WO2012064129A2 - 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법 - Google Patents

인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법 Download PDF

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김득중
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    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • 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
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    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing high strength cold rolled TRIP steel having excellent workability and material deviation of 590 MPa in tensile strength, and more particularly, high strength cold rolled steel and hot rolled TRIP having excellent elongation characteristics using thin slab playing method.
  • a method of manufacturing steel is a method for manufacturing high strength cold rolled TRIP steel having excellent workability and material deviation of 590 MPa in tensile strength, and more particularly, high strength cold rolled steel and hot rolled TRIP having excellent elongation characteristics using thin slab playing method.
  • TRIP steel is a residual austenite steel having a phase structure mixed with ferrite and bainite three phases by retaining austenite existing at high temperature at room temperature.
  • the TRIP steel retains 5 ⁇ 20% of austenite at room temperature when appropriate heat-cooling heat treatment is added by adding austenite-reinforced elements C, Si, Mn, etc., and the austenite phase is metastable and martensite when deformed from the outside.
  • the transformation occurs due to the machining process, unlike ordinary steel, it has a high work hardening index and an increase in necking resistance, thereby having excellent workability.
  • the mini mill process for producing sheet material by the so-called thin slab performance which is a new steel process, which is recently attracting attention, is capable of producing a metamorphic tissue steel having good material deviation because the temperature deviation is small in the longitudinal direction of the strip. It is attracting attention as a process with potential.
  • European Patent No. 0020314 US Patent Publication No. 2009-0214377, 2009-0151821, PCT Publication No. WO00 / 055381, etc.
  • most of the patents focus on the cooling technology until rolling after rolling. It does not present the entire manufacturing technology of cold rolled TRIP steel with superior material properties using the characteristics of mini mill process.
  • the present invention was developed in consideration of the state of the art, and the material deviation of the tensile strength 590MPa class to significantly reduce the material deviation in the width direction and the longitudinal direction of the strip while ensuring excellent workability using the thin slab playing method Its purpose is to provide a method for producing high strength cold rolled and hot rolled TRIP steel.
  • the present invention provides a manufacturing method as follows.
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is less than 15%
  • the cooling heat treatment step is a slow cooling of the continuous annealing strip at a temperature of 620 ⁇ 690 °C at a cooling rate of 1 ⁇ 20 °C / s And, immediately after quenching at a cooling rate of 20 ⁇ 100 °C / s and consists of constant temperature transformation heat treatment in the temperature range of 310 ⁇ 420 °C.
  • the finishing rolling step is such that the rolling temperature at the last rolling stand is within the range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relation of [910-225C-65Mn + 15Si + 10P],
  • the cold heat treatment step is a continuous annealing strip It is composed of slow cooling at a cooling rate of 1 to 20 °C / s at a temperature of 620 ⁇ 690 °C, immediately quenching at a cooling rate of 20 ⁇ 100 °C / s and then subjected to constant temperature heat treatment in the temperature range of 310 ⁇ 420 °C .
  • the continuous annealing step is such that the continuous annealing temperature is within a range of ⁇ 15 ° C. of the target temperature calculated in the relation of [840-120C-45Mn + 25Si + 34P-45N -25Cu + 8Cr-30Ni].
  • Annealed strips were slowly cooled to a cooling rate of 1 to 20 ° C / s at a temperature of 620 to 690 ° C, immediately quenched to a cooling rate of 20 to 100 ° C / s, and then subjected to constant temperature transformation at a temperature range of 310 to 420 ° C. It consists of doing.
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is less than 15%, and the finishing rolling step is calculated by the relation of the rolling temperature at the final rolling stand is [910-225C-65Mn + 15Si + 10P] ⁇ 20 °C of the target temperature, the continuous annealing step is the continuous annealing temperature ⁇ 15 °C of the target temperature calculated in the relation of [840-120C-45Mn + 25Si + 34P-45N -25Cu + 8Cr-30Ni]
  • the continuous annealing strip is slowly cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C./s at a temperature of 620 to 690 ° C., and then immediately quenched at a cooling rate of 20 to 100 ° C./s. It consists of constant temperature heat treatment in the temperature range of 310 ⁇ 420 °C.
  • the continuous casting step is preferably a casting speed of 4.5 mpm or more.
  • the surface temperature of the thin slab at the inlet side of the rough mill is preferably 950 to 1100 ° C.
  • the cumulative rolling rate during the rough rolling is 65 to 90%.
  • the heating step preferably heats or heats the roughly rolled strip at 920 to 1150 ° C.
  • the winding step it is preferable to wind the finish rolled strip at 480 to 680 ° C.
  • the finish rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less, and the winding step is after cooling the finish rolled strip at a cooling rate of at least 25 °C / s at a runout table of 350 ⁇ 470 °C It consists of winding at temperature.
  • Another manufacturing method by weight% 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%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, Ti: 0.001 ⁇ 0.1%, Nb: 0.001 ⁇ 0.1%, V: 0.001 ⁇ 0.1% At least one of them is added, and the steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities is continuously cast into thin slabs having a thickness of 30 to 150 mm, and the thin slabs are subjected to hot rolling, reheating, finishing rolling, and winding to obtain hot rolled TRIP steel.
  • the manufacturing method by weight% C: 0.06 ⁇ 0.20%, Si: 0.8 ⁇ 2.0%, Mn: 1.2 ⁇ 2.2%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.00
  • the finishing rolling step is such that the rolling temperature at the last rolling stand is in the range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relation of [910-225C-80Mn + 15Si + 10P], the winding step is to take the finish rolled strip It consists of cooling at a cooling rate of 25 ° C./s or more at the runout table and then winding at a temperature of 350 to 470 ° C.
  • Another manufacturing method by weight% 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 to 2.0%, N: 0.001 to 0.02%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to 0.1 At least one of% is added, and the steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities is continuously cast into thin slabs with a thickness of 30 to 150 mm, and the thin slabs are subjected to hot rolling, reheating, finishing rolling and winding to obtain hot rolled TRIP steel.
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is less than 15%, and the finishing rolling step is calculated by the relation of the rolling temperature at the last rolling stand is [910-225C-80Mn + 15Si + 10P]
  • the winding step is to be in the range of ⁇ 20 °C of the target temperature, the winding step consists of cooling the finish rolled strip at a cooling rate of 25 °C / s or more in the runout table and then wound at a temperature of 350 ⁇ 470 °C.
  • the above manufacturing method is preferably a casting speed of 4.5 mpm or more in the continuous casting step.
  • the thin slab surface temperature at the entrance side of the rough rolling mill is 950 to 1100 ° C.
  • the cumulative rolling reduction rate at the rough rolling is 65 to 90%.
  • the heating step it is preferable to heat or heat the roughly rolled strip at 920 to 1150 ° C.
  • the thin slab playing method can omit the reheating process in the existing mill, thereby saving energy and improving productivity.
  • the thin slab playing method can be used to melt the scrap steel, such as scrap in the electric furnace can increase the recycling of resources.
  • FIG. 1 is a schematic diagram illustrating a minimill process of the present invention.
  • heating means 40 coil box
  • the mini mill process according to the present invention will be briefly described with reference to FIG.
  • the hot rolled strip produced by this mini-mill process is manufactured through a known cold rolling process (pickling, cold rolling, continuous annealing, cold heat treatment), and thus the description of the cold rolling process will be omitted.
  • a thin slab (a) having a thickness of 30 ⁇ 150mm This is called thin slab in comparison with slabs of 200 mm or more produced by continuous casting machines of conventional mills. Since a slab of 200 mm or more is completely cooled in a yard or the like, it has to be sufficiently reheated to a surface temperature of 1100 ° C. or more in a reheating furnace before hot rolling. On the contrary, since the thin slab is immediately transferred to the roughing mill 20 without passing through the reheating furnace, the heat slab can be used as it is, thereby reducing energy and greatly improving productivity.
  • the temperature of the strip lowered in the process is compensated by the heating means 30, and then the heated hot rolled strip b is finished in the finishing mill 50.
  • Rolled to the desired final thickness cooled through ROT [Run Out Table 60] (hereinafter referred to as "runout table"), and then finally wound in a constant temperature in the winder 70 to produce a hot rolled steel sheet of the desired material do.
  • the coil box 40 may be installed in front of the finish rolling mill 50 so as to be configured to firstly wind the hot rolled strip b passed through the induction heater 30. have.
  • a true continuous rolling process without using the coil box 40 has been developed.
  • High-strength cold-rolled TRIP steel of the present invention produced through the above-described mini-mill and cold rolling process, C: 0.05 ⁇ 0.20%, Si: 0.8 ⁇ 2.0%, Mn: 1.2 ⁇ 2.2%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 to 0.02%, Al: 0.01 to 2.0%, N: 0.001 to 0.02%, Sb: 0.005 to 0.1%, total tramp element (Cu + Cr + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less and the remaining Fe and It is composed of other unavoidable impurities.
  • the function of each element and its content range are briefly described.
  • C is an element that determines the untransformed austenite fraction in the annealing temperature range, and also acts to improve ductility by stabilizing austenite by diffusing into austenite during constant temperature transformation heat treatment. If the content is less than 0.05%, the fraction of the retained austenite becomes small, so that the material targeted in the present invention cannot be secured, whereas if the content is less than 0.20%, the weldability is increased. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.05 to 0.20%.
  • the Si is an element that stabilizes austenite by increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and suppressing the precipitation of cementite to promote C concentration into unmodified austenite. If the content is less than 0.8%, it is difficult to secure the above effects, while if the content exceeds 2.0%, the paintability, corrosion resistance and weldability are likely to be lowered. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.8 to 2.0%.
  • the Mn is an austenite-forming element and has an effect of slowing the diffusion rate of carbon together with a solid solution strengthening effect and serves to suppress transformation during the cooling process. If the content is less than 1.2%, it is difficult to secure the amount of retained austenite, and it is difficult to secure the target strength of the present invention. If the content is more than 2.2%, the diffusion of C is insufficient during the holding time of the austenite. It would rather hinder stability. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 1.2 to 2.2%.
  • the P is an element having the effect of reinforcing the steel sheet by solid solution strengthening and promoting C concentration to austenite during constant temperature transformation heat treatment when added with Si. If the content is less than 0.001%, not only the effect may not be secured, but also increase the manufacturing cost, while if the content exceeds 0.1%, the risk of brittleness may increase with deterioration of the viscosity of the viscosity. Therefore, the content of P is preferably limited to 0.001 to 0.1%.
  • S is an impurity element in steel that causes segregation in the slab and inhibits the ductility and weldability of the steel sheet. It is difficult to manufacture the content to less than 0.001%, and exceeding 0.02% increases the risk of problems such as slab segregation, as well as the possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet. Therefore, the content of S is preferably limited to 0.001 to 0.02%.
  • the acid soluble Al is an element effective in stabilizing austenite by combining with oxygen in steel and deoxidizing and distributing carbon in ferrite to austenite such as Si. If the content is less than 0.01%, the effect cannot be secured, while if the content exceeds 2.0%, the effect not only saturates but also increases the inclusions with the manufacturing cost. Therefore, the content of acid soluble Al is preferably limited to 0.01 ⁇ 2.0%.
  • N is an element that effectively acts to stabilize austenite. If the content is less than 0.001%, it is difficult to expect the effect, and if the content is more than 0.02%, the effect may be saturated while increasing the weldability and manufacturing cost. Therefore, the content of N is preferably limited to 0.001 ⁇ 0.02%.
  • the Sb is an element having an excellent effect of suppressing surface thickening of oxides to lower surface defects and suppressing coarsening of surface concentrates. If the content is less than 0.005%, it is difficult to secure the above effects. If the content is more than 0.1%, the effects may be saturated while causing problems such as manufacturing cost and workability deterioration. Therefore, the content of Sb is preferably limited to 0.005 ⁇ 0.1%.
  • the tramp element (Cu + Cr + Ni + Sn + Pb) is a kind of impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process. If the content exceeds 0.18%, it causes a surface crack of the thin slab cast slab, it is preferable to limit the content to 0.18% or less.
  • the present invention is composed of Fe and other unavoidable impurities in addition to the above components.
  • the present invention is a mini-mill hot rolling process consisting of continuous casting, rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps, and a cold rolling process consisting of pickling, cold rolling, continuous annealing, and cold heat treatment steps.
  • the characteristic technical configuration of the present invention is to control the operating conditions of each step to produce a high-strength cold rolled TRIP steel excellent in the material deviation of the target.
  • the casting speed is preferably at least 4.5 mpm.
  • steel with a tensile strength of 590 MPa or more has a higher content of elements added for the purpose of securing strength of C, Mn, Si, etc. in steel compared to soft products, so that the slower the casting speed, the higher the risk of segregation from the cast steel.
  • the stone is generated, it is difficult to secure the strength, and the speed is limited to 4.5mpm or more because there is a high risk of material deviation in the width direction or the length direction.
  • the continuous cast thin slab is roughly rolled in a rough rolling mill consisting of two to four stands.
  • the thin slab surface temperature at the entrance side of the rough mill is set to 950 to 1100 ° C., and that the cumulative reduction rate at the time of rough rolling is 65 to 90%.
  • the rough rolling load increases not only significantly but also increases the risk of edge cracking, and if it exceeds 1100 °C, the arithmetic scale may occur. Limit to 950 ⁇ 1100 °C.
  • the cumulative reduction ratio during rough rolling plays an important role in obtaining a product having a uniform material targeted in the present invention.
  • the higher the rolling reduction rate during rough rolling the more uniform the microscopic distribution of elements such as Mn, Si, and Al, which are important for manufacturing TRIP steel, and the smaller the temperature gradient in the width and thickness directions of the strip.
  • the cumulative reduction ratio is less than 65%, the above effects are not sufficiently exhibited.
  • the cumulative reduction ratio is greater than 90%, the rolling deformation resistance is greatly increased to increase the manufacturing cost, so that the cumulative reduction ratio is rolled to 65 to 90%. It is desirable to.
  • the heating step it is preferable to heat or heat the roughly rolled strip to a temperature of 920 to 1150 ° C.
  • the surface temperature of the roughly rolled strip is less than 920 ° C., the rolling deformation resistance is greatly increased, and if it exceeds 1150 ° C., not only the energy cost for the temperature rise is increased but also the tendency of surface scale defects is generated. It is desirable to limit the temperature to 920-1150 ⁇ ⁇ .
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less.
  • 590MPa grade high-strength cold-rolled TRIP steel aimed at the present invention is very likely to change the material properties according to the rolling speed during finish rolling because the formation of the transformation structure as a reinforcing mechanism.
  • the difference in rolling speed exceeds 15% in a finishing mill consisting of a plurality of stands, it becomes difficult to obtain a uniform cooling rate and a target winding temperature in a subsequent run-out table, and thus the material in the width or length direction of the strip. It causes a large deviation.
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling temperature at the last rolling stand is within the range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relation of [910-225C-65Mn + 15Si + 10P].
  • the target temperature calculated by the relation of [910-225C-65Mn + 15Si + 10P].
  • the finish rolling temperature is between Ar 1 and Ar 3 transformation points by utilizing the characteristics that the temperature management of the strip is easy as compared with the existing hot rolling process.
  • the temperature is changed by the component and rolling in the range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relational formula [910-225C-65Mn + 15Si + 10P] by repeated experiment It was confirmed that can be carried out.
  • the finish rolled strip it is preferable to wind the finish rolled strip at 480 to 680 ° C. If the hot rolled coil temperature is less than 480 °C, the hot rolled strength is greatly increased, which is a problem for cold rolling property, and if the hot rolled coil temperature exceeds 680 °C, the risk of hot rolled duckbill coil is greatly increased, limiting the temperature to 480 ⁇ 680 °C It is preferable.
  • the pickled strip is preferably rolled at a reduction ratio of 40 to 75%. If the reduction rate is less than 40%, there is a risk that recrystallization does not occur during annealing. If the reduction rate exceeds 75%, the rolling deformation resistance is greatly increased, which makes rolling difficult. Therefore, it is preferable to limit the reduction rate to 40 to 75%. .
  • the continuous annealing step is preferably such that the continuous annealing temperature is within the range of ⁇ 15 °C of the target temperature calculated in the relation of [840-120C-45Mn + 25Si + 34P-45N -25Cu + 8Cr-30Ni].
  • TRIP steel is advantageous in securing the material by annealing heat treatment in the region where austenite and ferrite coexist during the annealing process during manufacturing.
  • the relational expressions above are formulated in order to obtain better materials by empirically formulating coexistence regions that change depending on not only main alloying elements such as C, Mn, Si, but also components such as tramp elements.
  • the austenite fraction is too small or there is a risk of unrecrystallization. If the annealing heat treatment exceeds 15 °C than the target temperature, the austenite fraction is too high. This results in a dilution of the concentration of C in the solution, which leads to a decrease in the fraction of retained austenite in the final tissue and to an increase in the martensite or bainite fraction, as well as to problems with strip flowability due to high temperatures. It is preferable to limit to the above conditions.
  • the cooling heat treatment step is a slow cooling of the continuous annealing strip at a cooling rate of 1 ⁇ 20 °C / s at a temperature of 620 ⁇ 690 °C, immediately quenched at a cooling rate of 20 ⁇ 100 °C / s 310 ⁇ It is preferable to carry out constant temperature transformation heat processing in the temperature range of 420 degreeC.
  • cooling to a temperature of less than 620 °C increases the risk of precipitation of carbide, if the temperature exceeds 690 °C austenite stabilization is not effective.
  • the rate is less than 1 °C / s there is a risk that the productivity is greatly reduced, if the rate exceeds 20 °C / s during the cooling process C diffusion into austenite is insufficient.
  • the temperature is lower than 310 °C during constant temperature transformation heat treatment, the C concentration to austenite is insufficient, and if the temperature exceeds 420 °C, the risk of precipitation of cementite, etc. is greatly increased, resulting in lowered ductility. It is preferable to limit to the conditions.
  • each material (tensile strength) after the production of hot-rolled strip in the process conditions such as slab thickness, circumferential speed, slab surface temperature, rolling speed difference, finish rolling temperature and annealing temperature of Table 2 , Elongation and material deviation) and the presence or absence of surface scale are shown in Table 2.
  • steel grades 1 to 5 were manufactured by hot rolling strips by thin slab playing method (slab thickness: 84 mm), and steel grades 6 to 7 (slab thickness: 230 mm) were manufactured by hot rolled strip under conditions of conventional mill.
  • the slab surface temperature means the surface temperature measured just before rough rolling.
  • the rolling speed difference is expressed as a percentage obtained by dividing the difference between the maximum and minimum sheet speeds in one strip by the average sheet speed in the final finishing rolling, and the smaller the value, the smaller the variation in the rolling speed.
  • the finish rolling temperature indicates whether rolling was carried out to be within ⁇ 20 ° C. of the target temperature determined by the calculated value of Equation 1, and Comparative steels 4, 7, and 8 were used at temperatures corresponding to the single phase region immediately above the Ar 3 transformation point. Rolling progressed.
  • the heating temperatures of the strip after rough rolling were all applied at 1075 ° C., and the reheating temperatures were all applied at 1200 ° C. under the conditions of steel grades 6 to 7, and the final hot rolled strips were applied.
  • the thickness was made equal to 3.2 mm.
  • the hot rolled strip was prepared with a cold rolled strip having a cold rolling rate of 56.3% and 1.4 mm, and each cold rolled strip was subjected to recrystallization annealing at the annealing temperature of Table 2 and then cooled to 650 at a cooling rate of 7 ° C / s. Slow cooling to °C, followed by cooling at a cooling rate of about 70 °C / s was subjected to constant temperature transformation heat treatment at a temperature of 380 ⁇ 410 °C.
  • Equation 1 [910-225C-65Mn + 15Si + 10P]
  • Equation 2 [840-120C-45Mn + 25Si + 34P-45N-25Cu + 8Cr-30Ni]
  • Tensile strength and elongation of Table 2 are the values measured by collecting the JIS No. 5 specimen in the rolling perpendicular direction at the point of width w / 4. Elongation is the percentage of tensile strain until fracture of the tensile specimen occurs, and material deviation is the maximum value minus the minimum value of the material measured in the longitudinal and width directions of the coil.
  • TS x EI tensile strength x elongation
  • TS x EI is an index indicating the superiority of the elongation characteristics of high-strength steel in which the elongation decreases as the strength increases, which means that the higher the value, the higher the tensile strength and the elongation.
  • the composition of the high-strength hot-rolled TRIP steel of the present invention by weight% 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 to 2.0%, N: 0.001 to 0.02%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to At least one of 0.1% is added and composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities.
  • the function of each element and its content range are briefly described.
  • the C is a component that serves to improve the ductility by increasing the amount of austenite remaining at room temperature by stabilizing austenite. If the content is less than 0.06%, the austenite fraction is small, the target material of the present invention can not be secured, while if the content is more than 0.20%, the weldability is likely to decrease. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.06 to 0.20%.
  • the Si is an element that stabilizes austenite by increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and suppressing the precipitation of cementite to promote C concentration into unmodified austenite. If the content is less than 0.8%, it is difficult to secure the above effects, while if the content exceeds 2.0%, the paintability, corrosion resistance and weldability are likely to be lowered. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.8 to 2.0%.
  • the Mn has a solid solution strengthening effect as an austenite stabilizing element and serves to suppress transformation during the cooling process. If the content is less than 1.2%, it is difficult to secure the amount of residual austenite, and it is difficult to secure the strength targeted by the present invention. If the content exceeds 2.2%, problems such as hot rolling property are likely to occur. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 1.2 to 2.2%.
  • the P is an element that strengthens the steel sheet by solid solution strengthening and promotes C concentration to austenite when it is added with Si. If the content is less than 0.001%, not only the effect is not secured, but the manufacturing cost is increased, while if the content exceeds 0.1%, the risk of brittleness increases with deterioration of the viscosity of the viscosity. Therefore, the content of P is preferably limited to 0.001 to 0.1%.
  • S is an impurity element in steel that causes segregation in the slab and inhibits ductility and weldability of the steel sheet. It is difficult to manufacture the content to less than 0.001%, and when it exceeds 0.02%, not only increases the risk of slab segregation and the like, but also increases the ductility and weldability of the steel sheet. Therefore, the content of S is preferably limited to 0.001 to 0.02%.
  • the acid soluble Al is an element effective in stabilizing austenite by combining with oxygen in steel and deoxidizing and distributing carbon in ferrite to austenite such as Si. If the content is less than 0.01%, the effect cannot be secured, whereas if the content exceeds 2.0%, the effect is not only saturated but also increases the inclusions with the manufacturing cost. Therefore, the content of acid soluble Al is preferably limited to 0.01 to 2.0%.
  • N is an element that effectively acts to stabilize austenite.
  • the content of N is less than 0.001%, it is difficult to expect the above effects.
  • the content of N exceeds 0.02%, the above effects are saturated while weldability is lowered and manufacturing costs are increased. Therefore, the content of N is preferably limited to 0.001 ⁇ 0.02%.
  • the tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb) is a kind of impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process. If the content exceeds 0.18%, it causes the surface crack of the slab cast slab. It is desirable to limit the content to 0.18% or less.
  • At least one of Ti, Nb, and V may be added to the steel formed as described above.
  • the elements are not an element that has a decisive influence on securing the basic physical properties of the high strength hot rolled TRIP steel aimed at in the present invention, it is preferable to add one or more kinds for fine control of tensile strength, yield strength and surface quality of the product.
  • Ti, Nb and V are effective elements to increase the yield strength and refine the grain size of the steel sheet.
  • the content of the elements is less than 0.001%, it is difficult to secure such an effect.
  • the content exceeds 0.1%, ferrite ductility may be lowered due to an increase in manufacturing cost and excessive precipitates. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.001 to 0.1%.
  • the present invention is composed of Fe and other unavoidable impurities in addition to the above components.
  • the mini-mill process is composed of continuous casting, rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding stages
  • the characteristic technical configuration of the present invention is to control the operating conditions of each of the above steps newly It is to produce high strength hot rolled TRIP steel with excellent phosphorous material deviation.
  • the casting speed is preferably at least 4.5mpm.
  • steel with a tensile strength of 590 MPa or more has a high content of elements added in order to secure the strength of C, Mn, Si, etc. in steel, so that the slower the casting speed, the greater the risk of segregation from the cast steel.
  • the speed is limited to 4.5mpm or more because there is a high risk of material deviation in the width direction or the length direction.
  • the continuous cast thin slab is roughly rolled in a rough rolling mill consisting of two to four stands.
  • the thin slab surface temperature at the entrance side of the rough mill is set to 950 to 1100 ° C., and that the cumulative reduction rate at the time of rough rolling is 65 to 90%.
  • the rough rolling load increases not only significantly but also increases the risk of edge cracking, and if it exceeds 1100 °C, the arithmetic scale may occur. Limit to 950 ⁇ 1100 °C.
  • the cumulative reduction ratio during rough rolling plays an important role in obtaining a product having a uniform material targeted in the present invention.
  • the higher the rolling reduction rate during rough rolling the more uniform the microscopic distribution of elements such as Mn, Si, and Al, which are important for manufacturing TRIP steel, and the smaller the temperature gradient in the width and thickness directions of the strip.
  • the cumulative reduction ratio is less than 65%, the above effects are not sufficiently exhibited.
  • the cumulative reduction ratio is greater than 90%, the rolling deformation resistance is greatly increased to increase the manufacturing cost, so that the cumulative reduction ratio is rolled to 65 to 90%. It is desirable to.
  • the heating step it is preferable to heat and heat the roughly rolled strip to a temperature of 920 to 1150 ° C.
  • the surface temperature of the roughly rolled strip is less than 920 ° C., the rolling deformation resistance is greatly increased, and if it exceeds 1100 ° C., not only the energy cost for the temperature rise is increased but also the tendency of surface scale defects is generated. It is desirable to limit the temperature to 920-1150 ⁇ ⁇ .
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less.
  • 590MPa class high-strength hot rolled TRIP steel for the purpose of the present invention is very likely to change the material properties according to the rolling speed during finish rolling because the formation of the transformation structure as a reinforcing mechanism.
  • the difference in rolling speed exceeds 15% in the finishing rolling mill consisting of a plurality of stands, it becomes difficult to obtain a uniform cooling rate and a target winding temperature in a subsequent runout table, and thus the material in the width direction or the length direction of the strip. It causes a large deviation.
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling temperature at the last rolling stand is within the range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relation of [910-225C-80Mn + 15Si + 10P].
  • the target temperature calculated by the relation of [910-225C-80Mn + 15Si + 10P].
  • the finish rolling temperature is between Ar 1 and Ar 3 transformation points by utilizing the characteristics that the temperature management of the strip is easy as compared with the existing hot rolling process.
  • the temperature is changed by the component and rolling in the range of ⁇ 20 ° C of the target temperature calculated by the relational formula [910-225C-80Mn + 15Si + 10P] by repeated experiments It was confirmed that can be carried out.
  • the finish rolled strip is preferably cooled at a temperature of 350 ⁇ 470 °C after cooling at a cooling rate of 25 °C / s or more in the runout table. If the cooling rate in the runout table is less than 25 ° C / s, austenite stabilizing elements such as C, Mn, etc. are precipitated to aerolite in austenite grains, so that the thickening effect is lowered.
  • the hot rolling temperature is less than 350 ° C.
  • martensite is formed and the strength is greatly increased, but the elongation is high.
  • the temperature exceeds 470 ° C., cementite is precipitated in the steel to form residual austenite. Since the risk of inhibition is greatly increased, the hot rolling temperature is limited to 380 to 490 ° C.
  • finish rolling step and the winding step described above are characteristic technical configurations of the present invention. By combining two or more of these, it is possible to produce high strength hot rolled TRIP steel having excellent material deviation of tensile strength 590MPa class required by the present invention.
  • steel grades 1 to 6 is a case where a hot rolled strip is manufactured by a thin slab playing method (slab thickness: 84 mm), and steel grades 7 to 8 (slab thickness: 230 mm) are a case where a hot rolled strip is manufactured under conditions of a conventional mill.
  • the slab surface temperature means the surface temperature measured just before rough rolling.
  • the rough rolling reduction rate refers to a value obtained by dividing the difference between the slab thickness (84mm) at the entrance of the rough rolling mill and the strip thickness (mm) at the exit of the rough rolling mill by the slab thickness as a percentage.
  • the rolling speed difference is expressed as a percentage obtained by dividing the difference between the maximum and minimum sheet speeds in one strip by the average sheet speed in the final finishing rolling, and the smaller the value, the smaller the variation in the rolling speed.
  • the finish rolling temperature indicates whether the rolling was carried out to be within ⁇ 20 ° C of the target temperature determined by the calculated value of Equation 3, and Comparative steels 5, 8, and 9 were used at temperatures corresponding to the single phase region directly above the Ar 3 transformation point. Rolling progressed.
  • the heating temperatures of the strips after rough rolling were all applied at 1060 ° C., and the reheating temperatures were all applied at 1200 ° C. under the conditions of steel grades 7 to 8.
  • the cooling rate on the runout table for all steels was wound up to about 50 ° C./s and the final thickness of the hot rolled strip was made equal to 3.0 mm.
  • Equation 3 [910-225C-80Mn-15Si + 10P]
  • Tensile strength and elongation of Table 4 are the values taken by measuring the JIS No. 5 specimen in the rolling perpendicular direction at the point of width w / 4. Elongation is the percentage of tensile strain until fracture of the tensile specimen occurs, and material deviation is the maximum value minus the minimum value of the material measured in the longitudinal and width directions of the coil.
  • TS x EI tensile strength x elongation
  • TS x EI is an index indicating the superiority of the elongation characteristics of high-strength steel in which the elongation decreases as the strength increases, which means that the higher the value, the higher the tensile strength and the elongation.

Abstract

본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

Description

인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
본 발명은 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신율 특성이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 작은 고강도 냉연 및 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 냉연 TRIP강의 제조방법에 대해서는 미국 등록특허 제5470529호, 제6319338호, 제6544354호, 제6210496호, 및 한국 공개특허 제2003-0002581호 등의 특허가 알려져 있고, 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 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 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 냉연 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 냉연 및 열연 TRIP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 65Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 연속소둔 단계는 연속소둔 온도가 [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N -25Cu + 8Cr - 30Ni]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±15℃ 범위가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 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 - 65Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 연속소둔 단계는 연속소둔 온도가 [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N -25Cu + 8Cr - 30Ni]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±15℃ 범위가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것으로 구성된다.
한편, 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 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 480 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다.
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 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 TRIP강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 고강도 냉연 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.
10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기
이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용한 미니밀 공정을 통해 고강도 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 대한 것이므로, 먼저 도 1을 참조로 본 발명에 따른 미니밀 공정을 간단히 설명한다. 이 미니밀 공정에 의해 제조된 열연 스트립은 공지의 냉연공정(산세, 냉간압연, 연속소둔, 냉각 열처리)을 거쳐 최종 냉연 TRIP강이 제조되는 바, 냉연공정에 대한 설명은 생략하기로 한다.
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 있다.
상술한 미니밀 및 냉연 공정을 통해 제조되는 본 발명의 고강도 냉연 TRIP강은, 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 그 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
*먼저, 상기 C는 소둔온도역에서 미변태 오스테나이트 분율을 결정하고 또한 항온변태 열처리 중 오스테나이트로 확산 이동하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 연성을 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 그 함량이 0.05% 미만인 경우 잔류 오스테나이트의 분율이 작아져 본 발명에서 목표로 하는 재질을 확보할 수 없는 반면, 0.20%를 초과하게 되면 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, C의 함량은 0.05 ~ 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 형성 원소로서 고용강화 효과와 함께 탄소의 확산속도를 느리게 하는 효과를 가지고 있으며 냉각과정에서 변태를 억제하는 역할을 한다. 그 함량이 1.2% 미만인 경우 잔류 오스테나이트 양을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.2%를 초과하게 되면 항온 유지시간 동안 C의 확산이 불충분하여 오스테나이트의 안정성을 오히려 저해하게 된다. 따라서, Mn의 함량은 1.2 ~ 2.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 고용강화에 의하여 강판을 강화시키며 Si과 복합첨가될 때 항온 변태열처리 중에 오스테나이트로의 C농화를 촉진하는 효과를 가진 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 증가를 야기하는 반면, 0.1%를 초과하는 경우 점용점성의 열화와 함께 취성의 위험성이 증가될 수 있다. 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 등의 문제가 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아진다. 따라서, S의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 산가용 Al은 강 중 산소와 결합하여 탈산작용 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 증가한다. 따라서 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만의 경우에는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되는 반면에 용접성 및 제조 비용을 상승시킬 수 있다. 따라서 N의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Sb는 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 표면 결함을 저하시키며, 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되는 반면 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb)는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 일종의 불순물 원소이다. 그 함량이 0.18%를 초과하면 박 슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로 그 함량을 0.18% 이하로 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 냉연 TRIP강의 제조방법을 상세히 설명한다.
앞서 도 1을 참조로 설명한 바와 같이, 본 발명은 연속주조, 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계로 된 미니밀 열연 공정과 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계로 된 냉연 공정으로 구성되는데, 본 발명의 특징적 기술구성은 상기 각 단계의 조업 조건을 새로이 제어하여 목표인 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강을 제조하는 것이다.
먼저, 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 조압연하다. 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 또는 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 920℃ 미만인 경우에는 압연변형저항이 크게 증가하고, 1150℃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 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목적으로 하는 590MPa급의 고강도 냉연 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 - 65Mn + 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 - 65Mn + 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 나타내고, 그 효과가 냉연, 소둔 후에도 지속되었기 때문이라 판단된다.
또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 480 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 열연 권취온도가 480℃ 미만인 경우는 열연강도가 크게 증가하여 냉간압연성에 문제가 되며, 680℃를 초과하는 경우는 열연 짱구코일이 발생할 위험이 크게 증가하므로, 그 온도를 480 ~ 680℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만인 경우는 소둔시 재결정이 일어나지 않을 위험성이 있으며 75%를 초과하는 경우는 압연변형저항이 크게 증가하여 압연이 어려워지므로, 그 압하율을 40 ~ 75%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 연속소둔 단계는 연속소둔 온도가 [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N -25Cu + 8Cr - 30Ni]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±15℃ 범위가 되도록 하는 것이 바람직하다. TRIP강은 제조시 소둔 과정에서 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 영역에서 소둔 열처리를 실시하는 것이 재질 확보에 유리하다. 상기의 관계식은 C, Mn, Si 등의 주요 합금원소뿐만 아니라 트램프 원소 등의 성분에 따라 변화하는 공존영역을 반복실험에 의해 경험식으로 구성하여 좀 더 양호한 재질을 얻기 위하여 설정한 식이다.
상기 관계식으로 계산된 값보다 15℃ 미만인 경우는 오스테나이트 분율이 너무 적게 생기거나 미재결정이 일어날 위험이 있으며, 목표온도보다 15℃를 초과하여 소둔 열처리하는 경우는 오스테나이트의 분율이 너무 높아 오스테나이트 중의 C의 농도가 희석되는 결과를 초래하여 최종 조직의 잔류 오스테나이트의 분율은 떨어뜨리고 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율이 높아지게 될 뿐만 아니라 높은 온도로 말미암아 스트립의 통판성에 문제가 발생할 수 있으므로 연속소둔 온도를 상기와 같은 조건으로 제한하는 것이 바람직하다.
마지막으로, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것이 바람직하다.
우선 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 서냉하는데 있어서, 620℃ 미만의 온도로 냉각하면 탄화물이 석출할 위험성이 증대하며 690℃를 초과하는 경우는 오스테나이트의 안정화가 효과적으로 이루어지지 않게 된다. 또한, 냉각과정에 있어서 그 속도가 1℃/s 미만인 경우는 생산성이 크게 떨어질 위험이 있으며 20℃/s를 초과하는 경우는 냉각과정 중 오스테나이트로의 C확산이 불충분하게 된다.
또한, 상기 스트립을 곧바로 20 ~ 100℃/s 냉각속도로 급냉 후 310 ~ 420℃의 범위에서 항온변태 열처리를 실시하는데 있어서, 급냉온도가 20℃/s 미만인 경우는 퍼얼라이트 변태 또는 세멘타이트가 석출하는 베이나이트 변태가 일어나 잔류 오스테나이트를 얻기가 어렵게 되어 연성이 저하되는 결과를 초래하며, 그 속도가 100℃/s를 초과하는 경우는 후속하는 항온변태 열처리시 세멘타이트 무석출 베이나이트 변태가 지연되어 괴상의 조대한 급냉조직이 얻어져 연성이 저하하게 된다.
또한, 항온변태 열처리 시 그 온도가 310℃ 미만인 경우는 오스테나이트로의 C농화가 부족하게 되고 420℃를 초과하면 세멘타이트 등이 석출할 위험이 크게 증가하여 결국 연성의 저하를 초래하게 되므로, 상기의 조건으로 제한하는 것이 바람직히다.
상기와 같이 구성된 본 발명의 기술효과를 알아보기 위해 다음과 같은 실험을 실시하였다.
하기 표 1과 같이 조성되는 강을 사용하여 표 2의 슬라브 두께, 주속, 슬라브 표면온도, 압연속도차, 마무리 압연온도 및 소둔온도 등의 공정조건으로 열연 스트립을 제조한 후 각각의 재질(인장강도, 연신율 및 재질편차) 및 표면스케일 발생 유무를 측정하여 표 2에 함께 나타내었다.
표 1에서 강종 1 ~ 5는 박 슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 6 ~ 7(슬라브 두께: 230mm)은 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.
표 2에서 슬라브 표면온도는 조압연 직전에 측정한 표면온도를 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 4, 7, 8은 Ar3 변태점 직상의 단상역에 해당하는 온도에서 압연이 진행되었다.
한편, 표 2의 강종 1 ~ 5의 조건에 있어서 조압연 후 스트립의 가열온도는 모두 1075℃로 적용하였고, 강종 6 ~ 7의 조건에 있어서 재가열온도는 모두 1200℃로 적용하였으며, 열연 스트립의 최종 두께는 3.2mm로 동일하게 제조되었다.
이와 같이 제조된 열연 스트립을 산세 후 냉간압하율 56.3%로 1.4mm의 냉연 스트립을 제조하였으며, 각각의 냉연 스트립은 표 2의 소둔온도로 재결정소둔 열처리를 한 후 7℃/s의 냉각속도로 650℃까지 서냉하고, 곧이어 약 70℃/s의 냉각속도로 냉각하여 380 ~ 410℃의 온도로 항온변태 열처리를 실시하였다.
표 1
강종 C Si Mn P S Al N Sb 트램프 원소 비고
Cu Cr Ni Sn
1 0.08 1.5 1.6 0.012 0.003 0.03 0.006 0.02 0.05 0.03 0.03 0.01 박 슬라브
2 0.06 1.8 1.5 0.015 0.003 0.02 0.010 0.02 0.06 0.03 0.02 0.01
3 0.06 1.5 1.9 0.020 0.003 0.04 0.010 0.02 0.05 0.02 0.03 0.01
4 0.07 1.0 1.6 0.013 0.003 0.40 0.006 0.01 0.06 0.03 0.03 0.02
5 0.18 1.4 1.6 0.025 0.003 0.03 0.007 0.02 0.05 0.03 0.02 0.01
6 0.08 1.5 1.6 0.012 0.003 0.03 0.006 0.02 - - - - 기존밀
7 0.09 1.2 1.7 0.025 0.003 0.03 0.004 0.02 - - - -
표 2
구분 강종 슬라브두께(mm) 주속(mpm) 슬라브표면온도(℃) 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1계산값 소둔온도(℃) 식2계산값 인장강도(MPa) 연신율(%) 재질편차(△TS,Mpa) TS×EI 산수형스케일발생
발명강1 1 84 6.5 1023 5 810 811 800 794 642 32.5 10 20,865 ×
발명강2 2 84 6.5 1015 5 820 826 810 809 617 32.9 13 20,299 ×
발명강3 3 84 6.5 1021 5 800 796 780 783 641 33.1 16 21,217 ×
발명강4 4 84 6.5 1002 5 800 805 780 783 625 34.0 8 21,250 ×
발명강5 5 84 6.5 1028 5 790 787 780 780 615 32.4 16 19,926 ×
비교강1 1 84 4.2 1026 5 810 811 800 794 625 33.0 30 20,625 ×
비교강2 2 84 6.5 1125 5 820 826 810 809 635 32.3 18 20,511 ○
비교강3 3 84 6.5 987 25 800 796 780 783 630 30.5 45 19,215 ×
비교강4 4 84 6.5 1032 5 900 805 780 783 628 29.1 18 18,275 ×
비교강5 5 84 6.5 1011 5 790 787 825 780 560 27.0 17 15,120 ×
비교강6 5 84 6.5 996 5 790 787 770 780 690 24.5 24 16,905 ×
비교강7 6 230 1.0 1084 30 910 811 800 - 642 31.1 55 19,966 ×
비교강8 7 230 1.0 1080 30 910 798 800 - 625 32.2 62 20,125 ×
식 1 = [910 - 225C - 65Mn + 15Si + 10P]
식 2 = [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N - 25Cu + 8Cr - 30Ni]
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 냉연 TRIP강의 제조가 가능하다.
한편, 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 3과 같이 조성되는 강을 사용하여 표 4의 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 3에서 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 4에서 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 3의 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 4의 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.
표 3
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 3 = [910 - 225C - 80Mn - 15Si + 10P]
표 4
구분 강종 슬라브두께(mm) 주속(mpm) 슬라브표면온도(℃) 조압연시누적압하율(%) 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1계산값 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 4의 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 4에 나타난 실험 결과에서 보듯이 본 발명에 따르면 우수한 연신율 및 TS×EI 값을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 열연 TRIP강의 제조가 가능하다.

Claims (15)

  1. 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  2. 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 225C - 65Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  3. 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 TRIP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 연속소둔 단계는 연속소둔 온도가 [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N -25Cu + 8Cr - 30Ni]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±15℃ 범위가 되도록 하고,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  4. 중량%로 C: 0.05 ~ 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%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, 총 트램프원소(Cu+Cr+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 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 - 65Mn + 15Si + 10P]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 연속소둔 단계는 연속소둔 온도가 [840 - 120C - 45Mn + 25Si + 34P - 45N -25Cu + 8Cr - 30Ni]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±15℃ 범위가 되도록 하고,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 620 ~ 690℃의 온도로 1 ~ 20℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 곧바로 20 ~ 100℃/s의 냉각속도로 급냉한 후 310 ~ 420℃의 온도 범위에서 항온변태 열처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 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 냉연 TRIP강의 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 냉연 TRIP강의 제조방법.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 920 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  8. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 480 ~ 680℃에서 권취하는 것을 특징하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  9. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 TRIP강의 제조방법.
  10. 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.
  11. 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.
  12. 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.
  13. 청구항 10 내지 청구항 12 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.
  14. 청구항 10 내지 청구항 12 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.
  15. 청구항 10 내지 청구항 12 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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