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WO2012067379A2 - 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법 - Google Patents

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

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WO2012067379A2
WO2012067379A2 PCT/KR2011/008570 KR2011008570W WO2012067379A2 WO 2012067379 A2 WO2012067379 A2 WO 2012067379A2 KR 2011008570 W KR2011008570 W KR 2011008570W WO 2012067379 A2 WO2012067379 A2 WO 2012067379A2
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WO
WIPO (PCT)
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steel
rolling
rolled
strip
cold
Prior art date
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PCT/KR2011/008570
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English (en)
French (fr)
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WO2012067379A3 (ko
Inventor
강희재
한태교
성환구
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Publication date
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Priority to BR112013011933A priority patent/BR112013011933A2/pt
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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    • 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 steel and hot rolled DP steel having excellent workability and material deviation of 590 MPa of tensile strength, and more specifically, high strength cold rolled steel having low elongation characteristics as well as low material deviation using a thin slab playing method.
  • a method for producing hot rolled DP steel is a method for producing hot rolled DP steel.
  • DP steel Dual Phase steels composed mainly of two phases, ferrite and martensite.
  • DP steel is a steel having a complex microstructure in which ferrite and martensite coexist, and the yield ratio is lowered by the operation potential adjacent to the grain boundary of ferrite adjacent to martensite. Due to this reason, the elastic recovery amount during processing is small, so that the shape freezing property is excellent and the elongation is larger than that of the precipitation hardened steel sheet.
  • 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. 2020294 Japanese Patent Laid-Open Nos. 2000-63955, 2000-63956, PCT Publication WO00 / 055381, etc.
  • most of the patents are mainly for manufacturing a hot rolled DP steel after hot rolling. The main focus is on the cooling technology up to winding, and the technology of manufacturing cold rolled DP steel with superior material characteristics by using the characteristics of mini mill process has not been suggested.
  • the present invention has been developed in consideration of such a situation in the art, and secured excellent workability using the thin slab playing method and at the same time significantly reduced the material deviation in the width direction and the longitudinal direction of the strip strength of 590MPa grade and It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing high strength cold rolled and hot rolled DP steel with excellent material deviation.
  • the present invention provides a manufacturing method as follows.
  • the hot slab is produced by hot rolling, heating, finishing rolling and winding steps, and the hot rolled strips are subjected to cold rolled DP steel by pickling, cold rolling, continuous annealing and cold annealing.
  • the manufacturing method
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less, and the cold heat treatment step is a continuous annealing strip continuously at a temperature of 200 to 400 ° C. at a cooling rate of 10 to 150 ° C./s. It consists of cooling by manufacturing.
  • Another manufacturing method in weight% C: 0.05 to 0.11%, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 1.2 to 2.2%, P: 0.001 to 0.1%, S: 0.001 to 0.02%, Al: 0.01 ⁇ 1.0%, N: 0.001 ⁇ 0.02%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, B: 0.0002 ⁇ 0.005%, Cr: 0.01 ⁇ 2.0%, Sb: 0.005 ⁇ 0.1% At least one of Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to 0.1%, Mo: 0.005 to 0.5%, and a steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities.
  • 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 [910-195C-70Mn + 20Si + 30P-25N-15Cr-40Mo], the cold heat treatment step
  • the continuous annealed strip consists of continuously cooling to a temperature of 200 ⁇ 400 °C at a cooling rate of 10 ⁇ 150 °C / s.
  • Another manufacturing method by weight% C: 0.05 ⁇ 0.11%, Si: 0.01 ⁇ 0.8%, Mn: 1.2 ⁇ 2.2%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 ⁇ 0.02%, Al: 0.01 to 1.0%, N: 0.001 to 0.02%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, B: 0.0002 to 0.005%, Cr: 0.01 to 2.0%, Sb: 0.005 to 0.1 At least one of%, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to 0.1%, Mo: 0.005 to 0.5% is added.
  • Continuous casting is made of 150mm thin slab, and the hot slab is manufactured by rough rolling, heating, finishing rolling and winding steps, and the hot rolled strip is cold rolled DP through pickling, cold rolling, continuous annealing and cold heat treatment steps.
  • the hot slab is manufactured by rough rolling, heating, finishing rolling and winding steps, and the hot rolled strip is cold rolled DP through pickling, cold rolling, continuous annealing and cold heat treatment steps.
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is less than 15%
  • the finishing rolling step is the rolling temperature at the last rolling stand is [910-195C-70Mn + 20Si + 30P-25N-15Cr-40Mo
  • the cooling heat treatment step is produced by continuously cooling the annealing strip to a temperature of 200 ⁇ 400 °C at a cooling rate of 10 ⁇ 150 °C / s It consists of doing.
  • 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., and the cumulative rolling rate during the rough rolling is 65 to 90%.
  • the heating step it is preferable to heat or heat the roughly rolled strip to 950 to 1100 ° C.
  • the winding step it is preferable to wind the finish rolled strip at 450 to 680 ° C.
  • the cold rolling step it is preferable to roll the pickled strip at a reduction ratio of 40 to 75%.
  • the cold rolled strip is preferably continuously annealed at 750 to 840 ° C.
  • the manufacturing method of the high strength hot rolled DP steel according to the present invention by weight% C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.01 ⁇ 1.1%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 ⁇ 0.02 %, Al: 0.01 to 1.0%, 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%, B : 0.0002 to 0.005%, Cr: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.005 to 0.5%, Sb: 0.005 to 0.1% is added, and the steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities is thinned with a thickness of 30 to 150 mm
  • the thin slab is produced by hot rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding step to produce hot rolled DP steel,
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less, and the winding step is a target calculated in relation to the cooled strip [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo] It consists of winding in the range of ⁇ 30 ° C of temperature.
  • Another manufacturing method by weight% C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.01 ⁇ 1.1%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 ⁇ 0.02%, Al: 0.01 ⁇ 1.0%, 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%, B: 0.0002 ⁇ 0.005% , Cr: 0.01 ⁇ 2.0%, Mo: 0.005 ⁇ 0.5%, Sb: 0.005 ⁇ 0.1% is added, and continuously cast steel made of the remaining Fe and other unavoidable impurities with a thin slab of thickness 30 ⁇ 150mm
  • the method of manufacturing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab In the method of manufacturing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab,
  • the finishing rolling step is such that the rolling temperature at the last stand is between Ar 1 and Ar 3 transformation points, and the winding step is calculated in the relation of [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo] of the cooled strip. Windings within a range of ⁇ 30 ° C of the target temperature.
  • Another manufacturing method by weight% C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.01 ⁇ 1.1%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 ⁇ 0.02%, Al: 0.01 to 1.0%, 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%, B: 0.0002 to 0.005 At least one of%, Cr: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.005 to 0.5%, Sb: 0.005 to 0.1% is added, and continuous casting of steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities into a thin slab with a thickness of 30 to 150 mm
  • the method for producing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab In the method for producing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab,
  • the cooling step cools the finished rolled strip in a runout table at a cooling rate of 50 ° C./s or more, and the winding step cools the cooled strip in a relation of [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]. It consists of winding in the range of ⁇ 30 ° C of the calculated target temperature.
  • Another manufacturing method by weight% C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.01 ⁇ 1.1%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 ⁇ 0.02%, Al: 0.01 to 1.0%, 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%, B: 0.0002 to 0.005 At least one of%, Cr: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.005 to 0.5%, Sb: 0.005 to 0.1% is added, and continuous casting of steel composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities into a thin slab with a thickness of 30 to 150 mm
  • the method for producing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab In the method for producing hot-rolled DP steel through the rough rolling, heating, finishing rolling, cooling and winding steps of the thin slab,
  • the finishing rolling step is such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less, the finishing rolling step is such that the rolling temperature at the last stand is between Ar 1 and Ar 3 transformation points, and the cooling step is a runout table.
  • the finished rolled strip is cooled at a cooling rate of 50 ° C./s or more, and the winding step is performed by adjusting the cooled strip to a ⁇ ⁇ target temperature calculated in a relation of [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo] It consists of winding up in 30 degreeC range.
  • 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 to 1000 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 by the known cold rolling process (pickling, cold rolling, continuous annealing, cold heat treatment), and thus the final cold rolled DP steel is manufactured.
  • 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 DP steel of the present invention prepared by the above-mentioned mini-mill and cold rolling process, C: 0.05 ⁇ 0.11%, Si: 0.01 ⁇ 0.8%, Mn: 1.2 ⁇ 2.2%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 to 0.02%, Al: 0.01 to 1.0%, N: 0.001 to 0.02%, total tramp element (Cu + Ni + Sn + Pb): 0.18% or less, B: 0.0002 to 0.005%, Cr: 0.01 ⁇ 2.0%, Sb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to 0.1%, Mo: 0.005 to 0.5% are added and the rest Fe and other unavoidable It is composed of impurities.
  • the function and content range of each element is briefly described.
  • C is an important element for increasing the strength of the steel sheet and securing a composite structure composed of ferrite and martensite. If the content is less than 0.05%, the target strength of the present invention cannot be secured, while if the content exceeds 0.11%, the toughness and weldability are not only increased, but also the risk of cast cracks during continuous casting is greatly increased. . Therefore, the content of C is preferably limited to 0.05 to 0.11%.
  • Si is a useful element capable of securing strength without lowering the ductility of the steel sheet. It is also an element that promotes ferrite formation and promotes martensite formation by encouraging C concentration into unmodified austenite. If the content is less than 0.01%, it is difficult to secure the above effects, while if the content exceeds 0.8%, the surface properties and weldability are likely to decrease. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.01 to 1.0%.
  • the Mn is an element having a very high solid solution effect and promotes the formation of a complex structure composed of ferrite and martensite. If the content is less than 1.2%, there is a difficulty in securing the target strength in the present invention, while if it exceeds 2.2%, problems such as thin slab performance castability and segregation are likely to occur. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 1.2 to 2.2%.
  • P is an element exhibiting an effect of strengthening the steel sheet. If the content is less than 0.001%, not only the effect is not secured, but also causes a problem of manufacturing cost, while if the content exceeds 0.1%, there is a high possibility that the press formability is deteriorated. Therefore, the content of P is preferably limited to 0.001 to 0.1%.
  • S is an impurity element in steel and is an element that degrades ductility and weldability of steel sheets together with slab surface defects. It is difficult to manufacture the content to less than 0.001%, and exceeding 0.02% increases the possibility of causing slab defects and 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 improving the martensite hardenability by combining with oxygen in steel to deoxidize and distribute 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 1.0%, the effect is not only saturated but also increases the manufacturing cost. Therefore, the content of acid soluble Al is preferably limited to 0.01 to 1.0%.
  • N is an element that effectively acts to stabilize austenite. If the content is less than 0.001%, the effect is difficult to expect, and if it exceeds 0.02%, the effect may be saturated while edge crack defects of the thin slab performance cast may be caused. 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, and if its content exceeds 0.18%, it causes the surface crack of the thin slab cast slab. It is preferable to limit to the following.
  • One or more of B, Cr, Sb, Ti, Nb, V, and Mo 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 cold rolled DP steel, which is the object of 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.
  • B is an element that delays the transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing. If the content is less than 0.0002%, the above effects cannot be expected, and if it exceeds 0.005%, the hardenability is greatly increased and the likelihood of significantly lowering the elongation is high. Therefore, the content of B is preferably limited to 0.0002 ⁇ 0.005%.
  • Cr is an element added to improve the hardenability of the steel and to secure high strength. If the content is less than 0.01%, it is difficult to secure the effect, while if the content exceeds 2.0%, the effect is not only saturated but also ductility is lowered. Therefore, the content of Cr is preferably limited to 0.01 to 2.0%.
  • Sb is an element exhibiting an excellent effect in suppressing the surface thickening of the oxide to reduce the surface defects, suppressing the coarsening of the surface thickening due to the temperature rise and the hot rolling process changes. If the content is less than 0.005%, it is difficult to secure the above effects. If the content exceeds 0.1%, the effect does not increase significantly, but may cause problems such as manufacturing cost and workability deterioration. Therefore, the content of Sb is preferably limited to 0.005 ⁇ 0.1%.
  • 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, and when the content exceeds 0.1%, ferrite ductility may be lowered due to an increase in manufacturing cost and excessive precipitates. Therefore, the content of Ti, Nb and V is preferably limited to 0.001 to 0.1%, respectively.
  • Mo is an element added to delay the transformation of austenite into pearlite and to refine the ferrite and improve the strength. If the content is less than 0.005%, such an effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.5%, the effect is not only saturated, but the ductility decreases. Therefore, the content of Mo is preferably limited to 0.005 ⁇ 0.5%.
  • 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 the respective stages to produce high strength cold rolled DP steel having excellent target material deviation.
  • 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 Mn, Si, Al, etc., which are important for the production of DP 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 950 to 1100 ° C.
  • the surface temperature of the roughly rolled strip is less than 950 ° C., the rolling deformation resistance is greatly increased, and when the surface temperature is higher than 1100 ° C., the energy cost for the temperature rise is not only increased, but also the tendency of surface scale defects is generated. It is desirable to limit the temperature to 920-1100 ° C.
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less.
  • the high-strength cold-rolled DP steel of 590MPa class which is the target of the present invention, uses the formation of the transformation structure as a reinforcing mechanism, and thus the material properties are very likely to change according to the deformation rate during finish rolling. In other words, if the difference in rolling speed exceeds 15% in the Manurie rolling mill consisting of a plurality of stands, it is 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 [910-195C-70Mn + 20Si + 30P-25N-15Cr-40Mo]. .
  • the finish rolling temperature of the last stand is between the Ar 1 and Ar 3 transformation points
  • the finish rolling temperature is an element. It is easily recognized by varying the content of and rolling through the experiment to the target temperature range of ⁇ 20 °C of the target temperature calculated by the relational formula [910-195C-70Mn + 20Si + 30P-25N-15Cr-40Mo]. It was confirmed that two-phase rolling could be performed.
  • the finish rolled strip it is preferable to wind the finish rolled strip at 450 to 680 ° C. If the hot rolled winding temperature is less than 450 °C hot rolled steel strength is greatly increased, which is a problem for cold rolling property, if the hot rolled coil temperature exceeds 680 °C, the risk of hot rolled duckbill coil is greatly increased, limit the temperature to 450 ⁇ 680 °C It is preferable.
  • the pickled strip is preferably rolled at a reduction ratio of 40 to 75%.
  • 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 annealing the cold-rolled strip at 750 ⁇ 840 °C. If the annealing temperature is lower than 750 ° C, there is a risk of uncrystallization. If the annealing temperature is higher than 840 ° C, the two-phase structure of ferrite and martensite, which is the target of the present invention, is difficult to obtain as the main phase, and also the problem of strip flowability. May occur. Therefore, the annealing temperature is preferably limited to 750 ⁇ 840 °C.
  • the cooling heat treatment step is preferably produced by continuously cooling the strip subjected to continuous annealing to a temperature of 200 ⁇ 400 °C at a cooling rate of 10 ⁇ 150 °C / s.
  • the cooling rate is preferably limited to 10 ⁇ 150 °C / s.
  • the temperature is 200 ⁇ 400 °C It is preferable to limit to.
  • 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 9 (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 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 at the temperature determined by the calculated value of Equation 1, and Comparative steels 4, 11, 12, and 13 correspond 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 1075 ° C, and the heating temperatures were all applied at 1200 ° C in the conditions of steel grades 7 to 9, and the thickness of the hot rolled strips was All were made identical to 3.0mm.
  • a cold rolled strip of 1.2 mm was manufactured at a cold reduction rate of 60%, and each cold strip was cooled to a temperature of 270 ° C. by applying an annealing temperature and a cooling rate shown in Table 2. Prepared.
  • Equation 1 [910-195C-70Mn + 20Si + 30P-25N-15Cr-40Mo]
  • 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.
  • the composition of the high-strength hot-rolled DP steel of the present invention prepared through the mini-mill process described above is by weight% C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.01 ⁇ 1.1%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, P: 0.001 ⁇ 0.1%, S: 0.001 to 0.02%, Al: 0.01 to 1.0%, 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 At least one of ⁇ 0.1%, B: 0.0002 to 0.005%, Cr: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.005 to 0.5%, Sb: 0.005 to 0.1% is added, and is composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities.
  • the function and content range of each element is briefly described.
  • C is an important element for increasing the strength of the steel sheet and securing a composite structure composed of ferrite and martensite. If the content is less than 0.03%, the target strength of the present invention cannot be secured, while if the content exceeds 0.1%, the toughness and weldability are not only increased, but also the risk of surface defects in the cast slab when playing the slab. This increases. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.03 to 0.1%.
  • Si is a useful element capable of securing strength without lowering the ductility of the steel sheet. It is also an element that promotes ferrite formation and promotes martensite formation by encouraging C concentration into unmodified austenite. If the content is less than 0.01%, it is difficult to secure the above effects, while if the content exceeds 1.1%, the surface properties and weldability are likely to decrease. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.01 to 1.1%.
  • the Mn is an element having a very high solid solution strengthening effect and at the same time promoting the formation of a complex structure composed of ferrite and martensite. If the content is less than 0.8%, while it is difficult to secure the target strength in the present invention, if the content exceeds 2.0% is likely to cause problems such as weldability, hot rolling. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 0.8 ⁇ 2.0%.
  • P is an element exhibiting an effect of strengthening the steel sheet. If the content is less than 0.001%, the effect may not be secured, and a problem of manufacturing cost may be caused. On the other hand, if excessively added, the press formability may be deteriorated. Therefore, the content of P is preferably limited to 0.001 to 0.1%.
  • S is an impurity element in steel and is an element that 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 possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet as well as the risk of generating slab edge cracks. Therefore, the content of S is preferably limited to 0.001 to 0.02%.
  • the acid-soluble Al is an element effective in improving the martensite hardenability by combining with oxygen in steel to deoxidize and distribute 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 1.0%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the content of acid soluble Al is preferably limited to 0.01 to 1.0%.
  • N is an effective element for stabilizing austenite, and when the content of N is less than 0.001%, the effect is difficult to expect, and when it exceeds 0.02%, the effect is saturated while weldability is deteriorated. Manufacturing costs will increase. 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, and if its 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.
  • Ti, Nb, B, Cr, Mo, and Sb 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 DP steel, which is the object of the present invention, but is preferably added at least one type for fine control of tensile strength, yield strength and surface quality of the product.
  • Ti and Nb are effective elements for increasing the strength of steel sheet and miniaturizing particle diameter. If the content is less than 0.001%, it is difficult to secure such an effect. If the content exceeds 0.1%, ferrite ductility may be reduced due to excessive precipitates. Therefore, the content of Ti and Nb is preferably limited to 0.001 to 0.1%.
  • B is an element that delays the transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing. If the content is less than 0.0002%, the above effect may not be obtained, and if it exceeds 0.01%, the hardenability may be greatly increased, resulting in deterioration of workability. Therefore, the content of B is preferably limited to 0.0002 to 0.01%.
  • the Cr is a component added to improve the hardenability of the steel and to secure a high strength, when the content of Cr is less than 0.01%, it is difficult to secure the above effects, but when the content exceeds 2.0%, the effect is not only saturated. The likelihood of ductility deterioration increases. Therefore, the content of Cr is preferably limited to 0.01 to 2.0%.
  • Mo is an element added to delay the transformation of austenite into pearlite and to refine the ferrite and improve the strength. If the Mo content is less than 0.001%, such an effect cannot be obtained. If the Mo content is more than 1.0%, the effect is not only saturated but the ductility is lowered. Therefore, the Mo content is preferably limited to 0.001 to 1.0%.
  • Sb is an element that serves to suppress the formation of hot-rolled scale defects. If the content is less than 0.005%, it is difficult to secure the above effects, and if the content exceeds 1.0%, the effect may not be greatly improved even if the amount is continuously increased, and may cause problems such as manufacturing cost and workability deterioration. Therefore, the content of Sb is preferably limited to 0.005 ⁇ 1.0%.
  • 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 DP steel with excellent phosphorous material deviation.
  • 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 Mn, Si, Al, etc., which are important for the production of DP 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 950 to 1150 ° C.
  • the surface temperature of the roughly rolled strip is less than 950 ° C., the rolling load is greatly generated during finish rolling, and when it exceeds 1100 ° C., the energy cost for temperature rise is increased and the surface scale defect is increased. . Therefore, the heating temperature is preferably limited to 950 ⁇ 1150 °C.
  • the finishing rolling step is preferably such that the rolling speed difference in one strip is 15% or less.
  • the high strength hot rolled DP steel of 590MPa grade used in the present invention has a high possibility of changing the material properties according to the deformation rate during finish rolling since the formation of the transformation structure is used as a reinforcing mechanism. In other words, if the difference in rolling speed exceeds 15% in the finishing mill consisting of a plurality of stands, it is difficult to obtain a uniform cooling rate and target winding temperature in the subsequent runout table, so that the material deviation in the width direction or the longitudinal direction of the strip Causes a large amount.
  • the finishing rolling step is such that the rolling temperature at the last stand is between the Ar 1 and Ar 3 transformation point.
  • it is common to complete finish rolling at a temperature above the Ar 3 transformation point in order to produce DP steel with a material as uniform as possible.
  • the elongation is improved at the same strength.
  • the temperature of the strip is easily controlled in comparison with the existing hot rolling process, thereby limiting the finish rolling temperature to be between Ar 1 and Ar 3 transformation points.
  • the cooling step is to cool the finish rolled strip at a cooling rate of 50 °C / s or more in the runout table, the winding step of the cooled strip [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo] It is preferable to wind up within the range of ⁇ 30 ° C of the target temperature calculated in the relational formula.
  • the relational formula is designed by empirical formula to ensure the desired strength and workability according to the relationship between the winding temperature and the alloying element content, it is easy to secure a good material when winding in the above conditions.
  • the martensite fraction increases and the elongation is lowered, so that it is difficult to secure the desired strength.
  • it exceeds 30 ° C. than the value calculated by the above relation The fraction of ferrite or cementite increases, which increases the likelihood of lowering the strength. Therefore, the coiling temperature in the present invention is preferably limited to the above conditions.
  • 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 9 (slab thickness: 230 mm) are a case where a hot rolled strip is manufactured under conditions of a conventional mill.
  • the rolling speed difference shows the difference between the maximum and minimum sheet speeds in one strip divided by the average sheet speed in the final finishing rolling as a percentage, and the smaller the value, the smaller the variation in rolling speed. it means.
  • the finish rolling temperature corresponds to the case where the comparative steels 3 and 4 manufactured by the mini-mill process and the comparative steels 6, 7, and 8 manufactured by the conventional mill process were finish-rolled at a temperature higher than the Ar 3 transformation point.
  • the coiling temperature indicates whether or not rolling was carried out to be within ⁇ 30 ° C of the target temperature determined by the calculated value of Equation 3, and Comparative Steel 5 corresponds to the case where the coiling was carried out at a temperature higher than the target temperature by 30 ° C or more.
  • the slab surface temperature at rough rolling was applied at 1080 ° C.
  • the cumulative reduction rate at rough rolling was 78%
  • the heating temperature of the strip after rough rolling was applied at 1080 ° C.
  • all reheating temperatures were applied at 1200 ° C.
  • the cooling rate on the runout table was wound up to about 70 ° C./s and the final thickness of the hot rolled strip was made equal to 3.0 mm.
  • Equation 3 [310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]
  • 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.

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Abstract

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

Description

인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법
본 발명은 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 및 열연 DP강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신율 특성이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 작은 고강도 냉연 및 열연 DP강을 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 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성을 갖는 제품이 제조가 필요하다.
변태조직강 중에서 낮은 항복강도를 갖는 고강도 제품은 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 주로 이루어진 소위 DP(Dual Phase)강이 대표적이다. DP강은 페라이트와 마르텐사이트가 공존하는 복합미세조직을 갖는 강으로 마르텐사이트에 인접하는 페라이트의 입계에 인접하는 가동전위에 의해 항복비가 낮아지게 된다. 이러한 이유로 인하여 가공시의 탄성회복량이 작아서 형상동결성이 우수하고 석출경화 강판에 비해 연신율이 크기 때문에 어느 정도 가공성이 요구되는 고강도 부품에 사용될 수 있다.
고강도 냉연 DP강의 제조기술에 대해서는 미국 등록특허 제4436561호, 일본 등록특허 제1311609호, 제1922459호, 제2133123호, 제2940235호 및 제2658706호 등의 특허가 알려져 있고, 고강도 열연 DP강의 제조기술에 대해서는 일본 등록특허 제1170762호, 제1202277호, 미국 등록특허 제1397791호, 제4285741호, 제4325751호 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.
또한, 기존밀에서 DP강을 제조하는 경우에는 통상 열연 공정의 마무리 압연속도가 400mpm 이상으로 빠르기 때문에 Ms온도 이하의 낮은 온도로 권취해야 하는 DP강의 제조 특성 상 원하는 재질을 안정적으로 확보하기가 쉽지 않는 문제점이 있있다.
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 제2020294호, 일본 공개특허 제2000-63955호, 제2000-63956호, PCT 공개특허 WO00/055381 등에서 보는 바와 같이 대부분의 특허가 주로 열연 DP강의 제조방법에 대한 것으로서 열간압연 후 권취까지의 냉각기술에 대한 내용이 주를 이루고 있으며, 미니밀 공정의 특성을 이용하여 기존보다 우수한 재질특성을 갖는 냉연 DP강의 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 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 및 열연 DP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 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 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
또한, 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 950 ~ 1100℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 단계는 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에 따른 고강도 열연 DP강의 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하며, 상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것으로 구성된다.
또한, 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 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명에 따른 인장강도 590MPa급의 고강도 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 DP강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 고강도 냉연 및 열연 DP강을 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 DP강을 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 DP강이 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 DP강은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다. 그 함량이 0.05% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.11%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아질뿐만 아니라 연속주조 시 주편크랙이 발생할 위험이 크게 증가한다. 따라서, C의 함량은 0.05 ~ 0.11%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.8%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Si의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 함량이 1.2% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.2%를 초과하게 되면 박 슬라브 연주주조성 및 편석 등의 문제가 발생될 가능성이 높아진다. 따라서, Mn의 함량은 1.2 ~ 2.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 프레스 성형성이 열화될 가능성이 높아진다. 따라서, P의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S은 강 중 불순물 원소로서 슬라브 표면결함과 함께 강판의 연성과 용접성을 저하시키는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.02%를 초과하게 되면 슬라브 결함을 유발하고 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 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 1.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라 제조비용이 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 1.0%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 경우 상기 효과는 포화되는 반면 박 슬라브 연주주편의 에지크랙 결함이 유발될 수 있다. 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 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로 0.18% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로 B, Cr, Sb, Ti, Nb, V 및 Mo 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 냉연 DP강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세제어 등을 위하여 1종이상 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 0.0002% 미만인 경우에는 상기 효과를 기대할 수 없고, 0.005%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 연신율을 크게 떨어질 가능성이 높아진다. 따라서, B의 함량은 0.0002 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Cr의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Sb는 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 나타내는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 크게 증가하지 않는 반면에 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 항복강도 상승 및 입도 미세화를 꾀하기에 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, 상기 Ti, Nb 및 V의 함량은 각각 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Mo의 함량은 0.005 ~ 0.5%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 냉연 DP강의 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 DP강을 제조하는 것이다.
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 DP강 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 950 ~ 1100℃의 온도로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 950℃ 미만인 경우에는 압연변형저항이 크게 증가하고, 1100℃를 초과하면 온도상승을 위한 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면스케일 결함이 발생하는 경향이 증가하므로, 가열온도를 920 ~ 1100℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목표로 하는 590MPa급의 고강도 냉연 DP강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연 시 변형속도에 따라 재질특성이 변화할 소지가 매우 높다. 즉, 다수개의 스탠드로 이루어진 마누리 압연기 내에서 압연속도의 차이가 15%를 초과하게 되면 후속하는 런아웃 테이블에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 얻기가 어려워서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.
또한, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하는 것이 바람직하다. 기존의 열연 공정에서는 가능한 한 균일한 재질을 갖는 DP강을 제조하기 위하여 통상 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상의 온도에서 완료하는 것이 보통이다.
하지만 본 발명에서는 반복실험에 의해 마지막 스탠드의 마무리 압연온도가 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 오스테나이트와 페라이트 상이 공존하는 2상역 압연하는 경우 동일 강도에서 연신율이 향상되는 것을 관찰하였으며, 박 슬라브 연주법으로 DP강판을 제조하는 경우는 기존 열연공장 대비 스트립의 온도관리가 용이하다는 특성을 활용하여 마무리 압연온도를 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 한정하는 것이 바람직하며, 본 발명에 있어서는 상기 온도가 원소의 함량에 의해 변화한다는 것을 인지하고 반복실험을 통해 상기 관계식 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]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 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타내었고, 그 효과가 냉연. 소둔 후에도 지속되었기 때문이라고 판단된다.
또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 열연 권취온도가 450℃ 미만인 경우는 열연강도가 크게 증가하여 냉간압연성에 문제가 되며, 680℃를 초과하는 경우는 열연 짱구코일이 발생할 위험이 크게 증가하므로, 그 온도를 450 ~ 680℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 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 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것이 바람직하다. 소둔온도가 750℃ 미만인 경우는 미재결정이 일어날 위험이 있으며, 840℃를 초과하는 경우는 본 발명에서 목표로 하는 페라이트와 마르텐사이트의 2상조직을 주요상으로 얻기 어려울 뿐만 아니라 스트립의 통판성에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 소둔온도는 750 ~ 840℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것이 바람직하다.
냉각속도가 10℃/s보다 느리면 냉각 중에 퍼얼라이트가 형성되어 DP조직을 얻기가 어려우며, 150℃/s를 초과하게 되면 연성이 저하할 위험성과 함께 판의 형상이 나빠지게 된다. 따라서, 냉각속도는 10 ~ 150℃/s로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 종점온도가 200℃ 미만인 경우는 상기 냉각속도가 너무 빠를 때와 마찬가지로 판 형상을 제어하기가 어렵고, 400℃를 초과하는 경우는 DP조직을 얻기가 어렵기 때문에 그 온도를 200 ~ 400℃로 제한하는 것이 바람직하다.
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, 권취온도, 소둔온도, 냉각속도 등의 공정조건으로 냉연 스트립을 제조한 후 각각의 재질(인장강도, 연신율 및 재질편차) 및 스트립의 표면 형상을 조사하여 표 2에 함께 나타내었다.
표 1에서 총 트램프원소 (Cu+Ni+Sn+Pb)는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 6은 박 슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 7 ~ 9(슬라브 두께: 230mm)는 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 온도에 ±20℃ 이내가 되도록 압연을 실시하였는지 여부를 나타내는 바, 비교강 4, 11, 12, 13은 Ar3 변태점 직상의 단상역에 해당하는 온도에서 압연이 진행되었다.
한편 표 2의 강종 1 ~ 6의 조건에 있어서 조압연 후 스트립의 가열온도는 모두 1075℃로 적용하였고, 강종 7 ~ 9의 조건에 있어서 가열온도는 모두 1200℃를 적용하였으며, 열연 스트립의 두께는 모두 3.0mm로 동일하게 제조되었다.
상기와 같이 제조된 열연 스트립을 산세 후 냉간압하율 60%로 1.2mm의 냉연 스트립을 제조하였으며, 각각의 냉간 스트립은 표 2의 소둔온도와 냉각속도를 적용하여 270℃의 온도까지 냉각하여 시편을 제조하였다.
표 1
강종 C Si Mn P S Al N Cr B Sb Ti Nb V Mo 비고
1 0.08 0.35 1.8 0.015 0.003 0.04 0.007 0.01 0.0006 0.02 - - - 0.03 박 슬라브
2 0.08 0.10 1.7 0.020 0.003 0.03 0.006 0.35 0.0005 0.02 0.013 - - -
3 0.07 0.70 1.6 0.030 0.003 0.03 0.006 0.20 0.0005 - - 0.01 - -
4 0.06 0.50 1.7 0.020 0.003 0.04 0.007 0.20 - 0.02 - - 0.03 -
5 0.06 0.10 1.8 0.025 0.003 0.03 0.007 0.40 - 0.02 0.015 0.01 - -
6 0.06 0.20 1.8 0.015 0.003 0.03 0.007 0.40 - 0.02 0.015 - 0.02 -
7 0.08 0.35 1.8 0.012 0.003 0.04 0.004 0.01 0.0060 0.02 - - - 0.03 기존밀
8 0.08 0.12 1.7 0.020 0.003 0.03 0.004 0.35 0.0050 0.02 0.013 - - -
9 0.07 0.70 1.6 0.030 0.003 0.03 0.004 0.20 0.0005 - - 0.01 - -
표 2
구분 강종 슬라브두께(mm) 주속(mpm) 슬라브표면온도(℃) 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1계산값 권취온도(℃) 소둔온도(℃) 소둔후냉각속도(℃/s) 인장강도(MPa) 연신율(%) 재질편차(△TS,Mpa) 스트립표면형상
발명강1 1 84 6.1 1021 4 780 784 550 790 63 642 31.0 15 양호
발명강2 2 84 6.1 1021 4 780 783 550 790 92 617 31.3 14 양호
발명강3 3 84 6.1 1020 4 800 806 550 790 115 641 30.2 15 양호
발명강4 4 84 6.1 1021 4 800 797 550 790 43 625 32.0 15 양호
발명강5 5 84 6.1 1028 4 780 779 550 790 43 615 30.5 16 양호
발명강6 6 84 6.1 1021 4 780 781 550 790 63 652 30.3 19 양호
발명강7 6 84 6.1 1011 4 780 781 550 790 57 625 30.5 15 양호
비교강1 1 84 4.1 1015 4 780 784 550 790 70 625 29.4 33 양호
비교강2 2 84 6.1 1121 4 780 783 550 790 55 635 30.5 21 스케일
비교강3 3 84 6.1 1032 21 800 806 550 790 65 630 30.1 52 양호
비교강4 4 84 6.1 1011 4 870 797 550 790 85 628 28.1 20 양호
비교강5 5 84 6.1 1000 4 780 779 420 790 59 690 22.3 17 형상불량
비교강6 5 84 6.1 995 4 780 779 700 790 73 565 32.0 32 스케일
비교강7 6 84 6.1 996 4 780 781 550 740 92 710 13.0 - 양호
비교강8 6 84 6.1 1045 4 780 781 550 850 130 525 29.3 - 양호
비교강9 6 84 6.1 1032 4 780 781 550 790 8 542 27.1 - 양호
비교강10 6 84 6.1 1033 4 780 781 550 790 160 720 22.0 - 형상불량
비교강11 7 230 1.0 1084 30 870 784 550 790 68 642 28.0 54 양호
비교강12 8 230 1.0 1080 30 870 783 550 790 72 630 29.0 65 양호
비교강13 9 230 1.0 1069 30 870 806 550 790 86 625 29.0 45 양호
식 1 = [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]
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.
상기 표 2에 나타난 실험 결과에서 보듯이 본 발명에 따르면 우수한 가공성(연신율)을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 냉연 DP강의 제조가 가능하다.
한편, 상술한 미니밀 공정을 통해 제조되는 본 발명의 고강도 열연 DP강의 조성은 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아질 뿐만 아니라 박 슬라브 연주시 연주주편에 표면결함이 발생할 위험성이 증가한다. 따라서, C의 함량은 0.03 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 1.1%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Si의 함량은 0.01 ~ 1.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.8% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화될 가능성이 있다. 따라서, P의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S은 강 중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아질 뿐만 아니라 주편 에지크랙을 발생시킬 위험이 있다. 따라서, S의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 산가용 Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 1.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되고 제조비용만 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소로서, 상기 N의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우에는 상기 효과는 포화되는 반면 용접성은 저하되고 제조 비용은 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 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로, 그 함량을 0.18% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로 Ti, Nb, B, Cr, Mo 및 Sb 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 열연 DP강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세 제어 등을 위하여 1종 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 및 Nb의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 0.0002% 미만인 경우 상기 효과를 얻을 수 없으며, 0.01%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, B의 함량은 0.0002 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 상기 Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Cr의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. Mo 함량이 0.001% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 1.0% 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하되기 때문에, Mo의 함량은 0.001 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다
상기 Sb는 열연스케일 결함의 형성을 억제하는 역할을 하는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 1.0%를 초과하게 되면 그 첨가량이 계속 증가하여도 효과는 크게 향상되지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 1.0%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 DP강의 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 DP강을 제조하는 것이다.
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 DP강 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.
또한, 상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 다시 950 ~ 1150℃의 온도로 가열 또는 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 증가한다. 따라서, 가열온도는 950 ~ 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 열연 DP강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연 시 변형속도에 따라 재질특성이 변화할 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 어려워서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.
또한, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하는 것이 바람직하다. 기존의 열연 공정에서는 가능한 한 균일한 재질을 갖는 DP강을 제조하기 위하여 통상 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상의 온도에서 완료하는 것이 보통이다. 하지만 본 발명에서는 반복실험에 의해 마지막 스탠드의 마무리 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 오스테나이트와 페라이트 상이 공존하는 2상역 압연하는 경우 동일 강도에서 연신율이 향상되는 것을 관찰하였으며, 박 슬라브 연주법으로 열연강판을 제조하는 경우는 기존 열연 공정에 대비하여 스트립의 온도관리가 용이하다는 특성을 활용하여 마무리 압연온도를 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 한정하였다.
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 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타냈기 때문이라고 판단된다.
한편, 상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도가 50℃/sec 보다 느리면 페라이트 변태가 촉진되고 시멘타이트가 형성되어 원하는 재질을 얻기가 어렵다.
또한, 상기 관계식은 권취온도와 합금원소 함량의 관계에 따라 원하는 강도와 가공성을 확보하기 위해 경험식으로 고안된 것으로 상기의 조건으로 권취할 때 양호한 재질의 확보가 용이한 것이다. 보다 상세하게 설명하면, 상기 관계식으로 계산된 값보다 30℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 분율이 증가하여 연신율이 저하되므로 원하는 강도를 확보하기 어렵고, 반대로 상기 관계식으로 계산된 값보다 30℃를 초과하는 경우에는 페라이트 또는 시멘타이트의 분율이 증가하여 강도가 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, 본 발명에서 권취온도는 상기와 같은 조건으로 제한하는 것이 바람직하다.
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 4에 함께 나타내었다.
표 3에서 총 트램프원소 (Cu+Ni+Sn+Pb)는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 6은 박 슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 7 ~ 9(슬라브 두께: 230mm)는 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.
표 4에서 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 미니밀 공정으로 제조된 비교강 3, 4와 기존밀 공정으로 제조된 비교강 6, 7, 8는 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 압연한 경우에 해당한다.
권취 온도는 식 3의 계산값에 의해 정해진 목표온도의 ±30℃ 이내가 되도록 압연을 실시하였는지 여부를 나타내는 바, 비교강 5는 목표온도보다 30℃ 이상 높은 온도로 권취한 경우에 해당한다.
한편, 표 4의 강종 1 ~ 6의 조건에 있어서 조압연시 슬라브 표면온도는 1080℃, 조압연시 누적압하율은 78%, 조압연 후 스트립의 가열온도는 1080℃로 동일하게 적용하였고, 강종 7 ~ 9의 조건에 있어서 재가열온도는 모두 1200℃로 적용하였다. 모든 강종에서 런아웃 테이블 상의 냉각속도는 약 70℃/s의 조건으로 권취되었으며, 열연 스트립의 최종 두께는 3.0mm로 동일하게 제조되었다.
표 3
강종 C Si Mn P S Al N Ti Nb Cr Mo B Sb 비고
1 0.07 0.7 1.4 0.03 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02 박 슬라브
2 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02
3 0.07 0.1 1.7 0.03 0.003 0.03 0.006 - - 0.2 - - 0.02
4 0.05 0.7 1.5 0.02 0.003 0.04 0.007 0.015 - - - 0.005 -
5 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - 0.015 - - - 0.02
6 0.06 0.5 1.8 0.01 0.003 0.03 0.008 - - - 0.1 - 0.02
7 0.07 0.7 1.4 0.03 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02 기존밀
8 0.07 0.1 1.7 0.03 0.003 0.03 0.006 - - 0.2 - - 0.02
9 0.05 0.6 1.7 0.01 0.003 0.04 0.007 - - - - - 0.02
표 4
구분 강종 슬라브두께(mm) 주속(mpm) 압연속도차(%) 마무리압연온도(℃) 식1계산값 권취온도(℃) 인장강도(MPa) 연신율(%) 재질편차(△TS,Mpa) TS×EI
발명강1 1 84 6.0 5 780 200 200 608 30 20 18,240
발명강2 2 84 6.0 5 780 195 200 598 31 15 18,538
발명강3 3 84 6.0 5 780 192 200 625 31 20 19,375
발명강4 3 84 6.0 5 780 204 200 635 29 20 18,415
발명강5 4 84 6.0 5 780 195 190 615 28 17 17,220
발명강6 5 84 6.0 5 780 187 190 628 28 19 17,584
비교강1 1 84 4.0 5 780 200 200 605 28 35 16,940
비교강2 2 84 6.0 20 780 195 200 603 29 41 17,487
비교강3 3 84 6.0 5 890 192 200 602 28 13 16,856
비교강4 4 84 6.0 5 700 192 200 665 21 28 13,965
비교강5 5 84 6.0 5 780 204 250 580 24 15 13,920
비교강6 6 230 1.0 30 850 200 220 610 27 70 16,470
비교강7 6 230 1.0 30 850 192 220 605 27 64 16,355
비교강8 7 230 1.0 30 850 195 220 615 26 58 15,990
식 3 = [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]
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 가공성(연신율 및 TS×EI 값)을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 열연 DP강의 제조가 가능하다.

Claims (16)

  1. 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  2. 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  3. 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 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 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 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 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
    상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  5. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  6. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 950 ~ 1100℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  7. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것을 특징하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  8. 청구항 1 내지 청구항 3 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 DP강의 제조방법.
  9. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 연속소둔 단계는 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
  10. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  11. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  12. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  13. 중량%로 C: 0.03 ~ 0.1%, Si: 0.01 ~ 1.1%, Mn: 0.8 ~ 2.0%, P: 0.001 ~ 0.1%, S: 0.001 ~ 0.02%, 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%, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Mo: 0.005 ~ 0.5%, Sb: 0.005 ~ 0.1% 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, 냉각 및 권취 단계를 통해 열연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
    상기 마무리 압연 단계는 마지막 스탠드에서의 압연온도가 Ar1 및 Ar3 변태점 사이가 되도록 하며,
    상기 냉각 단계는 런아웃 테이블에서 상기 마무리 압연된 스트립을 50℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고,
    상기 권취 단계는 상기 냉각된 스트립을 [310 - 420C - 50Mn - 15Si - 12Cr - 7.5Mo]의 관계식에서 계산된 목표온도의 ±30℃ 범위 내에서 권취하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  14. 청구항 10 내지 청구항 13 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
  15. 청구항 10 내지 청구항 13 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 열연 DP강의 제조방법.
  16. 청구항 10 내지 청구항 13 중 어느 한 청구항에 있어서,
    상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 1000 ~ 1150℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 열연 DP강의 제조방법.
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