KR101845321B1 - 우수한 성형 특성을 갖는 고강도 다상 강 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 특히 경량 차량의 구조물을 위한 우수한 성형 특성을 갖는 냉간 또는 열간 압연된 강 스트립을 위한 고강도 다상 강에 관한 것으로, 다음의 원소(질량%의 함량)를 포함한다: C 0.060 내지 0.115; Al 0.020 내지 0.060; Si 0.100 내지 0.500; Mn 1.300 내지 2.500; P 0.025 이하; S 0.0100 이하; Cr 0.280 내지 0.480; Mo 0.150 미만; Ti 0.005 초과 0.050 미만; Nb 0.005 내지 0.050; B 0.0005 내지 0.0060; N 0.0100 이하; 잔부는 위에서 언급되지 않은 강 내에 존재하는 통상의 원소를 포함하는 철이다.

Description

우수한 성형 특성을 갖는 고강도 다상 강{HIGH STRENGTH MULTI-PHASE STEEL HAVING EXCELLENT FORMING PROPERTIES}
본 발명은 듀얼 베이나이트 또는 복합상 미세조직 및 특히 경량 차량 구조물을 위한 우수한 성형 특징을 갖는 고강도 다상(multiphase) 강 및 특허 청구항 1의 전제부에 따른 강판 제품의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은 또한 청구항 14에 따라 이와 같은 강을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.
격렬하게 경쟁하는 자동차 시장으로 인해, 제조자는 신속한 소모를 저감하는 한편 동시에 최상의 가능한 쾌적함 및 탑승자 보호를 유지하기 위한 해결방안을 끊임없이 모색해야 한다. 이를 위해, 한편으로 모든 차량의 부품의 중량의 감소가 중요한 역할을 하지만, 다른 한편으로 높은 정적 응력 및 작동 중의 그리고 충돌의 경우의 동적 응력의 경우에 개별 부품의 최적의 거동도 중요한 역할을 한다. 이러한 요건에 부합하도록, 원료의 공급자는 고강도 강 및 초고강도 강을 제공함으로써, 제작 및 작동 중에 개선된 성형 거동 및 부품 거동으로 차량의 시트(sheet) 두께를 감소시키는 것이 가능해진다. 그러므로, 이러한 강은 그 강도 및 연성, 에너지 흡수, 및 예를 들면, 코팅, 열간 및 냉간 성형, 용접 및/또는 표면 마감(예를 들면, 메탈릭 마감, 유기물 코팅)과 같은 처리 중에 비교적 높은 표준에 부합되어야 한다.
따라서 새롭게 개발되는 강은 요구되는 중량 감소를 만족시키는 것 이외에도 연신 한계, 인장 강도, 및 우수한 성형성에서의 파단점 연신에 관한 높은 재료적 요구 뿐만 아니라 고인성 에지 파단 저항, 에너지 흡수 및 가공 경화 효과 및 소부(bake) 경화 효과를 통한 강도에 대한 부품의 요건을 만족시켜야 한다.
그러므로, 이중상(dual phase) 강은 차량의 구조물에서 점증적으로 사용되며, 이것은 페라이트 베이스 조직으로 이루어지고, 마르텐사이트 제 2 상 및 경우에 따라 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 갖는 추가의 상을 포함한다.
매우 높은 인장 강도에서 매우 낮은 연신 한계 비율, 강한 변형 경화 및 우수한 냉간 성형성과 같은 강의 유형을 결정하는 이중상 강의 처리 특성은 충분히 공지되어 있다.
다양한 미세조직 조성을 특징으로 하는 복합상 강, 페라이트-베이나이트 강, 베이나이트 강 및 마르텐사이트 강과 같은 다상 강이 또한 점증적으로 사용된다.
열간 또는 냉간 압연된 유형의 복합상 강은 페라이트/베이나이트 베이스 조직 내에 적은 비율의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 함유하는 강이고, 여기서 지연된 재결정화 또는 미세 합금 원소의 석출로 인해 극단적인 입자 미세화가 얻어진다.
열간 압연된 구조의 페라이트-베이나이트 강은 페라이트 및/또는 경화된 페라이트의 매트릭스 내에 베이나이트 또는 경화된 베이나이트를 함유하는 강이다.
매트릭스의 경화는 높은 전위(dislocation) 밀도에 의해, 입자 미세화에 의해, 그리고 미세 합금 원소의 석출에 의해 유발된다.
열간 압연된 또는 냉간 압연된 구조의 베이나이트 강은 냉간 성형 공정을 위한 충분히 높은 연신에서 극히 높은 연신 한계 및 인장 강도를 특징으로 하는 강이다. 화학적 조성에 의해 우수한 용접성이 얻어진다. 미세조직은 전형적으로 베이나이트로 이루어진다. 경우에 따라, 마르텐사이트 및 페라이트와 같은 적은 비율의 다른 상이 함유될 수 있다.
열간 압연된 구조의 마르텐사이트 강은, 열-기계적 압연의 결과, 마르텐사이트의 기본 조직 내에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트를 함유하는 강이다. 이러한 강 유형은 냉간 성형 공정을 위한 충분히 높은 연신에서 매우 높은 연신 한계 및 인장 강도를 특징으로 한다. 다상 강의 그룹 내에서, 마르텐사이트 강이 최대 인장 강도를 갖는다.
이러한 강은 구조-관련 부품, 섀시-관련 부품 및 충돌-관련 부품 뿐만 아니라 유연하게 냉간 압연되는 시트에서 사용된다. 이러한 TRB재(Tailor Rolled Blank) 경량 제작 기술(TRB®)은 응력에 대해 조절되는 부품의 길이에 걸쳐 시트의 두께를 선택함으로써 상당한 중량 감소를 가능하게 한다.
현재 공지된 합금 및 이용 가능한 연속 어닐링 시스템의 경우, TRB®의 제조는 다상 미세조직을 갖는 시트 두께를 심하게 변화시키기 위해서는, 냉간 압연 전의 열 처리와 같은, 제한을 통해서 가능해진다. 종래의 공정 윈도(window) 내에서 상이한 시트 두께의 영역에서 발생하는 온도 구배로 인해, 냉간 압연된 강 스트립 및 열간 압연된 강 스트립 내에 균일한 다상 미세조직이 형성될 수 없다.
경제적인 이유로, 냉간 압연된 강 스트립은 통상적으로 연속 어닐링 방법으로 재결정되도록 어닐링되어, 성형성이 우수한 고품질 강 시트가 된다. 합금 조성 및 스트립의 단면적에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도와 같은 공정 파라미터는 요구되는 기계적-기술적 특성에 따라 요구되는 미세조직을 갖도록 조절된다.
이중상 미세조직을 조절하기 위해, 열간 압연 스트립 및 냉간 압연 스트립은 냉각 중에 요구되는 미세조직이 형성되는 온도로 연속 어닐링 노 내에서 가열된다. 복합상 미세조직, 마르텐사이트 미세조직, 페라이트-베이나이트 미세조직 및 순수 베이나이트 미세조직을 갖는 강을 조절하는 경우에도 마찬가지이다.
높은 부식 방지 요건으로 인해, 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립의 표면이 용융 도금되어야 하는 경우, 어닐링은 통상적으로 아연도금 욕(galvanizing bath)의 상류에 위치되는 연속 어닐링 노 내에서 실시된다.
또한 열간 압연 스트립에서도, 요구되는 미세조직은 요구되는 기계적 특성을 실현하기 위해 합금 컨셉에 따라 연속 노 내에서의 어닐링으로 조절될 뿐이다.
예를 들면, 간행된 공보 EP 0152665B1, EP 0691415B1, 및 EP 0510718 B1로부터 공지된 합금 컨셉을 갖는 열간 압연 또는 냉간 압연된 강 스트립의 연속 어닐링에서, 문제는 단면적의 급격한 증대의 경우에 공정 파라미터를 조절하지 않고 스트립의 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 확보하기 위해, 어닐링 파라미터를 위한 좁은 공정 윈도만이 사용가능하다는 것이다.
여기서 좁은 공정 윈도라 함은, 어닐링될 스트립의 단면적에 따라, 스트립 내의 그리고 냉각 중에 균일한 온도 분배를 통해 요구되는 미세조직 및 기계적-기술적 특성을 달성하도록 공정 파라미터가 조절되어야 한다는 것을 의미한다. 증대되는 공정 윈도는 또한 동일한 공정 파라미터를 사용하면서도 어닐링될 스트립의 상이한 단면적에서 요구되는 스트립 특성을 가능하게 한다.
게다가 스트립의 길이에 걸쳐 상이한 시트 두께를 갖는 유연하게 압연되는 스트립, 종종 예를 들면 1.5 및 2.0 mm의 상이한 두께 및/또는 예를 들면 900 및 1400 mm의 상이한 폭을 갖는 스트립은 연속적으로 어닐링되어야 한다.
특히 하나의 밴드로부터 다른 밴드로의 천이 영역에서 상이한 두께의 경우에는 균일한 온도 분포를 달성하기가 곤란하다. 지나치게 작은 공정 윈도를 갖는 합금 조성의 경우, 이것으로 인해 더 얇은 밴드가 연속 어닐링 중에 지나치게 느리게 노를 통과하게 되므로 생산성의 저하가 초래되고, 또는 더 두꺼운 스트립이 지나치게 빠르게 노를 통과함으로써 요구되는 어닐링 온도 및 요구되는 미세조직이 얻어지지 않는다. 이로 인해 폐기물과 심지어 고객으로부터의 항의가 증가한다.
따라서, 상변화는 온도 및 시간에 의존하여 발생하므로 결정적인 공정 파라미터는 연속 어닐링 중의 속도의 조절이다. 연속 어닐링 중에 온도 및 시간 코스를 변화시킬 때, 강의 기계적 특성의 균일성에 관한 허용범위가 크면 클수록 공정 윈도가 더 커진다.
어닐링 중 지나치게 좁은 공정 윈도의 문제는 스트립의 길이 및 스트립의 폭에 걸쳐 변화하는 시트 두께를 갖는 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립으로부터 응력-최적화된 부품을 제조해야 하는 경우 및 예를 들면 유연하게 압연되는 경우에 특히 두드러진다.
스트립 길이에 걸쳐 상이한 두께를 갖는 강 스트립을 제조하는 방법은, 예를 들면, DE 100-378-67A1에 기재되어 있다.
다상 강의 그룹을 위한 공지된 합금 컨셉을 이용하는 경우, 좁은 공정 윈도는 상이한 두께를 갖는 스트립의 연속 어닐링에서 스트립의 전체 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 조절하는 것을 극히 어렵게 만든다. 게다가 복합상 강은 이중상 강보다 더욱 더 좁은 공정 윈도를 갖는다.
공지된 조성의 강으로부터 유연하게 압연되는 냉간 압연 스트립의 경우, 시트 두께가 작은 영역은 냉각 중의 변태의 결과로서의 큰 마르텐사이트 비율로 인해 과도한 강도를 갖거나, 시트 두께가 더 큰 영역은 불충분한 마르텐사이트 비율의 결과로서 지나치게 낮은 강도를 얻는다. 스트립 길이 또는 스트립 폭에 걸쳐 균일한 기계적-기술적 특성은 공지된 합금 컨셉을 이용하여 연속 어닐링으로 사실상 달성될 수 없다.
미세조직 상(phase)의 체적 비율의 제어된 조절을 통해 스트립 폭 및 스트립 길이에 걸쳐 좁은 영역에서 최종의 기계적-기술적 특성을 달성하는 목표는 최우선 사항이고, 그러므로 증대된 공정 윈도를 통해서만 가능하다. 다상 강을 위한 공지된 합금 컨셉은 지나치게 좁은 공정 윈도를 특징으로 하고, 그러므로 특히 유연하게 압연되는 스트립의 경우에 문제의 해결에 부적합하다. 공지된 합금 컨셉의 경우, 한정된 단면적 영역을 갖는 하나의 강도 등급(strength class)의 강만이 제조될 수 있어서 다른 강도 등급 및/또는 다른 단면적 영역에 대해서는 다른 합금 컨셉이 요구된다.
그러므로 본 발명은 상기 목적에 기초하여 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립의 연속 어닐링을 위한 공정 윈도를 증대시킬 수 있는, 넓은 범위의 상이한 미세조직 조성을 갖는 고강도 다상 강을 위한 상이한 합금 컨셉을 제안하여, 상이한 단면적을 갖는 스트립 외에도 스트립 길이 및 스트립 폭에 걸쳐 다양한 두께를 갖고, 가능한 균일한 기계적-기술적 특성을 갖는 강 스트립이 제조될 수 있도록 한다. 더욱이, 상이한 강도 등급에 대한 요구에 부합할 수도 있는 합금 컨셉이 제안된다. 더욱이, 이러한 강으로 제조되는 스트립을 제조하기 위한 방법이 제안된다.
본 발명의 사상에 따르면, 이 목적은 다음의 함량(중량%)을 갖는 강에 의해 해결된다
C: 0.060 내지 0.115,
Al: 0.020 내지 0.060,
Si: 0.100 내지 0.500,
Mn: 1.300 내지 2.500,
P: 0.025 이하,
S: 0.0100 이하,
Cr: 0.280 내지 0.480,
Mo: 0.150 이하,
Ti: 0.005 초과 0.050 미만,
Nb: 0.005 내지 0.050,
B: 0.0005 내지 0.0060,
N: 0.0100 이하,
보통 강의 트램프 엘리먼트(tramp element)를 포함하여 잔부의 철은 위에 언급되어 있지 않다.
본 발명에 따른 강은 공지의 강에 비해 상당히 증대되는 공정 윈도의 이점을 갖는다. 이것으로 인해 다상 미세조직을 갖는 냉간 압연 및 열간 압연 스트립의 연속 어닐링에서 공정의 신뢰성이 증대된다. 따라서, 상이한 단면적이나 아니면 동일한 공정 파라미터의 경우에도 연속 어닐링되는 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립을 위한 스트립에서 더욱 균일한 기계적-기술적 특성이 보장될 수 있다.
이것은 상이한 스트립 단면적을 갖는 연속 스트립의 연속 어닐링을 위해서 뿐만 아니라 스트립 길이 또는 스트립 폭에 걸쳐 다양한 시트 두께를 갖는 스트립을 위해서 적용된다. 이것은 예를 들면, 1mm 미만의 스트립 두께, 1 내지 2 mm의 스트립 두께, 및 2 mm를 초과하는 스트립 두께의 선택된 두께 영역에서의 처리를 가능하게 한다.
연속 어닐링 방법으로 다양한 시트 두께를 갖는 다상 강으로 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립이 제조되는 경우, 응력-최적화된 부품이 성형에 의해 이러한 재료로부터 유리하게 제조될 수 있다. 제조된 재료는 아연도금 라인 또는 드레싱된 상태(dressed state) 및 드레싱되지 않은 상태(중간 어닐링)의 순수한 연속 어닐링 시스템을 통해 냉간 압연 스트립 뿐만 아니라 열간 압연 스트립으로서 제조될 수 있다. 동시에, 표적화된 방식으로 공정 파라미터를 변화시킴으로써 강이 상이한 강도 등급으로 제조될 수 있도록 미세조직 비율을 조절하는 것이 가능하다.
본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 강 스트립은, AC1과 AC3 사이의 임계간(inter-critical) 어닐링으로, 또는 공지된 합금 컨셉에 비교되는 최종 제어되는 냉각을 갖는 AC3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링으로 다상 강 또는 베이나이트 강을 제조할 때, 온도 및 처리 속도에 관하여 상당히 더 넓은 공정 윈도를 특징으로 한다.
200 내지 250℃의 중간 온도에서 일시 정지(holding)되고, 또한 사전에 선택적으로 재가열되는, 700 내지 950℃의 어닐링 온도 및 420 내지 470℃의 온도에 이르는 15 내지 100℃/초의 냉각 속도는 유리한 것으로 입증되었고, 이것에 의해 요구되는 다상 미세조직은 스트립 길이에 걸쳐 균일하게 조절될 수 있다. 이것은 유연하게 압연되는 스트립의 어닐링 시에 또는 상이한 단면적을 갖는 스트립의 추후의 어닐링에서 특히 유리하고, 따라서 극히 균일한 재료 특성을 달성할 수 있게 한다.
본 발명에 따른 넓은 공정 윈도를 달성하기 위한 필요조건은 미세 합금 원소인 티타늄, 니오븀 및 붕소의 조합 및 선택적인 몰리브덴의 첨가이다.
미세한 티타늄 석출물은 니오븀-탄화물과 동일한 방식으로 작용하고, 함께 이 효과를 증진시킨다. 티타늄은 질소와 결합하고, 그러므로 질소는 붕소 합금이 작용할 수 있는 붕소-질화물의 형성을 위해 더 이상 사용할 수 없다. 이 경우, 유리(free) 붕소로서 존재하는 붕소의 첨가에 의해 경화능의 증대가 유발된다.
붕소는 높은 경화 이외에도 높은 경도 침투(hardness penetration)를 특징으로 하는 원소들 중의 하나이다. 공정 전도(process conduction) 또는 스트립의 형상에 의해 유발되는 냉각 속도의 차도 더 작은 영향을 주므로, 미세조직은 더욱 등방성이 되고, 이것은 또한 더 큰 공정 윈도를 유발한다
유리 붕소는 시트 두께를 통해 보았을 때 비교적 균일한 미세조직(동일한 미세조직 비율)을 생성할 수 있다. 스트립의 길이에 걸쳐 또는 그 폭에 대해 발생하는 온도 구배의 덜 현저한 영향에 대해서도 마찬가지이다.
전통적인 2상 강에서, 망간, 크롬 및 규소 이외에 탄소도 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태의 원인이다. 그러므로 붕소로 인해 탄소의 일부분이 치환될 수 있다. 탄소는 강에서 가장 강한 편석 원소 중의 하나이므로 이것도 또한 미세조직에 긍정적인 영향을 미친다. 이것에 의해, 국부적으로 상이한 열역학적 구동력을 유발하는 편석이 덜 현저해지고, 따라서 온도 변동에 관련되는 공정 및 형태에 대해 더 높은 안정성이 얻어진다.
이것은 니오븀 이외에 티타늄 및 붕소의 추가적인 첨가가 냉각 후에 페라이트 영역을 더 늦은 시점으로 상당히 이동시키는 재료의 특징이다. 이것은 복합상 강 및 베이나이트 강을 위한 포텐셜(potential)을 가능하게 한다.
페라이트의 비율은 공정 파라미터에 따라 베이나이트의 비율의 증가에 의해 다소 감소된다. 3 가지 미세 합금 원소의 조합은 전술한 재료적 다양성을 가능하게 한다. 실험결과, 니오븀과 붕소의 미세원소 조합만으로는 넓은 공정 윈도 및 그에 따라 전형적으로 요구되는 열간 압연 스트립을 위한 적어도 750 MPa 및 냉간 압연된 열간 압연 스트립 및 냉간 압연 스트립을 위한 적어도 780 MPa의 인장 강도 범위를 달성하기에 불충분하다는 것이 밝혀졌다. 이것은 티타늄의 첨가를 통해서 비로서 가능해 졌다.
0.115% 이하의 낮은 탄소 함량의 조절에 의해 탄소 당량을 감소시킬 수 있고, 이것에 의해 용접성이 향상되고, 용접 중의 과도한 경화가 방지된다. 저항 스폿 용접에서, 전극의 수명이 상당히 증가될 수 있다.
탄화물 및 질화물 형성은 약 1000℃를 초과하는 온도 또는 α/β 변태 후에, 즉 티타늄 및 니오븀의 경우에 비해 상당히 늦게 비로서 개시된다. 따라서, 바나듐은 오스테나이트에서의 적은 수의 석출물로 인해 입자 미세화 효과를 거의 가지지 않는다. 오스테나이트 입자의 성장은 또한 바나듐 탄화물의 지연된 석출에 의해 억제되지 않는다. 따라서, 강도 증대 효과는 거의 석출 경화만을 기초로 한다.
바나듐의 이점은 오스테나이트에서의 높은 고용도 및 낮은 석출 온도에 의해 유발되는 미세 석출물의 큰 체적 비율이다.
이하에서, 본 발명에 따른 합금 내에서의 이 원소의 효과가 더 상세히 설명된다. 다상 강의 화학 조성은 전형적으로 유사한 원소들이 미세 합금 원소와 함께 또한 미세 합금 원소 없이 결합되는 조성이다. 트램프 엘리먼트는 분석의 컨셉을 완결한다.
트램프 엘리먼트는 철광석 내에 이미 존재하거나 제조에 기인되어 강 내에 도입되는 원소이다. 그러나, 트램프 엘리먼트는 그 압도적인 부정적 효과로 인해 통상적으로 바람직하지 않다. 트램프 엘리먼트를 허용 가능한 함량까지 제거하거나 이것을 덜 유해한 형태로 변환하는 것이 강구된다.
수소(H)는 격자 응력을 유발함이 없이 철 격자를 통해 확산될 수 있는 유일한 원소이다. 그 결과, 수소는 철 격자 내에서 비교적 이동 가능하고, 제조 중에 비교적 쉽게 흡수될 수 있다. 결국 수소는 원자(이온)의 형태로 철 격자 내에 흡수될 수 있을 뿐이다.
수소는 강한 취화(embrittling) 효과를 갖고, 바람직하게 에너지적으로 유리한 위치(간극, 입계 등)로 확산한다. 간극은 수소 트랩(hydrogen trap)으로서 작용하고, 재료 내에서 수소의 보유 시간을 상당히 증가시킨다.
분자 수소로의 재결합은 냉간 균열을 초래할 수 있다. 이러한 거동은 수소 취성 또는 수소-유발되는 장력 균열 부식에서 발생한다. 수소는 또한 소위 지연 파괴(delayed fracture)의 원인으로서 종종 인식되고, 이 지연 파괴는 외부의 장력이 없이 발생한다.
그러므로, 강에서 수소는 가능한 한 낮게 유지되어야 한다.
산소(O): 용융 상태에서, 강은 기체에 대해 비교적 높은 흡수 능력을 갖지만 실온에서 산소는 원자의 형태로 재료 내에 확산될 수 있을 뿐이다. 강한 취화 효과 및 시효 저항에 미치는 부정적 효과 때문에, 산소는 제조 중에 가능한 한 많이 감소시키도록 강구된다.
산소를 감소시키기 위해, 한편으로 진공 처리와 같은 공정 기술적 방법과 다른 한편으로 분석적 방법이 사용될 수 있다. 어떤 합금 원소를 첨가함으로써, 산소는 덜 위험한 상태로 변환될 수 있다. 따라서, 망간, 규소 및/또는 알루미늄에 의한 산소의 결합이 일반적이다. 그러나, 이것에 의해 생성되는 산화물은 간극의 형태로 재료 내에 부정적인 특성을 유발할 수 있다. 그러나, 특히 알루미늄 산화물의 미세한 석출물의 경우에는 입자 미세화가 발생할 수도 있다.
이러한 이유로, 강 내의 산소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
질소(N)는 또한 강의 제조에서 트램프 엘리먼트이다. 유리 질소를 갖는 강은 강한 시효 효과를 일으키는 경향이 있다. 질소는 전위에서 저온에서 이미 확산되어 전위를 봉쇄시킨다. 이것에 의해, 질소는 신속한 인성 손실에 관련되는 강도 증가를 유발한다. 질화물의 형태로의 질소의 결합은 합금에 알루미늄이나 티타늄을 첨가함으로써 가능하다.
이러한 이유로, 질소 함량은 0.0100% 이하로, 유리하게는 0.0090% 이하로, 또는 최적으로는 0.0070% 이하로, 또는 불가피한 트램프(tramp) 양으로 제한된다.
황(S)은 인과 마찬가지로 미량 원소로서 철 광석 내에 결합되어 있다. 황은 심한 편석의 경향을 갖고 또한 강한 취화 작용을 하므로 강(자동화 강 제외)에서 바람직하지 않다. 그러므로(예를 들면, 초진공 처리에 의해) 용탕 내에서 가능한 소량인 황의 양을 달성하는 것이 강구된다. 더욱이, 존재하는 황은 망간을 첨가함으로써 비교적 무해한 성분인 망간 황화물(MnS)로 변환된다.
망간 황화물은 압연 공정 중에 열상(row-like)으로 압연되고, 변태를 위한 핵(nucleus)으로서 작용한다. 특히 확산 제어 변태의 경우, 망간 황화물은 밴드상(band-like)으로 구성되는 미세조직을 형성하고, 매우 두드러진 미세조직 밴드화의 경우 열악한 기계적 특성(예를 들면, 분산된 마르텐사이트 아일랜드(island) 대신 현저한 마르텐사이트 밴드의 경우, 비등방성 재료 특성인 감소된 파단점 연신)을 초래할 수 있다.
이러한 이유로, 황 함량은 0.0100% 이하 또는 불가피한 트램프 양으로 제한된다.
인(P)은 철 광석으로부터의 미량 원소이고, 철 격자 내에 치환 원자로서 용해된다. 고용체(solid solution) 경화를 통해, 인은 강도를 증가시키고, 경화능을 향상시킨다.
그러나, 인의 낮은 확산 속도로 인해 인은 강한 편석의 경향을 갖고 또한 인성을 감소시키므로, 가능한 한 많은 인 함량을 저하시키는 것이 통상적으로 강구된다. 입계에서의 인의 퇴적은 보통 입계 파괴를 초래한다. 더욱이, 인은 인성 거동으로부터 취성 거동으로의 천이 온도를 300℃까지 상승시킨다. 열간 압연 중에, 표면에 인접하는 인 산화물은 입계에서 파괴 편석을 일으킬 수 있다.
그러나, 일부의 강에서 인 산화물은 저비용 및 높은 강도 증가에 기인되어 미세 합금 원소로서 소량(0.1% 미만)으로 사용된다. 따라서, 인은 때때로 이중상 강에서 강도 담체(strength carrier)로서도 사용된다.
전술한 이유로, 인 함량은 0.025% 이하로, 또는 불가피한 트램프 양으로 제한된다.
통상적으로 합금 원소는 표적화된 방식으로 어떤 특성에 영향을 주도록 강에 첨가된다. 합금 원소는 상이한 강에서 상이한 특성에 영향을 줄 수 있다. 일반적으로, 이 효과는 물질의 양 및 용해 상태에 크게 의존한다.
예를 들면, 용해된 형태에서, 소량의 크롬도 강의 경화능을 더욱 상당히 증대시킬 수 있다. 크롬 탄화물의 형태로, 크롬은 입자 경화의 결과로서 강도의 직접적인 증대를 유발할 수 있다. 그러나, 핵의 증가를 통해 그리고 용해 탄소의 양을 감소시킴으로써 경화능은 감소된다.
따라서, 상황은 더 다양하고 복잡해질 수 있다. 이하에서, 합금 원소의 효과가 더 상세히 설명된다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로서 간주된다. 우선 탄소의 존재는 철을 강으로 변화시키는 원인이 된다. 이러한 사실에도 불구하고, 탄소 함량은 강의 제조 중에 대폭적으로 감소된다. 연속 용융 침지 도금(hot-dip coating)을 위한 이중상 강에서, 등급에 따라 DIN EN 10346에 따른 탄소의 비율은 최대 0.23%이고, 최소 값은 제시되어 있지 않다.
탄소는 그 작은 원자 반경으로 인해 철 격자 내에 침입형으로 용해된다. α-철에서의 용해도는 최대 0.02%이고, β-철에서는 최대 2.06%이다. 용해된 형태에서, 탄소는 강의 경화능을 상당히 증대시킨다.
용해된 상태에서 유발된 격자 응력으로 인해, 확산 과정이 방해를 받고, 따라서 변태 과정이 지연된다. 더욱이, 탄소는 오스테나이트의 형성을 촉진하고, 즉 탄소는 오스테나이트 영역을 더 낮은 온도까지 확장시킨다. 강제 용해되는 탄소 함량을 증가시키면, 격자 왜곡이 증대되고, 이것에 의해 마르텐사이트의 강도 값이 증대된다.
탄소는 또한 탄화물을 형성하기 위해 요구된다. 일례는 시멘타이트(Fe3C)로서, 이것은 거의 모든 강에 존재한다. 그러나, 상당히 더 강한 특수 탄화물은, 예를 들면, 크롬, 티타늄, 니오븀, 바나듐과 같은 다른 금속과 함께 형성될 수 있다. 석출물의 유형 뿐만 아니라 분포 및 크기는 얻어지는 강도 증가를 위해 상당히 중요하다. 한편으로 충분한 강도를, 그리고 다른 한편으로 우수한 용접성을 확보하기 위해, 최소 C 함량은 0.060%이고, 최대 C 함량은 0.115%이다.
규소(Si)는 주조 중에 산소와 결합하고, 그 결과 강 내의 편석 및 혼입을 감소시킨다. 더욱이, 규소는 단지 최소로 감소되는 파단점 연신에서 혼성 결정(hybrid crystal) 경화를 통해 페라이트의 강도 및 연신 한계 비율을 증가시킨다. 규소의 더 중요한 효과는 페라이트의 형성을 더 짧은 시간으로 이동시킴으로써 ??칭(quenching) 전에 충분한 페라이트가 형성될 수 있게 하는 것이다. 페라이트 형성을 통해 오스테나이트는 탄소가 부화되어 안정화된다. 더욱이, 규소는 더 낮은 온도 범위에서, 특히 베이나이트 형성의 범위에서 탄화물의 형성을 방지(탄소의 고갈을 방지)함으로써 오스테나이트를 안정화시킨다. 연속 아연도금에서, 규소는 어닐링 중에 표면으로 확산되어 그곳에서 규소 산화물을 형성할 수 있다. 아연 욕 내의 침지(dip) 단계 중에, 규소 산화물은 강과 아연 사이의 폐쇄된 접착층의 형성과 간섭할 수 있다(억제 층). 그 결과 아연의 접착이 불량해지고, 아연도금되지 않은 부위가 발생한다.
더욱이, 높은 규소 함량에서, 열간 압연 중에 강하게 접착되는 스케일(scale)이 형성될 수 있으므로, 이것은 추가의 공정 상에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
전술한 이유로, 최소 Si 함량은 0.100%이고, 최대 Si 함량은 0.500%이다.
망간(Mn)은 유해한 황을 망간 황화물로 변환시키기 위한 탈황을 위해 거의 모든 강에 첨가된다. 더욱이, 망간은 고용체 강화에 의해 페라이트의 강도를 증대시키고, α/β 변태를 저온으로 이동시킨다.
이중상 강의 합금 내에 망간을 첨가하는 주된 이유는 경도 침투의 상당한 개선이다. 확산의 방해로 인해, 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간으로 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 낮아진다.
규소와 유사하게, 망간은 표면에서 고농도로 망간 산화물을 형성할 수 있고, 아연의 접착 특성 및 표면의 외관에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
그러므로 망간 함량은 1.300 내지 2.500%로 설정된다.
크롬(Cr): 이중상 강에서 크롬의 첨가는 주로 경도 침투를 향상시킨다. 용해된 상태에서, 크롬은 펄라이트 및 베이나이트 변태를 더 긴 시간으로 이동시키고, 동일한 시간에서 마르텐사이트 개시 온도를 저하시킨다.
더 중요한 효과는, 아연 욕 내에서 거의 강도 손실이 발생하지 않도록, 크롬은 템퍼링 저항을 상당히 증대시키는 것이다.
더욱이, 크롬은 탄화물 형성 원소이다. 크롬이 존재하는 경우, 오스테나이트화 온도는 크롬 탄화물을 용해하기 위해 충분히 고온으로 선택되어야 한다. 그렇게 하지 않으면 증가되는 핵의 수로 인해 경도 침투의 열화가 초래될 수 있다.
그러므로 Cr 함량은 0.280 내지 0.480%의 값으로 설정된다.
몰리브덴(Mo): 크롬과 유사하게, 몰리브덴은 경화능을 향상시키기 위해 첨가된다. 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간으로 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 낮아진다.
아연 욕에서의 강도의 무손실이 예상되도록, 그리고 고용체 강화를 통한 페라이트의 강도 증가를 유발하도록, 몰리브덴은 또한 템퍼링 저항을 상당히 증가시킨다.
Mo 함량은 계의 크기, 구성 및 미세조직 조절에 따라 합금에 선택적으로 첨가되고, 여기서 효과를 달성하기 위한 최소 첨가는 0.050%이어야 한다. 비용의 문제로, Mo 함량은 최대 0.150 %로 설정된다.
구리(Cu): 구리의 첨가는 인장 강도 및 경도 침투를 향상시킬 수 있다. 니켈과 함께, 크롬 및 인 구리(phosphorous copper)는 표면에서 보호성 산화물 층을 형성할 수 있고, 이것은 부식 속도를 상당히 감소시킨다. 구리는 입계에서 산소와 결합하여 유해한 산화물을 형성할 수 있고, 이것은 특히 열간 성형 공정에 대해 부정적인 영향을 줄 수 있다. 그러므로 구리의 함량은 불가피한 트램프 엘리먼트로 제한된다.
예를 들면, 니켈(Ni) 또는 주석(Sn)과 같은 기타 합금 원소는 불가피한 강 트램프 양으로 그 함량이 제한된다.
통상적으로 미세 합금 원소는 단지 극소량(0.1% 미만)으로 첨가된다. 합금 원소에 비해, 미세 합금 원소는 석출물의 형성을 통해 주로 작용하지만, 용해된 상태에서는 특성에 영향을 줄 수도 있다. 소량이 첨가됨에도 불구하고, 미세 합금 원소는 제조 조건 및 처리 특성과 최종 특성에 강력한 영향을 미친다.
일반적으로 유해한 원소인 황과 산소가 결합될 수 있다는 점에서 이러한 특성은 유리하게 이용될 수 있다. 그러나, 이러한 결합도 탄화물의 형성을 위해 충분한 양의 미세원소가 더 이상 이용될 수 없는 경우에는 부정적인 영향을 줄 수 있다.
전형적인 미세 합금 원소는 알루미늄, 바나듐, 티타늄, 니오븀 및 붕소이다. 이러한 원소는 철 격자 내에 용해될 수 있고, 자유 엔탈피의 감소로 인해 탄소 및 질소와 함께 탄화물 또는 질화물을 형성한다.
알루미늄(Al)은 철 내에 용해되는 산소와 결합하도록 강에 통상적으로 첨가된다. 따라서 산소 및 질소는 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 변환된다. 이러한 석출물은 핵의 증가를 통해 입자 미세화를 유발할 수 있고, 따라서 인성 특성 및 강도 값을 증가시킨다.
알루미늄 질화물은 티타늄이 충분한 양으로 존재하는 경우 석출되지 않는다. 티타늄 질화물은 더 낮은 결합 엔탈피를 가지므로 더 높은 온도에서 형성된다.
용해된 상태에서, 알루미늄은 규소와 마찬가지로 페라이트 형성을 더 짧은 시간으로 이동시키고, 따라서 이중상 강에서 충분한 페라이트의 형성을 가능하게 한다. 더욱이, 알루미늄은 탄화물 형성을 억제하므로 오스테나이트의 안정화의 원인이 된다.
그러므로 Al 함량은 0.020에서 최대 0.060%로 제한된다.
티타늄(Ti)은 고온에서 매운 안정한 질화물(TiN) 및 황화물(TiS2)을 이미 형성한다. 이들은 용탕 내에서만 부분적으로 질소 함량에 의존하여 용해된다. 그 결과 생성된 석출물이 슬래그와 함께 제거되지 않은 경우, 석출물은 높은 형성 온도로 인해 비교적 큰 입자를 형성하고, 통상적으로 기계적 특성에 유익하지 않다.
인성에 미치는 긍정적인 효과는 유리 질소 및 산소의 결합에 의해 유발된다. 이러한 방식으로, 티타늄은 니오븀과 같은 다른 미세 합금 원소가 산소에 의해 결합되지 않도록 보호한다. 그러면 이러한 미세 합금 원소는 그 효과를 최적으로 발휘한다. 산소와 질소 함량을 감소시키는 것에 기인되어 더 낮은 온도에서만 생성되는 질화물은 오스테나이트 성장에 유효한 장애를 유발할 수 있다.
결합되지 않은 티타늄은 1150℃를 초과하는 온도에서 티타늄 탄화물을 형성하므로, 입자 미세화(오스테나이트 성장의 억제, 지연된 재결정화 및/또는 α/β 변태에서 핵의 수의 증가를 통한 입자 미세화) 및 석출 경화의 원인이 될 수 있다.
그러므로 Ti 함량은 0.005%를 초과하는, 그리고 0.050% 미만인 값을 갖는다. 유리하게, Ti은 0.045% 이하의 함량 또는 0.040% 이하의 함량으로 제한된다.
니오븀(Nb)은 재결정화를 지연시키는 것에서 모든 미세 합금 원소 중에서 가장 효과적이고 또한 오스테나이트 성장을 억제하므로 강력한 입자 미세화를 유발한다. 그러나 강도 증대 효과는 증대되는 입자 미세화 효과 및 더 다량의 강도 증대 입자(고온에서 TiN에 대한 티타늄의 결합)로 인해 티타늄의 강도 증대 효과보다 크다.
니오븀 탄화물은 약 1200℃를 초과하는 온도에서 형성된다. 전술한 바와 같이 질소와 결합하는 티타늄과 관련하여, 니오븀은 더 낮은 온도 범위에서의 탄화물의 형성(더 작은 탄화물 크기)을 통해 강도 증대 효과를 증대시킬 수 있다.
니오븀의 추가의 효과는 α/β 변태의 지연 및 용해된 상태에서 마르텐사이트 개시 온도의 저하이다. 한편, 이것은 용질 방해(solute drag) 효과를 통해, 다른 한편 입자 미세화를 통해 발생한다. 이것은 미세조직의 강도 증가를 유발하고, 그 결과 또한 마르텐사이트 형성 시의 팽창에 대해 더 큰 저항을 유발한다.
니오븀의 사용은 비교적 낮은 용해도 한계에 의해 제한된다. 그러나 후자는 석출물의 양을 제한하지만, 비교적 조대한 입자에 의한 조기의 석출물 형성을 유발한다.
따라서, 석출 경화는 낮은 C 함량(더 큰 과포화 가능성)을 가지고 또한 열간 형성 처리(변형 유도 석출)되는 강에서 가장 효과적일 수 있다.
그러므로 Nb 함량은 0.005 내지 0.050%의 범위의 값으로 제한되고, 여기서 최대 함량은 0.045% 이하 또는 0.040 % 이하로 제한되는 것이 유리하다.
바나듐(V): 바나듐의 탄화물 및 질화물의 형성은 약 1000℃를 초과하는 온도에서 비로서 개시되거나, 언제나 α/β 변태 후에, 즉 티타늄 및 니오븀의 경우보다 상당히 더 늦게 개시된다. 따라서 바나듐은 오스테나이트 내에 존재하는 적은 수의 석출물로 인해 입자 미세화 효과를 거의 가지지 않는다. 또한 오스테나이트 성장은 바나듐 탄화물의 지연되는 석출에 의해 억제되지 않는다.
따라서, 강도 증가 효과는 거의 전적으로 석출 경화에 기초한다. 바나듐의 이점은 오스테나이트에서의 높은 용해도 및 낮은 석출 온도에 의해 유발되는 미세한 석출물의 큰 체적 비율이다.
본 합금 컨셉에서는 바나듐의 첨가가 요구되지 않으므로, 바나듐의 함량은 불가피한 강 트램프 양으로 제한된다.
붕소(B)는 질소 및 탄소와 함께 질화물 또는 탄화물을 형성하지만, 이것은 보통 바람직하지 않다. 한편으로 저조한 용해도로 인해 단지 소량의 석출물이 형성되고, 다른 한편으로 이들은 입계에서 대부분 석출된다. 표면에서의 강도 증가는 달성되지 않는다(표면에서의 FeB(2)의 형성에 의한 붕소화 제외).
질화물의 형성을 방지하기 위해, 더욱 친화력 있는 원소에 의해 질소를 결합하는 것이 통상적으로 강구된다. 오름차순으로, 질소는 베릴륨, 알루미늄, 세륨, 티타늄 및 지르코늄에 더 친화력이 있다. 특히, 티타늄은 전체 질소의 결합을 보장할 수 있다. 알루미늄은 이에 대해 더 낮은 능력을 갖는다.
용해된 상태에서, 극소량의 붕소는 경도 침투를 상당히 개선한다. 붕소의 작용 모드는, 붕소 원자가 입계에서 우선적으로 축적되고, 이곳에서 이 붕소 원자는 확산 및 입계 에너지를 저하시킴에 의한 입계 슬라이딩을 억제한다고 설명될 수 있다. 더욱이, 입계에서의 석출물의 형성이 감소되면 핵의 감소가 유발된다.
붕소의 효과는 입자 크기의 증대 및 탄소 함량의 증가(0.8% 초과)와 함께 저하된다. 붕소 탄화물은 입계에서 핵으로서 기능하므로 60 ppm을 초과하는 양은 경화능을 감소시키는 원인이 된다.
붕소는 산소에 대해 매우 높은 친화력을 갖고, 이것은 표면에 근접하는 영역(최대 0.5 mm까지) 내의 붕소 함량을 감소시킬 수 있다. 이와 관련하여, 1000℃를 초과하는 어닐링은 불리하다고 권고된다. 이것이 권고되는 이유는, 붕소는 1000℃를 초과하는 어닐링 온도에서 강한 조대 입자의 형성을 유발할 수 있기 때문이다.
전술한 이유로, B 함량은 0.0005 내지 0.0060%의 값으로 제한된다. 그러나 이 값은 0.0050% 미만 또는 0.0040% 미만인 것이 유리하다.
더욱이, 실험 결과 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 복합상 강은 AC3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링에 의해 달성될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
AC1과 AC3 사이의 임계간 어닐링 또는 추후의 제어 냉각을 갖는 AC3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링에 의해, 공정 변동에 대한 큰 허용범위 및 동일한 공정 파라미터에서의 매우 균일한 특성을 특징으로 하는 1 내지 3 mm의 두께를 갖는 다상 강 스트립이 제조되었다.
이것에 의해, 공지의 합금 컨셉에 비해 상당히 넓어진 공정 윈도가 본 발명에 따른 합금 조성을 위해 수립된다.
본 발명에 따른 강의 어닐링 온도는 700 내지 950℃의 범위에 있고, 이것에 의해 얻어야 할 미세조직(복합상 미세조직)에 따라 부분 오스테나이트(2상 영역) 또는 완전 오스테나이트 구조(오스테나이트 영역)가 얻어진다.
시험 결과, AC1과 AC3 사이의 임계간 어닐링 또는 최종 제어 냉각을 갖는 AC3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링 후의 조절된 조직의 비율은 또한, 예를 들면, Z(아연) 및 ZM(아연-마그네슘)의 경우에 420 내지 470℃의 온도 범위에서의 공정 단계 용융 침지 도금의 후에도 유지된다는 것이 밝혀졌다.
용융 침지 도금된 재료는 열간 압연 스트립, 냉간 템퍼링 압연된 열간 압연 스트립 또는 드레싱되거나(압연 후 냉각) 연신 굴곡 교정 상태(드레싱되지 않음)의 냉간 압연 스트립으로서 제조될 수 있다.
본 경우 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조된 열간 압연 스트립, 냉간 템퍼링 압연된 열간 압연 스트립 또는 냉간 압연 스트립으로서의 강 스트립은 추가의 처리 중에 에지에 인접하는 파괴 형성에 대한 높은 저항성을 추가의 특징으로 한다.
강 스트립의 준 등방성(quasi isotropy)으로 인해, 재료는 또한 압연 방향에 대해 횡방향, 종방향 및 대각선 방향으로 사용될 수 있다.
본 발명에 따른 강으로 제조된 열간 압연 스트립의 압연성을 확보하기 위해, 본 발명에 따라 열간 압연 스트립은 AC3를 초과하는 오스테나이트 범위 내의 마감 압연 온도 및 재결정 온도를 초과하는 권취(coiling) 온도로 제조된다.
본 발명의 추가의 특징, 이점 및 세부는 이하의 도면에 도시된 예시적 실시형태의 설명으로부터 용이하게 이해될 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 강의 제조를 위한 공정 흐름의 개략도이고,
도 2는 홀-확대(hole-widening) 시험의 결과를 도시하고,
도 3은 종래 기술에 대한 본 발명에 따른 강의 분석적 차이의 예를 도시하고,
도 4는 종래 기술에 비교되는 본 발명에 따른 강(시트 두께 t=2.0 mm)의 기계적 특징의 예를 도시하고,
도 5는 공정 단계 열간 압연 및 연속 어닐링의 시간 온도 코스의 개략도이고,
도 6은 본 발명에 따른 강의 ZTU-다이어그램이고,
도 7은 압연 정도의 변화의 경우의 기계적 특징을 도시하고,
도 8은 본 발명에 따른 합금 컨셉으로 조절될 수 있는 강도 등급에 대한 요약이고,
도 9는 온도 시간 곡선(개략도)이다.
도 1은 본 발명에 따른 강의 제조를 위한 공정 흐름을 개략적으로 도시한다. 도시된 것은 본 발명에 관련되는 여러 가지 공정 경로이다. 위치 5(피클링)에 이르기까지의 공정 경로는 모든 강에 대해 동일하고, 그 후에는 원하는 결과에 따라 대응하는 처리가 발생한다. 예를 들면, 피클링된 열간 압연 스트립은 아연도금되거나 냉간 압연 및 아연도금될 수 있다. 또는 이것은 연화 어닐링, 냉간 압연 및 아연도금될 수 있다.
도 2는 홀-확대 시험의 결과(상대적 비교 값)를 도시한다. 도시된 것은 표준 등급에 비교된 본 발명에 따른 강의 홀-확대 시험의 결과이다. 모든 재료는 2.00 mm의 시트 두께를 갖는다. 좌측 부분의 도면 상에는 ISO TS 16630 시험에 대한 결과가 도시되어 있고, 우측에는 KWI(Kaiser Wilhelm Institute)-시험에 대한 결과가 도시되어 있다. 본 발명에 따른 강은 처리의 유형에 무관하게 펀칭된 홀에서 최상의 확대 값을 달성하는 것을 볼 수 있다. 여기서, 공정 1은 조합된 직화로(directly fired furnace)와 복사관로(radiation tube furnace)를 이용하는, 예를 들면, 파이어 아연도금(fire galvanization) 상의 어닐링에 대응한다. 공정 2는 연속 어닐링 시스템에서의, 예를 들면, 공정 제어에 대응한다. 또한, 유도로(induction furnace)에 의한 강의 재가열은 아연도금 욕의 이전에서 선택적으로 달성될 수 있다. 언급된 범위 내의 본 발명에 따른 상이한 온도 코스의 결과, 상호 상이한 특성이거나 상이한 홀 확대 시험이기도 한 특징이 얻어지고, 이 특징은 양자 모두의 공정에 대해 표준 등급에 비해 상당히 개선된다. 따라서, 원리적인 차이는 열처리 및 후속 냉각 중의 온도 시간 파라미터이다.
도 3은 종래 기술에 대응하는 동일 등급의 강에 비교되는 본 발명에 따른 강의 관련되는 합금 원소를 도시한다. 종래 기술에 대응하는 이 강에서, 중요한 차이는 탄소 함량이고, 이 탄소 함량은 초 포정(ultra peritectic) 범위에 위치한다. 일부의 강은 Nb, Ti, 및 B로 미세합금되지만 본 조합에서는 아니다.
도 4는 종래 기술의 기계적 특징과 비교되는 본 발명에 따른 강의 기계적 특징을 도시한다. 모든 특징은 표준적 기준에 대응한다.
도 5는 본 발명에 따른 합금 조성을 갖는 스트립의 공정 단계 열간 압연 및 연속 어닐링의 시간 온도 코스를 개략적으로 도시한다. 도시된 것은 열간 압연 공정에 대한 그리고 또한 냉간 압연 후의 열처리에 대한 시간 및 온도 의존성 변태이다. 특히 중요한 것은 페라이트상의 더 늦은 시간으로의 이동이다. 이것은 복합상 강 및 베이나이트 강의 포텐셜을 가능하게 한다.
도 6은 본 발명에 따른 강에 대한 ZTU-다이어그램을 도시한다. 여기서, 대응하는 화학 조성 및 AC1과 AC3 온도를 갖는 결정된 ZTU 다이어그램이 도시되어 있다. 냉각 중의 대응하는 온도 시간 코스를 설정함으로써, 넓은 범위의 미세조직 조성이 강 재료 내에 유리하게 형성될 수 있다.
도 7은 상이한 재료 두께의 압연 정도의 변화에서 연속 어닐링되는 스트립의 동일한 파라미터를 갖는 기계적 특징이 도시되어 있다. 도시된 것은 선택되는 압연 정도에 의존하는 특징 인장 강도, 연신 한계 및 파단점 연신이다. 인장 강도만이 약간 증가하였다. 모든 값은 HCT780XD를 위한 표준 내에 속하고, 또한 상이한 시트 두께의 경우에 실질적으로 동일한 기계적 특성이 연속 어닐링 후에 제공됨을 보여준다.
도 8은 3 가지 상이한 변형례의 어닐링 처리 및 냉각 중의 온도 시간 코스를 개략적으로 도시한다.
변형례 1(도 9a)은 제조된 냉간 압연 또는 열간 압연된 강 스트립의 연속 어닐링 시스템에서의 어닐링 및 냉각을 도시한다. 먼저, 스트립이 700 내지 950℃의 온도까지 가열된다. 다음에 어닐링된 강 스트립은 15 내지 100℃/초 범위의 냉각 속도로 어닐링 온도로부터 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 다음에, 이 강 스트립은 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실온에 도달할 때까지 공냉되거나, 15 내지 100 ℃/초 범위의 냉각 속도가 실온에 도달할 때까지 유지되고, 즉, 중간 온도는 실온에 대응한다.
변형례 2(도 9b)는 변형례 1에 따른 공정을 도시하지만, 강 스트립의 냉각은 용융 침지 도금을 위한 용융 침지 용기를 통과하는 중에 잠시 중단되고, 그 후 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 냉각이 계속된다. 그 후, 강 스트립은 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온에 도달할 때까지 공냉된다.
변형례 3(도 9c)은 또한 용융 침지 도금에서의 변형례 1에 따른 공정을 도시하지만, 강 스트립의 냉각은 200 내지 250℃의 중간 온도에서 잠시(1 내지 20초) 중단되고, 용융 침지 도금을 위해 요구되는 온도까지 재가열된다. 그 후, 강 스트립은 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 강 스트립의 최종 냉각이 실온에 도달할 때까지 공기 중에서 실행된다.

Claims (18)

  1. 차량의 경량 구조물을 위한 고강도 다상 강으로부터 냉간 압연 또는 열간 압연된 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
    상기 강은,
    C: 0.060 내지 0.115,
    Al: 0.020 내지 0.060,
    Si: 0.100 내지 0.500,
    Mn: 1.300 내지 2.500,
    P: 0.025 이하,
    S: 0.0100 이하,
    Cr: 0.280 내지 0.480,
    Mo: 0.150 이하,
    Ti: 0.005 초과 0.050 미만,
    Nb: 0.005 내지 0.050,
    B: 0.0005 내지 0.0060,
    N: 0.0100 이하를 포함(중량%)하고,
    잔부는 일반 강의 트램프 엘리먼트(tramp element)를 포함하는 철로 구성되고,
    Ti, Nb, B 및 Mo 함량의 합이 0.256% 이하이며,
    상기 방법은,
    상기 강으로 이루어진 강 스트립을 냉간 압연 또는 열간 압연하는 단계;
    상기 냉간 압연 또는 열간 압연된 강 스트립을 연속 어닐링 노 내에서 700 내지 950℃ 범위의 온도까지 가열하는 단계;
    상기 어닐링된 강 스트립을 15 내지 100℃/초 범위의 냉각 속도로 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각하는 단계;
    상기 강 스트립을 상기 중간 온도로부터 실온까지 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉시키거나, 또는 상기 중간 온도로부터 실온까지 15 내지 100℃/초 범위의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
    를 포함하고, 다상 미세조직이 상기 어닐링 및 냉각 단계에서 강 스트립 내에 생성되며,
    상기 방법은 또한 상기 가열 단계와 상기 냉각 단계 사이에 상기 강 스트립을 용융 욕 내에 삽입하여 상기 강 스트립을 용융 침지 도금하는 단계를 더 포함하는,
    강 스트립의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 Mo 함량은 0.100% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 Mo 함량은 0.050% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 Nb 함량은 0.045% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 Nb 함량은 0.040% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 Ti 함량은 0.045% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 Ti 함량은 0.040% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 B 함량은 0.005% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 B 함량은 0.0040% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  10. 제 1 항에 있어서,
    상기 N 함량은 0.0090% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 N 함량은 0.0070% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  12. 제 1 항에 있어서,
    상기 Ti, Nb 및 B 함량의 합은 0.106% 이하인, 강 스트립의 제조방법.
  13. 제 1 항에 있어서,
    상기 가열 및 상기 용융 욕 내로 삽입되기 전에 200 내지 250℃의 중간 온도로 후속 냉각된 후의 상기 용융 침지 도금 시에, 상기 온도가 1 내지 20초 동안 유지되고, 그 후 상기 강 스트립은 420 내지 470℃의 온도까지 재가열되고, 용융 침지 도금 후에 15 내지 100 ℃/초 범위의 냉각 속도로 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각되고, 그 후 상기 강 스트립은 2 내지 30 ℃/초의 냉각 속도로 실온까지 공냉되는, 강 스트립의 제조방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 추후에 드레싱되는, 강 스트립의 제조방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 추후에 연신 굴곡 교정되는, 강 스트립의 제조방법.
  16. 제 1 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 따른 강 스트립의 제조방법에 의해 제조된 강 스트립.
  17. 삭제
  18. 삭제
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