KR20120049992A

KR20120049992A - 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법

Info

Publication number: KR20120049992A
Application number: KR1020100111272A
Authority: KR
Inventors: 강희재; 성환구
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-11-10
Filing date: 2010-11-10
Publication date: 2012-05-18
Also published as: KR101245698B1

Abstract

본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신 플랜지 가공성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 제조방법은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상 첨가되며, 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 고버링강을 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 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것으로 구성된다.

Description

인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING TENSILE STRENGTH 590MPa CLASS HOT ROLLED HIGH BURRING STEEL WITH EXCELLENT VARIATION OF MECHANICAL PROPERTY}

본 발명은 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신 플랜지 가공성 등이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 적은 고강도 열연 고버링강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

자동차 업계에서는 최근에 CO₂ 배출량 저감을 위한 경량화와 충돌안전성 향상을 위한 차체 강화를 양립시키기 위해 자동차 차체에의 고강도 강판(High Tensile Strength Steel) 적용이 확대되고 있다. 고강도 강판은 이러한 상반된 요청을 실현하는 비용대비 효과가 뛰어난 재료이며, 앞으로 더욱 엄격해지는 규제에 대응하기 위해 그 적용량이 점점 증대될 것으로 생각한다. 특히 충돌안전성에 대한 관심이 높아짐에 따라 그 역할이 점점 커지고 있다.

고강도 강판은 인장강도에 의해 구분되지만 그 개발과정에서 적용 부위별로 요구 특성을 가미하여 서서히 강도가 높아져 왔으며, 단순히 강도뿐만 아니라 요구 특성에 따라 다양한 종류가 개발되고 있다.

고버링강도 이러한 특정 목적의 고강도 강판 중 하나로 개발되었다. 강도가 높아지면 전연신보다도 오히려 국부연성이 성형성을 지배하는 경우가 많아진다. 연신 플랜지부에서는 이 국부연성이 중요해진다. 이 때문에 연신 플랜지성, 즉 국부연성을 개선한 고버링강이 개발된 것이다. 열연강판에서는 단상조직 타입(베이나이트 단상, 베이니틱 페라이트 단상, 페라이트 단상 및 각 상의 경도차를 줄인 타입 등이 개발되고 있으며, 냉연강판에서는 조직의 균일화를 도모한 굽힘성 및 연신 플랜지성 등의 국부연성이 뛰어난 강판이 개발되고 있다.

연신 플랜지성(또는 구멍 확장성)을 향상시키기 위해서는 가공시 미세 크랙의 생성을 억제하는 것이 유효하며 이러한 미세 크랙의 생성은 통상 경질상과 연질상이 혼합되어 있을 경우 연질상에서 많이 관찰된다. 즉, 경질상과 연질상 간의 경도 차이가 크면 변형의 집중이 연질상의 계면 근처에서 일어나 미세크랙을 발생시키는 것으로 알려져 있다. 따라서, 고버링강을 제조하기 위하여 미세크랙을 방지하기 위한 조직제어 방법, 즉 베이나이트를 가능한 많이 생성시키는 방법 등에 대한 연구가 주로 이루어져 왔다.

또한, 미국 등록특허 제4388122호, 일본 등록특허 제1566525호, 제1922524호, 제2718550호 및 제2600537호 등에서 보는 바와 같이 고강도 고버링강의 용도 특성 상 고강도를 유지하면서도 성형성, 용접성 및 피로특성 등이 우수한 강을 제조하기 위해 많은 노력이 기울어져 왔다.

그러나, 상기 선행기술은 모두 200mm 이상의 슬라브를 제조하는 기존밀 공정을 통해 제조하는 방법에 대한 것으로서, 미세 조직을 구성하는 주요 상이 페라이트와 베이나이트이기 때문에 실제 상업적 규모의 제조 라인에서 열연 형상을 제어하기가 어려울 뿐만 아니라 폭방향 또는 길이방향으로의 재질편차 발생을 방지하기 어려운 실정이다. 또한, 기존 압연밀에서는 최종 마무리 압연속도가 400mpm 이상으로 빠르기 때문에 고버링강을 제조하는 경우에는 Bs 온도 이하의 낮은 온도에서 권취해야 하는 고버링강의 제조 특성 상 원하는 재질을 안정적으로 확보하기 어려운 문제점이 있었다.

한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 공정 특성 상 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 그러나, 유럽 등록특허 제02019314호, 제02020294호, 미국 공개특허 2009-0214377호, 일본 공개특허 제2000-063955호, PCT 공개특허 WO00/055381 등에서 보는 바와 같이 대부분의 특허가 DP강 및 TRIP강의 제조기술에 대한 것일 뿐, 박 슬라브를 이용한 미니밀 공정의 특성을 이용하여 기존밀에서보다 우수한 재질 특성을 갖는 고강도 열연 고버링강의 제조기술에 대한 개발은 이루어지지 못하고 있는 실정이다.

본 발명은 이러한 당업계의 실정을 고려하여 개발된 것으로서, 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신 플랜지 가공성과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따른 제조방법은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상 첨가되며, 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 고버링강을 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 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것으로 구성된다.

본 발명에 따른 다른 제조방법은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 고버링강을 제조하는 방법에 있어서,

상기 마무리 압연 단계는 Ar₃ 변태점 직상의 온도에서 마무리 압연하고, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것으로 구성된다.

본 발명의 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 고버링강을 제조하는 방법에 있어서,

상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 마무리 압연 단계는 Ar₃ 변태점 직상의 온도에서 마무리 압연하며, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 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 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 구성된 본 발명에 따른 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신 플랜지 가공성(또는 구멍 확장성)과 같은 고버링강의 고유 특성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 열연 고버링강을 제조할 수 있다.

또한, 박 슬라브 연주법을 통해 기존밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있다.

또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.

도 1은 본 발명의 미니밀 공정을 도시한 개략도.

이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용한 미니밀 공정을 통해 열연 고버링강을 제조하는 방법에 대한 것이므로, 먼저 도 1을 참조로 본 발명에 따른 미니밀 공정을 간단히 설명한다.

먼저, 연속주조기(10)에서 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조한다. 이는 기존밀의 연속주조기에서 생산하는 200mm 이상의 슬라브와 대비하여 박 슬라브(Thin slab)라고 한다. 종래 200mm 이상의 슬라브는 야적장 등에서 완전히 냉각되므로, 열간압연을 하기 전에 재가열로에서 표면온도 1100℃ 이상으로 충분히 재가열하여야 했다. 이에 반해 상기 박 슬라브는 재가열로를 거치지 아니하고 곧바로 조압연기(20)로 이송되기 때문에, 연주열을 그대로 이용할 수 있어 에너지를 절감하고 생산성을 크게 향상시킬 수 있다.

조압연기(20)에서 일정 두께 이하의 열연 스트립으로 압연되고, 이 과정에서 저하된 스트립의 온도를 가열수단(30)을 이용해 보상한 후, 가열된 열연 스트립(b)을 마무리 압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연하고, ROT[Run Out Table(60)](이하 "런아웃 테이블"이라 함)를 통해 냉각시킨 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 최종 권취함으로써 원하는 재질의 열연 강판을 제조한다.

이 때, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기(50) 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 열연 스트립(b)을 1차 권취하도록 구성될 수도 있다. 최근에 6mpm 이상의 고속 연주법이 현실화됨에 따라 상기 코일 박스(40)를 사용하지 않는 진정한 의미의 연연속 압연 공정도 개발되고 있고 있다.

상술한 미니밀 공정을 통해 제조되는 본 발명의 열연 버링강의 조성은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 구성된다. 각 원소의 기능 및 그 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.

먼저, 상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 베이나이트로 이루어진 복합조직을 확보하는데 중요한 원소이다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 마르텐사이트의 형성과 용접성이 저하될 위험성이 높아질 뿐만 아니라 박 슬라브 연주시 연주 주편에 표면결함이 발생할 확률이 증가한다. 따라서, C의 함량은 0.03 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.3%를 초과하게 되면 오스테나이트로의 C 농화를 조장하여 마르텐사이트 형성을 촉진할 위험성이 있을 뿐만 아니라 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서 Si의 함량은 0.01 ~ 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 베이나이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 1.0% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간 압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높아진다. 따라서, Mn의 함량은 1.0 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P은 본 발명에 있어서는 불순물 원소에 해당한다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기는 어려우며, 0.025% 초과하면 편석 문제 등을 유발하기 때문에, P의 함량은 0.001 ~ 0.025%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 S은 강 중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이며 본 발명에서 주요 목표로 삼고 있는 고버링성을 가장 크게 저해하는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.004%를 초과하면 강판의 연성, 용접성 및 고버링성을 저해할 가능성이 높아질 뿐만 아니라 주편 에지크랙을 발생시킬 위험도 있다. 따라서, S의 함량은 0.001~0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소이다. Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 구멍 확장성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Cr의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 산가용 Al은 강 중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 베이나이트의 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. Al의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 1.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되는 대신 제조비용이 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이다. N의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우 상기 효과가 크게 증가하지 않는 대신에 용접성 및 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 박 슬라브 연주 주편의 표면 크랙을 유발하는 원인이 된다. 따라서, 강 중 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb)의 함량은 0.18% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기와 같이 조성되는 강에 추가로 Ti, Nb, V 및 B중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 열연 고버링강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세 제어 등을 위하여 1종 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 강도 상승, 입경 미세화 및 고버링성의 척도인 구멍확장성을 향상시키기에 유효한 원소이다. 상기 원소들의 함량이 0.001% 미만의 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, Ti, Nb 및 V의 함량은 0.001 ~ 0.1%가 바람직하다.

상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 그 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0002% 이상 첨가되어야 하는 반면, B의 함량이 0.003% 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, B의 함량은 0.0002 ~ 0.003%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 고버링강의 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 고버링강을 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 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 고버링강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Cr, 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 950 ~ 1100℃의 온도로 가열 및 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 950℃ 미만인 경우에는 마무리 압연시 압연부하가 크게 발생하고, 1100℃를 초과하면 온도상승을 위한 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면스케일 결함이 발생하는 경향이 증가하므로, 가열온도를 950 ~ 1100℃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 고버링강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연시에 압연속도에 따라 재질 특성이 변화될 가능성이 매우 높다. 즉, 다수개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기 내에서 압연속도의 차이가 15%를 초과하면 런아웃 테이블에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 얻기가 어려워져서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.

또한, 상기 마무리 압연 단계는 Ar₃ 변태점 직상의 온도에서 마무리 압연하는 것이 바람직하다.왜냐하면 마무리 압연온도가 Ar₃ 변태점 미만인 경우에는 페라이트 조직이 혼립될 가능성이 증가하여 연신 플랜지성을 저하기시키기 때문이다.

한편, 상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것이 바람직하다. 우선 마무리 압연된 스트립을 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하는 이유는 오스테나이트 역에서 마무리 압연된 스트립의 일부 조직이 페라이트로 변태되도록 하기 위한 것이다. 따라서 냉각온도가 630℃ 미만인 경우는 세멘타이트와 같은 탄화물이 석출할 가능성이 증대되며 690℃를 초과하는 경우에는 페라이트의 분율이 적어서 베이나이트를 효과적으로 얻기가 어려워지므로, 냉각온도를 630 ~ 690℃로 제한한다.

다음으로 상기 연속냉각된 스트립은 런아웃 테이불 상에서 3 ~ 9초의 공냉 과정을 거치게 되는데, 그 시간이 3초 미만인 경우는 잔류 오스테나이트로의 C농화가 부족하고 페라이트 변태를 위한 시간이 부족하여 연신 플랜지성이 저하될 위험성이 커지며, 9초를 초과하는 경우에도 탄화물 석출로 인해 연신 플랜지성이 저하할 위험성이 커질 뿐만 아니라 설비 길이가 길어져야 하거나 생산성이 저하하는 문제점이 발생하므로, 공냉 유지시간을 3 ~ 9초로 제한한다.

마지막으로, 공냉한 중간 스트립을 권취하는데 있어서 그 권취온도가 380℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트가 증가할 위험성이 증가하며 490℃을 초과하는 경우에는 퍼얼라이트가 형성될 위험이 있어 결국 연신 플랜지성을 저하시키는 원인이 되므로 권취온도를 380 ~ 490℃로 제한한다.

상술한 마무리 압연 단계와 권취 단계는 본 발명의 특징적 기술구성으로서, 이들 중 둘 이상 조합함으로써 본 발명에서 요구하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강을 제조할 수 있다.

상기와 같이 구성된 본 발명의 기술효과를 알아보기 위해 다음과 같은 실험을 실시하였다.

하기 표 1과 같이 조성되는 강을 사용하여 표 2의 슬라브 두께, 주속, 압연속도차 등의 공정조건으로 열연 스트립을 제조한 후 각각의 재질(인장강도, 연신 플랜지성 및 재질편차) 및 표면스케일 발생유무를 측정하여 표 2에 함께 나타내었다.

표 1에서 총 트램프원소 (Cu+Ni+Sn+Pb)는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 5는 박슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 6 ~ 8(슬라브 두께: 230mm)은 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.

표 2에서 슬라브 표면온도는 조압연 직전에 측정한 표면온도를 의미하며, 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. ROT 중간온도는 마무리 압연 직후 ROT 상에서 전단냉각하고 측정한 스트립의 표면온도를 나타낸 것이다.

한편, 표 2의 강종 1 ~ 5의 조건에 있어서 조압연 후 스트립의 가열온도는 모두 1080℃로 적용하였고, 마무리 압연온도는 강종 별로 정해지는 Ar₃ 변태점 직상에서 실시하였다. 또한, 표 2의 강종 6 ~ 8의 조건에 있어서 재가열온도는 모두 1200℃로 적용하였다. 모든 강종에서 열연 스트립의 최종 두께는 3.2mm로 동일하게 제조되었다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Cr	Al	N	Ti	Nb	V	B	비고
1	0.08	0.1	1.5	0.012	0.003		0.04	0.007	-	0.045	-	-	박 슬라브
2	0.06	0.1	1.9	0.010	0.003	0.7	0.04	0.007	0.03	0.030	-	-
3	0.06	0.1	1.6	0.012	0.003	0.9	0.03	0.008	0.03	0.015	-	0.002
4	0.06	0.1	1.8	0.010	0.003	0.7	0.04	0.007	-	-	0.10	-
5	0.05	0.2	1.6	0.011	0.003	1.0	0.03	0.008	0.02	-	0.05	0.0025
6	0.08	0.1	0.5	0.012	0.003		0.04	0.007	-	0.045	-	-	기존밀
7	0.06	0.1	1.9	0.010	0.003	0.7	0.04	0.007	0.03	0.030	-	-
8	0.06	0.1	0.6	0.012	0.003	0.9	0.03	0.008	0.03	0.015	-	0.0015

구분	강종	슬라브두께 (mm)	주속 (mpm)	슬라브표면온도(℃)	압연속도차 (%)	ROT 중간온도(℃)	ROT 공냉시간(초)	권취온도(℃)	인장강도(MPa)	구멍확장성(%)	재질편차(△TS,Mpa)	산수형스케일발생
발명강1	1	84	5.8	1031	3	671	4.2	430	630	125	18	×
발명강2	2	84	5.8	1011	3	672	4.2	430	617	132	12	×
발명강3	3	84	5.8	1030	3	665	4.2	430	641	108	13	×
발명강4	4	84	5.8	1022	3	681	4.2	430	625	120	15	×
발명강5	5	84	5.8	1023	3	670	4.3	430	615	135	16	×
발명강6	5	84	5.8	1011	3	678	4.1	430	628	127	10	×
비교강1	1	84	4.2	1025	3	666	4.2	430	625	90	37	×
비교강2	2	84	5.8	1120	3	670	4.2	430	635	105	20	○
비교강3	3	84	5.8	1026	23	678	3.9	430	630	95	45	×
비교강4	4	84	5.8	1021	3	601	4.2	430	657	78	20	×
비교강5	4	84	5.8	1000	3	712	4.2	430	572	85	15	×
비교강6	5	84	5.8	998	3	665	2.8	430	678	65	19	×
비교강7	5	84	5.8	1021	3	658	9.5	430	570	58	22	×
비교강8	5	84	5.8	1002	3	654	4.3	350	696	55	19	×
비교강9	5	84	5.8	995	3	681	3.9	510	565	71	15	×
비교강10	6	230	1.1	1084	35	685	4.0	440	632	95	65	×
비교강11	7	230	1.1	1080	35	662	4.0	440	625	90	60	×
비교강12	8	230	1.1	1069	35	658	4.0	440	611	103	58	×

상기 표 2의 인장강도와 구멍 확장성(연신 플랜지성)은 JIS 5호 시편을 폭 w/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이며, 재질편차는 코일의 길이방향 및 폭방향으로 측정한 재질값 중에서 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다. 한편 구멍 확장성 시험은 10.8mm의 직경으로 구멍을 타발 후 콘으로 밀어올려 원주부분에 크랙이 발생하기 직전까지 확장된 구멍을 최초 구멍(10.8mm)의 백분율로 계산한 값이다.

상기 표 2에 나타난 실험 결과에서 보듯이 본 발명에 따르면 우수한 구멍확장성과 함께 재질편차가 매우 작은 고강도 열연 고버링강의 제조가 가능하다.

10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기

Claims

중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상 첨가되며, 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 고버링강을 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 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.
중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 고버링강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 Ar₃ 변태점 직상의 온도에서 마무리 압연하고,
상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.
중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 0.3%, Mn: 1.0 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.025%, S: 0.001 ~ 0.004%, Cr: 0.001 ~ 2.0%, Al: 0.01 ~ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.003% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 고버링강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
상기 마무리 압연 단계는 Ar₃ 변태점 직상의 온도에서 마무리 압연하며,
상기 권취 단계는 상기 마무리 압연된 스트립을 런아웃 테이블에서 630 ~ 690℃의 온도까지 연속 냉각하고, 3 ~ 9초 간 공냉 공정을 거쳐 후 380 ~ 490℃이 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법.