn 0.73%, Si 0.28%, Cr 0.07%, Ni 0.07%, Ti 0.01%, Mo 0.02%, S 0.002%, P 0.008%, Al 0.005% 및 N 0.0065%의 화학조성을 갖는 철강 스트립에 있어서, 그의 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각각 260 MPa, 365 MPa 및 28%이다. 그러나, 이러한 제조방법을 이용하려면, 생산라인에 온라인 가열 시스템이 추가되어야 하고, 그리고 가열시간이 주조속도 및 가열노의 길이 모두에 의해 결정됨에 따라 일정한 가열을 확보하기 위해 가열노의 길이는 충분히 길어야 한다. 이 경우에, 투자 비용을 증가시킬 뿐만아니라, 연속 스트립 및 압연 생산라인이 점하는 면적을 크게 증가시키고 생산라인의 장점을 반감시킨다.
결론적으로, 강도 및 가소성의 정합이 우수한 미세합금 고강도 대기 내식성 강을 제조하기 위해 연속 스트립 주조공정을 이용할 때, 주조 스트립의 두께가 얇은 경우, 변형을 통해 오스테나이트 입자를 미세화할 수 없으므로, 해결책은 재결정화를 통해 오스테나이트 입자를 어떻게 적당히 미세화된 균질의 미세구조를 제품에 어떻게 부여하여 우수한 강도 및 가소성의 정합을 이룰 수 있는가에 달려있다.
본 발명의 목적은 주조 스트립의 열간압연 후 오스테나이트의 온라인 재결정화를 실시하고, 오스테나이트 입자를 미세화 하며, 입자 크기의 균일성을 개선하고, 그리고 베이나이트 및 침상 페라이트의 더욱 균일하게 전달되고 미세화된 미세구조를 제품에 제공하고 동시에 비교적 높은 강도와 연신율을 얻도록, 제조 장치를 추가하지 않고 적절한 조성과 공정 구성을 통해 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 목적은 다음과 같은 단계를 포함하고, 최종적으로 얻어진 철강 스트립이 실제적으로 균질의 베이나이트 및 침상 페라이트로 이루어진 미세구조와 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법에 의해 달성된다:
1) 트윈-롤러 연속 주조 밀을 사용하여, 중량 기준으로 다음 화학 조성을 갖고 두께 1∼5 mm의 주조 스트립을 주조하는 단계: C 0.03∼0.1%, Si≤0.4%, Mn 0.75∼2.0%, P 0.07∼0.22%, S≤0.01%, N≤0.012% 및 Cu 0.25∼0.8%, 및 Nb(0.01∼0.1%), V(0.01∼0.1%), Ti(0.01∼0.1%) 및 Mo(0.1∼0.5%)로부터 선택된 적어도 하나의 미세합금 원소, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물;
2) 20℃/초보다 높은 냉각속도로 주조 스트립을 냉각하는 단계;
3) 열간압연 온도 1,050∼1,250℃, 환원율 20∼50%, 및 변형속도 ＞20 s-1에서 실시되고, 열간압연 후 철강 스트립의 두께가 0.5∼3.0 mm이고, 그리고 오스테나이트의 온라인 재결정화가 주조 스트립의 열간압연 시 발생하는, 주조 스트립을 온라인 열간압연하는 단계;
4) 10∼80℃/초의 냉각속도로 열간압연 스트립을 냉각하는 단계;
5) 열간압연 스트립의 권취 온도가 500∼650℃로 조절되는 열간압연 스트립의 권취 단계.
단계 1)에서, Nb, V 및 Ti의 각 함유량은 0.01∼0.05 중량%이고, 그리고 Mo의 함유량은 0.1∼0.25 중량%이다.
단계 2)에서, 주조 스트립의 냉각속도는 30℃/초보다 높다.
단계 3)에서, 열간압연 온도는 1,100∼1,250℃, 또는 1,150∼1,250℃의 범위이다.
단계 3)에서, 열간압연의 환원율은 30∼50%이다.
단계 3)에서, 열간압연의 변형속도는 ＞30s-1이다.
단계 4)에서, 열간압연 스트립의 냉각속도는 30∼80℃/초의 범위이다.
단계 5)에서, 권취온도는 500∼600℃의 범위이다.
본 발명의 기술적 구성을 하기에서 설명한다:
(1) 주로 다음의 2가지 역할을 하기 위해 적당량의 미세합금 원소 Nb, V, Ti 및 Mo가 저-탄소강에 첨가된다.
첫째, 고용체의 강화 역할을 강화하고 철강 스트립의 강도를 개선하기 위해서;
둘째, 용질(sloute) 원자를 통해 오스테나이트 입자 경계를 이동(drag)시키고, 오스테나이트 입자의 성장을 어느 정도까지 억제하고, 그 결과 오스테나이트 입자를 미세화하고 오스테나이트의 재결정화를 촉진하기 위해서. 오스테나이트 입도를 작게 할수록, 변형시 생성된 전위밀도는 더 높아지고, 그리고 저장된 변형 에너지가 높아지므로, 재결정화의 구동력은 재결정화 공정을 촉진하도록 향상될 것이다. 그 외에, 결정화 핵이 본래의 높은 각도 입자 경계 또는 그 근처에서 주로 형성된다는 것을 고려할 때, 오스테나이트 입도를 작게 할수록 (즉, 입자 경계 면적이 더 커질수록), 결정화 핵의 형성이 더욱 쉬어지며, 그 결과 재결정화 공정을 촉진한다.
(2) 연속 스트립 주조공정에서 철강 스트립의 신속한 고화 및 신속한 냉각 특성을 이용하고 주조 스트립의 냉각속도를 적당히 조절하면, P 및 Cu의 분리를 효과적으로 조절하는 데 도움이 될 수 있으므로, 철강 스트립의 대기 내식성을 개선할 수 있는 저-탄소강에 비교적 많은 양의 P 및 Cu를 첨가할 수 있다.
(3) 오스테나이트 영역에서 열간압연 온도(변형 및 재결정화 온도)를 적절히 상승시키면 오스테나이트의 재결정화를 촉진시킨다. 변형온도의 상승과 함께 재결정 핵화 속도와 성장 속도 모두는 기하급수적인 상관관계(exponentially-correlated)로 성장을 제공하고(Microalloyed Steel-Physical and Mechanical Metallurgy, by YONG Qilong), 즉, 온도가 높을수록 재결정화는 더 쉬워진다.
(4) 열간압연의 환원율(변형량)을 적절한 범위 내로 조절하면, 오스테나이트의 재결정화를 촉진시킨다. 변형은 재결정화의 기본이 될뿐만 아니라, 재결정화의 구동력, 즉 이러한 변형의 저장 에너지원이 된다. 구동력이 특정 수준에 도달한 후에 재결정화가 일어난다는 것을 고려할 때, 오로지 특정량의 변형이 재결정화를 개시할 수 있다. 변형량이 많고 변형의 저장 에너지가 더 높아질수록, 재결정 핵화 속도와 성장속도가 빠른데, 이는 재결정화가 충분히 빠른 속도, 심지어는 비교적 낮은 온도에서 개시되고 종료될 수 있다는 것을 의미한다. 더욱이, 재결정 핵화 속도가 변형의 저장된 에너지의 상승과 함께 기하급수적인 상관관계로 성장을 제공함에 따라, 더 많은 양의 변형은 또한 재결정화 후에 오스테나이트 입자의 크기를 또한 감소시킨다(Microalloyed Steel-Physical and Mechanical Metallurgy, by YONG Qilong). 그러므로, 이는 더욱 미세화된 오스테나이트 상 변환 제품을 얻고 철강 스트립의 강도와 가소성을 개선하는 데 도움이 된다.
(5) 변형속도를 적당한 범위 내로 조절하면 오스테나이트의 재결정화를 촉진한다. 변형속도를 증가시키면 저장된 변형 에너지를 증가시키게 되므로 재결정화의 구동력을 증가시키고 재결정화 공정을 촉진한다.
본 발명에 따른 화학적 조성의 구성을 이하에 설명한다:
C: C는 철강에서 가장 경제적이며 기본적인 강화 원소이고, 고용체 강화 및 석출 강화의 수단에 의해 철강의 강도를 증진시킨다. C는 또한 오스테나이트의 전환 공정에서 세멘타이트의 석출을 위해 없어서는 안될 원소이다. 그러므로, C의 함량은 철강의 강도 등급을 크게 결정한다. 즉 C의 함량이 높을수록 철강 강도의 등급이 높아진다. 그러나, C의 간극(interstitial) 고용체 및 석출이 철강의 가소성과 인성(toughness) 모두를 비교적 크게 손상시킨다는 점과 과도하게 많은 양의 C가 철강의 용접 성능을 손상시킨다는 점을 고려할 때, C의 함량은 과도하게 높지 않아야 하며, 철강의 강도는 합금원소의 적정량을 첨가함으로써 보충될 수 있다. 그러므로, 본 발명에서, C의 함유량은 0.03∼0.1%의 범위 내에 있도록 조절된다.
Si: Si가 철강에 첨가될 때, Si는 철강에서 고용체를 강화하는 역할을 하고, 철강의 순도를 개선하고 철강의 탈산소화(deoxidation)를 촉진한다. 그러나, Si의 함량이 과도하게 높으면, 철강의 습윤성과 용접 열에 의해 영향을 받는 영역의 인성 모두를 저하시킨다. 그러므로, 본 발명에서, Si의 함유량은 0.4% 이하로 되도록 조절된다.
Mn: 철강에서 상당히 높은 고체 용해도를 갖는 가장 값싼 합금원소들 중 하나로서, Mn은 철강의 경화성을 개선하고 고용체 강화를 통해 그의 강도를 개선함과 동시에, 철강의 가소성이나 인성에 기본적으로 손상을 주지 않는다. 그러므로, 이것은 C의 함량이 감소되는 환경에서 철강의 강도를 개선할 수 있는 가장 중요한 강화 원소이다. 그러나, Mn의 함량이 과도하게 많으면, 철강의 용접성과 용접 열에 의해 영향을 받는 영역의 인성 모두를 손상시킨다. 그러므로, 본 발명에서, Mn의 함유량은 ≤0.75∼2.0% 범위로 되도록 조절된다.
P: P는 철강의 대기 내식 성능을 크게 개선하고 오스테나이트 입자를 크게 미세화할 수 있다. 그러나, P의 함량이 많으면, 입자 경계에서 분리가 일어나기 쉽고, 철강의 냉각 취성을 증가시키고, 용접 성능과 냉각-휨 성능을 저하시키며, 그의 가소성을 감소시킨다. 그러므로, 종래의 방법으로 제조된 대기 내식성 강에 관한 한, P는 대부분의 경우에 불순물 원소로서 제어되고, 그 함량은 극히 낮은 수준으로 조절된다.
연속 스트립의 주조공정에서, 주조 스트립의 고화 및 냉각속도 모두는 극히 높아서, P의 분리를 효과적으로 억제하므로, 그의 단점을 효과적으로 피할 수 있고, 그의 장점을 충분히 발휘하며, 철강의 대기 내식 성능을 개선하고, 그리고 오스테나이트 입자를 미세화함으로써 오스테나이트의 재결정화를 촉진한다. 그러므로, 본 발명에서, 종래의 공정에 의해 대기 내식성 강의 제조에 이용된 것보다 더 많은 P의 양, 즉 0.07% 및 0.22% 사이의 양으로 이용된다.
S: 보통의 경우에 S는 철강의 고온 취성을 일으키고, 그의 연성(ductility) 및 인성을 감소시키고 압연공정에서 균열을 일으키는 철강에 해로운 원소이다. S는 또한 철강의 용접 성능과 내식 성능을 감소시킨다. 그러므로, 본 발명에서 S는 불순물 원소로서 0.01% 이하로 그 함량이 조절된다.
Cu: Cu는 철강의 대기 내식 성능을 개선하는데 있어 주요 원소이고, P와 함께 사용될 때 더 큰 효과를 낼 수 있다. 그 외에, Cu는 또한 용접 성능에 악영향을 미치지 않고 철강의 강도를 개선하기 위해 고용체 강화작용을 할 수 있다. 그러나, 분리-용이성 원소로서, Cu는 고온 공정에서 철강의 고온 취성을 야기하기 쉽다. 그러므로, 종래의 방법으로 제조된 대기 내식성 강에 관한 한, Cu의 함량은 일반적으로 0.6% 이하로 조절된다.
연속 스트립 주조공정에서, 주조 스트립의 고화 및 냉각속도 모두가 극히 높으면, Cu의 분리를 효과적으로 억제할 수 있으므로 그의 단점을 효과적으로 피할 수 있고 그의 장점은 충분히 발휘할 수 있다. 그러므로, 본 발명에서 대기 내식성 강을 제조하는 데 종래의 방법보다 더 높은 C 함량, 즉 0.25%∼0.8%의 범위로 이용된다.
Nb: 통상적으로 사용되는 4종의 미세합금 원소, 즉 Nb, V, Ti 및 Mo 중에서, Nb는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 가장 강력하게 억제할 수 있는 합금원소이다. 종래의 제어된 압연에 의해 제조된 미세합금 철강에서, 통상적으로 Nb는 먼저 강화 역할을 하기 위해서, 둘째로는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 억제하기 위해서 첨가되므로, 변형을 통한 오스테나이트 입자의 미세화 목적을 실현한다. 용질 원자에 의한 이동 메카니즘 및 석출된 Nb 탄질화물의 제2 상 입자에 의한 피닝(pinning) 메카니즘을 기본으로, Nb는 큰 각도의 입자 경계 및 아입자(subgrain) 경계의 이동을 효과적으로 방지하므로 재결정화 공정을 현저하게 방지할 수 있다. 본 공정에서 제2 상 입자의 재결정화 방지 작용은 더욱 크다.
연속 스트립 주조공정에서 철강 스트립의 특별히 신속한 고화 및 신속한 냉각특성을 기본으로, 첨가된 합금원소 Nb는 철강 스트립에서 주로 고용체 형태로 존재할 수 있고, 그리고 심지어는 철강 스트립의 실온까지 냉각될 때 Nb의 석출이 거의 관찰되지 않는다. 그러므로, 합금원소 Nb가 오스테나이트의 재결정화를 효과적으로 억제할 수 있을지라도, 오직 용질 원자에 의지하여서(제2 상 입자의 작용을 하는 대신에) 상기 억제 효과를 내는 것은 수많은 경우에 극히 어려워질 수 있다. 예를 들면, 변형온도 및 변형량 모두가 비교적 높을 때, 오스테나이트의 재결정화는 심지어는 합금원소 Nb가 첨가될 때도 일어날 수 있다.
한편으로는, 철강 내에 고용체 형태로 존재하는 합금원소 Nb는 용질 원자를 통해 오스테나이트 입자 경계를 이동시키고, 오스테나이트 입자의 성장을 어느 정도 억제할 수 있으므로, 오스테나이트 입자를 미세화하고 오스테나이트의 재결정화를 촉진할 수 있다. 이러한 점에서, Nb는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 촉진하는 것을 돕는다.
본 발명에서, 한편으로는, Nb의 고용체 강화 작용은 철강의 강도를 개선하는 역할을 해야하며; 또 다른 한편으로는, 오스테나이트의 재결정화를 위한 Nb의 억제 효과는 최소한으로 감소되어야 한다. 그러므로, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.01∼0.1%의 범위이다. 바람직한 Nb의 함량은, 철강 스트립에 더욱 우수한 강도 및 가소성의 정합을 부여하도록 0.01∼0.05%의 범위로 조절된다.
V: 통상적으로 사용되는 4종의 미세합금 원소, 즉 Nb, V, Ti 및 Mo 중에서, V는 오스테나이트의 재결정화를 억제하는 데 있어 가장 약한 효과를 갖는다. 재결정화 제어된 압연을 통해 제조된 철강에서, 통상적으로 V는 먼저 강화 역할을 하고, 두번째로는 재결정화를 위한 그의 억제 작용이 비교적 큼에 따라, 재결정화를 통한 오스테나이트 입자의 미세화 목적을 달성하는 역할을 한다.
연속 스트립 주조공정에서, V는 또한 철강 스트립에서 주로 고용체 형태로 존재하고, 철강 스트립이 심지어는 실온까지 냉각될 때에도 V의 석출은 거의 관찰되지 않는다. 그러므로, 오스테나이트의 재결정화를 위한 V의 억제 작용은 매우 제한적이다. 만일, 합금원소의 고용체 강화 작용이 철강의 강도를 개선하는 역할을 하고 그리고 오스테나이트의 재결정화를 위한 이들 합금원소의 억제효과가 최소한으로 감소되어야 한다면, V는 본 발명의 구성에 가장 적합한 비교적 이상적인 합금원소이다.
한편, 철강 내에서 고용체 형태로 존재하는 합금원소 V는 용질 원자를 통해 오스테나이트 입자 경계를 이동시키고, 오스테나이트 입자의 성장을 어느 정도 억제할 수 있으므로 오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다. 이러한 점에서, V는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 촉진하는 것을 돕는다.
본 발명에서 이용된 V의 함량은 0.01∼0.1%의 범위이다. 바람직한 V의 함량은, 철강 스트립에 더욱 우수한 강도와 가소성의 정합을 부여할 수 있도록, 0.01∼0.05%의 범위 내로 조절된다.
Ti: 통상적으로 사용되는 4종의 미세합금 원소, 즉 Nb, V, Ti 및 Mo 중에서, Ti는 오스테나이트의 재결정화를 억제하는 데 있어 Nb 다음으로 두번째로 효과가 있지만 Mo 및 V보다 더 우수하다. 이러한 점에서, Ti는 오스테나이트의 재결정화의 촉진을 저해한다. 그러나, Ti가 매우 낮은 고체 용해도를 갖고, 고온에서 약 10 nm 크기의 매우 안정한 제2 상은 TiN 입자를 형성할 수 있고, 석출되는 동안 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하고, 그에 따라 재결정화의 작용을 촉진한다는 점에서 우수한 장점을 갖는다. 그에 따라, 재결정화 제어된 압연을 통해 제조된 철강에서, 오스테나이트 입자를 미세화하고 오스테나이트의 재결정화를 촉진하기 위해서 통상적으로 흔적량의 Ti가 첨가된다.
연속 스트립 주조공정에서, Ti는 고온 상태의 철강 스트립에서 주로 고용체 형태로 존재하고, 철강 스트립이 실온까지 냉각되면, 적은 양의 Ti 석출이 관찰될 수 있다. 그러므로, 오스테나이트의 재결정화를 위한 Ti의 억제효과는 매우 제한적이다.
한편, 철강 내에서 고용체 형태로 존재하는 합금원소 Ti는 용질 원자를 통해 오스테나이트 입자 경계를 이동시키고, 오스테나이트 입자의 성장을 어느 정도 억제하므로, 오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다. 이러한 점에서, Ti는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 촉진하는 것을 돕는다.
본 발명에서, 한편으로는, Ti의 고용체 강화 작용은 철강의 강도를 개선하는 역할을 해야하며; 또 다른 한편으로는, 오스테나이트의 재결정화를 위한 Ti의 억제 효과는 최소한으로 감소되어야 한다. 그러므로, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.01∼0.1%의 범위이다. 바람직한 Ti의 함량은, 철강 스트립에 더욱 우수한 강도 및 가소성의 정합을 부여하도록 0.01∼0.05%의 범위로 조절된다.
Mo: 통상적으로 사용되는 4종의 미세합금 원소, 즉 Nb, V, Ti 및 Mo 중에서, Mo는 오스테나이트의 재결정화에 대한 억제작용이 비교적 약하고, 오직 V보다는 우수한 억제 작용을 갖는다.
연속 스트립 주조공정에서, Mo는 또한 철강 스트립에서 주로 고용체 형태로 존재하며, 심지어는 철강 스트립이 실온까지 냉각될 때에도 Mo의 석출이 거의 관찰되지 않는다. 그러므로, 오스테나이트의 재결정화를 위한 Mo의 억제효과는 매우 제한적이다.
다른 한편으로는, 철강 내에서 고용체 형태로 존재하는 합금원소 Mo는 용질 원자를 통해 오스테나이트 입자 경계를 이동시키고, 오스테나이트 입자의 성장을 어느 정도 억제할 수 있으므로, 오스테나이트 입자를 미세화하고 오스테나이트의 재결정화를 촉진한다. 이러한 점에서, Mo는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 촉진하는 것을 돕는다.
본 발명에서 이용된 Mo 의 함량은 0.1∼0.5%의 범위이다. 바람직한 Mo의 함량은, 철강 스트립에 더욱 우수한 강도 및 가소성의 정합을 부여하도록 0.1∼0.25%의 범위로 조절된다.
N: C와 유사하게, N은 또한 간극 고용체를 통해 철강의 강도를 개선할 수 있지만, 그 간극 고용체는 철강의 가소성과 인성 모두를 비교적 크게 손상시켜 N의 함량이 너무 높지 않도록 한다. 본 발명에서, 이용된 N의 함량은 0.012% 이하로 조절된다.
본 발명의 제조 공정을 이하에서 설명한다.
상호 회전하고 내부 수냉된 한 쌍의 주조 롤러와 사이드 댐에 의해 형성된 용융 풀로 용융강이 도입되고 급속 고화를 통해 두께 1∼5 mm를 갖는 스트립 내부로 직접 주조되는 연속 스트립 주조.
연속적인 주조 후 주조 롤러로부터 나오는 주조 스트립을 냉각함에 있어, 주조 스트립은 냉각을 위해 기밀 챔버를 통과한다. 주조 스트립의 온도를 급속히 낮추어 고온에서, 오스테나이트 입자의 과도하게 급속한 성장을 방지하고, 더욱 중요하게는 P 및 Cu의 분리를 조절하기 위해서, 주조 스트립의 냉각속도는 20℃/초보다 높게, 바람직하게는 30℃/초보다 높게 조절된다. 주조 스트립의 냉각은 가스 냉각법을 이용하고, 조절을 위해 냉각 가스의 압력과 흐름 및 가스 노즐이 이용될 수 있다. 이용할 수 있는 냉각 가스는 아르곤, 질소, 헬륨 및 기타 불활성 가스뿐만 아니라 이들 가스의 수종 형태의 혼합물을 포함한다. 냉각 가스의 형태, 압력, 흐름, 가스 노즐과 주조 스트립의 사이의 거리 등을 조절함으로써, 주조 스트립의 냉각속도는 효과적으로 조절될 수 있다.
주조 스트립의 온라인 열간압연은 열간압연 후 오스테나이트의 충분한 결정화를 실현하고 오스테나이트 입자를 미세화하기 위해 열간압연 온도 1,050∼1,250℃의 범위로 조절된다. 본 발명의 화학조성에서, 오스테나이트의 재결정화 억제작용이 연속 스트립 주조공정에서 약화될지라도, 상술한 바와 같이 오스테나이트의 재결정화를 어느 정도 억제할 수 있는 미세합금 원소 Nb, V, Ti 및 Mo 가 첨가된다. 그러나, 열간압연이 1,050℃ 미만의 온도에서 실시될 때, 오스테나이트의 충분한 결정화가 이루어지기가 매우 어렵고; 열간압연이 1,250℃보다 높은 온도에서 실시될 때, 철강 스트립의 강도 감소로 인해, 열간압연 공정을 제어하기가 매우 어렵다. 그러므로, 본 발명에서는 1,050∼1,250℃ 범위의 압연온도를 이용한다. 바람직하게는, 열간압연 온도는 1,100∼1,250℃ 또는 1,150∼1,250℃의 온도 범위로 조절된다. 열간압연의 환원율은 20∼50%로 조절되고, 그리고 열간압연의 환원율을 증가시키면 오스테나이트의 결정화를 촉진하고 오스테나이트 입자를 미세화한다. 바람직하게는, 열간압연의 환원율은 30∼50%의 범위로 조절된다. 열간압연의 변형속도는 ＞20s-1로 조절되고, 그리고 열간압연의 변형속도를 증가시키면 오스테나이트의 결정화를 촉진한다. 바람직하게는, 열간압연의 변형속도는 ＞30s-1로 조절된다. 열간압연 후 철강 스트립의 두께는 0.5∼3.0 Mm의 범위이다.
열간압연 스트립의 냉각을 위해 가스 분무 냉각, 적층 냉각, 분무 냉각 또는 기타 냉각법이 이용되는 열간압연 스트립의 냉각. 냉각수의 유량, 유속, 배수 위치 및 기타 파라미터는 열간압연 스트립의 냉각속도를 제어하기 위해 조절될 수 있다. 열간압연 스트립의 냉각속도는 10∼80℃/초의 범위로 조절되고, 열간압연 스트립은 요구되는 권취 온도로 냉각된다. 냉각속도는 오스테나이트의 상전환의 실제적인 개시온도에 영향을 미치는 중요한 요소이며, 즉 냉각속도가 높을수록 오스테나이트의 상전환을 위한 실제적인 개시온도는 더 낮아지고, 그리고 상전환 후 생성된 미세구조의 입자 크기를 더 미세화하므로, 철강 스트립의 강도와 인성을 개선하는데 도움을 준다. 바람직한 열간압연 스트립의 냉각속도는 30∼80℃/초의 범위로 조절된다.
열간압연 스트립에 베이나이트 및 침상 페라이트의 미세구조 특성을 부여하도록, 열간압연 스트립의 권취 온도가 500∼650℃로 조절되는 열간압연 스트립의 권취.
본 발명은, 주조 스트립의 열간압연 후 오스테나이트의 온라인 재결정화를 제어 및 실현하기 위해서 상이한 조성범위와 공정 기술로서, 베이나이트 및 침상 페라이트의 더욱 균일하게 분산되고 미세화된 미세구조를 갖는 대기 내식성 강 스트립을 제조하고 동시에 우수한 강도 및 연신율의 정합을 달성할 수 있다는 점에서 상기 종래의 발명과는 현저하게 다르다.
고강도 대기 내식성 강을 제조하기 위해서 종래의 공정이나 얇은 슬래브 주조공정이 이용되는 현존하는 특허와 비교하여, 본 발명은 다음과 같은 장점을 갖는다:
(1) 본 발명은 연속 스트립 주조공정을 이용하여 공정 단축, 저 에너지 소비, 고효율, 공정의 단순화 등과 같은 효과를 가져오므로, 미세합금된 고강도 및 두께 0.5∼3 mm를 갖는 대기 내식성 강의 제조비용을 크게 감소시킨다.
(2) 연속 스트립 주조공정을 이용하고 주조 스트립의 냉각속도를 적절히 제어함으로써, 본 발명은 P 및 Cu의 분리를 효과적으로 억제하고, 미세합금 고강도 대기 내식성 강의 Cu 함량의 상한선을 종래 공정의 0.55%로부터 그리고 얇은 슬래브 주조 공정의 0.6%로부터 0.8%로까지 상승시키고, 또한 미세합금 고강도 대기 내식성 강의 P 함량의 상한선을 종래 공정의 0.02%로부터 그리고 얇은 슬래브 주조 공정의 0.15%로부터 0.22%까지 상승시킬 수 있다.
(3) 본 발명은 Cr 및 Ni과 같은 귀금속을 첨가하지 않고 P 및 Cu의 함량을 증가시킴으로써 철강의 대기 내식 성능을 개선하여 제조 비용을 훨씬 낮출 수 있다.
미세합금 고강도 철강을 제조하기 위해서 연속 스트립 주조공정을 이용하는 중국특허 제 200880023157.9 호, 동 제 200880023167.2 호 및 동 제 200880023586.6 호와 비교하여, 본 발명은 다음과 같은 점에서 차이점이 있다: 중국특허 제 200880023157.9 호, 동 제 200880023167.2 호 및 동 제 200880023586.6 호에서는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화를 억제하고, 철강 스트립에 대한 베이나이트 + 침상 페라이트의 미세구조를 얻기 위해서 미세합금 원소를 첨가한다. 그러나, 상전환을 통해 이질적이고 거친 오스테나이트로부터 생성된 베이나이트 + 침상 페라이트 미세구조 또한 극히 이질적이어서 제품의 연신율이 비교적 낮다. 본 발명은 미세합금 원소의 첨가량, 열간압연 온도, 열간압연의 환원율 및 열간압연의 변형속도를 제어함으로써 열간압연 후 오스테나이트의 온라인 재결정화를 실현할 수 있으므로, 베이나이트 + 침상 페라이트의 균일한 미세구조 및 철강 스트립에 대한 우수한 강도 및 가소성의 정합을 얻을 수 있다. 그 외에, 철강의 대기 내식 성능을 개선하기 위해서, 본 발명의 화학조성은 사실상 철강의 상이한 형태의 제조에 상응하여 P 및 Cu를 함유하도록 구성된다.
미세합금 강을 제조하기 위해서 연속 스트립 주조공정을 이용하는 중국특허 제 02825466.X 호와 비교하여, 본 발명은 다음과 같은 점에서 차별화된다: 중국특허 제 02825466.X 호에서는 온라인 가열 시스템을 추가함으로써 열간압연 후에 오스테나이트의 재결정화를 제어하지만, 본 발명에서는 열간압연 후 오스테나이트의 재결정화가 미세합금 원소의 참가량, 열간압연 온도, 열간압연의 환원율 및 열간압연의 변형속도를 조절함으로써 제어된다. 그 외에, 철강의 대기 내식 성능을 개선하기 위해서, 본 발명의 화학조성은 사실상 철강의 상이한 형태의 제조에 상응하여 P 및 Cu를 함유하도록 구성된다.
화학조성의 합리적인 구성, 주조 스트립의 냉각속도의 합리적인 제어 그리고 연속 스트립 주조 제조 공정에서 열간압연의 온도, 환원율 및 변형속도의 합리적인 설정을 기본으로, 본 발명은 미세합금 원소를 함유하는 주조 스트립의 열간압연 후 오스테나이트의 온라인 재결정화를 제어 및 실시하고, 베이나이트 및 침상 페라이트의 균질 미세구조와 강도 및 연신율의 우수한 정합을 갖는 대기 내식성 강 스트립을 제조한다.
도 1은 연속 스트립 주조공정의 개략적인 공정도이다.
도 1을 참고로, 본 발명의 연속 스트립 주조공정을 이하에서 설명한다.
대형 철강 래들(laddle) 내의 용융 철강은 긴 노즐(2), 턴디시(3) 및 잠긴 노즐(4)을 통해 상호 회전하고 내부에 존재하는 한 쌍의 수냉 주노 롤러(5a,5b) 및 사이드 댐(6a,6b)에 의해 형성된 용융 풀(7)로 도입되고, 그리고 수냉 주조 롤러에 의한 냉각을 통해 두께 1∼5 mm의 주조 스트립(11)을 형성하고; 그 다음 철강 스트립은 냉각속도를 제어하기 위해서 기밀 챔버(10) 내의 2차 냉각장치(8)을 통과한 다음, 스윙 가이드 플레이트(9) 및 핀치 롤러(12)를 통해 열간압연 밀(13)으로 전달되고; 그 다음 열간압연 후 형성된 두께 0.5∼3 mm의 열간압연 스트립은 3차 냉각장치(14)를 통과한 다음, 권취기(15)로 간다. 그 다음 철강 코일은 실온까지 자연 냉각하기 위해 권취기로부터 제거된다.
본 발명의 모든 실시예에서, 용융강은 전기노 제련을 통해 제조되고; 하기 표1의 구체적인 화학조성을 참고한다. 표 2에서는 연속 스트립 주조 후 제조된 주조 스트립의 두께 및 냉각속도, 열간압연의 온도, 환원율 및 변형속도, 열간압연 스트립의 두께 및 냉각속도, 권취 온도 및 기타 공정 파라미터, 뿐만 아니라 실온까지 냉각한 후 열간압연 스트립의 인장 성능 및 휨 성능을 나타낸다.
표 2로부터, 본 발명의 철강 스트립은 항복강도 700 MPa 이상, 인장강도 780 MPa 이상, 연신율 18% 이상 및 적합한 휨 성능 180° 뿐만 아니라 우수한 강도 및 가소성의 정합을 갖는다는 것을 알 수 있다.
실시예에서 용융강의 화학조성 (중량%)
실시예 C Si Mn P S N Cu Nb V Ti Mo
1 0.032 0.29 1.80 0.22 0.005 0.0080 0.36 0.010 0.098
2 0.048 0.33 1.25 0.08 0.006 0.0052 0.74 0.048 0.050
3 0.054 0.34 0.96 0.13 0.005 0.0063 0.40 0.028 0.033 0.012
4 0.063 0.36 0.78 0.12 0.006 0.0060 0.55 0.097 0.10
5 0.077 0.29 0.80 0.18 0.003 0.0072 0.26 0.100 0.12
6 0.098 0.32 0.65 0.16 0.001 0.0045 0.50 0.026 0.50
7 0.058 0.28 1.46 0.20 0.008 0.0120 0.80 0.018 0.050 0.033 0.25
8 0.030 0.40 2.00 0.15 0.003 0.0096 0.68 0.011 0.078
실시예의 공정 파라미터 및 제품 성능
실
시
예		 주조 스트립의 두께
mm		 주조 스트립의 냉각속도
℃/초		 열간압연 온도
℃		 열간압연의 환원율
%		 열간압연의 변형속도
s-1 		열간압연 스트립의 두께
mm		 열간압연 스트립의 냉각속도
℃/초		 권취온도
℃		 항복강도
MPa		 인장강도 MPa 연신율
%		 180° 휨, 휨 중심 직경, a=스트립 두께
1 4.5 25 1,236 35 33 2.9 79 500 735 813 18 적합
2 1.1 30 1,098 50 46 0.6 23 618 708 788 22 적합
3 3.3 36 1,057 25 38 2.5 25 600 712 789 21 적합
4 2.2 24 1,212 35 40 1.4 36 580 716 798 21 적합
5 2.8 28 1,168 40 35 1.7 14 650 703 782 23 적합
6 2.4 24 1,245 30 28 1.7 52 535 722 806 20 적합
7 5.0 23 1,250 48 31 2.6 43 630 710 790 19 적합
8 1.0 42 1,150 50 76 0.5 32 640 715 803 20 적합

Claims (14)

  1. 다음과 같은 단계를 포함하고, 최종적으로 얻어진 철강 스트립이 실질적으로 균질의 베이나이트 및 침상 페라이트로 이루어진 미세구조와 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법:
    1) 트윈-롤러 연속 주조 밀을 사용하여, 중량 기준으로 다음 화학 조성을 갖고 두께 1∼5 mm의 주조 스트립을 주조하는 단계: C 0.03∼0.1%, Si≤0.4%, Mn 0.75∼2.0%, P 0.07∼0.22%, S≤0.01%, N≤0.012% 및 Cu 0.25∼0.8%, 그리고 Nb(0.01∼0.1%), V(0.01∼0.1%), Ti(0.01∼0.1%) 및 Mo(0.1∼0.5%)의 함량을 가지는 Nb, V, Ti 및 Mo로부터 선택된 적어도 하나의 미세합금 원소, 그리고 잔여량은 Fe 및 불가피한 불순물;
    2) 20℃/초보다 높은 냉각속도로 주조 스트립을 냉각하는 단계;
    3) 열간압연 온도 1,050∼1,250℃, 환원율 20∼50%, 및 변형속도 ＞20 s-1에서 실시되고, 열간압연 후 철강 스트립의 두께가 0.5∼3.0 mm이고, 및 오스테나이트의 온라인 재결정화가 주조 스트립의 열간압연 시 발생하는, 주조 스트립을 온라인 열간압연하는 단계;
    4) 열간압연 스트립을 냉각속도 10∼80℃/초에서 냉각하는 단계;
    5) 열간압연 스트립의 권취 온도가 500∼650 ℃로 조절되는 열간압연 스트립의 권취 단계.
  2. 제 1항에 있어서,
    단계 1)에서 Nb, V 및 Ti의 각 함량이 0.01∼0.05 중량%인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    단계 1)에서 Mo의 함량이 0.1∼0.25 중량%인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서,
    단계 2)에서 주조 스트립의 냉각속도가 30℃/초보다 높은 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  5. 제 1항에 있어서,
    단계 3)에서 열간압연 온도가 1100∼1250℃의 범위인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  6. 제 1항에 있어서,
    단계 3)에서 열간압연 온도가 1150∼1250℃의 범위인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  7. 제 1항 또는 제 5항에 있어서,
    단계 3)에서 열간압연의 환원율이 30∼50%의 범위인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  8. 제 1항, 제 5항 또는 제 7항에 있어서,
    단계 3)에서 열간압연의 변형속도가＞30s-1인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  9. 제 1항에 있어서,
    단계 4)에서, 열간압연 스트립의 냉각속도가 30∼80℃/초의 범위인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  10. 제 1항에 있어서,
    단계 5)에서 권취 온도가 500∼600℃의 범위인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  11. 제 1항에 있어서,
    상기 철강 스트립의 두께가 3 mm 미만인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  12. 제 1항에 있어서, 상기 철강 스트립의 두께가 2 mm 미만인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  13. 제 1항에 있어서,
    상기 철강 스트립의 두께가 1 mm 미만인 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
  14. 제 1항 또는 제 11항에 있어서,
    상기 철강 스트립이 항복강도 700 MPa 이상, 인장강도 780 MPa 이상, 및 연신율 18% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 700 MPa-급의 고강도를 갖는 연속 스트립 주조 내후성 강의 제조방법.
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