KR101863102B1 - 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101863102B1
KR101863102B1 KR1020177014306A KR20177014306A KR101863102B1 KR 101863102 B1 KR101863102 B1 KR 101863102B1 KR 1020177014306 A KR1020177014306 A KR 1020177014306A KR 20177014306 A KR20177014306 A KR 20177014306A KR 101863102 B1 KR101863102 B1 KR 101863102B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
niobium
vanadium
strength
yield strength
Prior art date
Application number
KR1020177014306A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20170062550A (ko
Inventor
제임스 제프리 윌리암즈
헤롤드 롤란드 콜
다니엘 제프리 에델만
크로스토퍼 로널드 길모어
Original Assignee
누코 코포레이션
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 누코 코포레이션 filed Critical 누코 코포레이션
Publication of KR20170062550A publication Critical patent/KR20170062550A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101863102B1 publication Critical patent/KR101863102B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/116—Refining the metal
    • B22D11/117—Refining the metal by treating with gases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 0.25중량% 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0중량%의 망간, 0.05 내지 0.50중량%의 실리콘, 0.01중량% 미만의 알루미늄, 0.01 내지 0.20중량%의 니오븀, 0.01 내지 0.2중량%의 바나듐을 포함하고, 베이나이트(bainite) 및 침상 페라이트(acicular ferrite) 다수의 미세구조를 가지며, 그리고 70중량% 초과의 니오븀 및 바나듐 고용체를 포함하는 강 제품 또는 박판 강철 캐스트 스트립에 관한 것이다. 상기 강 제품은 적어도 380 MPa의 항복강도, 적어도 410MPa의 인장강도, 또는 그 양자를 가질 수 있다. 상기 강 제품은 적어도 6% 또는 10%의 총 연신율을 가질 수 있다.

Description

고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법{A HIGH STRENGTH THIN CAST STRIP PRODUCT AND METHOD FOR MAKING THE SAME}
본 발명은 고강도 박판 캐스트(주조) 스트립(high strength thin cast strip)의 제조 및 쌍롤식 주조장치(twin roll caster)에 의해 그러한 캐스트 스트립을 제조하는 방법에 관한 것이다.
쌍롤식 주조장치에 있어서, 용융 금속은 한 쌍의 반대 방향으로 회전하고 내부적으로 냉각되는 캐스팅 롤들 사이에 투입되어, 금속의 외각(metal shells)이 이동하는 롤 표면상에서 응고함과 아울러 그 롤들 사이의 닙(nip) 부분에서 한데 모아져서 롤들 사이의 닙 부분으로부터 아래쪽으로 공급되는 응고된 스트립 제품을 제조하게 된다. 여기서, 상기한 "닙(nip)"이란 용어는 캐스팅 롤들이 서로 가장 근접해 있는 영역 전반을 지칭하기 위해 사용된다. 용융 금속은 레이들(ladle)로부터 상기 닙 위에 위치한 턴디쉬 및 코어 노즐을 포함하는 금속 공급시스템을 통해 옮겨져서 상기 닙 위에서 롤들의 캐스팅 표면 위에 유지되면서 닙의 길이를 따라서 연장되어 있는 용융 금속의 캐스팅 풀(casting pool)을 형성하게 된다. 이러한 캐스팅 풀은 통상적으로 상기 롤들의 단부 표면들과 슬라이딩 가능한 맞물린 구성으로 유지되는 내화성 측면 플레이트들(side plates) 또는 댐(dams)들의 사이에 한정되는데, 이들은 그 캐스팅 풀의 양쪽 끝단을 댐처럼 가로막아 유출을 저지하는 기능을 한다.
종전에는 스트립 두께가 3.0㎜ 미만이고 413MPa(60ksi) 이상의 항복강도를 갖는 고강도 저탄소 박판 스트립이 냉간압연 스트립의 회복 어닐링(recovery annealing)에 의해 제조되었다. 원하는 두께를 만들기 위해 냉간압연이 요구되었다. 그 다음 냉간압연 스트립은 강도를 현저하게 감소시키지 않고 연성을 증가시키기 위해 회복 어닐링으로 처리되었다. 그러나 결과적인 스트립의 최종적인 연성은 여전히 상대적으로 낮았고, 그 스트립은 구조부재에 대한 여러 건축규정들에 의해 구조강에 대해 요구되는 6% 초과의 총 연신율 수준을 달성하지 못하였다. 이러한 회복 어닐링 처리 냉간압연 저탄소강은 일반적으로, 예를 들면, 롤 형성 및 벤딩과 같은 간단한 형성작업에 대해서만 적합하였다. 더 높은 연성으로써 이러한 강 스트립을 생산하는 것은 냉간압연 및 회복 어닐링 제조과정을 사용하는 이러한 최종적인 스트립 두께에서는 기술적으로 불가능하였다.
부가적으로, 몇몇 주택용 구조 기준과 같은 어떤 냉간 형성 구조부재들을 위한 스트립 강재는 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비와 적어도 10%의 총연신율을 가질 수 있다. 약 1.6㎜ 미만의 스트립 두께를 갖는 종래의 용융도금 강 제품에 있어 이러한 조건들은 완전히 경화된 냉간압연 물질을 사용하여 달성될 수는 없었다. 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비와 적어도 10%의 총연신율을 달성하기 위해서는 전형적으로 매우 고가의 미량합금 옵션과 공정 파라미터들이 사용되었다.
종전에는 그러한 고강도 강은 니오븀, 바나듐, 티타늄 또는 몰리브덴과 같은 요소들의 미량합금(microalloying)으로써 그리고 원하는 두께와 강도 수준을 달성하기 위한 열간압연으로써 이루어졌다. 이러한 미량합금은 고가의 높은 수준의 니오븀, 바나듐, 티타늄 또는 몰리브덴을 필요로 했고 10 내지 20%의 베이나이트를 통상적으로 갖는 베이나이트-페라이트 미세조직(microstructure)의 형성으로 귀착되었다. 미국특허 제6,488,790호를 참조하라. 대안으로서, 상기 미세조직은 10-20% 펄라이트(pearlite)를 갖는 페라이트(ferrite)일 수도 있다. 스트립을 열간압연하는 것은 이러한 합금성분들의 부분침전(partial precipitation)을 초래하였다. 결과적으로 상대적으로 높은 합금 레벨의 Nb, V, Ti 또는 Mo 성분들이 원하는 강도 수준을 달성하기 위해서는 대부분 페라이트 변환된 미세조직의 충분한 시효경화(age hardening)를 제공하는 것을 필요로 하였다. 이러한 높은 미량합금 수준은 필요한 열간압연 부하를 현저하게 상승시켰고 경제적으로 또한 실제로 생산될 수 있었던 열간압연 스트립의 두께 범위를 제한하였다. 이러한 고강도 합금 스트립은 3㎜를 초과하는 두께의 제품범위의 더 두꺼운 단부에 대해 산세척(pickling) 후에 용융도금(galvanizing)을 위해 직접 사용될 수 있었다.
그러나 베이스강 화학성분(base steel chemistry)에 Nb, V, Ti 또는 Mo 등을 첨가하여 3㎜ 미만의 두께의 고강도 강 스트립을 제조하는 것은 높은 압연 부하로 인하여 광 스트립에 대해서는 특히 어려웠으며, 또한 상업적으로 항상 실현가능한 것은 아니었다. 종전에는 이러한 원소들의 다량의 첨가가 강을 강화하기 위해 필요하였고 부가적으로 강의 연신성의 감소를 야기하였다. 종전의 고강도 미량합금 열간압연 스트립은 강도를 제공함에 있어 상대적으로 비효율적이었고, 상대적으로 비용이 높았으며, 그리고 다른 합금 성분들을 첨가하여 상쇄하는 것이 종종 필요하였다.
부가적으로, 더 얇은 두께 치수의 강에 대해서는 일반적으로 냉간압연이 요구되었다. 그러나 열간압연 스트립의 고강도는 그 스트립의 두께를 감소시키기 위해 필요한 높은 냉간압연 부하 때문에 그러한 냉간 압연과정을 어렵게 만들었다. 이러한 높은 합금수준은 또한 필요한 재결정 어닐링(annealing) 온도를 상당히 상승시켰으며, 냉간압연 스트립의 완전한 재결정 어닐링을 위해 요구되는 높은 어닐링 온도를 달성할 수 있는 건설 및 운용비가 많이 드는 고비용의 어닐링 라인들을 필요로 하였다.
간단히 말하면, Nb, V, Ti 또는 Mo 원소들로 행해지는 공지의 미량합금 입자들의 적용을 가지고는 높은 합금비용, 첨가성분들의 상대적 비효율성, 열간압연 및 냉간 압연에서 높은 압연부하로 인한 어려움 및 높은 재결정 어닐링 온도의 요구 등 때문에 상업적으로 경제성 있는 고강도 박판 스트립을 제조하는 것은 가능하지 않았다.
전술한 설명 및 본 명세서의 나머지 부분에 있어서 행하여진 통상적인 제강 및 캐스팅 방법에 대한 설명은 그것이 호주 또는 기타 지역에서의 공통적인 일반지식(common general knowledge)이라고 인정하는 것은 아니다.
따라서 본 발명의 목적은 전술한 문제점을 극복할 수 있는 강 제품을 제공함에 있다.
0.25%(이하 중량비) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 0.01 내지 0.20%의 니오븀을 포함하고, 베이나이트(bainite) 및 침상 페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 미세조직의 대부분을 가지며, 그리고 70중량% 초과의 고용체 니오븀을 갖는 강 제품이 개시된다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수도 있다.
상기 강 제품은 0.05% 내지 0.50%의 몰리브덴, 0.01 내지 0.20%의 바나듐 및 그의 혼합물로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 더 포함할 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 제품은 중량기준 4:1을 넘는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 제품은 중량기준 4:1 내지 7:1의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
용융 강은 20 내지 70 ppm의 유리산소(free oxygen) 함량을 가지며, 상기 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수 있다. 강 제품에 대한 용융 금속의 전산소(total oxygen) 함유량은 70 내지 150ppm 일 수 있다.
상기 강 제품은 적어도 340 MPa의 항복강도(yield strength)와 그리고 적어도 410MPa의 인장강도(tensile strength)를 가질 수 있다. 상기 강 제품은 적어도 485MPa의 항복강도와 그리고 적어도 520MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 상기 강 제품의 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
상기 강 제품은 적어도 6%의 총연신율(total elongation)을 가질 수도 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다.
어떤 경우든지 15% 및 35% 압하율(reduction)에서 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 것이다.
대안으로서, 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율 범위에 걸쳐 10% 이내에 있을 것이다.
상기 강 제품은 박판 캐스트 강 스트립일 수 있다. 상기 박판 강 스트립은 50 나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 가질 수도 있다.
상기 박판 강 스트립은 2.5㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 대안으로서, 상기 박판 강 스트립은 2.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 또 다른 대안으로서, 상기 박판 강 스트립은 0.5㎜ 내지 2.0㎜ 범위의 두께를 가질 수 있다.
0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 0.01 내지 0.20%의 니오븀을 포함하고, 그리고 베이나이트(bainite) 및 침상 페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 대부분의 미세조직을 가지며, 20% 내지 40% 사이의 압하율에서 적어도 410MPa의 항복강도를 제공할 수 있는 3㎜ 미만의 두께의 열간압연(hot rolled) 강 제품을 개시한다.
상기 강 제품은 적어도 485MPa의 항복강도와 적어도 520MPa의 인장강도를 가질 수 있다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수 있다.
상기 열간압연 강 제품의 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
15% 및 35% 압하율에서 상기 열간압연 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 것이다. 대안으로서, 상기 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율 범위에 걸쳐 10% 이내일 것이다.
상기 열간압연 강 제품은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 가질 수 있다.
상기 열간압연 강 제품은 적어도 6%의 총연신율(total elongation)을 가질 수도 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다. 상기 열간압연 강 제품은 2.5㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 대안으로서, 상기 열간 압연 강 제품은 2.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 또 다른 대안으로서, 상기 열간압연 강 제품은 0.5㎜ 내지 2.0㎜ 범위의 두께를 가질 수 있다.
0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 및 0.01% 내지 0.20%의 니오븀, 0.01% 내지 0.20%의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하고, 그리고 권취(coiling) 및 냉각(cooling) 후에 70% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐 고용체를 갖는 권취된 강 제품(coiled steel product)이 또한 개시된다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 권취된 강 제품은 중량기준 4:1을 넘는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 권취된 강 제품은 중량기준 4:1 내지 7:1 범위의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
상기 권취된 강 제품은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 가질 수도 있다.
상기 권취된 강 제품은 적어도 340 MPa의 항복강도와 그리고 적어도 410MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 상기 권취된 강 제품은 3.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 상기 강 제품은 적어도 485MPa의 항복강도와 그리고 적어도 520MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 상기 권취된 강 제품의 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
또한 상기 강 제품의 기계적 특성은 15% 및 35% 압하율에서 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 수 있다. 대안으로서, 상기 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율의 범위 전체에 걸쳐 10% 이내일 수 있다.
대안으로서, 상기 권취된 강 제품은 2.5㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 대안으로서, 상기 권취된 강 제품은 2.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 또 다른 대안으로서, 상기 권취된 강 제품은 0.5㎜ 내지 2.0㎜ 범위의 두께를 가질 수 있다.
상기 권취된 강 제품은 적어도 6%의 총연신율을 가질 수 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다.
0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 및 0.01% 내지 0.20%의 니오븀, 0.01% 내지 0.20%의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하고, 그리고 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하는 미세조직의 대다수를 가지며, 또한 시효경화(age hardening) 후에 연신율의 증가와 항복강도의 증가를 이루는 시효경화 강 제품이 또한 개시된다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 시효경화 강 제품은 중량기준 4:1을 넘는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 시효경화 강 제품은 중량기준으로 4:1 내지 7:1 범위의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
용강 캐스트는 20 내지 70 ppm의 유리산소 함량을 가질 수 있으며, 상기 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수 있다. 시효경화 강 제품에 대한 용융 금속의 전산소 함유량은 70 내지 150ppm 사이에 있을 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 부가적으로 포함할 수 있다.
15% 및 35% 압하율(reduction)에서 상기 시효경화 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 수 있다. 대안으로서, 상기 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율의 전 범위에 걸쳐 10% 이내일 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 아연 코팅 또는 아연합금 코팅 중의 하나 또는 그 둘 다를 포함할 수 있다.
상기 강 제품은 바람직하게 적어도 340 MPa, 또는 적어도 380MPa, 또는 적어도 410MPa, 또는 적어도 450MPa, 또는 적어도 500MPa, 또는 적어도 550MPa, 또는 적어도 600MPa, 또는 적어도 650MPa의 항복강도를 가질 수 있다. 상기 강 제품은바람직하게 적어도 410MPa, 또는 적어도 450MPa, 또는 적어도 500MPa, 또는 적어도 550MPa, 또는 적어도 600MPa, 또는 적어도 650MPa, 또는 700MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 3.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 대안으로서, 상기 시효경화 권취된 강 제품은 2.5㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 대안으로서,상기 시효경화 강 제품은 2.0㎜ 미만의 두께를 가질 수 있다. 또 다른 선택으로서 상기 시효경화 강 제품은 0.5㎜ 내지 2.0㎜ 범위의 두께를 가질 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 적어도 6%의 총연신율을 가질 수 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다.
0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 및 0.01% 내지 0.20%의 니오븀과 0.01% 내지 0.20%의 바나듐으로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하고, 그리고 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하는 미세조직의 대부분을 가지며, 그리고 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 포함하는 강 제품이 또한 개시된다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수 있다.
상기 강 제품은 0.05% 내지 0.50%의 몰리브덴을 포함할 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 제품은 중량기준 4:1을 넘는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 제품은 중량기준으로 4:1 내지 7:1 범위의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
상기 강 제품은 적어도 340 MPa의 항복강도를 가질 수 있으며, 그리고 적어도 410MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 상기 강 제품은 적어도 485MPa의 항복강도와 적어도 520MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
상기 강 제품의 기계적 특성은 15% 및 35% 압하율에서 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 수 있다. 대안으로서, 상기 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율의 전 범위에 걸쳐 10% 이내일 수 있다.
상기 강 제품은 적어도 6%의 총연신율을 가질 수 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다.
시효경화 강 제품은 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 및 0.01% 내지 0.20%의 니오븀을 포함하고, 그리고 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하는 대다수의 미세조직을 가지며, 그리고 10나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 니오븀 카본니트라이드(niobium carbonitride) 입자들을 가질 수 있다.
상기 "카본니트라이드(carbonitride) 입자들"이라는 용어는 청구범위를 포함하는 본 명세서에서 카바이드, 니트라이드, 카본니트라이드 및 이들의 조합을 포함하는 것으로 이해된다.
대안으로서, 상기 니오븀은 0.1% 미만일 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 50나노미터를 넘는 크기의 어떤 니오븀 카본니트라이드 입자들도 실질적으로 갖지 않을 수 있다. 상기 시효경화 강 제품은 적어도 340 MPa의 항복강도를 가질 수 있으며, 또한 적어도 410MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 인장강도 대 항복강도의 비는 적어도 1.08일 수 있다.
상기 시효경화 강 제품은 적어도 6%의 총연신율을 가질 수 있다. 대안으로서, 총연신율은 적어도 10%일 수 있다.
상기 시효경화 강 제품의 기계적 특성은 15% 및 35% 압하율에서 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 10% 이내일 것이다. 대안으로서, 상기 강 제품의 기계적 특성은 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대하여 15% 내지 35% 압하율의 전 범위에 걸쳐 10% 이내일 것이다.
상기 시효경화 강 제품은 아연 코팅 또는 아연합금 코팅 중의 하나 또는 양자를 포함할 수 있다.
권취된 박판 캐스트 강 스트립(coiled thin cast steel strip)을 제조하기 위한 방법으로서,
측방으로 위치한 캐스팅 롤들이 그 사이에 닙을 형성하는 내부 냉각형 롤 캐스터를 조립하고, 그리고 상기 캐스팅 롤들 상에 지지되고 측면 댐들에 의해 상기 캐스팅 롤들의 단부들의 근처에서 경계가 한정되는 용강의 캐스팅 풀을 상기 닙 위에 형성하는 과정과,
상기 캐스팅 롤들이 캐스팅 풀을 통해 이동할 때 상기 캐스팅 롤들 상에서 금속 외각(쉘)들을 응고하도록 상기 캐스팅 롤들을 반대로 회전시키는 과정과,
상기 캐스팅 롤들 사이의 닙을 통해 아래쪽으로 주조되는 금속 외각들로부터 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄과, 그리고 0.01% 내지 0.20%의 니오븀, 0.01% 내지 0.20%의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하는 조성을 갖는 강 스트립을 형성하는 과정과, 그리고
베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하고 70% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐 고용체를 갖는 미세조직의 대다수를 제공하도록 초당 적어도 10℃의 비율로 상기 강 스트립을 냉각시키는 과정을 포함하는 권취된 박판 캐스트 강 스트립을 제조하기 위한 방법이 개시된다.
상기 용강은 20 내지 70 ppm의 유리산소 함량을 가지며, 상기 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수 있다. 상기 박판 캐스트 강 스트립에 대한 용융 금속의 전산소 함유량은 70 내지 150ppm 사이에 있을 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량기준 4:1보다 큰 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량대비 4:1 내지 7:1 범위의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
상기 방법은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 상기 권취된 강 스트립에 있어 제공할 수 있다.
더욱이, 상기 방법은 강 스트립을 열간압연하고(hot rolling), 450 내지 700℃ 범위의 온도에서 상기 열간압연된 강 스트립을 권취하는 과정들을 포함할 수도 있다.
대안으로서 상기 열간압연된 강 스트립의 권취는 650℃ 미만의 온도에서 이루어질 수도 있다.
상기 방법은 적어도 550℃의 온도에서 인장강도를 증가시키기 위하여 강 스트립을 시효경화(age hardening)하는 과정을 더 포함할 수 있다. 대안으로서, 상기 시효경화는 625℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 이루어질 수 있다. 또 하나의 대안으로서, 상기 시효경화는 650℃ 내지 750℃ 사이의 온도에서 이루어질 수 있다.
상기 방법은 아연 또는 아연합금의 코팅을 제공하기 위해 강 스트립을 용융도금(hot dip coating) 하는 과정을 포함할 수 있다.
박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
측방으로 위치한 캐스팅 롤들이 그 사이에 닙을 형성하는 내부 냉각형 롤 캐스터를 조립하고, 그리고 상기 캐스팅 롤들 상에 지지되고 측면 댐들에 의해 상기 캐스팅 롤들의 단부들의 근처에서 경계가 한정되는 용강의 캐스팅 풀을 상기 닙 위에 형성하는 과정과,
상기 캐스팅 롤들이 캐스팅 풀을 통해 이동할 때 상기 캐스팅 롤들 상에서 금속 외각(쉘)들을 응고하도록 상기 캐스팅 롤들을 반대로 회전시키는 과정과,
상기 캐스팅 롤들 사이의 닙을 통해 아래쪽으로 주조되는 금속 외각들로부터 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.01% 미만의 알루미늄과, 그리고 0.01% 내지 0.20%의 니오븀, 0.01% 내지 0.20%의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하는 조성을 갖는 강 스트립을 형성하는 과정과,
베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하고 70% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐 고용체를 갖는 미세조직의 대다수를 제공하도록 초당 적어도 10℃의 비율로 상기 강 스트립을 냉각시키는 과정과,
선택적으로, 10 내지 35% 사이의 냉간 압하율(cold reduction)로 상기 강 스트립을 냉간압연(cold rolling)하는 과정과, 그리고
625℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 상기 강 스트립을 시효경화하는 과정을 포함하는 박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법이 또한 개시된다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량대비 4:1을 넘는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량대비 4:1 내지 7:1 사이의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
상기 용강은 20 내지 70 ppm 사이의 유리산소 함량을 가지며, 상기 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수 있다. 상기 박판 캐스트 강 스트립에 대한 용융 금속의 전산소 함유량은 70 내지 150ppm 사이일 수 있다.
상기 방법은 인장강도를 증가시키기 위하여 강 스트립을 시효경화하는 과정을 더 포함할 수 있다. 대안으로서, 상기 시효경화는 650℃ 내지 750℃ 사이의 온도에서 이루어져도 좋다.
상기 시효경화 과정은 아연 또는 아연합금의 코팅을 제공하기 위해 강 스트립을 용융아연도금(hot dip coating) 하는 과정을 포함할 수 있다.
상기 방법은 10나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 니오븀 카본니트라이드 입자들을 갖는 시효경화 처리 강 스트립을 제공할 수 있다. 대안적으로, 시효경화 처리 강 스트립은 50나노미터 초과의 입자크기를 갖는 어떠한 니오븀 카본니트라이드 입자들을 실질적으로 갖지 않을 수 있다.
상기 방법은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 강 스트립 코일에 제공할 수 있다.
더욱이, 상기 방법은 강 스트립을 열간압연 처리하고, 700℃ 미만의 온도에서 상기 열간압연 처리된 강 스트립을 냉각하는 과정들을 포함할 수 있다. 대안으로서 상기 열간압연 강 스트립의 냉각은 650℃ 미만의 온도에서 이루어질 수 있다.
박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
측방으로 위치한 캐스팅 롤들이 그 사이에 닙을 형성하는 내부 냉각형 롤 캐스터를 조립하고, 그리고 상기 캐스팅 롤들 상에 지지되고 측면 댐들에 의해 상기 캐스팅 롤들의 단부들의 근처에서 경계가 한정되는 용강의 캐스팅 풀을 상기 닙 위에 형성하는 과정과,
상기 캐스팅 롤들이 캐스팅 풀을 통해 이동할 때 상기 캐스팅 롤들 상에서 금속 외각(쉘)들을 응고하도록 상기 캐스팅 롤들을 반대로 회전시키는 과정과,
상기 캐스팅 롤들 사이의 닙을 통해 아래쪽으로 주조되는 금속 외각들로부터 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄과, 그리고 0.01% 내지 0.20%의 니오븀, 0.01% 내지 0.20%의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하는 조성을 갖는 강 스트립을 형성하는 과정과,
베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하는 미세조직의 대다수를 제공하도록 초당 적어도 10℃의 비율로 상기 강 스트립을 냉각시키는 과정과,
선택적으로 10 내지 35% 사이의 냉간 압하율(cold reduction)로써 상기 강 스트립을 냉간압연하는 과정과, 그리고
625℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 강 스트립을 시효경화하고 상기 시효경화 후에 항복강도와 연신율에 있어 증가를 달성하도록 하는 과정을 포함하는, 박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법이 또한 개시된다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량대비 4:1을 초과하는 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 스트립은 중량대비 4:1 내지 7:1 사이의 바나듐 대 질소 함량비를 가질 수 있다.
상기 용강은 20 내지 70 ppm 사이의 유리산소 함량을 가지며, 상기 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수 있다. 상기 박판 캐스트 강 스트립에 대한 용융 금속의 전산소 함유량은 70 내지 150ppm 사이에 있을 수 있다.
상기 방법은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세한 산화물 입자들을 강 스트립 코일에 있어 제공할 수 있다.
더욱이, 상기 방법은 10나노미터 미만의 평균 입자크기의 니오븀 카본니트라이드 입자들을 갖는 시효경화 처리 강 스트립을 제공할 수 있다. 대안으로서, 상기 시효경화 강 스트립은 50나노미터보다 큰 어떠한 니오븀 카본니트라이드도 실질적으로 갖지 않을 수 있다.
더욱이, 상기 방법은 강 스트립을 열간압연 처리하고, 750℃ 미만의 온도에서 상기 열간압연 처리된 강 스트립을 권취하는(coiling) 과정들을 포함할 수 있다. 대안으로서 상기 열간압연 강 스트립의 권취는 700℃ 미만의 온도에서 이루어질 수 있다. 상기 시효경화 과정은 아연 또는 아연합금의 코팅을 제공하기 위해 강 스트립을 용융아연도금(hot dip coating) 하는 과정을 포함할 수 있다.
본 발명을 더 상세히 설명하기 위하여 몇몇의 예시적인 실시예들이 첨부한 도면을 참조하여 기술될 것이다.
도 1은 일렬형(in-line) 열간 압연기 및 권취기(coiler)를 일체화한 스트립 캐스팅 설비를 예시하고 있다;
도 2는 쌍롤식 스트립 캐스터(주조기)의 세부 구성을 예시한다;
도 3은 니오븀 또는 바나듐 첨가가 있거나 없는 경우의 스트립 항복강도에 대한 권취 온도의 영향을 예시한다;
도 4a는 니오븀 강 스트립의 광학 현미경 사진이다;
도 4b는 표준 구조강 그레이드 380(그레이드 55) 강 스트립의 전자 현미경 사진이다;
도 5는 본 발명의 강 스트립의 항복강도에 대한 권취후 시효경화의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 6은 본 발명의 강 스트립의 항복강도 및 인장강도에 대한 권취후 시뮬레이션 시효경화의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 7은 항복강도에 대한 열간압연 압하(hot rolling reduction)의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 8은 연신율에 대한 항복강도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 9는 낮은 레벨의 니오븀에서 항복강도에 대한 니오븀 양의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 10a는 열간압연 후에 제1 샘플의 0.065% 니오븀 강의 미세조직에 대한 현미경 사진을 나타낸다;
도 10b는 열간압연 후에 제2 샘플의 0.065% 니오븀 강의 미세조직에 대한 현미경 사진을 나타낸다;
도 11은 항복강도에 대한 니오븀 양의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 12는 열간 압하(hot reduction) 및 용융도금(galvanizing) 후의 항복강도에 대한 니오븀 양의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 13은 항복강도에 대한 권취 온도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 14는 낮은 니오븀 레벨에서 항복강도에 대한 권취 온도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 15는 항복강도에 대한 열처리 조건들의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 16은 0.026% 니오븀 강의 항복강도에 대한 시효경화 열처리 온도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 17은 0.065% 니오븀 강의 항복강도에 대한 최대 시효경화 온도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 18은 0.065% 니오븀 강의 항복강도에 대한 최대 시효경화 온도 및 유지시간의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 19는 0.084% 니오븀 강의 항복강도에 대한 최대 시효경화 온도 및 유지시간의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 20은 시효경화 전후의 연신율에 대한 항복강도의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 21은 용융도금(galvanizing)에 의한 연속적인 어닐링 후의 코일에 대한 열처리 변화를 나타내는 그래프이다;
도 22는 시효경화 처리된 조건을 나타내는 그래프이다;
도 23은 경도에 대한 온도 및 시간의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 24는 본 발명의 바나듐 강에 대한 항복강도에 대한 열처리의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 25는 보통의 저탄소강과 비교하여 본 발명의 바나듐 강에 대한 항복강도에 대한 열간압연 압하의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 26은 보통의 저탄소강과 비교하여 본 발명의 바나듐 강에 대한 항복강도에 대한 열간압연 압하의 효과를 나타내는 부가적인 그래프이다;
도 27a는 열간압연 후의 0.04% 바나듐 강의 샘플의 미세조직에 대한 현미경 사진이다;
도 27b는 열간압연 후의 0.024% 바나듐 강의 샘플의 미세조직에 대한 현미경 사진이다;
도 28은 바나듐 및/또는 니오븀 첨가물을 갖는 강의 항복강도들의 비교를 보여주는 그래프이다;
도 29는 바나듐 강의 항복강도에 대한 열간압연 압하 및 코일링 온도의 효과를 나타내는 차트이다;
도 30은 열간압연 조건에서 0.04Nb+0.04V 강에 대한 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대한 열간압연 압하의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 31은 열간압연 및 도금 조건에서 0.04Nb+0.04V 강에 대한 항복강도, 인장강도 및 총연신율에 대한 열간압연 압하의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 32는 0.04% 니오븀 및 0.04Nb+0.04V 강에 대한 시효경화의 효과에 대한 비교를 보여주는 그래프이다;
도 33은 보통의 탄소-망간 강의 특성에 대한 냉간 압하(cold reduction)의 효과를 나타내는 그래프이다;
도 34는 0.06% 니오븀 강의 강도 및 연신율에 대한 망간 첨가물의 효과를 나타내는 그래프이다; 그리고
도 35는 상승한 망간 레벨과 0.06% 니오븀 강의 강도 및 연신율을 나타내는 그래프이다.
도 1은 강 스트립을 연속 주조(캐스팅)하기 위한 스트립 주조기(strip caster)의 연속적인 구성부분들을 예시하고 있다. 도 1 및 도 2는 주조 강 스트립(12)을 연속적으로 생산하는 쌍롤식 주조기(twin roll caster)(11)를 예시하며, 상기 주조 강 스트립(12)은 운송경로(10) 상에서 안내 테이블(13)을 가로질러 핀치 롤(pinch roll)(14A)을 구비한 핀치 롤 스탠드(14)를 통과한다. 핀치 롤 스탠드(14)를 빠져나온 직후에, 스트립은 한 쌍의 압하 롤(16A)과 백업 롤(16B)을 가진 열간 압연기(16) 안으로 들어가고, 거기에서 주조 스트립은 열간압연 되어 원하는 두께로 감축된다. 이 열연 스트립은 런아웃 테이블(17) 상으로 이송되고, 거기에서 스트립은 대류(convection) 및 워터젯(18) (또는 기타 적절한 수단)을 통해 공급되는 물과의 접촉에 의해, 그리고 방열(radiation)에 의해 냉각될 수 있다. 이후 압연 및 냉각된 스트립은 한 쌍의 핀치 롤들(20A)을 포함하는 핀치 롤 스탠드(20)를 통과하고 나서, 권취기(coiler)(19)로 이송된다. 주조 스트립에 대한 최종 냉각은 권취공정(coiling) 후에 이루어진다.
도 2에 도시된 바와 같이, 쌍롤식 주조기(11)는 측면으로 배치되고 캐스팅 면(22A)을 가진 한 쌍의 주조 롤(22)을 지지하는 주장치(main machine) 프레임(21)을 포함한다. 용융금속은 주조 작업 동안에 레이들(미도시)로부터 턴디쉬(23)로 공급되며, 내화 보호판(24)을 지나 분배기 또는 이동식 턴디쉬(25)로 공급되고 나서, 분배기(25)로부터 닙(27) 위에 있는 주조 롤(22) 사이의 금속 공급 노즐(metal delivery nozzle)(26)을 통과한다. 상기 주조 롤(22) 사이로 전달된 용융 금속은 닙 위에서 캐스팅 풀(casting pool)(30)을 형성한다. 상기 캐스팅 풀(30)은 주조 롤의 단부들에서 한 쌍의 폐쇄용 댐 또는 플레이트들(closure dam or plate)(28)에 의해 경계가 제한되며, 상기 폐쇄용 댐 또는 플레이트는 측면 플레이트 홀더(side plate holder)에 연결된 유압실린더 유닛(미도시)을 포함하는 한 쌍의 쓰러스터(thruster)들에 의해 주조 롤의 단부에 대해 밀어진다. 캐스팅 풀(30)의 상부면(일반적으로 "메니스커스(meniscus)" 레벨이라고 칭함)은 보통 금속공급 노즐의 하단부 위까지 상승하여, 그 결과 금속공급 노즐의 하단부가 캐스팅 풀(30) 안에 잠기게 된다. 상기 주조 롤들(22)은 내부에서 수냉식으로 냉각되며, 이로써 금속 외각부(shell)가 캐스팅 풀을 통과함에 따라 움직이는 롤러 표면에서 응고되어, 주조 롤 사이의 닙(27)에서 합쳐져서 주조 스트립(12)을 만들게 되고, 이 주조 스트립(12)은 주조 롤들 사이의 닙으로부터 아래쪽으로 공급된다.
상기한 쌍롤식 주조기는 미국특허 제5,184,668호, 제5,277,243호 또는 제5,488,988호, 또는 미국 특허출원 제12/050,987호에 예시되어 있고 더 상세하게 설명되어 있는 종류의 것일 수 있다. 본 발명의 일 실시 예에 사용하기에 적합한 쌍롤식 주조기의 적절한 세부 구성에 대하여는 상기 특허 및 특허출원의 명세서를 참조할 수 있다. 상기 명세서에 개시된 내용은 상호참조에 의해 본원에 병합된다.
쌍롤식 스트립 주조에 있어 특정 파라미터들의 제어를 통해 신속한 응고속도를 사용함으로써 본 발명의 합금 조성은 구상 함유물(globular inclusion)의 미세하고 균일한 분포 상태인 MnO 및 SiO2의 액상 탈산(liquid deoxidation) 제품을 형성한다. 현재의 MnOㆍSiO2 함유물은 또한 제한된 열간 압하(hot reduction) 때문에 직렬형 열간압연 공정에 의해서 현저하게 신장 되지는 않는다. 함유물/입자 집단(population)은 침상 페라이트(acicular ferrite)의 핵 생성(nucleation)을 자극하도록 공들여 조절된다. 상기 MnOㆍSiO2 함유물은 약 10㎛부터 그 아래로는 0.1㎛ 미만의 매우 미세한 입자들일 수 있으며 대부분의 함유물은 약 0.5㎛ 내지 약 5㎛ 사이이다. 0.5㎛ 내지 10㎛ 사이의 더 큰 크기의 비금속 함유물(non-metallic inclusion)이 침상 페라이트의 핵 생성을 위해 제공되고, 예를 들면 MnS, TiO 및 CuS를 포함하는 함유물들의 혼합물을 포함할 수도 있다. 오스테나이트(austenite) 결정립 크기는 종래의 열연 스트립 강에서 만들어진 오스테나이트 결정립 크기보다 현저하게 크다. 조절된 함유물/입자의 집단과 관련하여 조대한(coarse) 오스테나이트 결정립 크기는 침상 페라이트 및 베이나이트(bainite)의 핵 생성을 지원한다.
직렬형(in-line) 열간압연기(16)는 통상 10% 내지 50%의 압하율(reduction)d에 대해 사용된다. 런아웃 테이블(17) 상에서 냉각과정은 오스테나이트 변화의 냉각 속도를 제어하여 원하는 미세조직 및 재료 특성을 달성하기 위한 수냉 구간과 공기 연무 냉각(air mist cooling) 과정을 포함할 수 있다.
약 20%를 넘는 범위의 열간 압하율(hot reduction)은 오스테나이트의 재결정을 유도할 수 있는데, 이것은 침상페라이트의 입자크기 및 용적 분율을 감소시킨다. 본 발명자들은 강의 경화능(hardenability)을 증가시키는 합금성분들의 첨가가 열간압연 공정 중 조대한 생주조(coarse as-cast) 상태의 오스테나이트 결정립 크기의 재결정을 억제하였고 강의 경화능이 열간압연 후에도 유지되는 결과에 의해서 원하는 미세조직과 기계적 특성을 갖는 박판 물질이 제조되는 것을 가능하게 한다는 것을 발견하였다.
강에 있어 미량합금(microalloying) 원소로서는 티타늄, 니오븀 및 바나듐 성분을 포함하는 것이 통상적이다. 이들 성분들은 과거에는 0.1% 미만의 수준으로 첨가되는 것이 보통이었으나 어떤 경우에는 0.2% 정도의 높은 수준으로 첨가되기도 하였다. 이들 성분들은 경화능, 입자 정련 및 경화 효과들의 조합을 통해서 강의 미세조직 및 특성들에 대하여 강한 효과를 발휘할 수 있다(과거의 카본니트라이드 포머(carbonitride former)와 같이). 몰리브덴은 그 자체로서는 상대적으로 약한 카본니트라이드 포머이기 때문에 보통은 미량합금 성분으로서 간주하지 않았으나 본 발명의 경우에는 효과적일 수 있으며, 니오븀 및 바나듐과 함께 복합 카본니트라이드 입자들을 형성할 수도 있다. 카본니트라이드 형성은 후술하는 바와 같이 이들 성분들을 갖는 열간압연 스트립에서는 금지된다.
고강도 박판 캐스트 스트립 제품은 이러한 성분들을 이용한 미량합금에 의해 고강도 경량(light gauge) 주조 스트립 제품을 만들기 위해 여러 가지 특성들을 결합한다. 스트립 두께는 3㎜ 미만, 2.5㎜ 미만, 또는 2.0㎜ 미만의 두께, 그리고 0.5㎜ 내지 2.0㎜ 범위의 두께를 가질 수도 있다. 캐스트 스트립은 원하는 두께로 스트립을 더 감축하기 위하여 냉간압연을 행할 필요가 없이 열간압연에 의해 제조된다. 따라서 상기 고강도 박판 캐스트 스트립은 원하는 경량 열간압연 두께 범위와 냉간압연 두께 범위 모두에 적합하다. 상기 스트립은 초당 10℃ 이상의 비율로 냉각되고 베이나이트와 침상페라이트가 대부분이고 전형적으로 우세한 미세조직을 여전히 형성할 수 있다.
이러한 고강도 박판 캐스트 스트립 제품의 제조를 통해 획득된 장점은, 통상적인 연속 갈바나이징(아연도금) 및 어닐링(annealing) 공정들은 필요로 하는 높은 어닐링 온도를 제공하는 것이 가능하지 않기 때문에, 상대적으로 높은 합금비용, 미량합금에 있어서의 비효율성, 열간 및 냉간 압연의 어려움, 그리고 재결정 어닐링 과정의 어려움이 초래하는 이전의 통상적인 제법으로 제조된 미량합금강의 생산시와 비교하면 대조적이다. 더욱이, 냉간압연 및 회복 어닐링 제조 공정에 의해 생산되는 스트립으로써 시현되는 상대적으로 낮은 연성이 극복된다.
이전의 통상적인 방법으로 생산된 미량합금강에서는 니오븀 및 바나듐과 같은 성분들은 응고, 열간압연, 권취 및 냉각 과정을 통해 고용체로 잔류할 수는 없었다. 니오븀 및 바나듐은 열간 코일 제조공정의 여러 단계에서 카본니트라이드 입자들을 형성하면서 미세조직을 통해 확산하였다. 본원 명세서와 특허청구 범위에서 카본니트라이드 입자들은 카바이드, 질화물, 카본니트라이드 및 이들의 혼합물을 포함한다. 종전의 통상적인 방법으로 제조된 미량합금 강의 고온 슬라브 및 후속적인 냉각 과정에서의 탄소 및 질소 입자들의 형성과 성장은 고온 슬라브의 오스테나이트의 입자크기를 더욱 감축하여 강의 경화능을 감소시켰다. 이러한 종래의 강에 있어서 고온 슬라브의 입자들의 효과는 미량합금 성분들의 양을 증가시키고, 더 높은 온도로 주조된 슬라브를 재가열하고, 또한 탄소 성분을 저하함으로써 극복될 필요가 있었다.
종래의 통상적인 방법으로 제조된 강과는 대조적으로, 본 발명의 고강도 박판 캐스트 강 스트립 제품은 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.06% 미만의 알루미늄과, 그리고 약 0.01 내지 약 0.20% 사이의 티타늄, 약 0.01 내지 약 0.20% 사이의 니오븀, 약 0.05 내지 약 0.50%의 몰리브덴 및 약 0.01 내지 약 0.20% 사이의 바나듐으로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하고, 그리고 대부분의 베이나이트(bainite)를 포함하는 미세조직을 갖도록 제조된다. 상기 강 제품은 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포되는 실리콘 및 강의 미세 산화물 입자들을 더 포함할 수 있다.
대안으로서, 고강도 박판 캐스트 강 스트립 제품은 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0% 사이의 망간, 0.05 내지 0.50% 사이의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄, 약 0.01 내지 약 0.20% 사이의 니오븀을 포함하고, 베이나이트 및 침상 페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 미세조직의 대부분을 가지며, 또한 70중량% 초과의 용해가능한 니오븀을 가질 수 있다.
또 다른 대안으로서, 권취된 강 제품은 0.25%(이하 중량기준) 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0%의 망간, 0.05 내지 0.50%의 실리콘, 0.01% 미만의 알루미늄과, 그리고 약 0.01% 내지 0.20% 사이의 니오븀, 약 0.01% 내지 약 0.20% 사이의 바나듐 및 그들의 혼합물로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 성분을 포함하고, 그리고 권취 및 냉각 과정 후에 선택에 따라서 70중량% 초과의 용해가능한 니오븀 및 바나듐을 가질 수 있다. 상기 권취된 고강도 박판 캐스트 강 스트립 제품은 특히 열간압연 압하 및 후속하는 냉각 과정 후에 그리고 시효경화 과정 전에 선택에 따라 70중량% 초과의 용해가능한 니오븀 및 바나듐을 가질 수 있다. 미세조직은 베이나이트와 침상페라이트의 혼합일 수 있다. 선택적으로는 열간압연 과정 및 후속 권취 및 냉각 과정을 거친 강의 미세조직은 고용체 상태로 잔류하는 80중량%를 넘는 니오븀 및/또는 바나듐을 갖는 베이나이트와 침상페라이트를 포함할 수 있고, 또한 선택적으로는 90% 초과량이 고용체로 잔류할 수 있다.
대안으로서 또는 부가적으로, 상기 강 제품은 6%보다 크거나 또는 10%보다 큰 총연신율(total elongation)을 가질 수도 있다. 상기 강 제품은 적어도 340 MPa(약 49 ksi)의 항복강도 또는 적어도 410MPa의 인장강도, 또는 그 양자를 다 가질 수 있다. 상기 강 제품은 만족할만한 연성을 보이면서 적어도 485MPa의 항복강도와 그리고 적어도 520MPa의 인장강도를 가질 수 있다. 열간압연 제품의 항복강도와 총연신율 사이의 관계는 도 8에 나타나 있다.
열연 공정 후에 열간압연 강 스트립은 약 500 내지 700℃ 범위의 온도에서 코일로 권취될 수 있다. 박판 캐스트 스트립은 또한 적어도 550℃의 온도에서 인장강도를 증가시키기 위하여 강 스트립을 시효경화(age hardening) 과정에 의해 더 처리할 수도 있다. 상기 시효경화는 550℃ 내지 800℃ 사이 또는 625℃ 내지 750℃ 사이, 또는 675℃ 내지 750℃ 사이의 온도에서 이루어질 수 있다. 따라서 통상적인 연속 갈바나이징 또는 어닐링 노(furnace)들이 상기한 미량합금 캐스트 스트립 제품을 경화하기 위해 필요한 시효경화 온도를 제공하는 것이 가능하다.
예를 들면, 강 조성물은 0.026%(이하 중량기준) 니오븀, 0.04%의 탄소, 0.85% 망간, 0.25%의 실리콘으로 이루어진 강 조성물을 제조함으로써 준비되었다. 그 다음 상기 강은 박판 캐스트 스트립 공정에 의해 주조되었다. 상기 스트립은 1.7㎜ 두께로 주조되었고 도 1 및 도 2에 예시된 쌍롤식 주조기를 사용하여 1.5㎜ 내지 1.1㎜ 사이의 스트립 두께의 범위로 직렬형 열간압연 처리되었다. 상기 스트립은 590 - 620℃ (1094 - 1148℉) 범위의 권취 온도에서 코일로 형성되었다.
도 3에 도시된 바와 같이, 본 발명의 캐스트 스트립에 의해 달성되는 항복 및 인장강도 수준은 일정 범위의 권취(코일링) 온도에 걸쳐 비미량합금(non-microalloyed)으로 된 베이스 캐스트 스트립 강 조성물에서 획득가능한 항복 및 인장 강도 수준들과 비교된다. 니오븀 강 스트립은 420-440 MPa(약 61-64 ksi) 범위의 항복강도와 510MPa(약 74ksi)의 인장강도를 달성하였다. 인장강도 대 항복강도 비는 본 발명의 강 제품에서는 적어도 1.08일 것이다. 대안으로서, 인장강도 대 항복강도 비는 적어도 1.10이거나, 또한 1.15보다 클 수도 있다. 본 발명의 캐스트 스트립 제품은 미량합금 강과 같은 권취 온도로써 처리된 C-Mn-Si 베이스 강 조성물과 비교되는데, 니오븀 강은 실질적으로 더 높은 강도수준을 만들어낸다. 비교되는 베이스 강 스트립은 니오븀 강 캐스트 제품에 대한 비교할 만한 강도 수준에 근접하기 위해 매우 낮은 온도로 권취될 필요가 있었다. 니오븀 강 캐스트 제품은 열간압연으로써 그의 잠재적인 강화능력을 달성하기 위해 낮은 권취 온도에서 권취될 필요는 없었다. 더욱이 주조 니오븀 강에 대한 항복 및 인장 강도 수준은 도 7에 도시된 바와 같이 적어도 19% 내지 37%의 압하율로 실행되는 직렬형 열간압연(in-line hot rolling)의 정도에 의해서는 현저하게 연향을 받지 않는다.
도 9에는 본 발명의 강들의 경화능(hardenability)이 도시되어 있다. 도 9에 도시된 것과 같이, 0.007% 정도의 낮은 니오븀 수준은 최종 스트립의 강도를 증가시키는데에 효과적이었고, 380MPa를 넘는 항복강도 수준이 약 0.01%를 넘는 니오븀 수준으로써 달성되었다. 약 0.005% 미만의 니오븀 레벨이 잔류하는 것으로 간주될 수 있음을 유의하여야 할 것이다. 따라서 매우 소량의 미량합금 성분의 첨가로써도 실질적인 강도 강화에 효과적일 수 있다.
상기한 고강도는 초정 페라이트(proeutectic ferrite)의 형성의 억압을 통해 강의 경화능을 증가시키기 위해 니오븀 미량합금 첨가물을 활용하여 달성되었다. 도 4b는 초정 페라이트가 베이스 강(base steel)에서 이전의 오스테나이트 결정립 경계(austenite grain boundaries)[타형질 페라이트(allotriomorphic ferrite]를 따라 형성되었지만 도 4a에 도시된 니오븀 강에서는 존재하지 않았음을 보여준다. 상기 니오븀 첨가물의 경화능 효과는 페라이트 변성을 억압하였으며, 이에 따라서 냉각과정 중에 통상적인 냉각율과 더 높은 권취 온도를 사용하는 한편으로 더 강한 베이나이트 및 침상페라이트 미세조직이 이루어지는 것을 가능하게 한다. 본 발명의 니오븀 강의 최종 미세조직은 베이나이트 및 침상 페라이트의 조성물을 대부분 포함한다. 도 4b에 도시된 베이스 강은 오스테나이트 결정립 경계에서 페라이트 형성을 억제하는 것으로 알려진 냉각조건인 500℃ 미만의 상대적으로 낮은 냉각온도로 냉각되었다.
항복강도에 대한 열간 압하(hot reduction)의 효과는 본 발명의 니오븀 강에서 감소한다. 이전의 C-Mn 제품에서는 열간 압하율을 증가함에 따라 강도의 감소가 있음이 전형적이었다. 대조적으로, 도 7에 도시된 바와 같이, 항복강도에 대한 열간 압하율의 효과는 본 발명의 강 제품에 있어 현저하게 감소한다. 이 실험에서 냉각온도는 일정하게 유지되었으며, 적어도 40%까지의 열간압연 압하율 범위에 걸쳐 1.0㎜ 내지 1.5㎜ 사이의 스트립 두께 범위를 나타냈다. 비미량합금(non-microalloyed) 베이스 강과는 달리 열연된 그대로의(as-hot rolled) 캐스트 스트립 제품에 있어 본 발명에 개시된 니오븀 미량합금 강의 강도 수준은 적어도 40%까지의 압하율에 대해서는 열간압연 압하의 정도에 상대적으로 무감각하다. 더욱이 이러한 고강도 수준들은 도 3에 도시된 바와 같이 550℃ 내지 650℃ 범위에서 통상적인 냉각온도를 사용하여 달성되었다.
이러한 효과를 더욱 조사하기 위하여 0.026 Nb 강에서의 각각의 두께에서 오스테나이트 입자 크기가 측정되었다. 베이스 강은 약 25% 열간 압하율 위에서 완전히 재결정화되는 경향이 있었던 경우 상기 0.026 Nb 강은 40% 압하율에서조차 단지 제한된 재결정화를 나타내었다. 이것은 고용체 상태의 니오븀이 열간 압연 후에 변형된 오스테나이트의 정적 재결정화를 억제함으로써 강도 특성에 대한 열간 압하의 효과를 감소시켰다는 것을 암시한다. 이것은 도 10에서 도시되는데, 여기서 오스테나이트 입자들은 더 미세한 입자들로 재결정하지 않고 열간압연 압하에 의해 늘어났음을 이해할 수 있다. 더 미세한 입자들은 오스테나이트 입자 경계 영역을 증가시키고 이로써 강 경화능을 감소시킨다. 그러나 더 미세한 오스테나이트 입자 크기로의 재결정이 억제되는 반면, 그러한 고온 열연 압하는 페라이트 변성의 시작온도를 상승시키는 것으로 알려져 있다. 부가적으로 고온 열연 압하과정은 보통 "전단 밴드(shear bands)"라 지칭하는 오스테나이트 결정립 내에서 국부적인 고변형(high strain) 영역을 유도할 수 있는데, 이것은 페라이트 핵생성(nucleation)을 위한 입내 핵성성(intragranular nucleation) 사이트로서 작용할 수 있다. 본 발명의 강에서 니오븀의 경화능 효과는 변형된 오스테나이트 결정립 내에서 페라이트의 형성을 억제하기에 충분하였는데, 이것은 열간압연의 정도에 크게 무감각한 강도 레벨로 귀착하였다.
박판 캐스트 스트립 니오븀 강 제품은 적용된 열간압연의 범위에 걸쳐서 일관된 항복 및 인장강도 수준을 가졌으며 20% 내지 40%의 압하율로써 적어도 410MPa의 항복강도를 제공할 수 있었다. 이전의 오스테나이트 결정립 크기가 각각의 스트립 두께에 대하여 결정되었다. 오스테나이트 결정립 크기에 대한 측정은 단지 매우 제한된 재결정만이 고온 열간압연 압하 과정에서 일어났고, 반면에 비교할만한 베이스 강 스트립에서 미세조직은 약 25%를 넘는 열간압연 압하율에서 거의 전부 재결정되었음을 나타냈다. 캐스트 강 스트립에 대한 니오븀의 첨가는 열간 압연 공정 중 조대한 생주조(as-cast) 상태의 오스테나이트 결정립 크기의 재결정을 억제하였고 열간압연 및 용해된 니오븀의 보존 후에도 강의 경화능이 유지되는 결과를 가져왔다.
열간압연 후에 이루어지는 본 발명의 강 스트립의 더 큰 강도는 주로 미세조직 형성 때문이었다. 도 4a에 도시된 바와 같이, 주조된 니오븀 강의 미세조직은 모든 스트립 두께에 대하여 대부분은 아니지만, 베이나이트 다수로 이루어졌다. 대조적으로, 도 4b에 도시된 바와 같이, 비교할만한 비-미량합금 강은 낮은 권취 온도에서의 권취에 의해 유사한 강도를 달성하였으며 약간의 결정립 경계 페라이트를 갖는 대부분 침상 페라이트를 포함하는 미세조직을 가졌다. 강 스트립에 대한 니오븀의 첨가는 강의 경화능의 증가를 제공하였고, 결정립 경계 페라이트의 형성을 억제함과 아울러 상당히 더 높은 권취 온도에서조차도 베이나이트 미세조직을 촉진하였다.
열간압연(as-hot rolled) 조건에서 아래의 표 2에 도시된 시험용 강으로부터의 항복 및 인장 강도의 결과치는 도 11에 요약된다. 강도 수준은 열간압연 조건에서 약 500MPa까지 이르는 수준으로 적어도 340MPa의 항복강도로 니오븀 함량이 증가함에 따라 증가한다. 인장강도는 적어도 410MPa 이었다. 초기의 신속한 강도 증가는 초정 페라이트(proeutectic ferrite)의 형성의 억압과 베이나이트 및 침상 페라이트의 촉진에 기인하는 한편, 후속하는 강화는 계속적인 미세조직 심화(refinement)와 아마도 고용체 상태로 유지된 니오븀으로부터의 고용체 경화에 기인한다고 할 수 있다.
부가하여, 투사전자현미경(TEM) 시험은 열간압연 주조 스트립에서 어떤 실질적인 니오븀 침전물을 보이지 않았다. 이것은 니오븀이 고용체로 유지되었다는 것과 생성된 강화현상이 베이나이트 다수의 그리고 아마도 베이나이트 우세의 미세조직의 형성으로 귀착되는 니오븀의 향상된 경화능 효과에 주로 기인하였다는 것을 나타낸다. 주조 강 스트립의 경화능은 또한 주조 스트립의 형성 중 생성되는 조대한 오스테나이트 결정립의 보존에 의해 향상된다고 믿어진다. 페라이트보다는 베이나이트로의 변성은 권취 온도에서부터 코일의 냉각 중에 박판 주조 스트립에서의 니오븀의 미량합금 첨가의 침전을 억제함에 있어 주요한 인자인 것으로 판단된다.
투사전자현미경(TEM) 시험은 강에 존재하는 니오븀 카본니트라이드 입자들의 크기, 정체(identity) 및 체적 비율을 결정하기 위해 사용될 수 있다. TEM 시험 시 어떠한 니오븀 카본니트라이드 입자들의 부존재는 관찰된 강도가 페라이트보다는 대개 베이나이트인 미세조직에 대부분 기인하였음을 지지하였다. 따라서 시효경화 열처리로부터 발생하는 후속해서 관찰된 강도 증가는 니오븀은 열간압연 스트립에서 실질적으로 용해상태이었다는 결론을 이끌어낸다. TEM 분석을 이용해 미세조직에 있는 카본니트라이드 입자들의 체적 비율을 결정한 후에 고용체 상태의 미량합금 성분의 양이 결정될 수 있다.
박 포일(thin foil) 또는 탄소 리플리카(carbon replicate)가 현재의 카본니트라이드 입자들의 양을 결정함에 있어 TEM에 의해 평가될 수 있다. 본 발명자들의 분석에서는 JEOL 2010 모델의 투사전자현미경이 사용되었다. 그러나 이 장치를 사용한 경험으로부터 보면, 4 나노미터 미만의 Nb 입자들은 농후하게 교란된(dislocated) 페라이트에서는 용해가 되지 않을 수도 있다.
박 포일 분석을 위하여 하나의 포일(foil)이 준비된다. 상기 포일은 절단되어 0.1㎜의 두께로 그라인딩 된다. 그 다음에 상기 샘플은 Tenupole-2 전해연마(electro-polishing) 유닛에서 5% 과염소산(perchloric acid), 95% 아세트산 전해액을 사용하는 전해연마법에 의해 전자 투명도까지 얇게 한다. 그 다음에 샘플은 TEM으로 직접 옮겨진다.
탄소 리플리카를 위하여는 에칭 후에 Nital(알콜과 질산의 용액)에서 연마된 샘플을 에칭하고, 탄소로 상기 샘플을 코팅하고, 그 다음으로 TEM 분석을 위해 적절한 크기로(예를 들면, 2㎟) 탄소 코팅을 표시(scoring)를 냄으로써 원하는 샘플이 준비될 수 있다. 그렇게 표시를 만든 후에 탄소 리플리카들은 3% Nital에서 페라이트 매트릭스를 용해함으로써 그 샘플로부터 유리될 수 있다. 상기 탄소 리플리카 샘플들은 3㎜ 직경의 서포트 그리드(support grid) 상에서 수집된 다음에 에탄올/물 용액에서 반복적으로 세척된다. 그 후에 서포트 그리드와 함께 상기 탄소 추출 리플리카는 TEM으로 전달될 수 있다.
열간압연 처리된 캐스트 스트립에서 니오븀 카본니트라이드 입자들의 부존재에 대한 이유를 설명하는 것으로 생각되는 부가적인 요인은 기술된 캐스트 스트립을 연속적으로 제조하는 방법에 의해 그 형성과정 동안 스트립의 신속한 응고를 하는 니오븀의 분산 특성에 관련된다. 이전에 제조된 미량합금 고강도 스트립에 있어서 상대적으로 긴 시간 간격이 (Nb,V,Ti,Mo)(CN)과 같은 카본니트라이드 입자들의 고체상태 침전 및/또는 전처리 클러스터링(pre-clustering)을 위한 기회를 허용하였던 열-기계적 처리 및 슬라브 냉각과 슬라브 재가열 과정에서의 응고에 수반되는데, 그것은 제조공정 단계들을 통해 후속적인 침전을 위한 동역학(kinetics)을 가능하게 하였다. 캐스트 스트립이 캐스팅 롤들 사이의 캐스팅 풀로부터 연속적으로 형성되는 전술한 바와 같은 본 발명의 공정에서는 캐스트 스트립을 형성함에 있어 극도로 빠른 초기 응고(약 160㎲가 지나서)는 카본니트라이드의 고체상태의 침전 및/또는 전처리 클러스터링을 억제하고 차례로 압연 및 권취 과정을 포함하는 후속 처리공정에서 미량합금의 침전을 위한 동역학적 작용을 늦추고 감소시키는 것으로 판단된다. 이것은 Nb, V, Ti 및 Mo의 미량합금들은 통상적인 슬라브 캐스팅 및 처리 공정에 의해 이전에 제조된 박판 강 스트립에서보다 오스테나이트 및 페라이트 상에서 상대적으로 더 균일하게 분포된다는 것을 의미한다.
전술한 바와 같이 캐스팅 롤들 사이의 캐스팅 풀로부터 형성되는 니오븀 캐스트 스트립에 대한 원자 프로브(atom probe) 분석에 따르면 약 650℃ 이하에서 권취될 때 생주조(as-cast) 및 열간압연 상태 양자에 있어 미량합금의 더 균일한 분포가 입증되었다(감소된 전처리 클러스터링 및/또는 고체상태 침전을 나타냄). 이러한 더 균일한 성분 분포는 이전에 통상적인 방법으로 제조되고 처리된 미량합금 슬라브 캐스트 강에서 그러한 성분들의 미세한 정합석출(coherent precipitation)이 발생하는 조건하에서 권취 과정에서의 카본니트라이드의 형성을 억제하고 있는 것으로 판단된다. 쌍롤식 롤 캐스팅에 의해 제조된 미량합금 캐스트 스트립에 있어서 카본니트라이드의 고체상태의 형성 및/또는 전처리 클러스터링의 감소 또는 부재는 또한 어닐링과 같은 후속 열-기계적 처리공정 동안의 카본니트라이드 형성의 동역학적 작용을 지연시킨다. 그 다음으로 이것은 이전의 통상적인 방법으로 처리된 스트립의 입자들이 조대[오스트발트 숙성(ostwald ripening)] 기전을 통해 그들의 강화 능력을 상실한 것들보다 더 높은 온도에서 시효경화를 위한 기회를 가능하게 한다.
시효경화 열처리로써 더 높은 인장강도가 획득가능한 것으로 발견되었다. 예를 들면, 0.026% 니오븀 첨가로써 410MPa에서 450MPa으로 (약 60-65ksi) 항복강도에서 적어도 35MPa (약 5 ksi)증가가 관찰되었다. 0.05% 니오븀 첨가물을 갖는 시효경화로써는 적어도 10ksi의 증가가 예상되는 것으로 판단되고, 또한 0.1% 니오븀 첨가물을 갖는 시효경화로써는 적어도 20ksi의 증가가 예상되는 것으로 판단된다. 본 발명의 시료경화 강 제품의 미세조직은 10나노미터 이하의 평균 입자크기를 갖는 니오븀 카본니트라이드 입자들을 포함할 수 있다. 시효경화 강 제품의 미세조직은 50나노미터를 넘는 어떤 니오븀 카본니트라이드 입자도 실질적으로 갖지 않는다.
열간압연 스트립에서 고용체로 남아있는 것으로 판단되었던 니오븀의 활동을 유도하기 위한 여러 가지의 온도 및 시간에 있어서의 0.026% 니오븀 강 샘플들에 대한 시효경화 열처리 실험이 행하여졌다. 도 5에 도시된 바와 같이, 시효 열처리는 약 480MPa(약 70ksi)의 항복강도를 갖는 현저한 강도 증가를 이루었다. 이것은 니오븀이 고용체로 유지되는 한편, 예를 들면, 연속적인 어닐링 공정라인을 이용하거나 또는 연속적 갈바나이징 라인 상의 어닐링 노(annealing furnace)의 이용을 통해 후속 에이징(aging)에서 시효경화를 제공하기 위해 이용가능하였음을 확인하였다. 따라서 연속적인 갈바나이징 라인들 또는 통상적인 연속 어닐링 라인에 부착된 어닐링 노를 통해 니오븀 미량합금 캐스트 강 제품을 처리함으로부터 에이징 능력(aging potential)을 시뮬레이션하기 위해 짧은 시간의 시효경화가 실행되었다. 후자의 경우, 시효경화 처리된 고강도 스트립 제품은 후속해서 갈바나이징 또는 도장 되거나, 또는 코팅 없이 활용될 수 있다.
결과를 보면, 도 6에 도시된 바와 같이, 700℃(1292℉)의 최대 처리온도에 대하여 더 낮은 온도에서 더 긴 시간에 대해 달성되었던 것에 근접하는 강도 수준을 갖는 현저한 강화가 실현되었음이 명백하게 나타난다. 700℃(1292℉)의 최대 처리온도를 사용해 짧은 시간의 시효경화 처리를 한 후의 니오븀 박판 캐스트 강 제품의 인장력 특성은 아래의 표 1에 주어진다. 캐스트 스트립 제품의 고강도는 차치하고, 구조강 품질의 제품에 대하여 연성(ductility) 및 성형성(formability)이 만족스럽다. 제조된 캐스트 스트립 제품은 니오븀 미량합금의 사용을 통한 구조부재용의 박판 고강도 스트립 제품이다. 더 높은 미량합금 레벨은 잠재적으로는 550MPa(약 80ksi)를 훨씬 초과하는 정도의 더 높은 항복강도를 구현할 것이다.
스트립 두께
mm		 항복강도(YS)
MPa		 인장강도(TS)
MPa		 총연신율
%		 YS/TS
 'n'값 'r'값
1.1 477 563 18 0.85 0.12 0.90
최근 0.026중량% 니오븀 강을 만드는 것에 추가하여 0.014중량% 및 0.065중량%의 니오븀 첨가 강이 본 공정을 통해 성공적으로 제조되었다. 히트 조성(heat composition)은 아래의 표 2에 나타난다.
강 C (중량%) Mn (중량%) Si (중량%) Nb (중량%) V (중량%) N (ppm)
A 0.032 0.72 0.18 0.014 < 0.003 78
B 0.029 0.73 0.18 0.024 < 0.003 63
C 0.038 0.87 0.24 0.026 < 0.003 76
D 0.032 0.85 0.21 0.041 < 0.003 65
E 0.031 0.74 0.16 0.059 < 0.003 85
F 0.030 0.86 0.26 0.065 < 0.003 72
G 0.028 0.82 0.19 0.084 < 0.003 85
H 0.025 0.92 0.22 < 0.003 0.043 75
I 0.032 0.92 0.22 0.038 0.042 60
베이스 강
비교 샘플		 0.035 0.85 0.27 < 0.003 < 0.003 60
전형적
베이스 강		 0.02-
0.05		 0.7-
0.9		 0.15
0.30		 < 0.003 < 0.003 35-90
강 A 내지 강 I의 용융 조성은 41 내지 54 ppm 사이 및 20 내지 70 ppm 또는 30 내지 55 ppm의 범위 내의 유리산소 함량을 가졌다. 총 산소는 70ppm을 초과하였고 전형적으로 150ppm 미만이었다.
강 C 및 강 F에 대해 획득된 항복강도는 도 13에 나타나 있고, 더 낮은 Mn 성분으로 제조된 0.014%Nb 히트, 강 A에 대한 항복강도 결과는 도 14에 제공된다. 니오븀 첨가는 베이스 강 조성물에 관한 모든 권취 온도에서 항복강도를 증가시켰다. 항복강도는 0.014% Nb 및 0.026 Nb 첨가물에 대해서는 약 70 내지 100 MPa (10-15ksi) 만큼 증가하였고, 0.065Nb 첨가물에 대해서는 약 140 내지 175 MPa (20-25ksi) 만큼 증가하였다. 도 13으로부터 0.026% Nb 강은 유사한 권취 온도에 대해 0.8Mn 베이스 강보다 더 높은 항복강도를 달성하였으며, 0.8Mn 베이스 강이 낮은 온도에서 권취되었을 때에 비교할만한 항복강도를 달성하였음을 알 수 있다. 대안으로서, 낮은 권취 온도(약 500℃)에서 0.8 Mn 베이스 강에서 획득된 강도는 이러한 Nb 첨가물을 사용해 더 높은 권취 온도(약 600℃)에서 달성될 수도 있다.
부가적으로, 이전의 통상적인 방법으로 제조된 미량합금 강과 비교하여, 본원 발명자들은 미량합금 첨가가 열간압연 처리되고 및 후속해서 권취 및 냉각 처리된 강에 있어 카본니트라이드 입자들의 형성을 억제한다는 것을 발견하였다. 대신에, 열간압연 처리 및 후속해서 권취 및 냉각 처리된 강의 미세조직은 고용체로 잔존하는 70% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐을 갖는 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함한다. 선택적으로, 열간압연 처리 및 후속해서 권취 및 냉각 처리된 강의 미세조직은 고용체로 잔존하는 80% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐을 갖는 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함할 수도 있으며, 그리고 또 다른 대안으로서 90%를 넘는 양의 고용체 잔여물을 가질 수도 있다.
따라서, 상기 니오븀 캐스트 스트립은 경량의 고강도 강철 제품으로 귀착된다는 것이 설명되었다. 상기 니오븀 첨가물은 먼저 열간압연 중 오스테나이트 재결정을 억제할 수 있는데, 이것은 상대적으로 조대한 주조상태(as cast)의 오스테나이트 크기를 유지함으로써 강의 경화능을 향상시킨다. 열간압연 후 오스테나이트 상태에서 고용체로 유지되고 있는 니오븀은 상의 경화능을 직접 증가시키는데, 이것은 상대적으로 높은 권취 온도에서조차도 대부분 베이나이트로 이루어진 최종 미세조직으로 오스테나이트를 변성하는데에 도움이 된다. 베이나이트 미세조직의 형성은 열간압연 스트립에 있어 고용체 상태에 니오븀 첨가물을 유지하는 것을 촉진하였다.
본 발명의 강을 시효경화 함으로써 더한층 특성의 향상이 이루어질 수 있다. 종정의 미량합금 및 비-미량합금으로 된 강들에서는 강도의 증가가 시효경화에 의해 획득될 수 있었으나, 그러한 종래의 강에 있어 연신율의 감소가 강도의 증가와 함께 일어난다. 본원 발명자들은 연신율의 증가와 강도의 증가 모두가 본 발명의 강을 시효경화에 의해 획득할 수 있음을 발견하였다.
종래의 프로세싱 조건들에 의해 니오븀 및 바나듐과 같은 미량합금 요소들을 고용체 상태로 유지하는 것은 후속하는 시효경화 사이클에 대하여 상당한 경화능을 제공하였다고 결정되었다. 그러한 시효경화 사이클은 적절한 연속적인 갈바나이징 라인(galvanizing line) 또는 연속 어닐링(continuous annealing) 설비를 이용하여 제조될 수 있다. 그러므로 적절한 갈바나이징 라인 또는 연속 어닐링 라인에 의해 제공된 시효경화 열처리와 조합된, 박판 스트립 캐스팅 프로세스를 이용해 제조된 미량합금 강 스트립은 이러한 유형의 강 제품에 대한 특유한 강도 강화의 해결책을 제공하는 특유한 제조경로이다.
예를 들면, 통상적인 연속 용융 아연도금(hot dip galvanizing) 라인에서 코일들은 연속적인 동작을 보장하기 위해 입구 단부에서 겹치기 용접(lap welded)이 이루어진다. 그 다음에 상기 강은 알칼리 클리너와 같은 세정부를 통과해 나간다. 노의 초기 예열부는 길이가 약 20미터 정도이고 약 400 내지 600℃ 또는 원하는 대로의 그보다 높은 강 온도에 도달할 수 있다. 이 예열부는 주변 대기에서 개방형 버너에 의해 가열될 수 있다. 그 다음, 폐쇄형 방사관부는 길이가 약 10미터 정도인데, 아래 설명한 바와 같이 600 내지 800℃ 사이의 온도로 강을 가열하는 수소-질소 공기를 갖는다. 그 다음 상기 스트립은 포트 침지(pot immersion) 온도(450 - 480℃)로 제트냉각이 이루어진다. 스트립은 후속하여 냉각탑을 통과해 지나가고, 직렬형 스킨 패스 및/또는 텐션 레벨러(tension leveller)를 통과해, 그 다음에는 원하는 권취 온도에서 해당 라인의 출구단에서 코일로 권취될 수 있다. 갈바나이징 및 시효경화 공정은 약 60-100m/min과 같은 통상적인 라인 속도 및 스트립 두께와 코팅 무게에 대해 적절한 프로세싱 조건들을 이용할 수 있다. 용융 도금은 아연-알루미늄 코팅과 같은 아연합금 코팅 또는 아연 코팅일 수 있다.
열연 처리된 0.026% Nb 캐스트 스트립 물질의 등온 시효처리(isothermal aging treatment)가 투사전자현미경(TEM) 시험에 의해 확인된 바와 같이 니오븀 카본니트라이드 또는 Nb(C,N)의 형성을 유도하는 600℃ 및 650℃(1110℉ 및 1200℉)에서 20분간 실시되었다. 이것은 도 15에 도시된 바와 같이 상기 물질의 항복강도에 있어 증가를 초래하였다. 또한 도 6 및 도 15에 나타낸 바와 같이, 갈바나이징 라인의 어닐링 부분을 통한 스트립의 열 사이클은 더 낮은 온도에서 등온선 시효처리로 획득된 것에 접근하는 현저한 강도 증가를 유도하였다.
페라이트 변성의 억제를 통해 미량합금 첨가에 의해 제공되는 경화능의 증가는 오스테나이트 분해온도를 베이나이트/침상페라이트 온도범위로 낮게 한다. 이러한 더 낮은 변성 개시온도는 통상적인 런아웃 테이블 냉각속도 및 적절한 권취 온도를 적용함으로써 미량합금 첨가물의 대다수를 고용체 상태로 유지하기 위한 잠재능력을 제공한다.
고용체 상태의 니오븀과 바나듐과 같은 미량합금 성분들은 강도를 증가시키기 위한 후속 열처리 중에 시효경화를 위해 이용가능하다. 실험실에서의 시효경화 연구결과는 연속 어닐링 라인 및 갈바나이징 라인들로써 이용가능한 것과 같은 상대적으로 짧은 열처리 사이클로써 조차도 실질적인 강도 증강이 달성될 수 있었음을 입증하였다. 시험용 강 C(0.026% Nb), 강 F(0.065% Nb), 강 G(0.084% Nb)에 적용된 연속 어닐링 사이클의 실험실 시뮬레이션으로부터 획득된 결과치는 도 16 내지 도 19에 나타나 있다.
실험실 연구로부터 확립된 열처리 조건들을 사용하여 시험용 강 B 및 F으로 풀 스케일(full scale)의 플랜트에서 시험을 실시한 결과는 도 21 및 도 22에 제공되어 있다. 실질적인 강도 증강이 강 B 및 강 F로써 달성되었다. 450MPa를 초과하는 항복강도 수준이 0.024% Nb강(강 B)으로써 기록되었고, 550MPa를 넘는 항복강도가 0.065% Nb강(강 F)으로써 기록되었다. 시효경화로부터의 강도 증가는 0.024% Nb강(강 B)에 대해서는 약 70MPa(10ksi) 정도, 그리고 0.065% Nb강(강 F)에 대해서는 약 100MPa(15ksi)까지에 이르렀다. 0.065% Nb강은 시효경화 조건에서 600MPa를 넘는 항복강도를 달성할 수 있는 것으로 생각된다.
강 F 두께 ㎜ 항복강도 MPa 인장강도 MPa 연신율 %
핫밴드(hot band) 0.996 512 599 11.47
갈바나이즈드 0.991 581 645 14.16
강 F 샘플은 갈바나이징 라인 상에서 수득된 시효경화 조건을 사용하면서 시효경화가 되었다. 표 3에 도시된 바와 같이, 시효경화 처리된 강은 거의 70MPa의 강도를 가졌으며, 연신율은 11.47%에서 14.16%로 증가하였다. 상기 열연상태(as-hot rolled) 조건에서, 그리고 시효경화 및 갈바나이징 처리된 조건(세로 테스트 방향으로)에 있어서의 현재 개시된 니오븀 강들에 대한 항복강도와 총 연신율 간의 관계는 도 20에 나타나 있다.
도 17에 도시된 바와 같이, 본원 발명자들은 오버에이징(overaging)을 방지하기 위해 약 675℃ 내지 725℃ 사이에서 10초 홀드(hold) 사이클이 사용될 수 있음을 발견하였다. 그러나 온도 범위는 홀딩 시간(holding time)의 함수이다. 홀드 타임을 20초로 증가시키는 것은 온도 범위를 약간 낮추었고, 반면에 영의 홀드 시간에 대해서는 도 18에 도시된 것과 같이 온도 범위가 약간 증가하였다. 시효경화 온도 범위는 전체적인 열처리 사이클 타임, 즉 가열속도, 홀딩 타임 및 냉각속도에 따라 의존하면서 약 625℃ 내지 800℃ 사이에 있을 수 있다.
더 긴 시간의 열처리의 경우에는 500℃ 내지 650℃ 범위의 더 낮은 온도가 사용될 수도 있다. 도 6을 참조하면, 600℃에서 20분간의 열처리가 700℃에서의 연속 어닐링 사이클에서 10초와 유사한 강도 수준을 만들어내는 것을 알 수 있다. 도 23은 20분 및 120분 동안 실시된 실험실 열처리 결과를 보여준다. 그 결과는 550℃에서 120분의 열처리에 대하여 실질적인 강화가 이루어졌으나 약 650℃를 초과하는 온도에서의 120분간의 시효경화는 강의 경도를 감소시켰음을 보여준다. 500℃ 내지 650℃의 온도 범위에서의 배치 어닐링(batch annealing)과 같은 전체 코일 어닐링 공정들, 또는 500℃ 내지 650℃의 온도 범위에 걸쳐서 제어형 냉각(controlled cooling)에 의해 보존된 니오븀을 침전시키도록 설계된 열간압연 코일을 위한 다른 후권취(post coiling) 냉각 방식과 함께 더 긴 열처리 시간들이 사용될 수도 있을 것이다.
투사전자현미경(TEM)이 강 C 및 강 F의 샘플에 대해 조사되었는데, 이것은 650℃에서 60분간의 열처리가 제공되었다. 4 내지 15 나노미터 크기 범위의 미세입자들이 발견되었다. 이들 미세입자들은 니오븀 카본니트라이드를 포함하는 것으로 발견되었는데, 이는 강도 증강이 미세한 니오븀 카본니트라이드 입자들에 의한 시효경화에 기인하는 것을 나타낸다.
시효경화 처리된 미량합금 강 제품의 미세조직은 10 나노미터 이하의 평균 입자크기를 갖는 니오븀 카본니트라이드 입자들을 포함할 수 있다. 상기 시효경화 강 제품의 미세조직은 50 나노미터보다 큰 어떤 니오븀 카본니트라이드 입자도 포함하지 않을 수 있다. 열간압연 조건에서 본 발명의 니오븀 감의 샘플들은 TEM 평가를 이용해 조사되었고, 미세조직의 일부는 시효경화 전에 니오븀 카본니트라이드 입자들의 어떤 측정가능할 정도의 양을 갖지 않았다.
본원 발명자들은 본 발명의 시효경화 강에서 향상된 강도/신장율 관계는 크기가 5 나노미터보다 큰 입자들이 실질적으로 없는 미세조직의 부분들 또는 "침전물이 없는 영역(precipitate free zone)" 및 나노-클러스터(nono-clusters)에 기인할 수 있는 것으로 믿는다. 결정립 경계의 근방에서 침전물 없는 영역들의 성장은 결정립 경계에 인접한 감소된 경도 영역들을 제공함으로써 강도와 인장 연신율 관계에 영향을 미칠 수 있다. 상기 침전물이 없는 영역들에서 응력집중(stress concentration)의 완화는 강도와 연신율을 향상시키는 것으로 보고되었다. 연신율 및 강도에 대한 침전물 없는 영역들의 유익한 효과는 침전물 없는 영역들이 좁고 결정립 경계 침전물이 작은 경우에 나타날 수 있다.
본 발명의 강에 있어 원소의 첨가는 통상적으로 제조된 니오븀 강들에서보다 더 작은 경도의 변화 및 더 작은 침전물 없는 영역의 폭을 생성함으로써 시효경화 후에 증가된 강도와 아울러 증가된 연신율을 제공할 수 있다. 급속히 응고된 강에 있어 더 균일한 원소들의 분산 때문에 시효경화의 동역학 현상은 나노-클러스터의 형성이 안정적으로 조절될 수 있는 시간-온도 윈도우를 효과적으로 확장하도록 지연될 수 있다. 상기 원소 나노-클러스터들은 시효경화의 초기 단계에서 강화를 제공할 수 있다. 클러스터 강화(cluster strengthening)는 용질 종의 클러스터의 확산 경계를 절단하기 위한 전위(dislocation)에 필요한 여분의 에너지에 기인할 수 있다. 상기 클러스터들은 연성을 감소시키지 않고 실질적인 강화를 제공할 수도 있는데, 그 이유는 그들의 탄성적으로 유연한 경계들이 정상적인 제2상 입자들이 하는 방식으로 파일-업(pile-up)을 야기하거나 전위 이동을 심하게 억제하지 않기 때문이다.
본 발명의 강에 있어서 더 균일한 분포의 원소들이 강의 급격한 응고 중에 고용체 상태로 유지된다. 종전의 통상적인 방법으로 제조된 니오븀 및 바나듐 강들과 대조적으로, 열간압연 및 후속적으로 권취 및 냉각처리된 강의 미세조직은 70% 초과량이 고용체로 남아있는 니오븀 및/또는 바나듐 첨가물을 갖는 베이나이트 및 침상페라이트를 포함하고, 또한 50 나노미터를 초과하는 어떤 니오븀 카본니트라이드 입자들을 실질적으로 포함하지 않는다. 대안으로서, 상기한 열간압연 및 후속하여 권취 및 냉각처리된 강의 미세조직은 80% 초과량이 고용체로 남아있는 니오븀 및/또는 바나듐 첨가물을 갖는 베이나이트 및 침상페라이트를 포함하고, 또한 선택적으로는 90% 초과량이 고용체로 남아있을 수도 있다.
상기 성분들은 열간압연 코일에서 용해 트랩(trapped) 상태로 잔류하고 권취 온도가 약 650℃ 미만이라면 침전하지 않는다. 통상적인 슬라브 캐스팅 및 열간 스트립 압연을 위한 재가열과정에서 정상적으로 일어나는 종전의 원자들의 회합(association of atoms)(입자들의 형태에서와 마찬가지로)이 본 발명의 공정에서는 방지되기 때문에 그러한 형성은 효과적으로 지연된다. 따라서 열간압연 코일들에서 일어나는 관찰된 강도의 증가는 경화능 및 고용체 경화효과에 대부분 기인할 수가 있을 것이다.
카본니트라이드 입자들의 형성은 열처리 동안 활성화될 수 있다. 부가적으로, 시효경화 중에 전침전 클러스터(pre-precipitation cluster) 및 더 미세한 입자들이 시효경화 이전에 고용체 상태의 니오븀 및/또는 바나듐의 현저한 양 때문에 연장된 범위의 시간 및 온도에 걸쳐 안정적이다. 정상 침전현상으로서 결정립 경계 가까이에 형성되는 침전물 없는 영역들은 폭이 좁고, 통상적으로 제조된 강에 대해서보다 더 균일하게 분산된 나노-클러스터들과 더 미세한 침전물들을 함유한다. 따라서 결정립 내부에 대한 침전물 없는 영역들에서의 경도 변화는 본 발명의 강에 대해 상대적으로 작다. 본원 발명자들은 더 좁은 침전물 없는 영역들과 상기 침전물 없는 영역들에 걸쳐 작은 경도 변화가 그 침전물 없는 영역에서의 응력집중을 감소시켜 상기 침전물 없는 영역에서 차별적인 변형(preferential deformation)으로부터의 마이크로크래킹(microcracking)을 감소시키게 된다고 생각한다. 본 발명자들은 또한 전위 파일-업(dislocation pile-up)이 클러스터들에서는 일어나지 않기 때문에 클러스터 강화가 연성의 저하가 없는 강도 증가에 있어 특징이 있다고 생각한다. 본 발명자들은 상기한 좁은 침전물 없는 영역들과 클러스터 강화 기전(strengthening mechanism)의 조합은 본 발명의 강의 침전물 없는 영역들로 귀착된다고 믿는다. 이것은 향상된 연신율로 귀착되는데, 그 이유는 크랙들은 개시하기에 더욱 어렵고 또한 결정립 경계의 침전물 없는 영역에 덜 구속되기 때문이다. 더욱이, 나노-클러스터들은 임의의 어닐링 온도/시간 조합들에 걸쳐 결정립 내부 영역들 내부에서 고유입자들(distinct particles)과 공존할 수 있다.
어닐링 노가 시효경화를 수행하기 위해 사용될 수 있는데, 이것은 그러한 제품들을 처리하기 위한 현재의 강화 해결책은 아니다. 어닐링 조건은 적어도 650℃에서 800℃ 미만의 최고온도, 바람직하게는 675℃ 내지 750℃ 사이의 최고치 온도를 갖는 연속 어닐링 사이클일 수 있다. 대안으로서, 연속 갈바나이징 라인들에서 통합되어 있는 통상적인 어닐링 노로써 이용가능한 매우 짧은 시효경화 사이클을 이용하는 생산 환경에서 강화가 달성될 수 있다. 실물크기의 플랜트 시험(trial)에서 기록된 최종적인 강도 수준들은 각각의 강에 대하여 실험실 열처리로 제조된 것과 유사하였다.
약 0.01 내지 약 0.20중량%의 니오븀, 약 0.01 내지 약 0.20중량%의 티타늄, 약 0.05 내지 약 0.50중량%의 몰리브덴, 그리고 0.01 내지 0.20중량%의 바나듐으로써 유사한 결과치가 관찰된다. 예를 들면, 바나듐은 약 0.01 내지 0.09%의 범위에 존재할 수도 있다. 대안으로서, 약 0.01 내지 약 0.09중량%의 니오븀 및 약 0.01 내지 0.09중량%의 바나듐과 같은, 니오븀과 바나듐의 조합이 사용될 수 있다.
바나듐을 활용하는 본 발명의 강의 조성은 표 2에서 강 H 및 I로서 나타나 있다. 강 D, H 및 I는 개별적으로 그리고 이중(dual) 미량합금 시스템으로 바나듐을 평가하기 위해 약 0.04%에서 바나듐 및/또는 니오븀의 유사한 양을 포함하였다. 다시 한번, 용융 강 캐스트는 20 내지 70 ppm 사이의 유리산소 함량을 가졌으며, 그 유리산소 함량은 30 내지 55 ppm 사이일 수도 있다. 또다시, 총 산소 레벨은 70 내지 150 ppm 사이이었다.
강 H의 항복강도가 도 25 및 도 26에 나타나 있다. 0.04%바나듐(강 H)에 대한 항복강도 결과치는 도 25 및 도 26에서 열연 압하율(hot rolling reduction)의 함수로서 보통의 저탄소강과 비교된다. 항복강도 결과치가 보통의 카본-망간 강에 대한 범위 내에 있는 반면, 바나듐 첨가물을 갖는 강은 베이스 강보다 열간압연 조건에서 더 강했다. 도 26에 도시된 바와 같이, 바나듐 미량합금 강의 열연 압하율의 양은 보통의 탄소 베이스 강에 비교해 강도에 대한 효과를 덜 갖는다.
열간압연 상태의 그리고 갈바나이징 조건에서 강 H의 항복강도가 도 25 및 도 26에 제공된다. 바나듐 강은 그것이 더 높은 권취(coiling) 온도를 사용해 제조되었지만 보통의 탄소 베이스 강보다 더 높은 강도 수준을 달성하였다. 도 25 및 도 26에 보여진 샘플들에서 강 H의 권취 온도는 570℃이었고, 베이스 강의 권취 온도는 500℃미만이었다.
약 570℃에서 권취된 0.04% 바나듐 강(강 H)의 미세조직은 도 27a에 나타나 있다. 상기 0.04% 바나듐 강의 미세조직은 유사한 권취 온도로써 제조된 보통의 탄소 베이스 강의 미세조직에 유사하게 결정립 경계 페라이트 및 침상페라이트가 우세하다(500℃ 미만에서 권취된 도 4b 참조). 대조적으로, 약 570℃에서 또한 권취된 0.024% 니오븀 강의 미세조직은 도 27b에 나타난다. 바나듐의 첨가는 강의 경화능을 증가하였으나 바나듐이 없는 니오븀처럼 그렇게 많지는 않았다. 도 27b에 나타난 것과 같이 결정립 경계 페라이트의 형성은 0.024% 니오븀 첨가에 의해 완전히 억제되었으며, 베이나이트 및 침상페라이트의 최종적인 미세조직으로 귀착되었다. 도 27a에 보여진 0.04% 바나듐 강(강 H)은 이전의 오스테나이트 결정립 경계에서 다각형 페라이트(polygonal ferrite)를 포함한다. 강 H의 항복강도는 도 28에서의 0.04% 니오븀 강과 비교된다. 도 28에 보이는 것과 같이, 더 높은 강도 레벨들이 0.04% 바나듐 강보다는 0.04% 니오븀 강으로써 획득되었다. 도 29에서 권취 온도와 열연 압하율의 효과가 0.04% 바나듐 강에 대하여 나타나 있다.
또 다른 실시예에 있어서 0.04% 니오븀 및 0.04% 바나듐이 강 I에 제공되었다. 강 I의 항복강도는 0.04% 니오븀(강 D) 및 0.04% 바나듐 강(강 H)에 비교된다. 0.04% 니오븀 강 및 0.04% Nb+0.04% V 강에 대해 기록된 강도 레벨은 열간압연 조건에서 매우 유사하였다.
바나듐을 포함하는 용강에서의 질소의 양은 이전의 바나듐 강들보다 질소를 덜 제공하도록 조절될 수도 있다. 과거에는 바나듐 및 질소의 화학량론적 조성물(stoichiometric combination)에 대하여 초과 질소를 제공하기 위한 바나듐 대 질소 비가 4:1 미만이었다. 본 발명의 바나듐 강에 있어 바나듐 대 질소 함량비는 중량기준 4:1을 초과할 수도 있다. 대안으로서 또는 부가적으로, 바나듐 대 질소 함량비는 4:1 내지 7:1 사이에 존재할 수 있다.
상기한 0.04% 바나듐 강(강 H)은 두 개의 상이한 권취 온도로써 제조되었으며, 후속하여 고용체 상태의 바나듐에 의한 경화를 유도하기 위해 650℃ 내지 700℃에서 20분간 시효(aging) 처리되었다. 그 결과는 이러한 열처리 조건들로부터 현저한 강도의 강화가 달성되었다는 것을 보여준다. 강도 증가는 도 24에 나타낸 더 높은 권취 온도로써 제조된 물질에 대하여 약간 더 높았는데, 이것은 더 낮은 권취 온도에서 미세조직 템퍼링(tempering) 때문일 수 있다. 더 낮은 권취 온도에서 제조된 물질로 구현된 강도 증가는 상기한 0.026% Nb 강으로 획득된 것과 같은 수준이었다.
도 25에 또한 나타나 있듯이, 강도증가는 연속 갈바나이징 라인들 상의 어닐링 노들을 사용해 시효경화로부터 바나듐 강(강 H)에서 실현되었다. 약 50MPa의 강도증가가 제공되었지만, 그 강도증가는 동등한 니오븀 함량으로부터 실현되는 것보다 더 작았다. 갈바나이징 라인 상의 도 25에 있는 샘플의 항복강도는 갈바나이징 조건에서 약 450MPa 이었으며, 이것은 도 24에 도시된 더 긴 기간의 실험실 열처리로써 획득된 수준이었다. 바나듐 강의 강도는 니오븀 강보다 권취 온도에서 보다 예민할 수 있다.
강 조건 항복강도 (MPa) 인장강도
(MPa)		 총연신율 % 인장강도
/항복강도
0.04% V
(강 H)		 HR 393.1 493.2 20.6 1.254
0.04% V
(강 H)		 Galv 445.6 534.1 18.3 1.199
0.04% Nb
(강 D)		 Galv 527.6 596.2 16.9 1.130
0.04% Nb +0.04% V
(강 I)		 Galv 530.1 624.6 14.1 1.178
연속 갈바나이징 라인에서 유사하게 처리된 0.04% Nb+0.04% V 강(강 I)에 대한 인장강도 및 연신율 특성은 비교목적을 위한 0.04% 니오븀강(강 D) 및 0.04% 바나듐강(강 I)에 대한 전형적인 특성과 함께 상기 표 4에 나타나 있다. 0.04% Nb+0.04% V 강은 시효경화 및 갈바나이징 조건에서 0.041% Nb 강보다 약간 더 높은 강도를 가졌다. 강 D 및 강 I는 열연 상태(as-hot rolled) 조건에서 유사한 강도를 가지므로(도 28 참조), 이러한 초기 실험치들은 Nb+V 이중 미량합금 시스템을 시효경화하는 것으로부터의 강도증가는 그 강도증가가 단순히 개별적인 미량합금의 누적적인 증분일 경우에 실현되는 것보다 더 작다는 것을 나타낸다. 그러나 도 30과 도 31에 나타난 것과 같이 0.04% Nb+0.04% V 강의 강도 레벨은 열간압연의 정도에는 크게 둔감한 것이었다.
바나듐과 같은 또 다른 합금과 니오븀의 조합은 시효경화 공정에서 현저한 향상을 제공한다. 니오븀에 바나듐을 제공하기 위해 상기 조성물을 준비함으로써 더 넓은 범위의 시효경화 온도들을 사용해 원하는 기계적 특성들이 획득된다. 도 32에 보이는 바와 같이, 니오븀 강으로써 약 675℃ 내지 700℃ 사이의 시효경화 온도를 사용해 원하는 특성이 제공된다. 니오븀과 바나듐을 결합함으로써 본 발명자들은 원하는 특성을 획득하기 위해 약 670℃ 내지 750℃ 사이의 시효경화 온도를 사용할 수 있다. 항복강도 및 인장강도의 변화는 50℃ 시효경화 온도 범위 내에서 세 개의 온도들에서 측정된 10% 내에 존재할 수 있다. 대안으로서, 항복강도 및 인장강도의 변화는 75℃ 시효경화 온도 범위 내에서 세 개의 온도들에서 측정된 10% 내에 존재할 수 있다. 증가한 온도의 윈도(window)는 공정 파라미터들에 있어 더 큰 유연성을 제공함으로써 효율을 더 좋게 한다.
상술한 바와 같이, 주거용 구조물(프레임)에 사용되는 것과 같은 임의의 냉간 형성 구조 부재들을 위한 구조강들은 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비와 적어도 10%의 총 연신율을 필요로 한다. 약 1.6㎜ 미만의 스트립 두께를 갖는 종래의 용융도금으로 코팅된 강제품에 있어 그러한 필요조건들은 풀 하드(full hard) 냉연 강판을 사용해서는 충족될 수 없었다. 용융도금으로 코팅된 약 0.9 내지 1.5㎜ 두께 범위의 본 발명의 강 제품은 전술한 바와 같이 연속 용융 도금 갈바나이징 공정 동안 시효경화를 이용해 탁월한 연성을 갖는 고강도 수준을 제공한다. 그러나 약 0.70 내지 0.9㎜ 범위의 코팅된 시트 두께에 대해서는 냉간 회복 어닐링(cold recovery annealing)이 아래 기술한 바와 같이 사용될 수도 있다.
높은 연성을 갖는 고강도 제품은 냉간압연과 후속하는 회복 어닐링을 이용하여 제공될 수도 있다. 최종적인 두께에 대해 저수준의 냉간 압하를 사용하는 것은 최종 회복 어닐링 처리의 연성을 향상시킨다. 예를 들면, 회복 어닐링 조건에서 갈바나이징 처리된 보통의 카본-망간 강의 강도와 연신율에 대한 냉간 압하의 효과가 도 33에 나타나 있다. 본 발명의 니오븀 미량합금 강은 열간압연 조건에서 고강도를 제공하는데, 이것은 제한된 냉간 압하율을 갖는 회복 어닐링 조건에서 고강도 레벨을 가능하게 한다. 부가적으로, 본 발명의 강은 전술한 바와 같이 높은 재결정 온도와 매우 미세한 함유물을 갖는다. 본 발명자들은 낮은 냉간 압하율 수준과 높은 재결정 온도의 조합이 상대적으로 높은 회복 어닐링 온도가 적용되는 것을 가능하게 하는 것을 발견하였는데, 이것은 최종적인 연성에 이바지하고 강건한 회복 어닐링 온도 범위를 제공한다. 소량의 니오븀 첨가(~0.015% Nb)라도 전술한 바와 같이 회복 어닐링 온도 범위를 확장하고 또한 시효경화에 의한 특성의 향상을 가능케 한다.
등급 항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 인장강도/항복강도 총연신율 %
C-Mn #1 549.1 606.3 1.11 14.2
C-Mn #2 530.5 581.5 1.11 14.4
0.015%Nb 593.2 650.4 1.10 13.1
목표 ≥490 * ≥1.08 ≥10%
* 생성된 항복강도에 종속하는 최소 인장강도
회복 어닐링 조건에서 보통의 탄소강인 샘플 #1 및 #2 및 0.015%Nb 미량합금 강으로부터 생성된 0.75㎜ 스트립에 대한 결과적인 인장특성이 표 5에 나타나 있다. 각 샘플들은 건축물 규정(목표)에서의 구조강에 대한 연성 필수조건을 초과한다. 니오븀 미량합금 강은 550MPa를 넘는 항복강도와 13%를 넘는 연신율을 제공함으로써 보통의 탄소강을 초과하는 향상된 강도와 연성을 제공하였다. 냉간압연 및 회복 어닐링 조건에서의 본 발명의 니오븀 강은 냉연 형성된 구조강들에 대한 충분한 연성을 갖는 고강도, 경량, 코팅 스트립 제품을 제공한다.
대안으로서, 강도의 증가는 망간과 니오븀의 조합을 사용하여 획득될 수도 있다. 도 34 및 35에 나타난 바와 같이, 약 1.25% 정도의 고함량 망간(elevated manganese)의 첨가는 니오븀이 없는 고함량 망간보다 현저하게 강도를 증가시키고, 상기 표 2에서 강 E 및 강 F와 같은 저함량의 망간을 갖는 니오븀보다 또한 더 높은 강도를 갖는다. 망간의 양은 중량기준 약 1.0% 내지 2.0% 사이가 될 수 있다. 대안으로서, 망간의 양은 약 1.0% 내지 1.3% 사이가 될 수도 있다. 도 34에 나타난 바와 같이, 0.06% 니오븀 강은 1.0% 내지 1.3% 사이의 망간의 수준을 갖는 등급 80에 대한 인장강도 및 항복강도 요건을 초과한다.
강 Mn Nb 코일 온도 ℃ 인장강도
0.06Nb+1.25Mn 1.25 0.06 485 675
C-Mn #3 1.28 < 0.003 518 565
대안으로서, 강도의 증가는 구리와 니오븀의 조성물을 사용하여 획득될 수도 있다. 본 발명자들은 약 0.2%를 넘는 구리로부터 원하는 경화능이 획득될 수 있으며, 구리는 중량기준 약 0.6%까지 포함될 수 있다는 것을 발견하였다. 대안으로서, 구리는 약 0.3% 내지 0.4% 사이로 존재할 수 있다.
이러한 박판 캐스트 스트립은 다음과 같은 새로운 유형의 강 제품의 제조를 가능하게 한다.
1. 주성분으로서 베이나이트로 이루어진 미세조직과 갈바나이징 공정 중 시효경화를 이용하여 제조되는 고강도 경량 용융도금 스트립. 갈바나이징 라인의 어닐링 구간이 열간 압연된 박판 캐스트 스트립의 니오븀 및/또는 바나듐의 시효경화를 유도하기 위해 사용될 수 있다.
2. 대다수가 베이나이트인 미세조직과 연속 어닐링 라인 상에서의 처리 중에 시효경화를 이용하여 제조되는 고강도 경량 비도금 스트립. 통상적인 연속 어닐링 공정의 고온 노가 박판 캐스트 스트립의 열간압연 후에 베이나이트 미세조직에 의해 고용체로 잔존하는 니오븀 및 바나듐 성분들의 활성화를 유도하기 위해 사용될 수 있다.
3. 강도 레벨이 적용된 열간압연 압하율의 정도에 둔감한 고강도 경량 열연 캐스트 스트립 제품. 베이나이트 미세조직은 상대적으로 고강도의 제품(항복강도≥380MPa (~55ksi))을 제조한다. 열간압연 중 또는 후의 오스테나이트 재결정의 억제는 열간압연 압하의 정도에 무감각한 최종적인 강도 레벨을 제공할 수 있다. 최종적인 강도 레벨들은 박판 캐스트 스트립 공정에 의해 제조될 수 있는 두께의 범위에 걸쳐 일치될 것이다.
이상 본 발명은 전술한 도면 및 설명을 참조하여 예시되고 상세하게 설명되었지만, 그것은 제한적인 것이 아니라 예시적인 것으로 간주 되어야 할 것이며, 본 명세서에서는 단지 예시적인 실시예들이 도시 및 기술되었으며, 하기의 청구범위에 의해 기술되는 본 발명의 정신 내에 존재하는 모든 변화 및 변형들 또한 보호되어야함을 이해할 것이다. 본 발명의 추가적인 특징들은 본 명세서를 고려하면 당업자에게 자명할 것이다. 또한 본 발명의 정신 및 범위로부터 벗어남이 없이 여러 가지의 변형들이 이루어질 수도 있을 것이다.

Claims (15)

  1. 20 내지 70 ppm의 유리산소(free oxygen) 함량 및 70 내지 150ppm의 전산소(total oxygen) 함유량을 갖는 용융 강으로부터 제조되는 시효경화된 강 제품으로서, 상기 강 제품은 3.0㎜ 미만의 두께를 갖고, 0 초과 및 0.25중량% 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0중량%의 망간, 0.05 내지 0.50중량%의 실리콘, 0 내지 0.01중량%의 알루미늄, 0.01 내지 0.20중량%의 니오븀, 0.01 내지 0.20중량%의 바나듐을 포함하고, 바나듐 대 질소 함량비가 중량기준 4:1 내지 7:1 사이이고, 미세구조의 대부분이 베이나이트(bainite) 및 침상페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 미세구조를 가지며, 0.1㎛ 내지 10㎛의 입자 크기를 갖는 MnOㆍSiO2 함유물을 포함하고,
    여기서, 강 제품의 시효경화 온도는 670℃ 내지 750℃ 사이이며, 항복강도 및 인장강도의 변화는 시효경화 온도 내 50℃ 범위에 있는 세 개의 온도들에서 측정된 10% 이내이고, (a) 시효경화 후 연신율 및 인장강도가 증가하고, 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비를 갖거나, 또는 (b) 시효경화 후 항복강도의 증가에 따른 연신율의 감소가 없으며,
    열간압연(hot rolled)시 15% 압하율(reduction)에서의 강 제품의 항복강도, 인장강도 및 총연신율은 각각 35% 압하율에서의 항복강도, 인장강도 및 총연신율의 10% 이내의 값인 것인, 시효경화된 강 제품.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강 제품은 권취 및 냉각 후에 70% 초과의 니오븀 및/또는 바나듐 고용체를 가지는 권취된(coiled) 강 제품인 것을 특징으로 하는 강 제품.
  3. 20 내지 70 ppm의 유리산소(free oxygen) 함량 및 70 내지 150ppm의 전산소(total oxygen) 함유량을 갖는 용융 강으로부터 제조되는 시효경화된 강 제품으로서, 0 초과 및 0.25중량% 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0중량%의 망간, 0.05 내지 0.50중량%의 실리콘, 0 내지 0.01중량%의 알루미늄, 0.01 내지 0.20중량%의 니오븀, 0.01 내지 0.20중량%의 바나듐을 포함하고, 바나듐 대 질소 함량비가 중량기준 4:1 내지 7:1 사이이고, 그리고 베이나이트 및 침상페라이트를 포함하는 미세구조의 대부분을 가지며, 0.1㎛ 내지 10㎛의 입자 크기를 갖는 MnOㆍSiO2 함유물을 포함하고,
    여기서, 강 제품의 시효경화 온도는 670℃ 내지 750℃ 사이이며, 강 제품의 항복강도 및 인장강도의 변화는 시효경화 온도 내 50℃ 범위에 있는 세 개의 온도들에서 측정된 10% 이내이고, (a) 시효경화 후 연신율 및 인장강도가 증가하고, 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비를 갖거나, 또는 (b) 시효경화 후 항복강도의 증가에 따른 연신율의 감소가 없으며,
    20% 내지 40% 사이의 압하율로써 적어도 410MPa의 항복강도를 제공할 수 있는, 0 초과 및 3㎜ 미만의 두께를 갖는 열간압연된 시효경화된 강 제품.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 니오븀은 0.1% 미만인 것을 특징으로 하는 강 제품.
  5. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 0.05% 내지 0.50%의 몰리브덴을 포함하는 강 제품.
  6. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 1.0㎜ 이하의 두께를 가짐을 특징으로 하는 강 제품.
  7. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 적어도 420MPa의 항복강도를 가짐을 특징으로 하는 강 제품.
  8. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 적어도 10%의 총 연신율을 가짐을 특징으로 하는 강 제품.
  9. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 50나노미터 미만의 평균 입자크기를 갖는 강 미세조직을 통해 분포된 철과 실리콘의 미세 산화물 입자들을 가짐을 특징으로 하는 강 제품.
  10. 측방으로 위치한 캐스팅 롤들이 그 사이에 닙을 형성하는 내부 냉각형 롤 캐스터를 조립하고, 그리고 상기 캐스팅 롤들 상에 지지되고 측면 댐들에 의해 상기 캐스팅 롤들의 단부들의 근처에서 경계가 한정되는, 20 내지 70 ppm의 유리산소(free oxygen) 함량 및 70 내지 150ppm의 전산소(total oxygen) 함유량을 갖는 용융 강의 캐스팅 풀을 상기 닙 위에 형성하는 과정과,
    상기 캐스팅 롤들이 캐스팅 풀을 통해 이동할 때 상기 캐스팅 롤들 상에서 금속 외각(쉘)들이 응고하도록 상기 캐스팅 롤들을 반대로 회전시키는 과정과,
    상기 캐스팅 롤들 사이의 닙을 통해 아래쪽으로 주조되는 금속 외각들로부터 0 초과 및 25중량% 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0중량%의 망간, 0.05 내지 0.50중량%의 실리콘, 0 내지 0.01중량%의 알루미늄, 및 0.01중량% 내지 0.20중량%의 니오븀, 0.01중량% 내지 0.20중량%의 바나듐을 포함하고, 바나듐 대 질소 함량비는 중량기준 4: 1 내지 7:1 사이인 조성을 가지는 강 스트립을 형성하는 과정과, 그리고
    70% 초과의 니오븀 및 바나듐 고용체와 적어도 1.08의 인장강도 대 항복강도 비를 가지며, 0.1㎛ 내지 10㎛의 입자 크기를 갖는 MnOㆍSiO2 함유물을 포함하고, 그리고 베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하는 미세조직의 대다수를 제공하도록 초당 적어도 10℃의 비율로 상기 강 스트립을 냉각시키는 과정을 포함하는, 권취된 박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 강 스트립을 열간압연하는 과정; 그리고
    상기 열간압연된 강 스트립을 450℃ 내지 700℃ 사이의 온도에서 권취하는 과정을 더 포함하는 방법.
  12. 제10항 또는 제11항에 있어서, 적어도 550℃의 온도에서 인장강도를 증가시키기 위해 강 스트립을 시효경화하는 과정을 더 포함하는 방법.
  13. 제10항 또는 제11항에 있어서,
    10 내지 35%의 냉간 압하율(cold reduction)로 상기 강 스트립을 냉간압연하는 과정, 및
    625℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 상기 강 스트립을 시효경화하는 과정을 더 포함하는 방법.
  14. 제13항에 있어서, 상기 시효경화 강 스트립은 10나노미터 이하의 평균 입자크기를 갖는 니오븀 카본니트라이드(niobium carbonitride) 입자들을 가짐을 특징으로 하는 방법.
  15. 측방으로 위치한 캐스팅 롤들이 그 사이에 닙을 형성하는 내부 냉각형 롤 캐스터를 조립하고, 그리고 상기 캐스팅 롤들 상에 지지되고 측면 댐들에 의해 상기 캐스팅 롤들의 단부들의 근처에서 경계가 한정되는, 20 내지 70 ppm의 유리산소(free oxygen) 함량 및 70 내지 150ppm의 전산소(total oxygen) 함유량을 갖는 용융 강의 캐스팅 풀을 상기 닙 위에 형성하는 과정과,
    상기 캐스팅 롤들이 캐스팅 풀을 통해 이동할 때 상기 캐스팅 롤들 상에서 금속 외각(쉘)들이 응고하도록 상기 캐스팅 롤들을 반대로 회전시키는 과정과,
    상기 캐스팅 롤들 사이의 닙을 통해 아래쪽으로 주조되는 금속 외각들로부터 0 초과 및 25중량% 미만의 탄소, 0.20 내지 2.0중량%의 망간, 0.05 내지 0.50중량%의 실리콘, 0 내지 0.01중량%의 알루미늄, 및 0.01중량% 내지 0.20중량%의 니오븀, 0.01중량% 내지 0.20중량%의 바나듐을 포함하고, 바나듐 대 질소 함량비는 중량기준 4: 1 내지 7:1 사이인 조성을 가지는 강 스트립을 형성하는 과정과,
    베이나이트 및 침상 페라이트를 포함하고, 0.1㎛ 내지 10㎛의 입자 크기를 갖는 MnOㆍSiO2 함유물을 포함하는 미세조직의 대다수를 제공하도록 초당 적어도 10℃의 비율로 상기 강 스트립을 냉각시키는 과정과,
    선택적으로, 10 내지 35% 사이의 냉간 압하율(cold reduction)로 상기 강 스트립을 냉간압연하는 과정과, 그리고
    625℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 강 스트립을 시효경화함으로써 상기 시효경화 후에 항복강도와 연신율에 있어 증가를 달성하는 과정을 포함하는, 박판 캐스트 강 스트립을 제조하는 방법.
KR1020177014306A 2009-02-20 2010-02-22 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법 KR101863102B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15423109P 2009-02-20 2009-02-20
US61/154,231 2009-02-20
PCT/AU2010/000190 WO2010094077A1 (en) 2009-02-20 2010-02-22 A high strength thin cast strip product and method for making the same

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020117019508A Division KR20110116186A (ko) 2009-02-20 2010-02-22 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170062550A KR20170062550A (ko) 2017-06-07
KR101863102B1 true KR101863102B1 (ko) 2018-06-01

Family

ID=42633358

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020117019508A KR20110116186A (ko) 2009-02-20 2010-02-22 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법
KR1020177014306A KR101863102B1 (ko) 2009-02-20 2010-02-22 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020117019508A KR20110116186A (ko) 2009-02-20 2010-02-22 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법

Country Status (10)

Country Link
US (1) US10071416B2 (ko)
EP (1) EP2398929B1 (ko)
KR (2) KR20110116186A (ko)
CN (2) CN102405300A (ko)
AU (1) AU2010215078B2 (ko)
CL (1) CL2011002027A1 (ko)
MY (1) MY174201A (ko)
PL (1) PL2398929T3 (ko)
RU (1) RU2530596C2 (ko)
WO (1) WO2010094077A1 (ko)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9999918B2 (en) * 2005-10-20 2018-06-19 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US20110277886A1 (en) 2010-02-20 2011-11-17 Nucor Corporation Nitriding of niobium steel and product made thereby
WO2012006060A1 (en) 2010-06-28 2012-01-12 Vertex Pharmaceuticals Incorporated Compounds and methods for the treatment or prevention of flavivirus infections
EP2585447A2 (en) 2010-06-28 2013-05-01 Vertex Pharmaceuticals Incorporated Compounds and methods for the treatment or prevention of flavivirus infections
MX2013001869A (es) 2010-08-17 2013-06-28 Vertex Pharma Compuestos y metodos para el tratamiento o prevencion de infecciones virales por flaviviridae.
WO2013016499A1 (en) 2011-07-26 2013-01-31 Vertex Pharmaceuticals Incorporated Methods for preparation of thiophene compounds
WO2013016501A1 (en) 2011-07-26 2013-01-31 Vertex Pharmaceuticals Incorporated Formulations of thiophene compounds
JP2013209728A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
US20140014238A1 (en) * 2012-07-16 2014-01-16 Nucor Corporation High strength thin cast strip product and method for making the same
CN102796943B (zh) * 2012-08-31 2014-07-23 宝山钢铁股份有限公司 一种薄壁油桶用薄带钢及其制造方法
RU2499843C1 (ru) * 2012-10-10 2013-11-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства штрипсов
TW201526899A (zh) 2013-02-28 2015-07-16 Alios Biopharma Inc 醫藥組成物
US20140261905A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Castrip, Llc Method of thin strip casting
CN103436765B (zh) * 2013-07-13 2016-08-24 金艳萍 铌微合金钢的制备方法
RU2701242C2 (ru) * 2014-05-30 2019-09-25 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Способ изготовления горячеплакированных изделий из тонкой стальной полосы непосредственно из расплавленной стали без травления
WO2016159158A1 (ja) 2015-03-30 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 冷間鍛造用時効硬化用鋼
US10174398B2 (en) 2016-02-22 2019-01-08 Nucor Corporation Weathering steel
CN110366602B (zh) 2017-02-27 2022-10-11 纽科尔公司 用于奥氏体晶粒细化的热循环
EP3768444A1 (en) * 2018-04-06 2021-01-27 Nucor Corporation High friction rolling of thin metal strip
US11196142B2 (en) 2018-08-31 2021-12-07 Micron Technology, Inc. Millimeter wave antenna and EMI shielding integrated with fan-out package
MX2022003382A (es) 2019-09-19 2022-07-11 Nucor Corp Acero de resistencia ultra-alta a la intemperie para aplicaciones de estampado en caliente.
CN112522582B (zh) * 2019-09-19 2022-11-18 宝山钢铁股份有限公司 一种含硼高强高扩孔钢及其制造方法
WO2021052312A1 (zh) * 2019-09-19 2021-03-25 宝山钢铁股份有限公司 马氏体钢带及其制造方法
KR20220081375A (ko) * 2019-11-18 2022-06-15 아르셀러미탈 강의 단조 부품 및 그 제조 방법
CN111850394A (zh) * 2020-06-30 2020-10-30 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种抗拉强度830MPa级热镀锌捆带钢及其制备方法
EP4101552A1 (de) * 2021-06-09 2022-12-14 Primetals Technologies Austria GmbH Verfahren zur herstellung eines mikrolegierten stahls, ein mit dem verfahren hergestellter mikrolegierter stahl und giess-walz-verbundanlage
CN114657458B (zh) * 2022-02-18 2022-10-25 山东钢铁集团日照有限公司 大厚度高强韧高热输入焊接用原油储罐钢板及其制备方法
CN115478203A (zh) * 2022-09-27 2022-12-16 张家港中美超薄带科技有限公司 一种基于薄带铸轧生产热轧薄带钢的方法及超高强零件

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080219879A1 (en) * 2005-10-20 2008-09-11 Nucor Corporation thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same

Family Cites Families (99)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2042170C3 (de) 1970-08-25 1979-06-28 Richard 8031 Stockdorf Antretter Elektrischer Stecker für eine Kabelsteckverbindung
US4073643A (en) * 1973-05-29 1978-02-14 Nippon Steel Corporation Continuously cast steel slabs for steel sheets having excellent workabilities and method for production thereof
US3963531A (en) * 1975-02-28 1976-06-15 Armco Steel Corporation Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
AU517323B2 (en) * 1976-07-28 1981-07-23 Nippon Steel Corporation Producing killed steels for continuous casting
US4082576A (en) * 1976-10-04 1978-04-04 Youngstown Sheet And Tube Company Ultra-high strength low alloy titanium bearing flat rolled steel and process for making
BE875003A (fr) 1979-03-21 1979-07-16 Centre Rech Metallurgique Procede d'obtention d'un acier de qualite amelioree
JPS579831A (en) 1980-05-21 1982-01-19 British Steel Corp Steel production
JPS57130750A (en) 1981-02-05 1982-08-13 Nittetsu Hard Kk Roll for continuous casting
JPS57134249A (en) 1981-02-12 1982-08-19 Matsushita Electric Ind Co Ltd Production of thin strip of magnetic alloy
JPS5831026A (ja) 1981-08-19 1983-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性熱延鋼板の製造法
JPS58113318A (ja) 1981-12-28 1983-07-06 Kobe Steel Ltd 肌焼鋼の製造方法
JPS58193319A (ja) 1982-05-01 1983-11-11 Nippon Stainless Steel Co Ltd フエライト含有オ−ステナイトステンレス鋼のホツトコイルの製造方法
US4468249A (en) * 1982-09-16 1984-08-28 A. Finkl & Sons Co. Machinery steel
US4534805A (en) * 1983-03-17 1985-08-13 Armco Inc. Low alloy steel plate and process for production thereof
JPS6250054A (ja) 1985-08-30 1987-03-04 Nippon Steel Corp 酸素含有量の高い鋼片を得るための連続鋳造方法
JPS6289515A (ja) * 1985-10-14 1987-04-24 Nippon Steel Corp 熱間圧延材の温度制御方法および装置
US4746361A (en) * 1987-04-03 1988-05-24 Inland Steel Company Controlling dissolved oxygen content in molten steel
EP0288054B1 (en) * 1987-04-24 1993-08-11 Nippon Steel Corporation Method of producing steel plate with good low-temperature toughness
US4832757A (en) * 1987-07-08 1989-05-23 Amax Inc. Method for producing normalized grade D sucker rods
JPS6417824A (en) 1987-07-11 1989-01-20 Nippon Steel Corp Manufacture of cold-rolled steel sheet for working from thin continuously cast strip
DD265641A1 (de) 1987-11-02 1989-03-08 Akad Wissenschaften Ddr Verfahren zur warmumformung von stahl
JPH02160145A (ja) 1988-12-10 1990-06-20 Kawasaki Steel Corp 急冷薄帯製造用の冷却ロール及びその製造方法
JP2733776B2 (ja) 1988-12-28 1998-03-30 日新製鋼株式会社 薄板連鋳方法および装置
JPH02179843A (ja) 1988-12-29 1990-07-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間製管用工具材料
JP2795871B2 (ja) 1989-02-03 1998-09-10 新日本製鐵株式会社 薄肉鋳片の連続鋳造方法
US5098708A (en) 1990-06-14 1992-03-24 Bristol-Myers Squibb Company Antiviral antibiotic BU-3889V
JP2875572B2 (ja) 1990-02-28 1999-03-31 新日本製鐵株式会社 強靭鋼製造における均熱化処理方法
JP2828303B2 (ja) 1990-02-28 1998-11-25 新日本製鐵株式会社 強靭な厚鋼板の製造方法
DK0450775T3 (da) 1990-04-04 1997-06-30 Ishikawajima Harima Heavy Ind Båndstøbning
JP2846404B2 (ja) 1990-04-06 1999-01-13 新日本製鐵株式会社 双ロール鋳造法による低炭素鋼鋳片の製造方法
JPH0517821A (ja) 1991-07-12 1993-01-26 Nippon Steel Corp 焼き割れの少ない高周波焼入れ部品の製造方法
JP2972021B2 (ja) 1992-04-13 1999-11-08 シャープ株式会社 画像形成装置
JP2760713B2 (ja) * 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
MY111637A (en) 1992-11-30 2000-10-31 Bhp Steel Jla Pty Ltd Metal strip casting
IN181634B (ko) 1993-05-27 1998-08-01 Bhp Steel Jla Pty Ltd Ishikawa
JPH09504740A (ja) 1993-11-08 1997-05-13 石川島播磨重工業株式会社 鋳造鋼ストリップ
DK0679114T4 (da) 1993-11-18 2004-12-13 Castrip Llc Stöbning af bånd af rustfrit stål på overflade med specificeret ruhed
JPH0853714A (ja) 1994-08-09 1996-02-27 Kobe Steel Ltd ねじり疲労強度に優れた機械構造用軸物部品
JP3231204B2 (ja) 1995-01-04 2001-11-19 株式会社神戸製鋼所 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法
AUPN176495A0 (en) * 1995-03-15 1995-04-13 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Casting of metal
JPH08281382A (ja) 1995-04-06 1996-10-29 Nippon Steel Corp 連続鋳造用鋳型
JPH08294751A (ja) 1995-04-25 1996-11-12 Nippon Steel Corp 双ドラム式連続鋳造機の鋳造ドラム
CA2220058A1 (en) * 1995-05-05 1996-11-07 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Company Limited Casting steel strip
AUPN937696A0 (en) * 1996-04-19 1996-05-16 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Casting steel strip
JP3562192B2 (ja) 1997-01-31 2004-09-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高周波焼入用部品およびその製造方法
DE19710125A1 (de) 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
US6059014A (en) * 1997-04-21 2000-05-09 Ishikawajima Heavy Industries Co., Ltd. Casting steel strip
AUPO710497A0 (en) 1997-06-02 1997-06-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Casting metal strip
IT1291931B1 (it) 1997-06-19 1999-01-21 Voest Alpine Ind Anlagen Procedimento per la produzione di nastri grezzi di colaggio in acciaio a basso contenuto di carbonio e nastri cosi' ottenibili
JPH1161253A (ja) 1997-08-07 1999-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐火性に優れた建築用電気抵抗溶接鋼管の製造方法
JPH11158538A (ja) 1997-11-27 1999-06-15 High Frequency Heattreat Co Ltd 鋼の誘導加熱焼入方法
JPH11350064A (ja) 1998-06-08 1999-12-21 Kobe Steel Ltd 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法
JP3718348B2 (ja) * 1998-07-31 2005-11-24 新日本製鐵株式会社 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
US6942013B2 (en) * 1998-08-07 2005-09-13 Lazar Strezov Casting steel strip
AUPP515198A0 (en) 1998-08-07 1998-09-03 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Casting steel strip
JP2000080445A (ja) * 1998-09-02 2000-03-21 Natl Res Inst For Metals 酸化物分散鋼とその製造方法
JP3896713B2 (ja) 1998-12-16 2007-03-22 住友金属工業株式会社 清浄性に優れた極低炭素鋼の溶製方法
AUPP811399A0 (en) * 1999-01-12 1999-02-04 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Cold rolled steel
FR2790485B1 (fr) * 1999-03-05 2002-02-08 Usinor Procede de coulee continue entre cylindres de bandes d'acier inoxydable ferritique a haute ductilite, et bandes minces ainsi obtenues
DE19911287C1 (de) * 1999-03-13 2000-08-31 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes
FR2791286B1 (fr) * 1999-03-26 2001-05-04 Lorraine Laminage Procede de fabrication de bandes en acier au carbone par coulee continue entre deux cylindres
FR2796083B1 (fr) * 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
WO2001020051A1 (fr) 1999-09-16 2001-03-22 Nkk Corporation Plaque fine d'acier a resistance elevee et procede de production correspondant
JP2001152255A (ja) 1999-09-16 2001-06-05 Nkk Corp 表面性状および加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4213833B2 (ja) 1999-10-21 2009-01-21 新日本製鐵株式会社 溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼とその製造方法
EP1493832B1 (en) * 2000-02-23 2006-11-22 JFE Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet having superior strain aging hardenability and method for producing the same
JP3545696B2 (ja) 2000-03-30 2004-07-21 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2001092593A1 (fr) * 2000-05-31 2001-12-06 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier laminee a froid presentant d'excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production
JP4268317B2 (ja) 2000-06-09 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
CN1286999C (zh) * 2000-06-20 2006-11-29 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
AUPR047900A0 (en) 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
AU2001291499B2 (en) 2000-09-29 2007-02-08 Nucor Corporation A method of producing steel
KR100470054B1 (ko) 2000-11-24 2005-02-04 주식회사 포스코 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법
KR100481363B1 (ko) 2000-12-15 2005-04-07 주식회사 포스코 미세한ＴｉＯ산화물과 ＴｉＮ의 석출물을 갖는 고강도용접구조용 강의 제조방법
KR100482197B1 (ko) 2000-12-16 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 미세한 ＴｉＯ산화물을갖는 고강도 용접구조용 강의 제조방법
US6488790B1 (en) * 2001-01-22 2002-12-03 International Steel Group Inc. Method of making a high-strength low-alloy hot rolled steel
UA76140C2 (en) * 2001-04-02 2006-07-17 Nucor Corp A method for ladle refining of steel
DE10130774C1 (de) 2001-06-26 2002-12-12 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen von hochfesten, aus einem Warmband kaltverformten Stahlprodukten mit guter Dehnbarkeit
US7485196B2 (en) * 2001-09-14 2009-02-03 Nucor Corporation Steel product with a high austenite grain coarsening temperature
MY134786A (en) 2001-09-14 2007-12-31 Nucor Corp Casting steel strip
US7048033B2 (en) * 2001-09-14 2006-05-23 Nucor Corporation Casting steel strip
JP2003138340A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Nippon Steel Corp 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2003147477A (ja) 2001-11-07 2003-05-21 Kawasaki Steel Corp ７００ＭＰａ超級非調質低降伏比厚鋼板およびその製造方法
KR20030044450A (ko) 2001-11-30 2003-06-09 신석균 개봉이 용이한 우유팩
US20030185700A1 (en) * 2002-03-26 2003-10-02 The Japan Steel Works, Ltd. Heat-resisting steel and method of manufacturing the same
JP3921136B2 (ja) 2002-06-18 2007-05-30 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP3887308B2 (ja) 2002-12-27 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
US20040144518A1 (en) * 2003-01-24 2004-07-29 Blejde Walter N. Casting steel strip with low surface roughness and low porosity
JP4424471B2 (ja) * 2003-01-29 2010-03-03 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
EP1669469B1 (en) 2003-09-29 2008-12-17 JFE Steel Corporation Steel parts for machine structure, material therefor, and method for manufacture thereof
JP4470701B2 (ja) 2004-01-29 2010-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20070199627A1 (en) 2006-02-27 2007-08-30 Blejde Walter N Low surface roughness cast strip and method and apparatus for making the same
PL1918403T3 (pl) * 2006-10-30 2009-10-30 Thyssenkrupp Steel Ag Sposób wytwarzania płaskich produktów stalowych ze stali tworzącej strukturę martenzytyczną
EP1918402B1 (de) * 2006-10-30 2009-05-27 ThyssenKrupp Steel AG Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem ein Komplexphasen-Gefüge bildenden Stahl
ATE432376T1 (de) * 2006-10-30 2009-06-15 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit bor mikrolegierten mehrphasenstahl
ES2325964T3 (es) * 2006-10-30 2009-09-25 Thyssenkrupp Steel Ag Procedimiento para fabricar productos planos de acero a partir de un acero multifasico aleado con silicio.
EP1918404B1 (de) * 2006-10-30 2009-05-27 ThyssenKrupp Steel AG Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem mit Aluminium legierten Mehrphasenstahl
KR100851189B1 (ko) 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP5831026B2 (ja) 2011-08-05 2015-12-09 三浦工業株式会社 ボイラシステム

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080219879A1 (en) * 2005-10-20 2008-09-11 Nucor Corporation thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same

Also Published As

Publication number Publication date
CN104532120A (zh) 2015-04-22
EP2398929A4 (en) 2015-06-24
US20100186856A1 (en) 2010-07-29
MY174201A (en) 2020-03-14
PL2398929T3 (pl) 2022-01-17
KR20110116186A (ko) 2011-10-25
EP2398929B1 (en) 2021-10-06
CL2011002027A1 (es) 2012-04-20
AU2010215078A1 (en) 2011-07-28
CN102405300A (zh) 2012-04-04
RU2530596C2 (ru) 2014-10-10
RU2011138408A (ru) 2013-03-27
EP2398929A1 (en) 2011-12-28
WO2010094077A1 (en) 2010-08-26
KR20170062550A (ko) 2017-06-07
US10071416B2 (en) 2018-09-11
AU2010215078B2 (en) 2016-05-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101863102B1 (ko) 고강도 박판 캐스트 스트립 제품 및 그 제조방법
KR101576963B1 (ko) 미소합금 첨가물을 갖는 박판 주조 스트립 제품과 그 제조 방법
US9149868B2 (en) Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US20070212249A1 (en) Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US20180257133A1 (en) Thin Cast Strip Product with Microalloy Additions, and Method for Making the Same
US20190100827A1 (en) Nitriding of niobium steel and product made thereby
US20140014238A1 (en) High strength thin cast strip product and method for making the same
KR20150127739A (ko) 미소합금 첨가물을 갖는 박판 주조 스트립 제품과 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A107 Divisional application of patent
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant