KR101453240B1 - 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도 - Google Patents

높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도 Download PDF

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Abstract

본원은, 강도가 1000 MPa 이상이고, 분포 연신이 12% 이상이며, V 굽힘가공성이 90°이상인 냉간 압연된 강판의 제조에 관한 것으로서, 상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면 : 0.15% ≤ C ≤ 0.25%, 1.8% ≤ Mn ≤ 3.0%, 1.2% ≤ Si ≤ 2%, Al ≤0.10%, 0% ≤ Cr ≤ 0.50%, 0 % ≤ Cu ≤ 1%, 0 % ≤ Ni ≤ 1%, S ≤ 0.005%, P ≤ 0.020%, Nb ≤ 0.015%, Ti ≤ 0.020%, V ≤ 0.015%, Co ≤ 1%, N ≤ 0.008%, B ≤ 0.001% 를 포함하고, 여기에서, Mn + Ni + Cu ≤ 3% 이며, 상기 조성의 잔부는 철 및 처리로 발생한 불가피적 불순물로 이루어진다. 마이크로조직은, 면적 백분율로, 5 ~ 20% 다각형 페라이트, 10 ~ 15% 잔류 오스테나이트, 5 ~ 15% 마르텐사이트로 구성되고, 나머지는 라스들 형태의 베이나이트로 구성되고 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 인터-라스 탄화물의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 상기 라스들 사이에 탄화물을 포함한다.

Description

높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도 {STEEL SHEET WITH HIGH MECHANICAL STRENGTH, DUCTILITY AND FORMABILITY PROPERTIES, PRODUCTION METHOD AND USE OF SUCH SHEETS}
본원은 기계적 강도 및 냉간 성형 작업들을 실시할 수 있도록 해주는 성형능 (forming capability) 을 동시에 나타내는 "다중상 (multiphase)" 강판의 제조에 관한 것이다. 보다 자세하게는, 본원은 1000 MPa 보다 큰 기계적 강도, 12% 보다 큰 균일한 연신 및 90°보다 큰 V 굽힘가공성을 가진 강들에 관한 것이다. 특히 모터 차량들 (자동차들, 콤바인 수확기들, 트레일러들, 세미-트레일러들 등) 은, 구조 부품들, 보강 구성품들 및 심지어 내마멸성 부품들의 제조시의 잠재적인 적용으로 인해, 이러한 유형의 강판을 적용하는 분야이다.
온실 가스들의 방출 저감에 대한 강력한 요구는, 증가하는 엄격한 자동차 안전 요건 및 연료 가격과 조합되어 모터 차량의 제조자를 압박하여, 구조물의 기계적 강도를 유지하면서 부품들의 두께 및 그로 인한 차량의 중량을 저감시키도록, 모터 차량의 본체에서의 기계적 강도를 개선시킨 강들의 사용을 증가시켰다. 이와 관련하여, 균열 등의 발생 없이 충분한 가공성과 높은 강도를 조합시킨 강들이 점점 중요해지고 있다. 상이한 레벨의 기계적 강도를 제공하는 여러 가지 군의 강들이 과거에 차례로 제안되었다.
마이크로 합금 원소들을 포함하는 강들이 제안되었고, 이러한 마이크로 합금 원소들의 경화는 동시에 입자 크기를 저감시킴으로써 그리고 미세 침전물에 의해 얻어진다. 증가된 경질 강들의 개발로 "이중상" 강들의 사용을 증가시키고, 여기에서 연성 페라이트 매트릭스에 마르텐사이트가 존재함으로써 냉간 성형에 대하여 양호한 적합성 (suitability) 과 관련하여 400 MPa 보다 큰 기계적 강도를 얻을 수 있게 해준다.
자동차 산업에 있어서 보다 더 유리한 기계적 강도, 연성 및 가공성의 특성들을 얻기 위해서, "변태 유기 소성 (Transformation Induced Plasticity)" 을 위해서, 예를 들어 "TRIP" 강들이 개발되었다. 이러한 강들은 연성 구조, 페라이트 뿐만 아니라 마르텐사이트를 포함하는 복잡한 구조를 가지고, 이는 , 높은 기계적 특성들에 기여하는 경질 구조 및 TRIP 영향 덕분에 강도 및 연성 둘 다에 기여하는 잔류 오스테나이트이다.
TRIP 영향은 메카니즘을 나타내고, 이러한 메카니즘에 따라서, 예를 들어 단일축 응력시, 추가의 변형하에서, 예를 들어 TRIP 강으로 형성된 판 또는 블랭크의 잔류 오스테나이트가 점차 마르텐사이트로 변태되고, 이는 균열 등의 발생을 지연시키는 상당한 고화 (consolidation) 로 바뀐다. 그럼에도 불구하고, TRIP 강들은 1000 MPa 보다 낮은 기계적 강도들을 나타내는데, 이는 비교적 약하고 높은 연성 구조인 다각형 페라이트 (polygonal ferrite) 의 함량이 전체 면적 백분율의 1/4 보다 크기 때문이다.
따라서, 1000 MPa 보다 큰 기계적 강도를 가진 강들에 대한 상기 요건을 만족하기 위해서, 기계적 강도가 낮은 구조적 분획물을 저감시키고 또한 이를 더 큰 경화에 기여하는 상으로 교체할 필요가 있다. 하지만, 탄소강들의 분야에서, 기계적 강도의 증가는 일반적으로 연성의 손실이 수반되는 것이 공지되어 있다. 또한, 모터 차량들의 제조자는 균열의 발생 없이 90°이상의 굽힘가공성을 달성할 수 있게 해주는 강들을 필요로 하는 더욱 복잡한 부품들을 특정하고 있다.
이하에 열거된 화학 원소들의 함량은 중량% 로 표시된다.
관련 선행 기술에서는 또한 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된 마이크로구조가 기재된 WO 2007077933 을 포함한다. 본 특허출원에 의해 주장되는 판의 화학적 조성은, 0.10 ~ 0.60% C, 1.0 ~ 3.0% Si, 1 ~ 3.5% Mn, 최대 0.15% P, 최대 0.02% S, 최대 1.5% Al 및 0.003 ~ 2% Cr 로 구성되고, 잔부는 철 및 불순물로 구성된다. 상기 특허의 관점에서 마이크로구조는, 마르텐사이트 변태 시작점 (Ms) 미만의 온도에서 일차 냉각한 후 유지 (hold) 에 의해 소둔 동안 얻어진다. 그 결과 템퍼링된 그리고/또는 분할된 마르텐사이트의 혼합물을 포함하는 마이크로구조가 얻어진다. 주장되는 주요 장점은 내수소취화성 (resistance to hydrogen embrittlement) 의 개선이다. 더 연성의 베이나이트 매트릭스내에 경화 성분인 마르텐사이트가 존재함으로써, 본 특허출원의 관점에서 예상되는 연성 및 굽힘가공성을 달성할 수 없다.
관련 선행 기술에서는 또한 만족스러운 극한 강도 및 홀 확장과 스폿 용접 면에서 만족스러운 특성들을 가지고 980 MPa 보다 큰 강도를 가진 강판의 제조가 기재된 GB 2,452,231 를 포함한다. 본 특허출원에 의해 주장되는 판의 화학적 조성은, 0.12 ~ 0.25% C, 1.0 ~ 3.0% Si, 1.5 ~ 3% Mn, 최대 0.15% P, 최대 0.02% S 및 최대 0.4% Al 로 구성되고, 잔부는 철 및 불순물로 구성된다. 추가로, C 의 중량 함량에 대한 Si 의 중량 함량비, Si/C 는 7 ~ 14 범위이다. 판의 마이크로구조는 적어도 50% 베이나이틱 페라이트, 적어도 3% 라스 (laths) 형태의 잔류 오스테나이트, 고형물 형태의 오스테나이트를 포함하고, 이 오스테나이트의 평균 입자 크기는 10 마이크로미터 이하이며, 그럼으로써 이 고형물 오스테나이트는 1% ~ 라스의 오스테나이트로 환산하면 1/2 의 함량의 양으로 존재된다. 상기 선행 기술에는, 제조된 판의 굽힘가공성에 대한 정보가 없고 그리고 베이나이트에서 탄화물의 존개를 언급하였다.
본 발명의 목적은 전술한 문제들을 해결하는 것이다. 본 발명의 목적은 12% 보다 큰 균일한 연신과 함께 1000 MPa 보다 큰 기계적 강도를 가진 냉간 압연된 강을 이용할 수 있도록 하는 것이다. 본 발명의 추가 목적은, 균열 없이 V 굽힘시 90°의 각을 얻을 수 있도록 성형에 적합한 강을 이용가능하게 하는 것이다.
본원은 또한 유리하게는 티타늄, 니오븀 또는 바나듐 등의 값비싼 마이크로 합금 원소들을 포함하지 않는 조성의 강을 이용할 수 있다. 이러한 방식으로, 제조 비용을 저감시키고 그리고 열적-기계적 제조 공정들을 간략화시킬 수 있다.
이를 위해, 본원의 목적은, 기계적 강도가 1000 MPa 이상이고 균일 연신이 12% 이상인 냉간 압연 및 소둔된 강판으로서, 상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
0.15% ≤ C ≤ 0.25%
1.8% ≤ Mn ≤ 3.0%
1.2% ≤ Si ≤ 2%
Al ≤0.10%
0% ≤ Cr ≤ 0.50%
0 % ≤ Cu ≤ 1%
0 % ≤ Ni ≤ 1%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
Nb ≤ 0.015%
Ti ≤ 0.020%
V ≤ 0.015%
Co ≤ 1%
N ≤ 0.008%
B ≤ 0.001% 를 포함하고,
여기에서, Mn + Ni + Cu ≤ 3% 이며,
상기 조성의 잔부는 철 및 처리로 발생한 불가피적 불순물로 이루어지고,
여기에서, 마이크로조직은, 면적비로, 5 ~ 20% 다각형 페라이트, 10 ~ 15% 잔류 오스테나이트, 5 ~ 15% 마르텐사이트로 구성되고, 잔부는 라스들 형태의 베이나이트로 구성되고 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 인터-라스 (inter-lath) 탄화물들의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 상기 라스들 사이에 탄화물들을 포함한다.
본원에 의해 주장되는 판은 또한 이하 목록의 특성들을 개별적으로 또는 조합하여 나타낼 수 있다:
- 상기 조성은, 함량을 중량% 로 나타내면,
0.18% ≤ C ≤ 0.22% 를 포함하고,
- 상기 조성은, 함량을 중량% 로 나타내면,
2% ≤ Mn ≤ 2.6% 를 포함하며,
- 상기 조성은, 함량을 중량% 로 나타내면,
1.4% ≤ Si ≤ 1.8% 를 포함하고,
- 상기 조성은, 함량을 중량% 로 나타내면,
0% ≤ Cr ≤ 0.35% 를 포함하며,
- 균열이 발생하는 V 굽힘각은 90°이상이다.
- 상기 강판은 또한 아연 또는 아연 합금 코팅을 포함한다.
본원의 추가의 목적은 강도가 1000 MPa 이상이고 연신이 12% 이상인 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법으로서, 상기 방법은,
- 본원에 의해 주장되는 조성을 가지는 강을 얻는 단계, 이후,
- 상기 강을 반제품 형태로 주조하는 단계, 이후,
- 상기 반제품을 1150℃ 보다 큰 온도 (Trech) 에 이르게 하여 재가열된 반제품을 얻는 단계, 이후,
- 상기 재가열된 반제품을 열간 압연하여, 상기 열간 압연의 종료시 온도 (Tfl) 를 850℃ 이상으로 하여 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
- 상기 열간 압연된 판을 540 ~ 590℃ 범위의 온도 (Tcoil) 에서 권취 (coiling) 하여, 권취된 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
- 상기 권취된 열간 압연된 판을 주변 온도로 냉각시키는 단계, 이후,
- 상기 권취된 열간 압연된 판의 배치 (batch) 소둔을 실시하여, 상기 권취된 열간 압연된 판의 모든 지점에서 기계적 저항이 1000 MPa 이하가 되는 단계, 이후,
- 소둔된 상기 권취된 열간 압연된 판은 풀림 (uncoiled) 및 산세되어 (pickled) 냉간 압연에 적합한 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
- 상기 냉간 압연에 적합한 열간 압연된 판은 30 ~ 80% 범위의 압하비 (rate of reduction) 로 냉간 압연되어, 냉간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
- 상기 냉간 압연된 판은 초당 2 ~ 6℃ 의 속도 (Vc) 에서 50 초 이상의 기간 (t1) 동안 Ac3 - 15℃ ~ Ac3 - 45℃ 의 온도 (T1) 로 재가열되어 소둔되는 단계, 이후,
- 상기 냉간 압연된 판은 50 ~ 1500℃/s 냉각 속도에서 제 1 냉각 단계, 그 후 제 2 냉각 단계의 종료시 온도 (Tfr) 가 Ms - 20℃ 에 상응하는 온도 (Tfr1) 와 Ms + 40℃ 에 상응하는 온도 (Tfr2) 사이가 되도록 제 2 냉각 단계를 거치게 함으로써 냉각되는 단계, 이후,
- 상기 냉간 압연된 판은 100 ~ 1000 초의 기간 (t2) 동안 Tfr1 ~ Tfr2 의 온도 범위에 유지되는 단계, 이후,
- 상기 냉간 압연된 판은 초당 3 ~ 25℃ 의 속도 (VR2) 에서 주변 온도로 냉각되어 냉간 압연 및 소둔된 판을 얻는 단계를 포함한다.
본원에 의해 주장되는 판은 또한 이하 목록의 특성들을 개별적으로 또는 조합하여 나타낼 수 있다:
- 상기 온도 (Tfl) 는 900℃ 이상이고,
- 상기 배치 소둔은 이하가 되도록 온도 (Tm) 에서 시간 (tm) 동안 유지 시간을 포함하고,
2.29 × Tm (℃) + 18.6 × tm (h) ≥ 1238
여기에서, 유지 온도 (Tm) 는 또한 410℃ 보다 크다.
- 상기 온도 (T1) 는 790℃ ~ 820℃ 범위이고,
- 본원에 의해 주장되는 냉간 압연 소둔된 판이 얻어지고 그리고 아연 또는 아연 합금으로 코팅되며,
- 본원에 의해 주장되는 냉간 압연 소둔된 판이 얻어지고 그리고 10h ~ 48h 의 유지 시간 (tbase) 동안 150℃ ~ 200℃ 범위의 유지 온도 (Tbase) 에서 소둔된다.
본원의 추가의 목적은, 모터 차량용 부품들을 제조하기 위해서, 본원에 의해 주장되는 냉간 압연 및 소둔된 판 또는 코팅된 판을 사용하고 또는 본원에 의해 주장되는 방법에 의해 제조되는 냉간 압연 및 소둔된 판의 용도이다.
본원의 추가의 특징들 및 장점은 첨부된 도면을 참조하여 실시예로서 기재된 이하의 설명으로부터 보다 명백할 것이다.
도 1 은 기계적 특성을 결정하는데 사용되는 인장 시험편의 치수들을 나타내는 도면,
도 2 는 본원에 의해 주장되는 강판의 마이크로구조의 일예를 나타내는 도면, 및
도 3 은 본원에 의해 포함되지 않는 강판의 마이크로구조의 일예를 나타내는 도면.
전술한 도면들에서, FP 는 다각형 페라이트를 나타내고, B 는 베이나이트를 나타내며, MA 는 마르텐사이트와 오스테나이트의 아일랜드들 (islands) 을 나타낸다.
본원의 관점에서 실시된 조사에서는, 베이나이틱 페라이트보다 적은 전위 밀도 (density of dislocations) 를 특징으로 하는 다각형 페라이트의 존재의 장점을 설명하였다. 다각형 페라이트는 중간 임계 소둔 (inter-critical annealing) 동안 성형되고 90°보다 큰 V 굽힘가공성 뿐만 아니라 12% 보다 큰 균일한 연신이 가능하도록 해준다.
소둔을 위한 유지 동안, 중간 임계 범위 (페라이트 + 오스테나이트) 에서의 점 (Ac3) 이하에서 형성된 다각형 페라이트의 존재의 영향을 연구하였다. 잔류 오스테나이트를 포함하는 베이나이트 매트릭스내의 이러한 페라이트 또한 불가피한 마르텐사이트의 존재는, 이러한 상이한 성분들간의 경도 차이를 고려하여 가공성이 저감될 것으로 예상되는 이유를 제공한다. 놀랍게도, 5 ~ 20% 의 다각형 페라이트의 존재는, 본원에 의해 주장되는 판의 굽힘가공성을 개선시켜, 균열 발생 없이 90°의 V 굽힘각을 초과할 수 있도록 해주는 인자인 것으로 밝혀졌다.
또한, 상기 다각형 페라이트의 부재는 균일한 연신의 임계에 의해 측정되는 연성에 악영향을 주는 것으로 나타났다.
강의 화학적 조성에 대하여, 탄소는 잔류 오스테나이트에 의해 형성되는 TRIP 영향을 통하여 연성 및 강도의 면에서 기계적 특성 및 마이크로조직의 형성에 있어서 중요한 역할을 한다. 온도 (T1) 에서의 유지 동안 고온에서 형성되는 대부분 오스테나이트 구조에서 시작하여, 냉각을 실시한 후, 베이나이트 변태가 실시되는 유지를 실시한다. 이러한 변태 동안, 베이나이트는 또한 대부분 오스테나이트 구조를 가진 매트릭스 내에 초기에 형성된다. 탄소는 오스테나이트에서보다 페라이트에서 상당히 덜 용해되기 때문에, 탄소는 이러한 오스테나이트에서 축출되고 매우 미세한 탄화물 형태로 부분적으로 침전된다. 탄화물의 미세도 (fineness) 는, 단위 표면적당 0.1 마이크로미터 보다 큰 인터-라스 탄화물의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 될 수 있다.
본원에 의해 주장되는 조성내에 존재하는 어떠한 합금 원소들, 특히 규소 덕분에, 탄화물, 특히 시멘타이트의 침전은 한정된 정도로만 발생한다. 아직 변태되지 않은 오스테나이트는 탄소로 점차 농후화되고, 실제로 오스테나이트-베이나이트 경계면에서는 미세하지 않은 (non-fine) 탄화물의 침전이 없다. 이러한 농후화는, 오스테나이트를 안정화시키고, 즉 주변 온도로 냉각하는 동안 상기 오스테나이트의 마르텐사이트 변태가 5 ~ 15% 의 특정 비율로 한정되도록 한다. 그리하여, 한정된 양의 마르텐사이트는 제어된 방식으로 기계적 강도의 증가에 기여하는 것으로 나타난다.
본원에 따르면, 탄소 함량은 0.15 ~ 0.25 중량% 범위이다. 본원의 탄소 함량이 0.15 중량% 미만이면, 기계적 강도는 불충분해지고, 잔류 오스테나이트의 안정성도 불충분해진다. TRIP 영향이 0.25% 초과의 탄소로 개선되더라도, 자열 용접 (autogenous welding) 의 경우에 용융 구역 또는 열영향부 (Heat Affected Zone; HAF) 에서 낮은 강도의 마이크로구조가 형성되기 때문에, 용접가공성은 0.25% 초과하면 더욱더 저감된다.
일 바람직한 실시형태에 있어서, 탄소 함량은 0.18 ~ 0.22% 범위이다. 이 범위내에서, 용접가공성은 만족스럽고, 오스테나이트의 안정성이 최적화되며, 마르텐사이트의 비율은 본원에 특정된 범위내이다.
망간은 고용체 치환에 의해 경화되는 원소이고; 이 원소는 오스테나이트를 안정화시키고 그리고 변태 온도 (Ac3) 를 낮춘다. 그리하여, 망간은 기계적 강도를 증가시키는데 기여한다. 본원에서는, 원하는 기계적 특성을 달성하기 위해 1.8 중량% 의 최소 함량이 필요함을 교시한다. 하지만, 3.0% 초과에서 감마 형성 캐릭터 (gamma-forming character) 는 과도하게 현저한 밴드들을 가진 구조의 형성을 유도하고, 이는 자동차의 구조 부품의 작동 특성들에 악영향을 줄 수 있다. 이의 도금성 (coatability) 도 저감된다. 바람직하게는, 2% ~ 2.6% 의 망간 함량의 범위에서는, 성형시에 악영향을 주는 밴딩된 구조의 위험을 증가시키지 않으면서 또한 본원에 의해 주장되는 판의 용접가공성에 악영향을 주는 용접된 합금들의 경화능을 증가시키지 않으면서, 만족스러운 기계적 강도를 달성하게 된다.
규소를 첨가함으로써 잔류 오스테나이트의 안정화가 가능하고, 이는 소둔 사이클 동안, 보다 특히 베이나이트 변태 동안 탄화물들의 침전을 상당히 느리게 한다. 이는, 시멘타이트에서의 규소의 용해성은 매우 낮고 그리고 이러한 원소는 오스테나이트에서 탄소의 활성을 증가시킨다는 사실에 기인한다. 그리하여, 어떠한 시멘타이트의 형성은 단계적으로 진행되며, 여기에서 Si 는 경계면에서 축출된다. 따라서, 탄소에 의한 오스테나이트의 농후화는 소둔된 강판의 실온에서 안정화를 유도한다. 후속의 외부 응력 인가는, 성형 동안, 예를 들어 마르텐사이트로의 상기 오스테나이트의 변태를 유도할 것이다. 이러한 변태 결과 중 하나는 기계적 강도에서의 향상이다. 본원에 의해 특정된 특성들에 대하여, 2% 초과하는 양의 규소의 첨가는 페라이트를 상당히 촉진시킬 것이고, 특정된 기계적 강도를 얻을 수 없다. 더욱이, 강력하게 부착된 산화물이 형성되어, 표면 결함을 유도할 수 있다. 그리하여, 최소 함량은 오스테나이트에 대한 안정화 영향을 주도록 1.2 중량% 로 설정되어야 한다. 바람직하게는, 규소 함량은 전술한 영향을 최적화하도록 1.4 ~ 1.8% 범위일 것이다.
크롬 함량은 0.5% 로 한정되어야 한다. 이 원소는 상기 온도 (T1) 에서 시작하는 소둔의 일부로서 냉각시 초석정 (proeutectoid) 페라이트의 형성을 제어할 수 있도록 해준다. 이 페라이트는, 고 함량으로 존재하면, 본원에 의해 커버되는 어떠한 부품들에 대해 필요한 기계적 강도를 저하시킨다. 이 원소는 베이나이틱 마이크로구조를 경화시키고 또한 개선시킨다. 크롬 함량은 바람직하게는 비용적인 이유로 인해 그리고 과도한 경화를 방지하기 위해 0.35% 미만일 수 있다.
니켈과 구리는, 오스테나이트를 안정화시킬 수 있는 이들의 능력 면에서 상이한 중량을 갖더라도, 본원에 대한 망간과 본질적으로 유사한 효과를 가진다. 이는, 본원의 화학적 조성에서 이러한 3 개의 원소들의 조합물이 이하의 식 : Mn + Ni + Cu ≤ 3% 를 만족해야 하는 이유이다.
오스테나이트의 강력한 안정제인 니켈은, 1% 초과의 양으로, 오스테나이트의 과도한 안정화를 촉진시키고, 기계적 응력하에서의 변태를 달성하기 더 어려우며, 연성에 대한 영향도 덜할 것이다. 1% 초과에서, 상기 합금 원소를 첨가하는 비용도 지나치다.
오스테나이트의 강력한 안정제인 구리는, 1% 초과의 양으로, 오스테나이트의 과도한 안정화를 촉진시키고, 기계적 응력하에서의 변태를 달성하기 더 어려우며, 연성에 대한 영향도 덜할 것이다. 1% 초과에서, 상기 합금 원소를 첨가하는 비용도 지나치고 또한 열간 단조 결함을 유발할 수 있다.
알루미늄 함량은 0.10 중량% 로 한정되고; 이 원소는 페라이트의 형성을 촉진시키는 강력한 알파 형성제 (alpha-former) 이다. 고함량의 알루미늄은 Ac3 점을 증가시켜, 소둔에 필요한 전력의 양 면에서 산업 공정을 비싸게 만든다.
또한, 높은 레벨의 알루미늄은 압연 밀의 상류측에서 강의 주조시 노즐들의 막힐 위험 및 내화물들의 부식을 증가시키는 것을 알아야 한다. 알루미늄은 또한 부정적으로 편석되고 매크로 편석 (macro-segregations) 을 유발할 수 있다. 알루미늄은, 과도한 양에서, 고온 연성을 저감시키고 그리고 연속 주조시 결함 발생 위험을 증가시킨다. 주조 조건의 엄격한 제어없이, 마이크로 편석 및 매크로 편석의 결함은 궁극적으로 소둔된 강판에서 중앙 편석을 유발한다. 이러한 중앙 밴드는 이의 주변 매트릭스보다 더 경질이고 또한 재료의 가공성에 악영향을 준다.
0.005% 초과의 황 함량에서, MnS (황화 망간) 등의 황화물의 과도한 존재로 인해 연성이 저감되어, 재료의 성형성을 저감시킨다.
인은, 고용체에서 경화되지만, 특히 입자 경계 편석 쪽으로의 경향 또는 망간과 함께 편석되는 경향을 고려하여, 스폿 용접 및 고온 연성에 대한 적합성을 상당히 저감시키는 원소이다. 이러한 이유로, 스폿 용접에 대하여 양호한 적합성을 얻기 위해 인의 함량은 0.020% 로 한정되어야 한다.
몰리브덴은, 경화시 효과적인 역할을 할 수 있고 그리고 베이나이트의 발생을 지연시키더라도, 불순물 레벨로 한정된다. 그럼에도 불구하고, 몰리브덴의 첨가는 합금 원소의 비용을 과도하게 증가시키고, 그리하여 몰리브덴의 사용은 경제적인 이유로 한정된다.
붕소는 강의 경화능에 큰 영향을 준다. 붕소는 탄소의 활성을 한정하고 그리고 확산상 (diffusive phases) 의 변태 (냉각시 페라이트 또는 베이나이트 변태) 를 한정하여, 마르텐사이트 등의 경화상들의 형성을 촉진시킨다. 이러한 효과는 본원에서 바람직하지 않은데, 그 이유는 이의 목적이 오스테나이트를 안정화시키도록 베이나이트 변태를 촉진시키고 그리고 마르텐사이트의 과도한 면적 백분율 형성을 방지하는 것이다. 그리하여, 붕소 함량은 0.001% 로 한정된다.
니오븀, 티타늄 및 바나듐 등의 마이크로 합금 원소는, 최대 레벨을 0.015%, 0.020% 및 0.015% 로 각각 한정되는데, 이는 이러한 원소들이 생성물의 연성을 저감시키는 경향이 있는 탄소 및/또는 질소와 경화 침전물을 형성하는 특별한 특징을 갖고 있기 때문이다. 또한, 이러한 원소들은 소둔시 재결정화를 지연시켜, 마이크로구조를 더 미세하게 만들고, 이는 또한 재료를 경화시키고 또한 재료의 연성을 저감시킨다.
강은 1% 이하의 양의 코발트를 포함할 수 있는데, 이는 이러한 경화 원소가 잔류 오스테나이트에서 탄소의 함량을 증가시킬 수 있기 때문이다. 하지만, 코발트의 사용은 비용적인 이유로 본원에서 한정된다.
조성의 잔부는 철 및 처리로 발생한 불가피한 불순물로 구성된다.
본원에 따라서, 마이크로구조는, 면적 백분율로, 5 ~ 20% 다각형 페라이트, 10 ~ 15% 잔류 오스테나이트, 5 ~ 15% 마르텐사이트로 구성되고, 잔부는 라스들 형태의 베이나이트로 구성되고 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 인터-라스 탄화물들의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 이러한 라스들 사이에 탄화물들을 포함한다. 이러한 대부분의 베이나이트 구조는 양호한 내손상성을 부여한다. 잔류 오스테나이트는 강도와 연성을 부여하여, 다각형 페라이트는 또한 연성을 증가시키고, 마르텐사이트는 판의 기계적 강도를 증가시킨다. 다각형 페라이트는, 상당히 낮은 전위 밀도뿐만 아니라 베이나이틱 페라이트보다 적은 고용체에서의 탄소 레벨을 포함하는 점에서, 베이나이틱 페라이트와는 구별된다.
10% 미만의 잔류 오스테나이트의 양은 균일한 연신을 현저하게 증가시킬 수 없다. 그리하여, 강은 12% 의 특정된 균일한 연신을 얻을 수 없을 것이다. 15% 초과의 고 탄소 함량은 이를 충분히 안정화시키는데 필요하고 그리고 이는 강의 용접가공성에 악영향을 준다. 주변 온도에서 충분히 안정적인 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서, 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8% 초과하는 것이 바람직하다.
면적 백분율로 15% 초과하는 마르텐사이트 분획물이 균일한 연신 및 굽힘가공성의 면에서 판의 연성 면에서 판에 악영항을 주더라도, 5% ~ 15% 의 마르텐사이트의 존재는, 본원의 관점에서 특정된 기계적 강도를 얻을 수 있도록 해준다. 5% 미만에서는 특정된 기계적 강도가 얻어지지 않는다. 바람직하게는, 기계적 강도의 면에서 어떠한 안전 마진을 갖도록 마르텐사이트 함량은 10% 보다 클 것이다.
다각형 페라이트는 균일한 연신 및 V 굽힘가공성 둘 다의 형태로 연성을 향상시킬 수 있도록 해주어, 특정된 90°내측각을 얻을 수 있다. 페라이트 함량은 5 ~ 20% 이다. 이상적으로, 균일한 연신에 대하여 안전 마진과 개선된 연성을 보장하도록 페라이트 함량은 12 ~20% 이어야 한다.
최종적으로, 성형시 잔류 베이나이트 쪽으로 탄소를 축출함으로써, 잔류 베이나이트를 농후화시키고, 그리하여 동일한 다른 것들 중에서 본원에 의해 주장되는 판에서의 매트릭스를 안정화시킬 수 있다.
도 2 는 전자 주사 현미경으로 본 본원에 의해 주장되는 강판의 마이크로조직의 일 실시예를 도시한다. 여기에서, 잔류 오스테나이트는 15% 의 면적 백분율을 차지하고 아일랜드 또는 필름 형태의 백색을 나타낸다. 마르텐사이트는 잔류 오스테나이트와 관련하여 아일랜드 형태로 존재한다. 통상적으로 MA 아일랜드라고 하는 조합물은 시약 (Nital) 에 의해 유발된 화학 부식에 의해 유발되는 피팅 (pitting) 으로 인해 입자 외관을 가진다. 여기에서, 마르텐사이트는 11% 면적 백분율로 존재한다. 다각형 페라이트는 점선 외관을 가진다. 여기에서 베이나이트는 도 2 에서 블랙 화살표로 도시한 라멜라 성분 형태로 나타난다.
어떠한 아일랜드들에서, 국부적인 탄소 함량 및 그에 따른 국부적인 경화능은 변할 수 있다. 이러한 경우에, 잔류 오스테나이트는, "M-A" 아일랜드라고 하는 동일한 아일랜드, 즉 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 둘 다를 포함하는 아일랜드내에서 마르텐사이트와 국부적으로 연관된다.
마이크로구조에서 0.1 마이크로미터보다 큰 탄화물들의 개수는 한정된다. 추가의 응력 경우에, 예를 들어 홀 확장 또는 V 굽힘 시험시 손상을 제한하도록 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 인터-라스 탄화물들의 개수 (N) 는 바람직하게는 50000/㎟ 미만이어야 함을 나타낸다. 조대한 탄화물들의 과도한 존재는 후속의 성형시 조기 파괴를 유발할 수 있다.
본원에 의해 주장되는 판은 어떠한 적절한 방법으로 제조될 수 있다. 예를 들어, 본원에 의해 주장되는 방법이 사용될 수 있고 그리고 이 방법이 후술되는 단계들로 구성될 수 있다.
먼저, 본원에 의해 주장되는 조성을 가진 강이 얻어진다. 그 후, 이 강은 반제품을 주조하는데 사용된다. 이러한 주조는 잉곳들을 생성할 수 있거나 또는 강은 슬래브들 형태로 연속 주조될 수 있다.
그 후, 압연시 강에 가해질 높은 정도의 변형에 대하여 모든 지점들에서 온도가 바람직하도록, 주조된 반제품은 1150℃ 보다 큰 온도 (Trech) 가 되어 가열된 반제품을 얻을 수 있다. 이 온도 범위는 오스테나이트 범위에 있을 수 있도록 해준다. 하지만, 온도 (Trech) 가 1275℃ 보다 크다면, 오스테나이트 입자는 원하지 않게 크게 성장하고 보다 더 조대한 최종 구조를 유발한다.
물론, 슬래브를 재가열하지 않고 주조한 후에 바로 열간 압연을 실시할 수도 있다.
그리하여, 반제품은 강의 구조가 전체적으로 오스테나이트인 온도 범위에서 열간 압연된다. 압연 종료시의 온도 (Tfl) 가 냉각시 페라이트로의 오스테나이트의 변태 시작 온도 (Ar3) 보다 낮으면, 페라이트 입자는 압연에 의해 가공 경화되고, 연성은 상당히 저감된다.
그 후, 열간 압연된 제품은 540 ~ 590℃ 의 온도에서 권취된다. 이 온도 범위는 권취와 관련된 준등온 (quasi-isothermal) 유지 후 서랭시 완전한 베이나이트 변태를 얻을 수 있도록 해준다. 590℃ 보다 큰 권취 온도는 원하지 않는 산화물의 형성을 유발한다. 권취 온도가 너무 낮으면, 생성물의 경도가 증가하고, 이는 추후의 냉간 압연시 필요한 힘을 증가시킨다.
그 후, 열간 압연된 생성물은 자체 공지된 방법을 사용하여 산세된다.
그 후, 권취된 강판의 배치 소둔 (batch annealing) 이 실시되어, 유지 온도 (Tm) 는 410℃ 보다 크고, 유지 온도 (Tm) 및 유지 시간 (tm) 은 이하와 같다:
2.29 × Tm (℃) + 18.6 × tm (h) ≥ 1238
이러한 열처리는 열간 압연된 강판의 모든 지점에서 1000 MPa 미만의 기계적 강도를 가질 수 있도록 해주어, 판의 중심과 가장자리들 사이의 경도 변화를 최소화시킨다. 이는, 성형된 구조를 연화시킴으로써 이후의 냉간 압연 단계를 상당히 용이하게 한다.
그 후, 냉간 압연은 유리하게는 30 ~ 80% 범위인 압하비로 실시된다.
그 후, 냉간 압연된 생성물은, 초당 2 ~ 6℃ 의 평균 가열 속도 (Vc) 에서, 바람직하게는 연속 소둔 설비에서 가열된다. 이하의 소둔 온도 (T1) 와 조합되어, 상기 가열 속도의 범위는, 엄격하게 5% 미만의 비재결정된 페라이트의 분획물을 얻을 수 있게 해준다.
가열은 Ac3 - 15℃ ~ Ac3 - 45℃ 온도, 특히 중간 임계 범위의 온도 범위의 소둔 온도 (T1) 로 연속되어, 중간 임계 범위에서 형성된 다각형 페라이트가 없지 않는 구조가 얻어진다. 자체 공지된 팽창 방법 (dilatometric method) 은 Ac3 값을 결정하는데 사용될 수 있다.
T1 이 (Ac3 - 45℃) 미만이면, 이 구조는 상당한 페라이트 분획물을 포함할 수 있고, 본원에 의해 특정된 기계적 특성들을 얻지 못한다. 반대로, T1 이 (Ac3 - 15℃) 초과이고 T1 에서 유지한 후 냉각시 페라이트가 형성되지 않으면, 균일한 연신 및 굽힘가공성 (V 굽힘 시험) 이 본원의 목표, 즉 균열의 발생 없이 12% 의 균일한 연신 및 V 굽힘시 90°내에 있지 않는다. 더욱이, 온도 T1 이 임계점 Ac3 에 접근하면, 제조시 산업 조건들이 약간 변동할 수 있기 때문에 위험이 있다. 그리하여, T1 에서 유지를 종료할 시, 마이크로구조는 5% 미만이어야 하는 매우 낮은 비율의 페라이트를 가진 전체적으로 오스테나이트 또는 부분적으로 페라이트일 수 있다. 이는, 프로세스의 종료시 생성되는 판에 대하여 불안정한 기계적 특성을 유발하고, 이는 모터 차량용 구조 부품들의 최종 성형시에 원하지 않는 영향을 준다.
본원에 의해 주장되는 소둔 온도 (T1) 는 충분한 양의 중간 임계 오스테나이트를 얻을 수 있도록 해주어, 그 후에 냉각시, 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되고 그리고 원하는 기계적 특성들이 얻어질 수 있도록 하는 양의 베이나이트를 형성한다.
온도 (T1) 에서 50 s 이상의 최소 유지 시간 (t1) 은, 이전에 형성된 탄화물들의 용해, 특히 오스테나이트로의 충분한 변태를 가능하게 한다. 500 s 초과의 유지 시간은 연속 소둔 설치물의 수율 요건, 특히 코일의 풀림 속도를 조화시키는 것이 어렵다. 그리하여, 유지 시간 (t1) 은 50 ~ 500 s 이다.
소둔 유지 종료시에, 판은 370 ~ 430℃ 범위가 바람직한 온도에 도달할 때까지 냉각되고, Ms - 20℃ ~ Ms + 40℃ 범위의 온도가 이상적이며, 그리하여 냉각 속도 (Vref) 는 펄라이트의 형성을 방지하기에 충분히 빨라야 한다. 이를 위해, 제 1 냉각 단계는 냉각 속도 (VR1) 가 초당 50 ~ 1500℃ 범위에 있도록 한다.
페라이트로의 오스테나이트의 부분적인 변태는 제 1 냉각 단계에서 상기 스테이지에서 발생할 수 있다. 이는, 탄소가 오스테나이트 쪽으로 축출되면, 오스테나이트를 안정화시키는 것이 가능하여, 탄소가 페라이트에서 많이 용해되지 않기 때문에 TRIP 영향을 촉진시킬 수 있다. 주변 조건에서 페라이트를 안정화시키도록 잔류 페라이트에서 탄소의 함량은 0.8% 를 초과하는 것이 유리하다. 냉각의 제 2 스테이지의 목적은 370 ~ 430℃ 범위에서 유지하기 전에 펄라이트의 형성을 방지하는 것이다.
탄소로 오스테나이트를 농후화시킴으로써 베이나이트의 변태 및 그로 인한 오스테나이트의 안정화를 가능하게 하도록 370℃ ~ 430℃ 의 온도 범위에서의 유지 시간은 100 초보다 길어야 한다. 또한, 유지 시간은 베이나이틱 페라이트의 면적 백분율을 한정하도록 1000 s 미만이어야 한다. 이러한 한정은 또한 50000/㎟ 보다 큰 밀도를 가진 0.1 마이크로미터 보다 큰 조대한 탄화물들의 형성을 방지할 수 있도록 해준다.
그 후, 판은 주변 온도에서 3 ~ 25℃/s 범위의 속도 (VR2) 에서 냉각된다. 그 결과, 면적 백분율로, 5 ~ 20% 다각형 페라이트, 10 ~ 15% 잔류 오스테나이트, 및 5 ~ 15% 마르텐사이트를 가지고 그리고 잔부는 베이나이트로 구성된, 냉간 압연 및 소둔된 강판이 된다.
그 후, 후속의 배치 소둔 열처리가 유리하게 실시되어, 냉간 압연 및 소둔된 강판은 10h ~ 48h 범위의 유지 시간 (tbase) 에 대하여 150℃ ~ 200℃ 범위의 유지 온도 (Tbase) 에서 유지되어 탄성 한계 및 굽힘가공성을 개선시킨다.
발명자들은 또한 본원에 의해 주장되는 방법에서 한정된 조건들내에서 제조 파라미터들의 최소한의 변화로 마이크로구조 또는 기계적 특성들의 주요한 변경을 유발하지 않고, 이는 제조된 생성물의 특성들 중 안정성 면에서 유리하다.
본원은 비한정적인 실시예들에 기초하여 이하 설명된다.
실시예들
중량% 로 나타낸 이하의 표 1 에 나타난 조성을 가진 2 개의 강들이 준비된다.
Figure 112013112095714-pct00001
강 A 는 본원에 의해 주장되는 바와 같은 화학적 조성을 가지는 반면, 강 B 는 Cr 함량이 너무 높기 때문에 본원과 일치하지 않는 참조예이다.
엄밀하게 0.01% 미만으로 존재하는 원소들은, 그 함량이 잔류물로 고려되는 원소들이다. 즉, 해당 원소는 의도적으로 첨가되지 않았지만 이의 존재는 다른 합금 원소들에서 불순물로 인해서이다.
전술한 조성들에 대응하는 강들은 표 2 에 나타낸 제조 조건들하에서 제조되었다.
강 A 와 강 B 의 조성물에는 상이한 소둔 조건이 가해졌다. 열간 압연 전의 조건들은 동일하고, 1250℃ 까지의 재가열, 920℃ 의 압연 종료시 온도 및 550℃ 의 권취 온도이다. 그 후, 열간 압연된 생성물은 모두 산세된 후 30 ~ 80% 범위의 압하비로 냉간 압연된다.
표 2 는 이하의 명칭으로 냉간 압연 후에 소둔된 강판들에 대하여 제조 조건들을 나타낸다:
- 유지 온도 : T1
- 냉각 종료시 온도 : Tfr
- Tfr 에서의 유지 시간 : t1
- 후속의 배치 소둔 처리 : 예 또는 아니오
후속의 배치 소둔 처리는, 만약에 있다면, 170℃ 까지 온도를 증가시키고 이 온도에서 10H 동안 유지한 후 24 시간 실시되고, 추가로 제어되지 않은 냉각을 실시한다.
T1 ~ Tfr 의 냉각 속도는 모두 50 ~ 1500℃/s 범위에 있다.
Figure 112013112095714-pct00002
표 2 에서 참조예 R1 ~ R5 는 본원과 일치하지 않는 조건들하에서 제조된 강판들을 나타낸다. 본원과 일치하지 않는 파라미터들은 밑줄 그어져 있다. 조성물 A 로부터 유래하는 참조예들 R1 ~ R4 는, 유지 온도 (T1) 가 Ac3 - 15℃ 초과이기 때문에 본원과 일치하지 않는다. 여기에서, Ac3 는 팽창계에 의해 측정된 835℃ 이다. 본원과 일치하지 않는 조성물 B 로부터 유래하는 참조예 R5 는 Ac3 - 15℃ 초과에서 소둔되었다.
실시예들 l1 ~ l14 는 본원에 의해 주장되는 실시예들이다. 표 3 에서는 분석된 샘플들에 대하여 얻어지는 마이크로구조의 특성들을 나타내고, 여기에서 잔류 오스테나이트는 γr 로 나타내어지고, 다각형 페라이트는 α 로 나타내어지며, 마르텐사이트는 M 으로 나타내어지고, 베이나이트는 B 로 나타내어진다. 이러한 값들은 면적 백분율로 나타내어진다.
Figure 112013112095714-pct00003
그 후, 기계적 특성들은, 도 1 에 표 4 의 치수들이 도시된 유형 ISO 20×80 의 시험편을 사용하여 측정되었다. 이러한 기계적 특성을 얻기 위해 사용된 단일축 인장력은 냉간 압연 방향에 평행한 방향으로 적용되었다.
Figure 112013112095714-pct00004
본원에 의해 주장되는 판들 모두는 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 상기 탄화물들의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 인터-라스 탄화물들을 가진 라스들 형태의 베이나이트를 나타낸다.
V 굽힘 시험시, 재료에서의 균열 발생은 판의 굽힘시 머신에 의해 가해진 힘에서 5 % 저감으로 나타내어진다. 그 후 이 시험은 상기 스테이지에서 불연속되고, 탄성 스프링백 후에 내측각이 측정되며; 이 내측각의 180°과의 차이는 본원의 관점에서 90°보다 커야 하는 상보적인 각을 부여한다.
얻어진 인장 강도 기계적 특성은, 이하의 약자로, 이하의 표 5 에 나타내어져 있다:
- 탄성 한계 : Re
- 기계적 강도 : Rm
- 균일한 연신 : Al. Unif.
- 균열 발생시에 상보적인 각 (°) 을 가진 V 굽힘 : V bend
- Ne : 측정되지 않음
Figure 112013112095714-pct00005
5 개의 참조예들 R1 ~ R5 는 본원의 대상과 일치하지 않는 균일한 연신뿐만 아니라 V 굽힘값을 나타내는 것을 알아야 한다.
본원은, 특히 종래의 전기 아연도금 방법을 사용하여, 아연 코팅의 피착에 적합한 강판을 이용할 수 있다.
본원은, 예를 들어 비한정적인 일 실시예를 인용하기 위해 내스폿 용접성 등의 종래의 조립 공정들을 사용하여 양호한 용접가공성을 가지는 강을 이용할 수 있다.
본원에 의해 주장되는 강판들은 지상 용도인 모터 차량들에 적용하기 위해서 구조 부품들, 보강 구성품들, 안전 구성품들, 내마멸성 부품들 또는 트랜스미션 디스크들의 제조에 유리하게 사용될 수 있다.

Claims (15)

  1. 인장 강도가 1000 MPa 이상이고 균일 연신이 12% 이상인 냉간 압연 및 소둔된 강판으로서, 상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
    0.15% ≤ C ≤ 0.25%
    1.8% ≤ Mn ≤ 3.0%
    1.2% ≤ Si ≤ 2%
    Al ≤0.10%
    0% < Cr ≤ 0.50%
    0 % ≤ Cu ≤ 1%
    0 % ≤ Ni ≤ 1%
    S ≤ 0.005%
    P ≤ 0.020%
    Nb ≤ 0.015%
    Ti ≤ 0.020%
    V ≤ 0.015%
    Co ≤ 1%
    N ≤ 0.008%
    B ≤ 0.001% 를 포함하고,
    여기에서, Mn + Ni + Cu ≤ 3% 이며,
    상기 조성의 잔부는 철 및 처리로 발생한 불가피적 불순물로 이루어지고,
    여기에서, 마이크로조직은, 면적비로, 5 ~ 20% 다각형 페라이트, 10 ~ 15% 잔류 오스테나이트, 5 ~ 15% 마르텐사이트로 구성되고, 나머지는 라스들 형태의 베이나이트로 구성되고 단위 표면적당 0.1 마이크로미터보다 큰 인터-라스 탄화물들의 개수 (N) 가 50000/㎟ 이하가 되도록 상기 라스들 사이에 탄화물들을 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
    0.18% ≤ C ≤ 0.22%
    를 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
    2% ≤ Mn ≤ 2.6%
    를 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
    1.4% ≤ Si ≤ 1.8%
    를 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 조성은, 중량% 로 나타내면,
    0% < Cr ≤ 0.35%
    를 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    균열이 발생하는 V 굽힘각 (V-bend angle) 은 90°이상인, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    아연 또는 아연 합금 코팅을 또한 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판.
  8. 인장 강도가 1000 MPa 이상이고 균일 연신이 12% 이상인 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법으로서, 상기 방법은,
    - 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 따른 조성을 가지는 강을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 강을 반제품 형태로 주조하는 단계, 이후,
    - 상기 반제품을 1150℃ 보다 큰 온도 (Trech) 에 이르게 하여 재가열된 반제품을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 재가열된 반제품을 열간 압연하여, 상기 열간 압연의 종료시 온도 (Tfl) 를 850℃ 이상으로 하여 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 열간 압연된 판을 540 ~ 590℃ 범위의 온도 (Tcoil) 에서 권취하여, 권취된 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 권취된 열간 압연된 판을 주변 온도로 냉각시키는 단계, 이후,
    - 상기 권취된 열간 압연된 판의 배치 (batch) 소둔을 실시하여, 상기 권취된 열간 압연된 판의 모든 지점에서 인장 강도가 1000 MPa 이하가 되는 단계, 이후,
    - 소둔된 상기 권취된 열간 압연된 판은 풀림 및 산세되어 (pickled) 냉간 압연에 적합한 열간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 냉간 압연에 적합한 열간 압연된 판은 30 ~ 80% 범위의 압하비로 냉간 압연되어, 냉간 압연된 판을 얻는 단계, 이후,
    - 상기 냉간 압연된 판은 초당 2 ~ 6℃ 의 속도 (Vc) 에서 50 초 이상의 기간 (t1) 동안 Ac3 - 15℃ ~ Ac3 - 45℃ 의 온도 (T1) 로 재가열되어 소둔되는 단계, 이후,
    - 상기 냉간 압연된 판은 50 ~ 1500℃/s 냉각 속도에서 제 1 냉각 단계, 그 후 제 2 냉각 단계의 종료시 온도 (Tfr) 가 Ms - 20℃ 에 상응하는 온도 (Tfr1) 와 Ms + 40℃ 에 상응하는 온도 (Tfr2) 사이가 되도록 제 2 냉각 단계를 거치게 함으로써 냉각되는 단계, 이후,
    - 상기 냉간 압연된 판은 100 ~ 1000 초의 기간 (t2) 동안 Tfr1 ~ Tfr2 의 온도 범위에 유지되는 단계, 이후,
    - 상기 냉간 압연된 판은 초당 3 ~ 25℃ 의 속도 (VR2) 에서 주변 온도로 냉각되어 냉간 압연 및 소둔된 판을 얻는 단계를 포함하는, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 온도 (Tfl) 는 900℃ 이상인, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 배치 소둔은 이하가 되도록 온도 (Tm) 및 시간 (tm) 에서 유지되는 것을 포함하고,
    2.29 × Tm (℃) + 18.6 × tm (h) ≥ 1238
    여기에서, 유지 온도 (Tm) 는 또한 410℃ 보다 큰, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  11. 제 8 항에 있어서,
    상기 강판은 판금용이고, 상기 온도 (T1) 는 790℃ ~ 820℃ 인, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  12. 제 8 항에 있어서,
    상기 강판은 코팅된 판금용이고, 상기 소둔된 냉간 압연 판은 아연 또는 아연 합금으로 코팅되는, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  13. 제 8 항에 있어서,
    상기 강판은 소둔된 냉간 압연 판, 선택적으로 코팅된 소둔된 냉간 압연 판용이고, 상기 소둔된 냉간 압연판은 10h ~ 48h 범위의 유지 시간 (tbase) 동안 150℃ ~ 200℃ 범위의 유지 온도 (Tbase) 에서 소둔되는, 냉간 압연 및 소둔된 강판의 제조 방법.
  14. 지상 용도의 모터 차량을 제조하기 위해서, 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 따른 냉간 압연 및 소둔된 판을 사용하는 방법.
  15. 지상 용도의 모터 차량을 제조하기 위해서, 제 8 항에 따른 방법에 의해 제조되는 냉간 압연 및 소둔된 판을 사용하는 방법.
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