KR20240023136A - 420MPa급 항복 강도의 열간압연 저온 내성 H형강 및 이의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
420MPa급 열간압연 저온 내성 H형강 및 이의 제조 방법에 있어서, 상기 H형강의 화학 성분은 중량 백분율 기준으로 C: 0.08%~0.10%, Si≤0.2%, Mn: 1.25%~1.45%, V: 0.03%~0.045%, Ti: 0.015%~0.025%, Cr: 0.15%~0.30%, A1s: 0.02%~0.04%, N: 0.007%~0.01%, P≤0.008%, S≤0.005%, O≤0.004%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물이다. 상기 제조 방법은 직사각형 블랭크 압연에서 중소형 H형강의 얇은 플랜지 특성을 결합하고 노멀라이징 압연에 적합한 낮은 C 함량과 V 미세 합금화 성분 설계를 채택하며, 적절한 양의 Cr 원소를 첨가하여 냉각 속도를 조절함으로써 비드만스테텐 등 비정상적인 조직의 발생으로 인한 강철의 저온 충격 인성을 저하시키는 것을 방지한다. 이로써 420MPa급 이상의 고강도 및 인성을 갖는 열간압연 H형강을 열간압연 H형강 압연기에서 안정적으로 제어하게 된다.
Description
관련 출원의 상호 참조
본 출원은 2021년 7월 20일에 제출된 중국특허 출원번호가 202110818559.5인 특허 출원의 우선권을 주장하는 바, 이 특허 출원은 참조로서 여기에 완전히 인용된다.
본 발명은 야금 기술분야에 속하는 것으로, 구체적으로 본 발명은 420MPa급 열간압연 저온 내성 H형강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
에너지 채굴이 극한의 추위와 같은 복잡한 지역으로 발전함에 따라, 더 높은 종합 성능을 가진 열간압연 H형강으로 현재 레벨이 낮은 H형강을 대체하여 무게를 줄이는 동시에 높은 신뢰성을 갖도록 보장하는 것이 시급하다. 동시에 극한의 추위와 같은 복잡한 지역의 작업 환경에 적응하기 위해 강재의 저온 충격 인성, 용접 성능 및 층상 균열 저항 성능에 대한 요구 사항이 높아졌으며 강도 레벨이 더 높은 열간압연 H강에 대한 수요도 점차 증가하였다.
현재 중국의 열간압연 H형강 제조업체에서는 일반적으로 복합 미세합금과 열간압연 방법이 결합되어 생산되는 항복 강도 345MPa 이상의 상이한 레벨의 H형강을 연속적으로 개발하고 있다. 기업마다 장비 수준에 따라 상이한 레벨과 상이한 종합 성능을 가진 제품을 제조하고 있다.
특허출원 CN201510498771.2에서는 420MPa급 우수한 저온 인성 열간압연 H형강 및 이의 생산방법을 개시하였으며, 성분은 C 0.06~0.12%, Si 0.20~0.40%, Mn 1.20~1.60%, P≤0.015%, S≤0.010%, V 0.050~0.070%, Ni 0.10~0.20%, N 0.0050~0.0100%이고 나머지는 Fe와 불가피한 불순물이다. 종래의 기술에 비해, 해당 특허는 합리적인 V, Ni 및 N 성분 설계와 적절한 압연 및 냉각 제어 공정을 매칭시켜 종합 성능이 우수한 420MPa 열간압연 H형강을 개발하였으며; 항복 강도 ReH는 440~520MPa이고; 인장 강도 Rm은 550~650MPa이며, 연신율 A는 A≥22%이고, -40℃의 저온 충격 인성 KV2≥100J이다. 해당 특허의 냉각 제어는 2단식, 즉 제1 단계 급속 냉각+제2 단계 공랭을 채택하였고, 상기 제조 요구 사항을 충족하기 위해 특수 냉각 장치가 필요하다. 생산된 420MPa급 우수한 저온 인성 열간압연 H형강의 두께 방향 성능 Z는 40~65%로, 이형 블랭크의 대형 제품에 대한 공정 설계로서 중소형 얇은 플랜지 H형강 제품 제조에 적합하지 않다.
특허출원 CN201510788520.8에서는 420MPa급 고강도 저항복비 H형강 및 이의 제조 방법을 개시하였으며, 상기 H형강의 화학 성분은 중량 백분율 기준으로, C 0.11~0.15%, Si 0.20~0.35%, Mn 1.35~1.50%, P≤0.035%, S≤0.025%, Cu 0.25-0.30%, Cr 0.40-0.45, Ni 0.20-0.30%, Nb 0.20-0.30%이고, 나머지는 철과 미량 불순물이다. 해당 특허는 최적화된 성분 설계를 통해 항복 강도가 427MPa보다 크고 인장 강도가 641MPa보다 크며 항복비가 0.64~0.67인 420MPa급 저항복비 H형강을 생산하였다. 해당 특허는 Ni, Nb, Cu 등 원소를 첨가하여 특정적인 고내식성 환경에서 사용하였으며; 제조 과정이 Cu 원소의 영향을 받아 높은 마무리 온도 조건에서 H형강 다리 부분에 균열이 발생하는 확률이 높아졌으며 동시에 제조 비용도 크게 증가되었다.
특허출원 CN201510498771.2에서는 420MPa급 고성능 내진 H형강 및 이의 제조 방법을 개시하였으며, 포함하는 중량 백분율은 C: 0.15~0.18wt%, Si: 0.30~0.45wt%, Mn: 1.35~1.55wt%, V: 0.070~0.090wt%, P: ≤0.015wt%, S: ≤0.020wt%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물이다. 제조 방법에는 용강 제련, 탈산 합금화, 용강 LF로 정련, 용강 주조, 후처리 단계가 있다. 해당 특허의 제련에는 질소가 풍부한 바나듐 미세 합금화 공정이 채택되고, 오스테나이트 결정립을 효과적으로 미세화하고 제련 시 질소 함량을 증가시켜 바나듐 탄질화물의 형성에 유리하여 결정립 경계에 분산되도록 함으로써 오스테나이트 결정립의 핵 형성을 촉진하여 오스테나이트 결정립을 더욱 미세화하며, 압연, 냉각 제어, 급속 냉각 등 공정을 거쳐 H형강의 우수한 외형 및 표면 품질을 보장하고 성능을 향상시킨다. 해당 특허는 강도 지수가 420MPa에 이르렀지만 저온 인성은 크게 증가되지 않았다.
상기 3가지 420MPa급 H형강 및 제조 기술은 모두 미세 합금화와 상이한 냉각의 결합 방식을 채택하였으며, 관련된 제품은 한편으로는 규격이 크고 강도가 높으며 동시에 일정한 충격 인성을 보장하고 냉각 설비에 대한 요구 사항이 높으며; 다른 한편으로는 일반 설비를 사용하여 압연하여 저온 인성 요구 사항이 낮다. 따라서 중소형 H형강 제품에 대해 고온 노멀라이징 압연 조건에서 강도를 높이고 충격 인성을 더욱 향상시키기 위해 재설계가 필요하다. 또한 판재 압연과 달리 H형강은 복잡한 단면으로 인해 공정 요구 사항이 더 까다롭다.
현재 제강 공정의 탈인 단계는 일반적으로 전로에서 완료되지만 단일 전로는 탈인율이 낮아 용강 내 인 함량을 0.01% 이하로 안정적으로 제어하기 어렵고 탈인율을 높이기 위해 현재 개시된 기존 기술은 대부분 이중 전로를 사용하여 이중 공정으로 심층적 탈인을 수행하므로 용강 내 인 함량을 0.01% 이하로 안정적으로 제어할 수 있지만 이중 공정에는 탈인 전로와 탈탄 전로를 사용하여 탈인과 탈탄을 각각 수행해야 하므로, 새로운 탈인로를 구축해야 하며, 단일 전로의 제련 시간보다 40분 이상 길고 설비 투자가 크고 생산 효율이 낮은 단점이 존재한다. 일부 기업은 심층적 탈인을 위해 전로 이중 슬래그 방법을 사용하지만 전로의 1차 탈인 슬래그를 완전히 제거할 수 없고 심층적 탈인율이 보장되지 않아 용강 내 인 함량을 0.01% 이하로 안정적으로 제어하기에 어렵다.
일부 기업은 쇳물 전처리 중 3탈 공정(탈규소, 탈황, 탈인)을 사용하여 탈인을 수행하지만 탈인 반응은 슬래그 강철 경계면의 반응이기 때문에 반응 방정식은 하기 식①에 표된 바와 같이, 인 원소와 산소 원소의 반응 생성물 P2O5가 매우 불안정하며, P2O5가 슬래그에 들어가 CaO와 반응하여 CaO·P2O5를 생성해야만 제거할 수 있으며, 강철 슬래그와 접촉하는 용강만이 탈인 반응이 일어날 수 있으므로(쇳물 레이들 중하부의 용강은 탈인 반응이 거의 일어나지 않음), 긴 시간의 교반을 통해 강철 슬래그와 용강의 접촉을 촉진하여야만 쇳물 내 P를 요구 범위(쇳물 내 P 함량 0.03% 이하)로 제거할 수 있어, 쇳물 전처리 효율이 낮고 전체 3탈 과정에 150~200분의 시간이 소요되며, 생산 효율이 낮고 쇳물 온도가 크게 떨어져 강철 기업의 효익에 심각한 악영향을 미치므로, 중국 내에서 3탈을 사용하여 쇳물 전처리를 수행하는 강철 기업도 점점 적어지고 있다. 따라서, 인 함량을 낮추는 목적을 달성하여 저온 인성을 향상시키는 효과를 달성하려면 탈인 공정을 개선할 필요가 있다.
2[P]+5[O]+4(CaO)=(4CaO·P 2 O 5 )①
북극, 남극 등 극한 지역 등 복잡한 환경에서 고강도, 고저온 인성 형강의 요구를 충족시키기 위해, 항복 강도가 420MPa급에 도달하는 열간압연 저온 내성 H형강 및 이의 제조 방법을 설계하여 발명하였으며, 상기 H형강은 극저온 조건에서 육지와 해양 지역의 석유 플랫폼 건설 등 건축 구조용 강철 요구를 충족시킬 뿐만 아니라 동시에 낮은 비용의 제조 장점을 가지고 있어 건축 구조 경량화를 구현함으로써 강철 구조 건축에 편의성을 제공한다.
본 발명의 기술적 해결수단은 다음과 같다.
본 발명은 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강을 제공하며, 이의 화학 성분은 중량 백분율 기준으로 C: 0.08%~0.10%, Si≤0.2%, Mn: 1.25%~1.45%, V: 0.03%~0.045%, Ti: 0.015%~0.025%, Cr: 0.15%~0.30%, A1s: 0.02%~0.04%, N: 0.007%~0.01%, P≤0.008%, S≤0.005%, O≤0.004%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물이다.
바람직하게는, 본 발명에서 P, S 원소는 P+S≤0.01%를 만족한다. 상기 공식 요구를 충족시켜 제조된 H형강은 극지 온도에서 충격 인성 요구를 더 잘 충족시킬 수 있다. 상기 발명은 특히 플랜지 두께가 15mm 이하인 중소형 H형강 제품을 제조하는데 적합하지만 상기 규격의 제품에 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 따른 고강도 열간압연 H형강 내 각 화학 원소에 대한 설계 원리는 다음과 같다.
탄소: 420MPa 강도 레벨의 열간압연 H형강을 얻는 동시에 저온 내성 요구를 충족시키기 위해, 강철의 매트릭스 조직은 극세편상 펄라이트 및 편평상 페라이트이며, 동시에 일정한 나노급 바나듐 함유 탄화물을 얻는다. 규격이 비교적 작은 H형강의 경우, 압축비가 비교적 크고 설비 기능과 마무리 온도 제어 난이도가 큰 요소를 결합하여 탄소의 함량은 너무 높을 수 없으며 0.08%~0.10%로 제어되어야 한다.
망간: 열간압연 상태의 강철에서, Mn은 오스테나이트 조직을 안정화시키고, 강철의 경화성을 증가시키며, 강철의 강도를 향상시킬 수 있다. 동시에 Mn도 편석되기 쉬운 원소로, 강철 조직의 상이한 부위에서 불균일하게 분포되어 비교적 큰 성능 차이를 초래한다. 강도 확보를 위해서는 Mn 함량을 1.25% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 동시에 균열 민감도를 제어하기 위해 Mn의 과도한 첨가는 저온 인성 및 가소성과 같은 역학적 성능 지수를 손해시키므로 많은 첨가는 쉽지 않다. 따라서 종합적으로 고려해보면, 본 발명의 강철 내 Mn 함량은 1.25%~1.45%로 제어되어야 한다.
실리콘: Si는 탈산 원소로 강도의 향상에 도움이 되지만 너무 높은 Si는 강철의 표면에 대량의 Si 함유 Fe2SiO4Si를 형성하여 강철의 점도를 증가시켜 산화철 껍질이 쉽게 제거되지 않아 표면 품질에 영향을 미친다. 함량의 하한은 0.20% 이하로 설정되어야 한다.
인: 인은 강철 내 유해 불순물로, 인은 액상과 고체상 사이의 2상 영역을 크게 확장할 수 있으며 결정 경계에서 쉽게 편석되어 강철의 부분적 조직의 비정상을 초래하며 강재 “냉간 취성”을 초래하여 강재의 저온 충격 인성 및 템퍼 취성을 크게 감소시키므로, 기계적 성능이 불균일해지며; 인은 또한 부식 피로와 용접 균열을 초래한다. 따라서 전로 제련에서 P 함량을 적절하게 제어하는 것은 H형강의 저온 내성 인성을 향상시키는데 효과가 있다. 설비 기능을 고려하여 본 발명에서는 P≤0.008%로 한다.
황: 강철 내 불가피하게 존재하는 5대 요소 중 하나로, 응고 편석으로 인해 용접 균열, 인성 저하를 일으킨다. 제조 과정에서 발생하는 간헐적인 개재물 존재는 강철의 저온 인성을 심각하게 악화시키므로, 이의 함량을 최대한 감소시켜야 한다. 황은 MnS 개재물을 형성하기 쉽고, 이는 균열의 기점이 되어 가공 성능을 악화시키며, S 함량은 0.005% 이하로 제한되는 것이 바람직하다. P, S의 하한값은 설비 성능과 비용 제어에 따라 결정되며, 모두 0%를 초과하면 되고 P+S≤0.010%이다.
알루미늄: Al은 본 발명의 H형강의 제조 과정에서 강한 탈산 원소로서 사용된다. 강철 내 산소 함량을 최대한 낮추고 구형 개재물의 발생 확률을 줄이는 것을 확보하기 위해, 일부 알루미늄은 또한 강철 내 질소 원소와 AlN 석출물을 형성할 수 있으며, 이는 강철의 강도를 향상시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 알루미늄의 함량을 0.02%~0.04%로 제어한다.
티타늄: Ti는 강한 탄화물 형성 원소로, 미량의 Ti는 강철 내 N을 고정하는데 유리하고, 동시에 형성된 미세한 TiN은 강철 블랭크를 가열할 때 오스테나이트 결정립의 과도한 성장을 억제할 수 있어 원래의 오스테나이트 결정립의 미세화 목적을 달성한다. Ti는 또한 강철에서 TiC, TiS, Ti4C2S2 등 화합물을 생성할 수 있으며, 용접 중 열 영향 영역에서의 결정립 성장을 방지할 수 있고 완성된 H형강의 용접 성능을 개선할 수도 있다. 따라서 본 발명에서는 Ti의 첨가량을 0.015%~0.025%로 선택한다.
바나듐: 강한 탄질화물 형성 원소로, V의 탄질화물은 압연 후기 냉각 단계에서 나노 레벨의 탄질화물을 형성하여 현저한 침전 강화 역할을 하며; VN 합금은 페라이트 및 펄라이트 조직의 핵 형성 질점으로 사용되어 조직의 미세화에 도움이 된다. VC도 침전 강화 역할을 함과 동시에 바나듐 함유 강철의 압연 변형 저항력이 낮아 압연 하중을 줄이는 역할도 한다. 420MPa급의 항복 강도의 경우, V 함량은 0.03%~0.045%로 제어되어야 한다.
크롬: 강철에 일정한 Cr을 첨가하면 강철의 강도, 경도 및 내마모성을 향상시킬 수 있다. 강철에 크롬을 첨가하면 강철의 경화성을 크게 향상시킬 수 있다. 실험 결과, Cr 원소는 Mo 원소에 비해 경화성이 약하고, 낮은 냉각 속도에서는 대량의 베이나이트 조직을 형성하지 못하여 강철의 인성이 저하되는 것으로 나타났다. 동시에, Cr 함량이 너무 높거나 너무 낮으면 강철의 경화성과 지연 파괴성에 불리하여 쉽게 결함을 일으킨다. 비정상적인 조직의 형성을 방지하기 위해 Cr은 0.15%~0.30% 사이로 제어되어야 한다.
질소: 강철 내 N 원소는 Ti와 함께 TiN을 형성하고 동시에 V와 VN을 형성하며, VC 합금은 침전 강화 효과가 있으며 강도를 향상시킨다. N 함량이 너무 높으면 주조 블랭크 표면 품질의 결함을 유발하여 횡균열이 발생하기 쉬우므로 본 발명에서는 0.007%~0.010%의 질소 함량을 요구한다.
산소: 강철 내 산소 함량을 적절하게 줄이면 강한 산화 원소와 큰 입자의 산화물 개재물을 형성하는 것을 방지할 수 있어 강철의 인성과 가소성이 향상되도록 보장하며, 본 발명에서는 질소 함량≤0.004%가 되도록 요구한다.
상기 H형강의 항복 강도≥420MPa, 인장 강도≥520MPa, 연신율≥20%, -50℃ 충격 에너지≥100J이다.
본 발명은 상기 420MPa급 항복 강도의 H형강의 제조 방법을 더 제공하며, 상기 제조 방법은 하기 단계를 포함한다. 즉 쇳물 전처리+심층적 탈인→전로 제련→아르곤을 이용한 강철 레이들 블로잉→RH/LF 정련→직사각형 연속 주조 블랭크 주조→연속 주조 블랭크 서냉 피트에서의 서냉 또는 열간 장입→형강 라인의 반연속 압연→냉각 베드에서의 집중 서냉이며; 구체적으로 하기와 같은 단계를 포함한다.
1)
쇳물 전처리, 다중 탈인:
고로 출선 과정에서, 고로 내의 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되고, 고로 내의 쇳물의 지속적인 주입에 따라 쇳물 레이들에 탈인제를 블로잉하여 탈인하며, 쇳물 레이들 내 액위가 끊임없이 상승하여 쇳물 액위가 출선구 상단 에지를 20~30cm 초과하면 출선구가 열려 쇳물이 출선구를 거쳐 제2 쇳물 레이들에 유입되고, 제2 쇳물 레이들 내에서 다시 블로잉하여 탈인 작업이 수행되며, 제2 쇳물 레이들에서 쇳물 레이들의 철분 슬래그 경계면 아래 20~30cm의 측면에도 출선구가 설치되는데, 제2 쇳물 레이들 상부에서 탈인된 쇳물은 출선구를 통해 제3 쇳물 레이들로 하향 유입되며, 이와 같이 순환되어 출선구를 통해 제N 쇳물 레이들에 하향 유입되면서 쇳물에 대한 N번의 탈인 작업이 수행되어 쇳물 내 인 함량을 0.02% 이하로 제거하되, 여기서 4≤N≤6이고;
30~40분마다 탈인이 수행된 후 제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지 모두 1회의 슬래그 교체 작업이 수행되며;
2)
전로 제련: 최종점 인 함량을 0.007% 이하로 제어하고;
3)
아르곤을 이용한 강철 레이들 블로잉, RH/LF 정련, 직사각형 연속 주조 블랭크 주조, 연속 주조 블랭크 서냉 피트에서의 서냉 또는 열간 장입, 형강 라인의 반연속 압연, 냉각 베드에서의 집중 서냉; 여기서 압연 과정에서 가열로의 균열 온도는 1210~1250℃, 주조 블랭크의 노내 체류 시간은 140~180분이며; 마무리 압연 개시 온도는 1000~1050℃, 마무리 압연 마무리 온도는 890℃~930℃이다.
바람직하게는, 상기 단계 1)에서 제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지의 공칭 부피는 30~50t 쇳물이고 깊이는 1.5~2m이며, 쇳물 레이들 최상부에서 50~60cm 떨어진 위치에 있는 쇳물 레이들 측벽에는 출선구가 설치되고, 출선구는 외부로 20~30cm 연장되며, 슬라이드 플레이트를 사용하여 출선구의 스위치를 제어하고, 상기 제N 쇳물 레이들의 부피는 전로 공정의 톤수와 일치하다.
바람직하게는, 상기 탈인제의 블로잉점은 고로 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 주입되는 점과, 이전 쇳물 레이들 내 쇳물이 다음 쇳물 레이들에 주입되는 점을 포함하며, 즉 제1 쇳물 레이들 내 쇳물이 제2 쇳물 레이들에 주입되는 점, 제2 쇳물 레이들 내 쇳물이 제3 쇳물 레이들에 주입되는 점으로, 이와 같이 유추하여 제N-2 쇳물 레이들 내 쇳물이 제N-1 쇳물 레이들에 주입되는 점이다. 해당 위치에서 철액을 격렬하게 교반하면 탈인 역학적 조건이 양호해진다.
바람직하게는, 상기 탈인제는 슬러지볼과 석회의 혼합물이고, 슬러지볼과 석회의 질량비는 1:1이며, 슬러지볼에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 2~8%, Fe2O3: 85~92%, SiO2: 1~5%를 포함하고, 석회에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 85~90%, Fe2O3: 0~3%, SiO2: 0~10%, MgO: 0~10%를 포함하며, 상기 쇳물 레이들 내 탈인제의 첨가량은 2~3kg/톤 철·쇳물 레이들이다.
바람직하게, 상기 탈인제 블로잉 시 운반 가스는 산소이고, 블로잉 압력은 0.2~0.3Mpa, 블로잉 유량은 2~4m3/min이다.
바람직하게는, 상기 쇳물 레이들 내에서 다음 쇳물 레이들은 이전 쇳물 레이들보다 60-70cm 낮게 위치한다.
바람직하게는, 상기 슬래그 교체 작업은, 제1 쇳물 레이들 내의 슬래그를 쏟아내고 제2 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제1 쇳물 레이들에 붓고, 제3 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제2 쇳물 레이들에 부으며, 이를 제N-1 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제N-2 쇳물 레이들에 부을 때까지 지속하며;
바람직하게는, 상기 제1 쇳물 레이들 내지 제N-1 쇳물 레이들 최상부에는 모두 슬래그 배출구가 있고, 슬래그 배출구는 외부로 20~30mm 연장되며, 쇳물 레이들 포장벽에서 슬래그 배출구와 출선구의 위치 차이는 원주의 4분의 1이고;
제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지의 레이들 차에는 모두 유압 리프팅 장치와 회전 장치가 장착되어 쇳물 레이들을 1~2m 리프팅하고 쇳물 레이들을 중심축선을 중심으로 90도 회전시킬 수 있다. 압연 과정에서 압연은 조압연 및 마무리 압연으로 나뉘며, 조압연은 일반적으로 7패스의 왕복 압연을 사용한다. 마무리 압연은 5패스의 연속 압연을 사용하며 마무리 압연 랙 사이의 수냉을 전부 개방하고 마무리 온도 제어를 보장하기 위해 마무리 압연의 마지막 두 패스의 압축비는 6%~12%이며; 마무리 압연 후 충분한 냉각은 V의 탄질화물의 석출에 유리하여 침전 강화 효과를 발휘한다.
본 발명은 저탄소 저인에 바나듐 첨가 미세 합금화 공정 설계에 형강의 홀형 압연을 결합하여 중소형 420MPa급 고강도 인성 H형강 제품의 산업화 생산을 구현한다.
탈인 공정:
고로 출선 과정에서, 쇳물에 대해 다단계 블로잉 탈인 처리를 수행하여 쇳물 레이들 내 쇳물에 대해 블로잉 탈인 처리를 수행하고, 철분 슬래그 경계면의 쇳물 탈인 역학적 조건이 양호하고 탈인이 비교적 충분하다는 특성을 이용하여 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 아래 20~30cm의 측면에 출선구를 설치함으로써 쇳물 레이들 상부의 탈인이 비교적 충분한 쇳물이 상기 출선구를 통해 다음 쇳물 레이들에 유입되며, 다음 쇳물 레이들 내에서 다시 블로잉 탈인 작업이 수행되고, 또한 다음 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 아래 20~30cm의 측면에도 출선구를 설치함으로써 다음 쇳물 레이들 상부의 탈인이 비교적 충분한 쇳물이 계속하여 출선구를 통해 그 다음 쇳물 레이들에 유입되며, 이와 같이 순환되어 쇳물에 대해 4-6회의 탈인 작업을 수행하고, 이하에서는 구체적으로 쇳물에 대한 4회 탈인을 예로 쇳물 탈인 공정을 소개한다. 이전 쇳물 레이들 내 슬래그가 다음 쇳물 레이들에 유입될 수 없으므로 쇳물이 다음 쇳물 레이들에 유입되어야만 다음 쇳물 레이들의 쇳물 내 인이 슬래그와 다시 탈인 평형 반응을 하게 되며, 쇳물 내 인 원소가 추가로 제거되고, 다중 탈인 처리를 거친 후 쇳물 내 인 원소가 매우 낮은 값으로 제거된다.
상기 탈인 방법의 구체적인 실시 공정은 다음과 같다.
단계 1)에서, 고로 출선 과정에서, 고로 내의 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되며, 제1 쇳물 레이들의 공칭 부피는 30~50t 쇳물이고 깊이는 1.5~2m이며, 쇳물 레이들 최상부에서 50~60cm 떨어진 위치에 있는 쇳물 레이들 측벽에는 출선구가 설치되고, 출선구는 외부로 20~30cm 연장되며, 슬라이드 플레이트를 사용하여 출선구의 스위치를 제어한다. 고로 내의 쇳물의 지속적인 주입에 따라 제1 쇳물 레이들 내 쇳물의 부피가 50% 이상에 도달할 경우, 쇳물 레이들에 탈인제를 블로잉하여 탈인하는데, 이때 출선구는 폐쇄 상태이고, 쇳물 레이들 내 액위가 끊임없이 상승하여 쇳물 액위가 출선구 상단 에지를 20~30cm 초과하면 출선구가 열리며, 쇳물이 출선구를 거쳐 제2 쇳물 레이들에 유입되고, 쇳물이 제1 쇳물 레이들에서 제2 쇳물 레이들에 유입되는 유량 속도와 고로 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되는 유량 속도는 동일하며, 쇳물 액위가 상승도 하강도 하지 않는 안정된 상태에 있고, 제1 쇳물 레이들에서는 철분 슬래그 경계면 위치에서 지속적으로 탈인 반응이 수행되며, 철분 슬래그 경계면 근처에 있는 쇳물 내 인 함량은 지속적으로 제거되고 제1 쇳물 레이들 상부의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 제2 쇳물 레이들에 유입된다.
상기 제2 쇳물 레이들은 제1 쇳물 레이들보다 60-70cm 낮게 위치하고, 쇳물은 중력의 작용 하에 제1 쇳물 레이들에서 출선구에 의해 제2 쇳물 레이들에 유입된다.
단계 2) 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들의 쇳물 레이들 사이즈 파라미터, 탈인 공정 파라미터는 제1 쇳물 레이들과 완전히 동일하고, 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들 내에서 모두 블로잉 탈인 작업이 수행된다.
제2 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제3 쇳물 레이들에 유입되고, 제3 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제4 쇳물 레이들에 유입된다. 제4 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제5 쇳물 레이들에 유입된다.
제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들, 제5 쇳물 레이들은 각각 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들보다 60-70cm 낮게 위치한다.
제5 쇳물 레이들은 큰 부피 쇳물 레이들이고, 제5 쇳물 레이들의 부피는 전로 공정의 톤수와 일치하며, 제5 쇳물 레이들 내 쇳물은 KR 스테이션으로 이송되어 탈황되며, 탈황 완료 후 전로에 이송되어 정상적인 제련이 수행되고, 전로 제련 최종점 인 함량을 0.007% 이하로 제어한다.
바람직하게는, 정상적인 탈인 30~40분마다 제1 쇳물 레이들 내지 제4 쇳물 레이들에서 모두 1회의 슬래그 교체 작업이 수행되는데 그 슬래그 교체 공정은 제1 쇳물 레이들 내의 슬래그를 쏟아내고 제2 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제1 쇳물 레이들에 붓고, 제3 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제2 쇳물 레이들에 부으며, 제4 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제3 쇳물 레이들에 붓는데, 다단계 탈인 공정이 사용되었으므로 다음 쇳물 레이들 내 인 함량은 모두 이전 쇳물 레이들에 비해 낮고, 충분한 탈인 공정 조건에서 슬래그 철 내 인 분배비는 기본적으로 변하지 않으며, 즉 다음 강철 레이들 슬래그 내 인 함량도 이전 강철 레이들에 비해 낮으므로, 다음 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 이전 쇳물 레이들에 부은 후에도 슬래그는 여전히 양호한 탈인 효과를 발휘할 수 있다.
바람직하게, 제1 쇳물 레이들 내지 제4 쇳물 레이들 최상부에는 모두 슬래그 배출구가 있고, 슬래그 배출구는 외부로 20~30mm 연장되며, 쇳물 레이들 내의 슬래그는 상기 슬래그 배출구를 통해 유출되고, 쇳물 레이들 포장벽에서 슬래그 배출구와 출선구의 위치 차이는 원주의 4분의 1이다.
바람직하게는, 제1 쇳물 레이들에서 제4 쇳물 레이들까지의 레이들 차에는 모두 유압 리프팅 장치와 회전 장치가 장착되어 쇳물 레이들을 1~2m 리프팅하고 쇳물 레이들을 중심축선을 중심으로 90도 회전시킬 수 있다.
바람직하게는, 슬래그 교체 작업 시에는 먼저 출선구를 닫은 다음 쇳물 레이들 차에 있는 회전 장치를 이용하여 이전 쇳물 레이들과 다음 쇳물 레이들이 중심축선을 중심으로 90도 회전하도록 함으로써 강철 레이들 리프팅 시 출선구와 접촉하는 것을 방지하며, 다음 유압 리프팅 장치를 사용하여 이전 쇳물 레이들을 하강시키고 다음 쇳물 레이들을 상승시키며, 다음 쇳물 레이들이 이전 쇳물 레이들보다 높아져 다음 쇳물 레이들 내 슬래그가 슬래그 배출구를 통해 이전 쇳물 레이들에 유입될 수 있을 경우, 슬래그 배출구를 열어 슬래그가 다음 쇳물 레이들에서 이전 쇳물 레이들에 유입되도록 하며, 슬래그가 깨끗하게 유출된 후 슬래그 배출구를 닫는다.
본 발명에서 언급되지 않은 절차는 모두 종래의 기술을 사용할 수 있다.
본 발명의 기술적 해결수단의 장점은 다음과 같다.
1.
본 발명은 직사각형 블랭크 압연에서 중소형 H형강의 얇은 플랜지 특성을 결합하고 노멀라이징 압연에 적합한 낮은 C 함량과 V 미세 합금화 성분 설계를 채택하며, 적절한 양의 Cr 원소를 첨가하여 냉각 속도를 조절함으로써 비드만스테텐 등 비정상적인 조직의 발생으로 인한 강철의 저온 충격 인성을 저하시키는 것을 방지한다. 이로써 420MPa급 이상의 고강도 및 인성을 갖는 열간압연 H형강을 열간압연 H형강 압연기에서 안정적으로 제어하게 된다.
2.
본 발명은 저인 제련 공정을 사용하여 P 함량을 0.008% 이하로 제어함과 동시에 P+S 함량을 0.011% 이하 수준보다 낮게 제어함으로써 강철의 저온 내성 및 인성을 향상시키는데 유리하여 -50℃ 조건에서 여전히 비교적 높은 수준을 유지하도록 한다.
3.
본 발명의 H형강 매트릭스 조직은 미세화 펄라이트+초석 페라이트이며, 제2상 입자는 주요하게 V(C, N)로서, 조직 안정성이 더 양호하고 더 쉽게 획득한다.
4.
본 발명은 매트릭스 조직 미세화를 통해 세립 강화 및 침전 강화를 구현하며, H형강이 420MPa를 얻은 기초상에서 -50℃ 조건에서 저온 충격 인성이 100J보다 큰 양호한 효과를 얻도록 한다.
5.
본 발명은 고로 출선 과정에서 4-6개의 소형 쇳물 레이들을 통해 쇳물에 대해 4-6회의 블로잉 탈인 작업을 수행하며, 상기 탈인 작업은 연속 작업으로 생산 효율이 높고 탈인 총 시간은 이 4-6개의 소형 쇳물 레이들 내에서 쇳물의 유동 회전 시간으로 20~30분만 수요되어 3탈 처리 시간보다 훨씬 낮으며 탈인 효과도 높다.
6.
본 발명의 소형 쇳물 레이들 내 출선구는 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처에 위치하며, 해당 위치에서의 탈인 역학적 조건이 양호하고 슬래그 강철 경계면에서 탈인 반응이 비교적 충분하므로 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 다음 쇳물 레이들에 유입되고, 쇳물 레이들 바닥부에서 탈인 반응이 일어나지 않은 쇳물은 슬래그 강철 경계면 근처에 상승되어 계속하여 탈인 반응을 일으키며, 이러한 탈인 방식의 탈인 효과는 높다.
7.
본 발명의 다음 쇳물 레이들 내 슬래그의 인 농축량은 이전 쇳물 레이들 내 슬래그의 인 농축량보다 낮으므로 다음 쇳물 레이들에 유입되는 쇳물은 슬래그와 계속하여 탈인 반응을 일으킬 수 있으며, 슬래그 교체 탈인 작업에 상당하고, 4-6회 슬래그 교체 탈인 작업을 거친 후 쇳물 내 인 함량을 0.02% 이하로 제거할 수 있으므로 쇳물 탈인율이 높고 저인 강철의 안정적인 생산에 유리하다.
8.
본 발명의 다음 쇳물 레이들 내 슬래그의 인 농축량은 이전 쇳물 레이들 내 슬래그의 인 농축량보다 낮으므로 다음 쇳물 레이들의 슬래그가 이전 쇳물 레이들에 유입된 후 여전히 탈인 효과를 발휘할 수 있어 탈인 및 슬래그 제거의 순환 이용에 상당하여 탈인 물질 소모를 절약하고 탈인 비용을 줄인다.
도 1은 본 발명의 실시예 2에서 제조된 420MPa급 항복 강도의 고인성 저온 내성 H형강의 금상 조직도(×200)이다.
도 2는 본 발명에 따른 다단계 탈인 모식도이다.
도 3은 소형 쇳물 레이들의 구조 모식도이다.
도 4는 소형 쇳물 레이들의 구조 측면 모식도이다.
도 2는 본 발명에 따른 다단계 탈인 모식도이다.
도 3은 소형 쇳물 레이들의 구조 모식도이다.
도 4는 소형 쇳물 레이들의 구조 측면 모식도이다.
이하 구체적인 실시예를 들어 본 발명에 대해 설명한다. 지적해야 할 것은, 실시예는 본 발명에 대한 추가적인 설명일 뿐 본 발명의 보호 범위를 한정하지 않으며, 본 발명에 따라 기타 사람에 의해 이루어진 비본질적인 수정과 조정은 여전히 본 발명의 보호 범위에 속한다.
하기 실시예에서의 연속 주조 블랭크는 모두 이하 공정 흐름에 따라 제조된다. 즉 설정된 화학 성분 범위(표 1)에 따라 고로 쇳물을 원료로 하고, 고로 출선 과정에서의 탈인, KR 탈인, 전로 제련, 정련, C, Si, Mn, S, P 등 함량에 대한 조정 및 미세 합금화를 통해 성분이 목표값에 도달한 후 연속 주조, 주조 블랭크의 직접적인 가열 또는 균열을 수행한다. 실시예 1-4의 제조 단계는 하기와 같다.
상기 강철은 고로 출선 과정에서 탈인, KR 쇳물 전처리 탈황→전로 제련→아르곤을 이용한 강철 레이들 블로잉→정련→연속 주조→형강 라인의 압연→온라인 냉각→냉각 베드에서의 서냉을 거친다. 여기서 형강 라인의 압연은 조압연과 마무리 압연 두 단계 압연을 포함한다. 열간압연 절차는 온도 제어를 주요로 하며, 마무리 온도는 플랜지 외측을 검출하고, 압연 후 압연 재료는 냉각 베드에서 자연적으로 냉각된다. 실시예 1-4의 화학 성분 및 구체적인 공정은 하기 표 1에 표시한다.
| 프로젝트 | C | Si | Mn | P | S | Cr | V | Ti | Al | N |
| 실시예 1 | 0.08 | 0.15 | 1.30 | 0.007 | 0.002 | 0.28 | 0.03 | 0.015 | 0.025 | 0.008 |
| 실시예 2 | 0.09 | 0.20 | 1.45 | 0.006 | 0.003 | 0.30 | 0.03 | 0.025 | 0.026 | 0.009 |
| 실시예 3 | 0.08 | 0.20 | 1.28 | 0.006 | 0.004 | 0.25 | 0.04 | 0.018 | 0.03 | 0.008 |
| 실시예 4 | 0.10 | 0.15 | 1.39 | 0.005 | 0.003 | 0.30 | 0.035 | 0.019 | 0.033 | 0.01 |
구체적인 고로 출선 과정에서의 탈인 공정은 다음과 같다.단계 1에서, 고로 출선 과정에서, 고로 내의 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되며, 제1 쇳물 레이들의 공칭 부피는 30 쇳물이고 깊이는 1.5m이며, 쇳물 레이들 최상부에서 50cm 떨어진 위치에 있는 쇳물 레이들 측벽에는 출선구가 설치되고, 출선구는 외부로 20cm 연장되며, 슬라이드 플레이트를 사용하여 출선구의 스위치를 제어한다. 고로 내의 쇳물의 지속적인 주입에 따라 제1 쇳물 레이들 내 쇳물의 부피가 50% 이상에 도달할 경우, 쇳물 레이들에 탈인제를 블로잉하여 탈인하는데, 이때 출선구는 폐쇄 상태이고, 쇳물 레이들 내 액위가 끊임없이 상승하여 쇳물 액위가 출선구 상단 에지를 20~30cm 초과하면 출선구가 열리며, 쇳물이 출선구를 거쳐 제2 쇳물 레이들에 유입되고, 쇳물이 제1 쇳물 레이들에서 제2 쇳물 레이들에 유입되는 유량 속도와 고로 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되는 유량 속도는 동일하며, 쇳물 액위가 상승도 하강도 하지 않는 안정된 상태에 있고, 제1 쇳물 레이들에서는 철분 슬래그 경계면 위치에서 지속적으로 탈인 반응이 수행되며, 철분 슬래그 경계면 근처에 있는 쇳물 내 인 함량은 지속적으로 제거되고 제1 쇳물 레이들 상부의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 제2 쇳물 레이들에 유입되며, 도 2 내지 도 4에 도시된 바와 같다.
상기 탈인제의 블로잉점은 고로 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 주입되는 점과, 이전 쇳물 레이들 내 쇳물이 다음 쇳물 레이들에 주입되는 점을 포함하며, 해당 위치에서 철액을 격렬하게 교반하면 탈인 역학적 조건이 양호해진다.
상기 탈인제는 슬러지볼과 석회의 혼합물이고, 제1 쇳물 레이들 내 탈인제 첨가량은 2kg/톤 철·쇳물 레이들이며, 슬러지볼과 석회의 질량비는 1:1이고, 슬러지볼에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 5%, Fe2O3: 88%, SiO2: 3%이며 나머지는 불순물이고, 석회에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 90%, Fe2O3: 1%, SiO2: 3%, MgO: 5%이며 나머지는 불순물이다.
상기 탈인제 블로잉 시 운반 가스는 산소이고, 블로잉 압력은 0.2Mpa, 블로잉 유량은 2m3/min이다.
상기 제2 쇳물 레이들은 제1 쇳물 레이들보다 60cm 낮게 위치하고, 쇳물은 중력의 작용 하에 제1 쇳물 레이들에서 출선구를 통해 제2 쇳물 레이들에 유입된다.
단계 2에서, 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들의 쇳물 레이들 사이즈 파라미터, 탈인 공정 파라미터는 제1 쇳물 레이들과 완전히 동일하고, 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들 내에서 모두 블로잉 탈인 작업이 수행된다.
제2 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제3 쇳물 레이들에 유입되고, 제3 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제4 쇳물 레이들에 유입된다. 제4 쇳물 레이들에서 철분 슬래그 경계면 근처의 탈인이 비교적 충분한 쇳물은 출선구를 통해 중력의 작용 하에 제5 쇳물 레이들에 유입된다.
제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들, 제5 쇳물 레이들은 각각 제2 쇳물 레이들, 제3 쇳물 레이들, 제4 쇳물 레이들보다 60cm 낮게 위치한다.
쇳물에 대한 성분 및 온도 검출에서, 4개의 소형 쇳물 레이들 내 탈인율 및 쇳물 온도는 하기 표와 같다.
| 고로 쇳물 | 제1 쇳물 레이들 | 제2 쇳물 레이들 | 제3 쇳물 레이들 | 제4 쇳물 레이들 | 제5 쇳물 레이들 | |
| 쇳물 내 인 함량(%) | 0.163 | 0.116 | 0.069 | 0.035 | 0.018 | 0.017 |
| 쇳물 온도(℃) | 1520 | 1483 | 1471 | 1454 | 1437 | 1426 |
상기 표로부터 볼 수 있다시피, 4개의 소형 쇳물 레이들 내 탈인을 거친 후, 쇳물 내 인 함량은 0.163%에서 0.017% 감소되었으며, 쇳물 탈인율은 89.6%로 쇳물 탈인율은 높고, 쇳물 온도는 1520℃에서 1426℃로 감소되었으며, 쇳물 온도는 94℃로 쇳물 온도는 감소되고, 탈인된 쇳물 온도는 전로에 이송된 후 온도 요구(1250℃보다 높음)보다 훨씬 높다.제5 쇳물 레이들은 큰 부피 쇳물 레이들이고, 제5 쇳물 레이들의 부피는 전로 공정의 톤수와 일치하며, 제5 쇳물 레이들 내 쇳물은 KR 스테이션으로 이송되어 탈황되며, 탈황 완료 후 전로에 이송되어 정상적인 제련이 수행되고, 전로 제련 최종점 인 함량을 0.007% 이하로 제어한다.
정상적인 탈인 30~40분마다 제1 쇳물 레이들 내지 제4 쇳물 레이들에서 모두 1회의 슬래그 교체 작업이 수행되는데 그 슬래그 교체 공정은 제1 쇳물 레이들 내의 슬래그를 쏟아내고 제2 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제1 쇳물 레이들에 붓고, 제3 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제2 쇳물 레이들에 부으며, 제4 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제3 쇳물 레이들에 붓는데, 다단계 탈인 공정이 사용되었으므로 다음 쇳물 레이들 내 인 함량은 모두 이전 쇳물 레이들에 비해 낮고, 충분한 탈인 공정 조건에서 슬래그 철 내 인 분배비는 기본적으로 변하지 않으며, 즉 다음 강철 레이들 슬래그 내 인 함량도 이전 강철 레이들에 비해 낮으므로, 쇳물 레이들 슬래그에 대한 성분 검출 결과, 4개의 소형 쇳물 레이들 내 슬래그 성분은 하기 표와 같다.
| 고로 슬래그 | 제1 쇳물 레이들 | 제2 쇳물 레이들 | 제3 쇳물 레이들 | 제4 쇳물 레이들 | |
| CaO(%) | 41 | 37 | 43 | 45 | 45 |
| SiO2(%) | 35 | 31 | 30 | 29 | 31 |
| Al2O3(%) | 14 | 11 | 7 | 5 | 5 |
| MgO(%) | 6 | 5 | 5 | 6 | 5 |
| S(%) | 0.9 | 0.1 | 0.2 | 0.1 | 0.1 |
| P2O5(%) | 0.13 | 0.91 | 0.64 | 0.47 | 0.30 |
| T.Fe(전체 철)(%) | 0.3 | 8 | 11 | 13 | 14 |
상기 표로부터 볼 수 있다시피, 다음 강철 레이들 내 슬래그 내 인 함량은 모두 이전 슬래그 내 인 함량보다 낮고, 알칼리성은 더 높으며, 산화성은 더 강하므로(T.Fe는 FeO로 환산 가능함), 다음 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 이전 쇳물 레이들에 붓은 후 슬래그는 여전히 양호한 탈인 효과를 발휘할 수 있다.제1 쇳물 레이들 내지 제4 쇳물 레이들 최상부에는 모두 슬래그 배출구가 있고, 슬래그 배출구는 외부로 20mm 연장되며, 쇳물 레이들 내의 슬래그는 상기 슬래그 배출구를 통해 유출될 수 있고, 쇳물 레이들 포장벽에서 슬래그 배출구와 출선구의 위치 차이는 원주의 4분의 1이다.
제1 쇳물 레이들에서 제4 쇳물 레이들까지의 레이들 차에는 모두 유압 리프팅 장치와 회전 장치가 장착되어 쇳물 레이들을 1.5m 리프팅하고 쇳물 레이들을 중심축선을 중심으로 90도 회전시킬 수 있다.
슬래그 교체 작업 시에는 먼저 출선구를 닫은 다음 쇳물 레이들 차에 있는 회전 장치를 이용하여 이전 쇳물 레이들과 다음 쇳물 레이들이 중심축선을 중심으로 90도 회전하도록 함으로써 강철 레이들 리프팅 시 출선구와 접촉하는 것을 방지하며, 다음 유압 리프팅 장치를 사용하여 이전 쇳물 레이들을 하강시키고 다음 쇳물 레이들을 상승시키며, 다음 쇳물 레이들이 이전 쇳물 레이들보다 높아져 다음 쇳물 레이들 내 슬래그가 슬래그 배출구를 통해 이전 쇳물 레이들에 유입될 수 있을 경우, 슬래그 배출구를 열어 슬래그가 다음 쇳물 레이들에서 이전 쇳물 레이들에 유입되도록 하며, 슬래그가 깨끗하게 유출된 후 슬래그 배출구를 닫는다.
실시예 1-4의 열간압연 공정 조건은 표 2를 참조한다. 표준 BSENISO377-1997《역학적 성능 시험 샘플의 샘플링 위치 및 제조》를 따르고; 항복 강도, 인장 강도, 연신율의 시험 방법은 표준 ISO6892-1-2009《금속 재료 실온 인장 시험 방법》을 참조하며; 충격 시험 방법은 표준 ISO148-1《금속 재료 샤피추 충격 시험》을 참조하고, 결과는 표 3을 참조한다.
| 프로젝트 | 가열 온도 (℃) |
보온 시간 (min) |
마무리 온도 (℃) |
플랜지 두께t mm |
| 실시예 1 | 1230 | 140 | 930 | 15 |
| 실시예 2 | 1220 | 145 | 910 | 12.7 |
| 실시예 3 | 1210 | 170 | 900 | 11 |
| 실시예 4 | 1230 | 160 | 880 | 10 |
| 프로젝트 | 항복 강도 (MPa) |
인장 강도(MPa) | 연신율 (%) |
-50℃Akv (J) |
| 실시예 1 | 440 | 560 | 25 | 180 |
| 실시예 2 | 445 | 600 | 20 | 190 |
| 실시예 3 | 450 | 580 | 22 | 205 |
| 실시예 4 | 455 | 590 | 26 | 220 |
표로부터 볼 수 있다시피, 본 발명의 실시예 1-4의 항복 강도는 440MPa급을 유지하고, 양호한 연신 성능을 가지며, 이의 -50℃ 충격 에너지는 비교적 높다. 매우 낮은 환경에서 해양 엔지니어링 구성 요소의 제조를 위한 사용 조건을 충족할 수 있으며 해양 석유 플랫폼 및 해양 원양 운송 선박과 같은 저온 인성 요구 사항이 높은 지지 구조물의 생산에 적합하다.도 1로부터 볼 수 있다시피, 본 발명의 조직은 과립형 베이나이트 + 페라이트 조직이다. P 함량의 감소는 420MPa급 강도의 H형강의 경우 강도를 만족시키면서 인성, 특히 저온 인성이 향상된다. 본 발명에서 자세히 설명하지 않은 내용은 본 기술분야의 통상적인 기술 지식을 채택할 수 있다.
마지막에 설명해야 할 것은, 이상 실시예는 단지 본 발명의 기술적 해결수단을 설명하며 이를 한정하지 않는다. 실시예를 참조하여 본 발명에 대해 상세하게 설명하였지만, 당업자는 본 발명의 기술적 해결수단에 대한 수정 또는 등가 대체는 모두 본 발명의 기술적 해결수단의 정신과 범위를 벗어나지 않고 모두 본 발명의 청구보호범위에 포함되어야 함을 이해해야 할 것이다.
1: 고로, 2: 제1 쇳물 레이들, 3: 제2 쇳물 레이들, 4: 제3 쇳물 레이들, 5: 제4 쇳물 레이들, 6: 제5 쇳물 레이들, 7: 분말 스프레잉 탈황 장치, 8: 출선구, 9: 슬래그 배출구
Claims (10)
- 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강으로서,
상기 H형강의 화학 성분은 중량 백분율 기준으로 C: 0.08%~0.10%, Si≤0.2%, Mn: 1.25%~1.45%, V: 0.03%~0.045%, Ti: 0.015%~0.025%, Cr: 0.15%~0.30%, A1s: 0.02%~0.04%, N: 0.007%~0.01%, P≤0.008%, S≤0.005%, O≤0.004%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강. - 제1항에 있어서, 상기 H형강의 화학 성분은 중량 백분율 기준으로 P+S≤0.01%인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강.
- 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법으로서,
1) 쇳물 전처리, 다중 탈인 단계:
고로 출선 과정에서, 고로 내의 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 유입되고, 고로 내의 쇳물의 지속적인 주입에 따라 쇳물 레이들에 탈인제를 블로잉하여 탈인하며, 쇳물 레이들 내 액위가 끊임없이 상승하여 쇳물 액위가 출선구 상단 에지를 20~30cm 초과하면 출선구가 열려 쇳물이 출선구를 거쳐 제2 쇳물 레이들에 유입되고, 제2 쇳물 레이들 내에서 다시 블로잉하여 탈인 작업이 수행되며, 제2 쇳물 레이들에서 쇳물 레이들의 철분 슬래그 경계면 아래 20~30cm의 측면에도 출선구가 설치되는데, 제2 쇳물 레이들 상부에서 탈인된 쇳물은 출선구를 통해 제3 쇳물 레이들로 하향 유입되며, 이와 같이 순환되어 출선구를 통해 제N 쇳물 레이들에 하향 유입되면서 쇳물에 대한 N번의 탈인 작업이 수행되어 쇳물 내 인 함량을 0.02% 이하로 제거하되, 4≤N≤6이고;
30~40분마다 탈인이 수행된 후 제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지 모두 1회의 슬래그 교체 작업이 수행되며;
2) 전로 제련 단계: 최종점 인 함량을 0.007% 이하로 제어하고;
3) 아르곤을 이용한 강철 레이들 블로잉, RH/LF 정련, 직사각형 연속 주조 블랭크 주조, 연속 주조 블랭크 서냉 피트에서의 서냉 또는 열간 장입, 형강 라인의 반연속 압연, 냉각 베드에서의 집중 서냉 단계를 포함하되; 압연 과정에서 가열로의 균열 온도는 1210~1250℃이고, 주조 블랭크의 노내 체류 시간은 140~180분이며; 마무리 압연 개시 온도는 1000~1050℃, 마무리 압연 마무리 온도는 890℃~930℃인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법. - 제3항에 있어서, 상기 단계 1)에서 제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지의 공칭 부피는 30~50t 쇳물이고 깊이는 1.5~2m이며, 쇳물 레이들 최상부에서 50~60cm 떨어진 위치에 있는 쇳물 레이들 측벽에는 출선구가 설치되고, 출선구는 외부로 20~30cm 연장되며, 슬라이드 플레이트를 사용하여 출선구의 스위치를 제어하고, 상기 제N 쇳물 레이들의 부피는 전로 공정의 톤수와 일치하며; 상기 단계 4)에서 마무리 압연의 마지막 두 패스의 압축비는 6%~12%인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서, 상기 탈인제의 블로잉점은 고로 쇳물이 제1 쇳물 레이들에 주입되는 점과, 이전 쇳물 레이들 내 쇳물이 다음 쇳물 레이들에 주입되는 점인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서, 상기 탈인제는 슬러지볼과 석회의 혼합물이고, 슬러지볼과 석회의 질량비는 1:1이며, 슬러지볼에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 2~8%, Fe2O3: 85~92%, SiO2: 1~5%를 포함하고, 석회에 함유된 성분의 질량 백분율 함량은 CaO: 85~90%, Fe2O3: 0~3%, SiO2: 0~10%, MgO: 0~10%를 포함하며, 상기 쇳물 레이들 내 탈인제의 첨가량은 2~3kg/톤 철·쇳물 레이들인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서, 상기 탈인제 블로잉 시 운반 가스는 산소이고, 블로잉 압력은 0.2~0.3Mpa, 블로잉 유량은 2~4m3/min인 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서, 상기 쇳물 레이들 내에서 다음 쇳물 레이들은 이전 쇳물 레이들보다 60~70cm 낮게 위치하는 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서, 상기 슬래그 교체 작업은, 제1 쇳물 레이들 내의 슬래그를 쏟아내고 제2 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제1 쇳물 레이들에 붓고, 제3 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제2 쇳물 레이들에 부으며, 이를 제N-1 쇳물 레이들 최상부의 슬래그를 제N-2 쇳물 레이들에 부을 때까지 지속하는 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
- 제9항에 있어서,
상기 제1 쇳물 레이들 내지 제N-1 쇳물 레이들 최상부에는 모두 슬래그 배출구가 있고, 슬래그 배출구는 외부로 20~30mm 연장되며, 쇳물 레이들 포장벽에서 슬래그 배출구와 출선구의 위치 차이는 원주의 4분의 1이고;
제1 쇳물 레이들에서 제N-1 쇳물 레이들까지의 레이들 차에는 모두 유압 리프팅 장치와 회전 장치가 장착되어 쇳물 레이들을 1~2m 리프팅하고 쇳물 레이들을 중심축선을 중심으로 90도 회전시킬 수 있는 것을 특징으로 하는 420MPa급 항복 강도의 저온 내성 H형강의 제조 방법.
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