KR102079611B1 - 고강도 다중상 강 및 580 mpa의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법 - Google Patents

고강도 다중상 강 및 580 mpa의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 특히 경량 차량 제작용의 향상된 성형 특성을 갖는 냉간-압연된 또는 열간-압연된 강 스트립을 위한 바람직하게는 이중상 조직의 580 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 고강도 다상강에 관한 것이다. 다상강은 다음의 원소(질량%의 함량)로 이루어진다: C: 0.075 내지 ≤ 0.105; Si: 0.600 내지 ≤ 0.800; Mn: 1.000 내지 ≤ 2.250; Cr: 0.280 내지 ≤ 0.480; AI: 0.010 내지 ≤ 0.060; P: ≤ 0.020; N: ≤ 0.0100; S: ≤ 0.0150, 최대 1 mm의 스트립 두께의 경우에 Mn 함량은 바람직하게 1.500% 이하이고, 1 내지 2 mm의 스트립 두께의 경우에 Mn 함량은 바람직하게 1.750% 이하이고, 그리고 2 mm 이상의 스트립 두께의 경우에 Mn 함량은 바람직하게 1.500% 이상인 조건에서 용해에 의해 도입되는 불순물인, 위에서 언급되지 않은 전형적인 강에 부수되는 원소를 포함하는 잔부의 철.

Description

고강도 다중상 강 및 580 MPA의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법{HIGH-STRENGTH MULTIPHASE STEEL AND METHOD FOR PRODUCING A STRIP MADE FROM THIS STEEL WITH A MINIMUM TENSILE STRENGTH OF 580 MPA}
본 발명은 청구항 1의 전제부에 따른 고강도 다상강에 관한 것이다.
본 발명은 또한 특허 청구항 9에 따라 이와 같은 강으로부터 열간 및/또는 냉간 압연 스트립을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.
본 발명은 특히 부품을 생산하기 위한 66% 미만의 낮은 최대 항복비를 갖는 580 MPa 내지 최대로 700 MPa의 범위의 인장 강도를 갖는 강에 관한 것이고, 이것은 탁월한 성형성 및 향상된 용접 특성을 갖는다.
격렬하게 경쟁하는 자동차 시장으로 인해 자동차 제작자들은 신속한 소모를 저감함과 동시에 최상의 가능한 쾌적함 및 탑승자 보호를 유지하기 위한 해법을 끊임없이 모색해야 한다. 이것에 의해 모든 차량 부품의 중량 절감은 사용 중에 그리고 또한 충돌 사건 시에 중요한 역할을 할 뿐 아니라 높은 정적 또는 동적 응력의 조건 하에서 개별 부품의 최상의 가능한 거동을 행한다. 예비 재료 공급자들은 차량 부품의 중량을 감소시키도록 얇은 시트 두께를 갖는 고강도 및 초고강도 강을 제공함과 동시에 제조 중에 그리고 사용 중에 성형 및 부품 특성을 개선함으로써 이러한 요건을 설명하는 것을 모색한다.
고강도 및 초고강도 강은 더욱 경량의 차량 부품을 가능하게 하고, 그 결과 연료 소비의 감소 및 CO2 비율의 감소로 인한 공해 감소를 유발한다.
그러므로 이러한 강은, 예를 들면, 산세척, 열간 또는 냉간 성형, 용접 및/또는 금속 마감처리(유기 코팅 또는 바니싱)와 같은 공정 중에 그 강도 및 전성, 에너지 흡수 용량에 관한 비교적 높은 요구에 부합해야 한다.
따라서 새로 개발된 강은 중량 감소에 관한 요구, 최대 항복 강도, 변형 경화 거동 및 우수한 성형성에서의 파단 신율에 관한 증가하는 재료 요구 뿐만 아니라 높은 강인성, 경계 균열 저항, 에너지 흡수 및 가공 경화 효과 및 소부 경화 효과를 통한 경화능의 부품에 관한 요구, 뿐만 아니라 향상된 용접성의 형태로 접합을 위한 향상된 적절성에 부합되어야 한다.
향상된 단부 균열 저항은 성형 중의 증가된 홀 팽창 용량을 의미하고, 그리고 낮은 단부 균열(low edge crack; LEC) 또는 높은 홀 팽창(high 홀 팽창; HHE)과 같은 동의적 용어로 알려져 있다.
향상된 용접성은 저하된 탄소 당량에 의해 달성된다. 이것의 동의적 용어는 아포정 (under-peritectic; UP) 또는 이미 공지된 낮은 탄소 당량(LCE)이다.
또한 본 발명에 따른 강은 중량을 감소시키기 위해 자동차 제작에 사용되는 강(예를 들면, 마이크로-합금된 LA-강 또는 LAD-강)의 두께를 감소시키기 위한 목적과 관련된다.
강 시트의 이와 같은 두께의 감소를 위해, 자동차 부품의 충분한 강도를 보장하기 위해 고강도 강, 예를 들면, 이중상 강(DP)이 사용되어야 한다.
그러므로 차량의 제작 시, 마르텐사이트계 제 2 상 및 경우에 따라 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 갖는 추가의 상이 합체된 페라이트계 기본 조직으로 이루어지는 이중상 강이 점증적으로 사용된다. 베이나이트는 상이한 형태로 발현될 수 있다.
매우 높은 인장 강도에서의 낮은 최대 항복비, 강한 냉간 경과 및 우수한 냉간 성형성과 같은 강 유형을 결정하는 지중상 강의 특정의 재료 특성은 주지되어 있다.
복합상 강, 페라이트계-베이나이트계 강, 베이나이트계 강, 마르텐사이트계 강, TRIP-강, 및 EN 10346(유럽 강 제조자의 규범) 또는 VDA239-100(자동차 강 사용자의 규범)에 기재된 바와 같이 상이한 미세조직 조성을 특징으로 하는 전술한 이중상 강과 같은 다상강이 점증적으로 사용되고, 이것은 이하에서 설명된다.
복합상 강은 페라이트계/베이나이트계 기본 조직 내에 적은 비율의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 함유하는 강이고,여기서 지연된 재결정에 의해 또는 마이크로 합금 원소의 석출에 의해 극단적인 결정립 미세화가 유발된다.
페라이트계 베이나이트계 강은 페라이트 및/또는 변형 경화된 페라이트의 매트릭스 내에 베이나이트 또는 변형 경화된 베이나이트를 함유하는 강이다. 매트릭스의 강도는 높은 전위 밀도에 의해, 결정립 미세화에 의해, 그리고 마이크로 합금 원소의 석출에 의해 유발된다.
베이나이트계 강은 냉간 성형 공정의 경우에 충분히 높은 팽창에서의 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 하는 강이다. 화학적 조성은 우수한 용접성을 유발한다. 미세조직은 전형적으로 베이나이트로 이루어진다. 경우에 따라, 마르텐사이트 및 페라이트와 같은 적은 비율의 다른 상이 포함될 수 있다.
마르텐사이트계 강은 열기계적 압연의 결과로서 마르텐사이트의 기본 조직 내에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트를 함유하는 강이다. 이 강 유형은 냉간 성형 공정의 경우 충분히 높은 팽창에서의 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 다상강의 그룹 내에서 마르텐사이트계 강이 최고 인장 강도 값을 갖는다.
이중상 강은 마르텐사이트계 제 2 상이 아일랜드형으로 포함되고, 경우에 따라 제 2 상으로서 베이나이트를 또한 갖는 페라이트계 기본 미세조직을 갖는 강이다. 높은 인장 강도에서 이중상 강은 낮은 최대 항복비 및 강한 변형 경화를 표출한다.
TRIP 강은 변형 중에 마르텐사이트로 변태(TRIP 효과)될 수 있는 잔류 오스테나이트를 포함하는 주로 페라이트계 기본 미세조직을 갖는 강이다. 그것의 강한 변형 경화로 인해, 이 강은 높은 값의 균일한 신율 및 인장 강도를 달성한다.
이들 다상강은 구조적 부품, 섀시 및 강 플레이트와 같은 크래쉬(crash) 관련 부품, 테일러 블랭크(Tailored Blanks)(용접된 강 플레이트) 뿐만 아니라 유연하게 냉간 압연된 스트립, 소위 TRB에서 사용된다.
테일러 롤드 블랭크 경량 구성 기술(TRB®)은 부품의 길이에 걸쳐 시트 두께의 하중 조절된 선택의 결과로서 상당한 중량 감소를 가능하게 한다.
연속적 어닐링 시스템에서, 강이 베이나이트계 페라이트와 같은 비교적 연질인 성분에 의해 그 낮은 항복 강도를 구비하는, 그리고 마르텐사이트 또는 탄소 부화 베이나이트와 같은 그 경질 성분에 의해 강도를 구비하는 특수 열처리가 실시된다.
경제적인 이유로, 통상적으로 냉간 압연된 고강도 내지 초고강도 강 스트립은 양호한 성형성의 강 시트를 제조하기 위해 연속적 어닐링 공정에서 재결정화 어닐링을 받는다. 합금 조성 및 스트립 단면에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도(냉각 프로파일)와 같은 공정 파라미터는 그것을 위해 요구되는 미세조직을 통해 요구되는 기계적-기술적 특성에 대응하여 조절된다.
이중상 미세조직을 형성하기 위해, 1.50 mm 내지 4.00 mm의 전형적인 두께의 산세척되지 않은 또는 산세척된 핫 스트립, 또는 0.50 mm 내지 3.00 mm의 전형적인 두께의 콜드 스트립은 냉각 중에 요구되는 미세조직이 형성되는 온도까지 연속적 어닐링 노 내에서 가열된다. 이것은 복합상 미세조직, 마르텐사이트계, 페라이트계-베이나이트계 및 또한 순수하게 베이나이트계 미세조직을 갖는 강을 구성하는 경우에 적용된다.
특히 하나의 스트립으로부터 다른 스트립으로의 천이 영역에서 상이한 두께인 경우, 일정한 온도를 달성하기가 어렵다. 지나치게 좁은 프로세스 윈도(rocess window)를 갖는 합금 조성의 경우, 이것은, 예를 들면, 더 얇은 스트립이 노를 통해 지나치게 느리게 이동함으로써 생산성을 저하시키거나, 더 두꺼운 스트립이 노를 통해 지나치게 빠르게 이동함으로써 원하는 미세조직을 달성하기 위한 요구되는 어닐링 온도 및 냉각 기울기에 도달하지 못한다는 현실을 초래할 수 있다. 그 결과 폐기물이 증대된다.
어닐링될 스트립의 더 큰 단면 변화의 경우에도 동일한 공정 파라미터에서 요구되는 스트립 특성을 가능하게 하기 위해 확대된 프로세스 윈도가 필요하다.
(예를 들면, 가요성 압연의 결과로서) 스트립 길이 및 스트립 폭에 걸쳐 변화하는 시트 두께를 갖는 핫 스트립 또는 콜드 스트립으로 제조된 응력-최적화된 부품이 생산될 예정인 경우, 어닐링 처리 시에 특히 지나치게 협소한 프로세스 윈도의 문제가 현저하다.
그러나, 심하게 변화하는 시트 두께가 관련되는 경우, 현재 공지된 합금 및 가용의 연속적 어닐링 시스템을 사용하는 다상 미세조직을 갖는 TRB®의 제조는, 예를 들면, 냉간 압연 전의 추가의 열처리와 같은 추가의 노력을 요구한다. 상이한 시트 두께의 영역에서, 즉 압연 감소의 정도가 변화하는 경우에, 종래의 프로세스 윈도에서의 온도 차이로 인해 냉간 압연된 강 스트립 및 열간 압연된 강 스트립에서 균질의 다상 미세조직이 형성될 수 없다.
스트립 길이에 걸쳐 상이한 두께를 갖는 강 스트립을 제조하기 위한 방법은, 예를 들면, DE 100 37 867 A1에 기술되어 있다.
부식 방지에 관한 높은 요구로 인해 핫 스트립 또는 콜드 스트립의 표면이 용융 침지 아연도금되어야 하는 경우, 통상적으로 어닐링은 용융 침지 아연도금 욕의 상류에 배치되는 연속적 어닐링 노 내에서 실행된다.
또한 핫 스트립의 경우 요구되는 미세조직은 요구되는 기계적 특성을 실현하기 위해, 합금 개념에 따라 연속적 노 내에서의 어닐링에서만 달성된다.
따라서, 결정적 공정 파라미터는 어닐링 온도 및 속도의 조절 뿐만 아니라 연속적 어닐링에서의 냉각 속도(냉각 기울기)의 조절인데, 상변태는 온도 및 시간 의존적이기 때문이다. 따라서, 연속적 어닐링 중에 온도 및 시간 과정이 변화하는 경우, 강의 기계적 특성의 균일성에 관한 민감도가 낮으면 낮을 수록 프로세스 윈도는 더 커진다.
예를 들면, DE 196 10 675 C1으로부터 공지된 다상강을 위한 합금 개념을 활용하는 상이한 두께의 열간 및 냉간 압연된 강 스트립의 연속적 어닐링 시에, 시험된 합금 조성이 요구되는 기계적 특성을 만족시키더라도, 공정 파라미터를 조절할 필요없이 스트립 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 형성할 수 있도록 하기 위해, 어닐링 파라미터의 좁은 프로세스 윈도만을 이용할 수 있는 문제가 발생한다.
추가의 단점은 0.4-2.5%의 매우 높은 Al-함량은 레이들 처리 중의 폐색의 위험 및 응고 중의 주조 파우더와의 제어되지 않은 반응에 기인되어 종래의 스트립 주조를 통한 강 생산에 악영향을 미치는 것이다.
다상강 그룹을 위한 공지된 합금 개념을 이용하는 경우, 좁은 프로세스 윈도는 이미 상이한 두께를 갖는 스트립의 연속적 어닐링 중에 스트립의 전체 길이 및 폭에 걸친 균일한 기계적 특성을 달성하는 것을 어렵게 한다.
공지된 조성의 다상강으로 제조된 가요성 압연된 콜드 스트립의 경우, 지나치게 좁은 프로세스 윈도는 더 얇은 시트 두께를 갖는 영역이 냉각 중의 변태 공정에 기인되어 과도한 마르텐사이트 비율에 의해 과도한 강도를 유발하게 하거나, 더 두꺼운 시트 두께를 갖는 영역이 불충분한 마르텐사이트 비율의 결과로 불충분한 강도의 달성을 유발하게 한다. 실제로 공지된 합금 개념의 경우 연속적 어닐링으로 스트립 길이 또는 폭에 걸친 균질의 기계적-기술적 특성이 달성될 수 없다.
미세조직 상의 제적 비율의 제어된 조절을 통해 스트립 폭 및 스트립 길이에 걸쳐 좁은 영역 내에서 얻어지는 기계적-기술적 특성을 달성하기 위한 목적은 최고의 우선권을 갖고, 그러므로 확대된 프로세스 윈도를 통해서 가능할 뿐이다. 다상강을 위한 공지된 합금 개념은 지나치게 좁은 프로세스 윈도를 특징으로 하고, 그러므로 가요성 압연된 스트립의 경우에 특히 현재의 문제를 해결하기에 적합하지 않다. 현재까지 공지된 합금 개념으로는 한정된 단면 영역(시트 두께 및 스트립 폭)을 갖는 강도 등급의 강만이 생산될 수 있으므로 상이한 강도 등급 또는 단면 범위를 위한 상이한 합금 개념을 필요로 한다.
종래기술은 탄소 및/또는 실리콘 및/또는 망가니즈의 양을 증가시킴으로써, 그리고 미세조직 조절 및 고용체 강화(고용체 경화)를 통해 강도를 증가시키는 것이다.
그러나, 전술한 원소의 양을 증대시키는 것은, 예를 들면, 용접, 성형 및 용융 코팅 중에 재료의 공정 특성을 점점 더 악화시킬 뿐만 아니라 강 생산, 냉간 압연 채취, 냉간 압연 및 용융 코팅을 실시하는/실시하지 않는 열처리와 같은 모든 공정 단계에서의 산업적 생산은 개별 공장에 부여되는 요구를 증가시킨다.
다른 한편, 더 우수한 냉간 가공가능성 및 더 우수한 성능 특성을 달성하기 위해, 탄소 및/또는 망가니즈 함량을 감소시키는 강 생산의 경향도 있다.
냉간 공정, 특히 단부 균열 거동을 설명하고 정량화하기 위해, 많은 가능한 시험 방법 중의 하나로서 ISO 11630에 따른 홀 팽창 시험이 사용된다.
그러나 또한 탄소 당량을 특징으로 하는 용접을 위한 적절성이 점점 주목되어 왔다.
예를 들면, 다음의 탄소 당량(도 3 참조)
- CEV=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Cr+Mo+V)/5
- CET+C+(Mn+Mo)/10+(Cr+Cu)/20+Ni/40
- PCM+C+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15/V/10+5B
탄소 및 망가니즈 뿐만 아니라 크로뮴 또는 몰리브데넘 및 바나듐과 같은 특징적 표준 원소가 고려된다.
실리콘은 탄소 당량을 계산을 위해 작은 역할을 한다. 이것은 본 발명에 관하여 결정적으로 중요하다. 탄소 및 망가니즈의 더 낮은 함량을 통한 탄소 당량의 저감은 실리콘 함량을 증가시킴으로써 보상된다. 따라서, 동일한 강도에서 단부 균열 저항 및 용접 적절성이 향상된다.
낮은 항복 강도 비율(Re/Rm)은 이중상 강의 경우에 전형적인 것이고, 특히 신장(stretching) 및 딥 드로잉 공정에 기여한다. 이것은 준 정적 하중에서의 재료의 후속된 소성 변형과 파괴 사이의 거리에 관한 정보를 제작자에게 제공한다. 따라서 더 낮은 항복 강도 비율은 부품 파괴를 위한 더 큰 안정성 한계를 나타낸다.
더 큰 항복 강도 비율(Re/Rm)은 복합상 강의 경우에 전형적인 것으로서, 또한 단부 균열에 대한 저항을 특징으로 한다. 이것은 개별 미세조직 성분의 강도의 차가 작은 것에 기인될 수 있고, 이것은 절단 단부의 영역에서의 균일한 변형에 플러스 효과를 갖는다.
580 MPa의 최소 강도를 갖는 다상강을 달성하기 위한 분석적 전망은 더욱 다양화되었고, 강도-촉진 원소인 탄소, 실리콘, 망가니즈, 인, 알루미늄 및 크로뮴 및/또는 몰리브데넘에 관한, 뿐만 아니라 티타늄 및 바나듐과 같은 마이크로-합금의 첨가에 관한 그리고 특징적 특성의 재료에 관한 매우 넓은 합금 범위를 보여준다.
치수의 범위는 넓고, 0.50 내지 4.00 mm의 두께 범위이다. 주로 최대 약 1850 mm의 스트립이 사용되지만, 스트립을 종방향으로 분리시킴으로써 형성되는 절개된 스트립 치수도 사용된다. 시트 또는 플레이트는 스트립의 종방향 분리에 의해 형성된다.
그러므로 본 발명은 압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로 580 MPa 내지 700 MPa의 최소 인장 강도를 갖고, 이중상 미세조직 및 바람직하게는 66% 미만의 항복 강도 비율을 갖고, 이것에 의해 열간 및 냉간 압연된 스트립의 연속적 어닐링을 위한 프로세스 윈도는 상이한 단면의 강 스트립 뿐만 아니라 스트립 길이 또는 스트립 폭에 걸쳐 변화되는 두께를 갖는 강 스트립 및 이것에 대응하여 가능한 한 균일한 기계적 기술적 특성을 갖는 변화되는 냉간 압연 감소 정도가 생성될 수 있도록 확대될 수 있는 고강도 다상강을 위한 새로운 합금 개념을 설명하기 위한 목적에 기초한다. 또한, 이러한 강으로 된 제조되는 스트립을 생산하기 위한 방법에 설명된다.
본 발명의 교시에 따르면, 이러한 목적은 다음의 중량%의 함량을 갖는 강에 의해 해결된다.
C: 0.075 내지 ≤ 0.105
Si: 0.600 내지 ≤ 0.800
Mn: 1.000 내지 ≤ 2.250
Cr: 0.280 내지 ≤ 0.480
Al: 0.010 내지 ≤ 0.060
P: ≤ 0.020
N: ≤ 0.0100
S: ≤ 0.0150
위에서 언급되지 않은 통상 강에 부수되는 원소를 포함하는 잔부의 철.
본 발명에 따른 강은 용융 침지 아연도금을 위해 매우 양호하게 적합되고, 공지된 강에 비해 상당히 확대된 프로세스 윈도를 갖는다. 그 결과 이중상 또는 다상 미세조직을 갖는 콜드 스트립 및 핫 스트립의 연속적 어닐링 중의 공정 신뢰성이 향상된다. 따라서, 상이한 단면의 경우에서도, 아니면 동일한 공정 파라미터에서도 연속적으로 어닐링된 핫 스트립 또는 콜드 스트립을 위한 스트립에서 더욱 균일한 기계적-기술적 특성이 보장될 수 있다.
이것은 상이한 스트립 단면을 갖는 후속되는 스트립의 연속적 어닐링의 경우 뿐만 아니라 변화하는 스트립 두께 및 스트립 길이 또는 스트립 폭을 갖는 스트립의 경우에 적용된다. 이것은, 예를 들면, 선택된 두께 범위(예를 들면, 1 mm 미만의 스트립 두께, 1 내지 2 mm의 스트립 두께, 및 2 내지 4 mm의 스트립 두께)에서의 공정을 가능하게 한다.
변화하는 시트 두께를 갖는 다상강으로 제조된 고강도의 핫 스트립 또는 콜드 스트립이 본 발명에 따라 연속적 어닐링 방법으로 생산될 때, 성형 가공에 의해 이 재료로부터 응력-최적화된 부품이 유리하게 생산될 수 있다.
생산된 재료는 콜드 스트립으로서, 그리고 또한 용융 침지 아연도금 라인 또는 스킨 패싱(skin passing)되거나 스킨 패싱되지 않은 상태 및 또한 열처리된 상태(중간 어닐링)에서의 순수한 연속적 어닐링 라인을 통한 핫 스트립으로서 생산된다.
본 발명에 따른 합금 조성을 이용하여, Ac1 및 Ac3 사이의 변태구간 어닐링 또는 Ac3 상측의 오스테나이트계 어닐링 및 이중상 또는 다상 미세조직을 유발하는 최종 제어 냉각에 의해 강 스트립이 생산될 수 있다.
700℃ 내지 950℃의 어닐링 온도가 유리한 것으로 입증되었다. 전체 공정에 따라 열처리를 실현하기 위한 상이한 접근방법이 있다.
후속 용융 코팅이 없는 연속 어닐링 시스템에서, 스트립은 어닐링 온도로부터 출발하여 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각된다. 바람직하게, 사전에 이전의 300 내지 500℃의 중간 온도로의 냉각이 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 실시될 수 있다. 최종적으로 실온까지의 냉각이 약 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실시된다.
용융 코팅의 프레임워크 내에서의 열처리에서 2 개의 가능한 온도 프로파일이 존재한다. 위에서 설명된 바와 같은 냉각은 침지용 내로의 진입 전에 정지되고, 상기 침지욕으로부터 부상 후에 비로서 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 계속된다. 이 경우에 침지욕 온도에 따라 420 내지 470℃의 유지 온도가 얻어진다. 다시 실온까지의 냉각이 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실시된다.
용융 코팅에서의 온도 프로파일의 제 2 변형례는 200 내지 250℃의 중간 온도에서 약 1 내지 20 초 동안 그 온도를 유지하는 단계 및 다음에 용융 코팅을 위해 요구되는 420 내지 470℃의 온도까지 재가열하는 단계를 포함한다. 용융 코팅 후 스트립은 다시 200 내지 250℃까지 냉각된다. 다시 실온까지의 냉각이 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실시된다.
망가니즈, 크로뮴 및 실리콘 외에, 탄소도 전통적인 이중상 강에서 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태의 원인이 된다.
본 발명에 따라 첨가된 원소 탄소, 실리콘, 망가니즈 및 크로뮴의 조합만이, 한편으로, 연속적 어닐링의 동시의 상당히 확대된 프로세스 윈도에서 580 MPa의 최소 인장 강도 및 66% 미만의 항복 강도 비율의 요구되는 기계적 특성을 보장한다.
이 재료의 특징은 실리콘의 첨가에 의해 강력한 고용체 경화를 유발하는 것이다. 추산 0.1% 실리콘의 첨가는 약 10 MPa 만큼의 인장 강도의 증가를 유발하고, 최대 2.2%의 실리콘은 신장에 약간 부정적인 영향을 줄 뿐이다. 무엇보다도 후자는 실리콘이 페라이트의 탄소 용해도를 저감시키고, 이것은 페라이트를 더 연질화시키고, 따라서 성형성을 향상시킨다는 사실에 기인된다. 또한, 실리콘은 전성을 저감시키는 취성상인 탄화물의 형성을 방지한다. 본 발명에 따른 강의 범위 내에서 실리콘의 낮은 강도 증가 효과는 넓은 프로세스 윈도를 위한 근거를 창출한다.
또한 본 재료의 특징은 첨가되는 망가니즈의 중량 백분율을 증가시키면 페라이트 영역이 냉각 중에 더 긴 시간을 향해 그리고 더 낮은 온도를 향해 이동되는 것이다. 그 결과 페라이트의 비율은 공정 파라미터에 따라 베이나이트의 증가된 비율 만큼 더 적거나 더 큰 정도까지 감소된다.
본 발명에 따르면 넓은 프로세스 윈도를 달성하기 위한 근거는 오로지 니오븀을 사용하는 마이크로-합금화로서, 위에서 언급된 탄소/실리콘/망가니즈/크로뮴의 전통적인 조성이 고려되고, 망가니즈의 함량은 스트립 두께에 따라 차등적으로 한정된다.
동일한 폭에서 단면 또는 스트립 두께의 증가에 따라 연속적 어닐링 시스템의 속도는 감소되므로, 즉 변태를 위해 필요한 시간이 증가하므로, 변형례 1, 2, 및 3의 도 6에 개략적으로 도시된 바와 같이 선택된 두께 범위(예를 들면, 0.5 내지 4.0 mm)에 걸쳐 유사한 미세조직 비율을 달성하기 위해, 그리고 이것에 대응하여 상변태를 이동시키기 위해 망가니즈가 이 역할을 대신한다.
놀랍게도 시험 결과 특히 0.600-0.800의 양의 실리콘의 첨가는 더 큰 치수 범위에 대해 넓은 프로세스 윈도를 가능하게 하고, 핫 스트립의 경우에 적어도 580 MPa의, 리고 냉간 압연된 핫 스트립 및 콜드 스트립의 경우에 적어도 590 MPa의 요구되는 인장 강도를 달성한다는 것이 밝혀졌다.
0.105% 이하의 낮은 탄소 함량을 설정함으로써, 탄소 당량이 감소될 수 있고, 이것은 용접성을 향상시키고, 과도한 경화를 방지한다. 또한, 저항 스폿 용접에서의 전극의 수명이 상당히 증가될 수 있다.
다음에 본 발명에 따른 합금 내의 원소의 효과를 더 상세히 설명한다. 통상적으로 다상강은 합금 성분이 마이크로-합금 원소와 화합되거나 마이크로-합금 원소와 화합되지 않는 화학적 조성을 갖는다. 부수되는 원소는 불가피하고, 필요한 경우 그 효과에 관하여 검토된다.
부수되는 원소는 철 광석 내에 이미 존재하거나 또는 제조에 기인되어 강 내에 혼입되는 원소이다. 이것은 주로 그 부정적 효과로 인해 통상적으로 바람직하지 않다. 이것은 허용가능한 함량까지 감소되거나 이것을 덜 유해한 형태로 전환시키는 것이 추구된다.
수소(H)는 격자 장력을 발생함이 없이 철 격자를 통해 확산할 수 있는 유일한 원소이다. 그 결과 수소는 철 격자 내에서 비교적 가동성을 갖고, 제조 중에 비교적 쉽게 흡수될 수 있다. 이것에 의해 수소는 원자(이온) 형태로만 철 격자 내에 흡수될 수 있다.
수소는 심한 취화 효과를 갖고, 에너지 면에서 유리한 부위(결함, 입계 등)에 우선적으로 확산한다. 결함은 수소 트랩의 역할을 하고, 재료 내에서 수소의 체류 시간을 상당히 증가시킬 수 있다.
분자 수소로의 재결합은 냉간 균열을 초래할 수 있다. 이러한 거동은 수소 취성 또는 수소-유발되는 응력 부식에서 발생한다. 종종 수소는 외부 장력 없이 발생되는 소위 지연 파괴를 유발하는 원인으로서 지목된다.
본 발명에 따른 강을 이용하여, 무엇보다도 확대된 프로세스 윈도의 덕분에 달성되는 더욱 균일한 미세조직은 수소 취성에 대한 민감도를 저하시킨다.
그러므로, 강의 수소 함량은 가능한 낮아야 한다.
산소(O): 용융 상태에서, 강은 비교적 큰 기체 흡수 용량을 가지지만, 실온에서 산소는 극소량만 용해될 수 있다. 수소와 유사하게, 산소는 원자 형태로 재료 내로 확산할 수 있다. 심한 취화 효과 및 시효 저항에 미치는 부정적 효과로 인해, 산소 함량은 생산 중에 가능한 많이 감소되도록 추구된다.
산소를 감소시키기 위해, 한편으로 진공 처리와 같은 생산 방법이 존재하고, 다른 한편으로 분석적 접근 방법이 존재한다. 산소는 특정 합금 원소를 첨가함으로써 무해한 상태로 전환될 수 있다. 따라서, 망가니즈, 실리콘 및/또는 알루미늄을 통한 산소의 결합이 일반적이다. 그러나, 이것에 의해 생산된 산화물은 결함의 형태로 재료의 부정적 특성을 유발할 수 있다. 다른 한편 알루미늄 산화물의 미세한 석출물은 결정립 미세화를 유발할 수 있다.
위에서 언급된 이유로 강 내의 산소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
질소(N)도 또한 강 생산에 부수되는 원소이다. 유리 질소를 갖는 강은 강한 시효 효과의 경향이 있다. 질소는 이미 저온에서 전위에서 확산하여 이것을 고정시킨다. 그 결과 이것은 강인성의 신속한 손실에 관련되는 강도 증가를 유발한다. 질소는 알루미늄 또는 티타늄의 첨가에 의해 질화물의 형태로 결합될 수 있다.
전술한 이유로, 질소 함량은 0.0100% 이하, 0.0090% 이하 또는 최적으로는 0.0080% 이하, 또는 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
황(S)은 인과 유사하게 철 광석 내에 미량 원소로서 결합된다. 이것은 심한 편석의 경향 및 취화 효과로 인해 강(오토메이트(automate) 강 제외)에서 바람직하지 않다. 그러므로 금속에서 (예를 들면, 딥 배큠(deep vacuum) 처리) 가능한 한 소량의 황을 달성하는 것이 추구된다. 더욱이 존재하는 황은 비교적 무해한 화합물인 망가니즈 황화물(MnS)로 전환된다.
종종 망가니즈 황화물은 압연 중에 밴드형으로 압연되고, 변태를 위한 발아 부위의 기능을 한다. 특히 확산 제어 변태의 경우, 이것은 밴드형으로 구성되는 미세조직을 유발하고, 심하게 현저한 밴드형성의 경우에 기계적 특성의 감소를 초래할 수 있다(예를 들면, 분산된 마르텐사이트 아일랜드 대신 현저한 마르텐사이트 밴드의 경우, 이방성 재료 거동, 감소된 파괴 신율 등).
전술한 이유로, 황 함량은 0.0150% 이하, 유리하게는 0.0050% 이하 또는 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
인(P)은 철 광석의 미량 원소이고, 치환 원자로서 철 격 격자 내에 가용화된다. 고용체 강화의 결과 인은 강도를 증가시키고 경화능을 향상시킨다.
그러나 무엇보다도 느린 확산 속도로 인해 편석의 경향이 강하고, 강인성을 심하게 저하시키므로, 통상적으로 가능한 한 인 함량을 저하시키는 것이 추구된다. 결정 입계에서의 인의 퇴적은 결정 입계 균열을 유발할 수 있다. 또한, 인은 강인성 거동으로부터 취성 거동으로의 천이 온도를 최대 300℃ 만큼 증가시킨다. 냉간 압연 중에, 표면-근접한 인 산화물은 결정 입계에서의 분리를 유발시킬 수 있다.
그러나, 낮은 비용 및 높은 강도 증가로 인해, 인은 일부의 강에서, 예를 들면, (격자간 원자 없는) 고강도 강 또는 이중상 강을 위한 합금 개념에서 마이크로-합금 원소로서 소량(0.1% 미만)으로 사용된다.
전술한 이유로, 인은 0.020% 이하, 또는 강 생산 중의 불가피한 양으로 제한된다.
통상적으로 합금 원소는 표적화 방식으로 특성에 영향을 가하기 위해 강에 첨가된다. 합금 원소는 상이한 강의 상이한 특성에 영향을 줄 수 있다. 일반적으로 그 효과는 재료 내에서의 양 및 용해도 상태에 크게 의존한다.
따라서 상호관계는 매우 다양하고 복잡할 수 있다. 다음에 합금 원소의 효과를 더 상세히 설명한다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로 간주된다. 우선 탄소의 최대 2.06%까지의 표적화 도입은 철을 강으로 변화시킨다. 종종 탄소 함량은 강 생산 중에 현저하게 저감된다. 연속적 용융 코팅을 위한 이중상 강에서, 탄소 함량은 최대 0.230%이고, 최소값은 주어지지 않는다.
탄소의 비교적 작은 원자 반경으로 인해, 탄소는 철 격자 내에 격자간 원자형으로 용해된다. α-철 내에서의 용해도는 최대 0.02%이고, γ-철 내에서는 최대 2.06%이다. 가용화된 형태에서, 탄소는 강의 경화능을 상당히 증가시키고, 따라서 충부한 양의 마르텐사이트의 형성을 위해 필수적이다. 그러나 과도한 탄소 함량은 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도차를 증가시키고, 용접성을 제한한다.
높은 홀 팽창에 대한 요구를 만족시키기 위해, 본 발명에 따른 강은 아포정이다.
상이한 용해도의 결과, 상변태에서 현저한 확산 공정이 필요하고, 이것은 매우 상이한 속도론적 조건을 유발할 수 있다. 또한, 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 향상시키고, 이것은 상태도에서 오스테나이트 영역이 더 저온을 향해 확대되는 것으로서 명백해진다. 마르텐사이트 내의 강제-가용화 탄소 함량을 증가시키면, 격자 왜곡이 증가하고, 비확산적으로 생성되는 상의 강도는 이것과 관련된다.
또한, 탄소는 탄화물의 형성을 위해 요구된다. 대표적인 것은 제멘타이트(Fe3C)로서 이것은 거의 모든 강 내에 존재한다. 그러나, 상당히 더 경질의 특수 탄화물이 크로뮴, 티타늄, 니오븀 및 바나듐과 같은 다른 금속으로부터 형성될 수 있다. 얻어지는 강도 증가를 위해서 석출의 유형 뿐만 아니라 분포 및 크기가 결정적으로 중요하다. 한편으로 충분한 강도를, 그리고 다른 한편으로 우수한 용접성을 보장하기 위해, 최소 C-함량은 0.075%으로 설정되고, 최대 C-함량은 0.105%로 설정된다.
실리콘(Si)은 주조 중에 산소와 결합하고, 따라서 강 내의 편석 및 혼입을 저감시킨다. 편석 계수는,예를 들면, 망가니즈의 경우에 비해 상당히 낮다(0.87에 비교되는 0.16).
더 중요한 효과는 실리콘은 페라이트의 형성을 더 짧은 시간을 향해 이동시키고, 따라서 ?칭 전에 충분한 양의 페라이트의 생성을 가능하게 한다. 따라서 이것은 냉간 압연 중에 향상된 냉간 압연성을 위한 근거를 창출한다. 가속화된 페라이트 형성은 용융 침지 아연도금 중에 오스테나이트의 탄소 부화를 유발하고, 따라서 가속화된 페라이트 형성이 안정화된다. 실리콘은 탄화물 형성을 억제하므로 오스테나이트는 추가적으로 안정화된다. 따라서, 마르텐사이트에 유리한 가속화된 냉각에서 베이나이트의 형성은 억제될 수 있다.
완성된 제품에서, 실리콘은 또한 약간 감소된 파단 신율에서 고용체 경화의 결과로서 페라이트의 강도 및 최대 항복비를 증가시킨다. 탄소 및 망가니즈와 대조적으로 실리콘은 페라이트 내의 탄소의 용해도를 증가시키므로 미세조직 성분인 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도 차이를 감소시킨다.
또한, 실리콘은 미세조직 성분의 밴드형 배열(banded arrangement)을 감소시킨다. 작은 경도 차이 및 밴드 없는 미세조직은 가공가능성, 특히 홀 팽창에 대해 플러스 효과를 갖는다.
공지된 바와 같이, 고-실리콘 합금강에서 강하게 부착되는 적색 스케일이 형성될 것으로 생각되고, 냉간 압연 중에 권입 스케일이 발생할 위험이 더 높고, 이것은 후속되는 산세척의 결과 및 산세척의 생산성에 영향을 줄 수 있다. 이러한 효과는 0.600% 내지 0.800%의 실리콘을 갖는 본 발명에 따른 강에서는, 유리하게 황산 대신 염산을 이용하여 산세척이 수행되는 경우, 검출되지 않는다.
실리콘을 함유하는 강의 아연도금 용량에 관하여, DE 196 10 675 C1은 최대 0.800% 실리콘 또는 최대 2.000% 실리콘을 갖는 강은 액체 아연의 강 표면에 대한 매우 빈약한 습윤성으로 인해 용융 침지 코팅이 불가하다고 설명하고 있다.
연속적 아연도금에서, 실리콘은 어닐링 중에 표면으로 확산될 수 있고, 독자적으로 또는 망가니즈와 함께 필름상 산화물을 형성한다는 것이 종래 기술에 공지되어 있다. 이러한 산화물은 아연 용탕 내에 강 스트립의 침지 중에 아연도금 반응(철의 가용화 및 억제층의 형성)을 악화시킴으로써 아연도금에 악영향을 준다. 이것은 불충분한 아연 부착 및 아연도금되지 않은 영역으로 나타난다.
이러한 종래기술의 일반적 지식에 반하여, 예상외로 적절히 가동하는 노에 의한 시험에서 재결정화 어닐링 중에 그리고 아연 욕을 통과하는 중에 강 스트립의 우수한 아연도금성 및 우수한 아연 부착성이 달성될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
이 목적을 위해, 먼저 표면으로부터 열-수-기계적(thermal-hydro-mechanical) 예비 세정에 의해 스케일 잔여물, 압연 오일 또는 기타 오물 입자가 제거되어야 한다. 실리콘 산화물이 표면에 도달하는 것을 방지하기 위해, 재료의 표면의 하측에서 합금 원소의 내부 산화를 촉진시키기 위한 조치가 또한 취해져야 한다. 이 목적을 위해, 설비의 구성에 따라 상이한 조치가 사용된다.
직화로(non oxidizing furnace; NOF) 및 라디언트 튜브로(radiant tube furnace; RTF)(도 2, 4, 8의 방법 2 참조)를 결합한 설비의 구성에서, 산화 환원 방법이 사용된다. 이것에 의해 산화 포텐셜을 증가시킴으로써 (예를 들면, CO 값을 4% 미만으로 감소시킴으로써) NOF 내에서 얇은 철 산화물층이 형성된다. 다음에 합금 원소는 철/철 산화물의 경계에서 산화된다. 후속되는 RTF에서 철 산화물층은 보호용 분위기(N2/H2) 하에서 환원된다.
실리콘(뿐만 아니라 망가니즈 및 크로뮴)은 철에 비해 귀금속이 아니므로, 노 분위기는 철에 대해서는 환원성일 수 있으나, 합금 원소에 대해서는 산화성일 수 있다. 합금 원소의 산화물은 RTF 내에서 이전의 경계인 철/철 산화물 내에 (즉, 강 스트립 표면의 상당히 하측에) 유지된다(내부 산화).
따라서, 산화물의 표면 분산은 방지되고, 스트립 표면의 균일한 습윤성이 달성된다. 동시에 천이 구역 노 -> 아연 용기의 영역(송풍구(tuyere snout))의 이슬점은 아연 욕 내로의 침지 전에 스트립의 산화가 방지되도록 선택되어야 한다(바람직하게 - 30℃ 미만). -35 또는 -40℃의 이슬점이 유리하다.
어닐링이 라디언트-튜브 노에 의해서만 실시되는 설비의 구성(도 2, 4, 8의 방법 3 참조)에서, 내부 산화는 노 분위기 내의 산소 함량의 약간의 증가에 의해 촉진될 수 있다. 이것은 이슬점을 제어함으로써 달성된다(바람직하게는 - 30℃를 초과, 유리하게는 -25℃ 또는 -20℃). 더 높은 산소의 분압으로 인해, 강 스트립 내로의 산소의 증가된 확산이 발생할 수 있고, 합금 원소를 산화시킬 수 있다. 다른 한편, 분위기 내에 소량의 산소만이 존재하는 경우, 더 낮은 귀금속 원소는 스트립의 표면으로 확산하고, 이곳에서 비습윤성 산화물을 형성한다. 또한 이 경우 RTF에서 그리고 송풍구의 영역에서 철의 산호는 방지되어야 한다.
용융 침지 아연도금 대신 후속 전해 아연도금을 갖는 연속적 어닐링의 방법의 공정 순서가 선택되는 경우, 아연도금 능력을 보장하기 위한 특별한 조치가 요구되지 않는다. 더욱 고합금된 강의 아연도금은 연속적 용융 침지 아연도금에 의한 것보다 전해질 아연도금에 의해 실현하는 것이 상당히 용이하다는 것은 공지되어 있다. 전해 아연도금에서 순수 아연은 스트립 표면 상에 직접 침착된다. 이 경우, 아연 이온으로의 전자의 이동을 억제하지 않도록 스트립 표면 상에 표면을 피복하는 산화물층이 존재하지 않도록 해야만 한다. 이러한 조건은 통상적으로 어닐링 중의 표준 환원 분위기 및 전기분해 전의 사전 세정에 의해 보장된다.
어닐링 중에 가능한 한 넓은 프로세스 윈도 및 충분한 아연도금 용량을 보장하기 위해, 최소 Si-함량은 0.600%로 설정되고, 최대 실리콘 함량은 0.800%로 설정된다.
망가니즈(Mn)는 유해한 황을 망가니즈 황화물로 변환시키기 위한 탈황을 위해 거의 모든 강에 첨가된다. 또한, 고용체 강화의 결과로서, 망가니즈는 페라이트의 강도를 증가시키고, 더 낮은 온도를 향해 α/γ 변태를 이동시킨다.
이중상 강에 망가니즈를 첨가하는 주 목적은 경화 심도의 상당한 개선이다. 확산 장해로 인해, 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간을 향해 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 하강한다.
그러나, 동시에 망가니즈의 첨가는 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도 비를 증대시킨다. 또한, 미세조직 밴드 형성이 증대된다. 상들 사이의 높은 경도 차이 및 마르텐사이트 밴드의 형성에 의해 홀 팽창 용량은 더 저감되고, 이것은 단부 균열 저항에 대해 악영향을 갖는다.
실리콘과 마찬가지로, 망가니즈는 어닐링 처리 중에 강 표 면 상에 산화물을 형성한다. 어닐링 파라미터 및 다른 합금 원소(특히 실리콘 및 알루미늄)의 함량에 따라, 망가니즈 산화물(예를 들면, MnO) 및/또는 Mn 혼합된 산화물(예를 들면, Mn2SiO4)이 형성될 수 있다. 그러나, 망가니즈는 낮은 Si/Mn 또는 Al/Mn 비율에서 산화물막 대신 오히려 구형 산화물이 형성되므로 덜 중요하다. 그럼에도 불구하고 높은 망가니즈 함량은 아연층의 출현 및 아연 부착에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
언급된 이유로 Mn-함량은 1.000 내지 2.250%으로 설정된다.
요구되는 최소 강도를 달성하기 위해, 망가니즈 함량은 단면에 기초하여 유리하게 차별화되는 것이 사용된다. 1.0 mm 미만의 스트립 두께 범위의 경우, 망가니즈 함량은 1.50%, 1 내지 2 mm의 스트립 두께에서 1.75 % 이하, 그리고 2 mm를 초과하는 스트립 두께에서 1.50% 이상인 것이 바람직하다.
크로뮴(Cr): 가용화 형태의 크로뮴은 소량으로 이미 강의 경화능을 상당히 증가시킨다. 다른 한편, 크로뮴은 대응하는 온도 프로파일에서 크로뮴 탄화물의 형태로 석출 경화를 유발한다. 이중상 강에서 크로뮴 첨가의 증가는 주로 경화 심도를 향상시킨다. 가용화 형태에서 크로뮴은 펄라이트 및 베이나이트 변태를 더 긴 시간을 향해 이동시키고, 그리고 동시에 이것에 의해 마르텐사이트 개시 온도를 하강시킨다.
이중상 강에서 크로뮴의 첨가는 주로 경화 심도를 향상시킨다. 크로뮴은 가용화 상태에서 펄라이트 및 베이나이트 변태를 더 긴 시간을 향해 이동시키고, 동시에 마르텐사이트 개시 온도를 하강시킨다.
추가의 중요한 효과는 크로뮴은 아연 침지욕 내에서 강도 손실이 거의 발생하지 않도록 템퍼링 저항을 상당히 증가시키는 것이다.
또한, 크로뮴은 탄화물 형성제이다. 크로뮴이 탄화물 형태로 존재하는 경우, 오스테나이트화 온도는 크로뮴 탄화물을 가용화시키기 위해 경화 전에 충분히 높게 선택되어야 한다. 그렇지 않으면 증가된 핵의 수는 경화 심도의 장해를 초래할 수 있다.
크로뮴은 어닐링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향을 갖고, 이것은 아연도금의 품질에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
그러므로 Cr 함량은 0.280 내지 0.480%의 값으로 설정된다.
요구되는 기계적 특성에 부합하기 위해, 또한 Mn+Si+Cr의 합한 양은 시트 두께에 따라 선택되어야 한다. 1 mm 이하의 시트 두께에서 합한 양은 1.88 이상 내지 2.60% 이하, 1 내지 2 mm의 시트 두께에서 합한 양은 2.20 이상 내지 3.00% 이하, 그리고 2 mm 이상의 시트 두께에서 합한 양은 2.50 이상 내지 3.53% 이하인 것이 유리하다.
몰리브데넘(Mo): 크로뮴과 유사하게, 몰리브데넘의 첨가는 경화능을 향상시킨다. 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간을 향해 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 하강된다.
몰리브데넘은 또한 아연 욕 내에서 강도 손실이 예상되지 않도록 템퍼링 저항을 상당히 증가시키고, 그리고 고용체 강화의 결과로서 페라이트의 강도의 증가를 유발한다.
비용의 이유로 Mo은 따라서 적어도 580 MPa의 강도 범위 내에서 첨가되지 않는다. 몰리브데넘의 함량은 불가피하게 강에 부수되는 양으로 제한된다.
구리(Cu): 구리의 첨가는 인장 강도 및 경화 심도를 증가시킬 수 있다. 니켈, 크로뮴 및 인과 관련하여, 구리는 표면 상에 보호용 산화물층을 형성할 수 있고, 이것은 부식 속도를 상당히 저하시킨다.
산소와 관련하여, 구리는 결정 입계에서 유해한 산화물을 형성할 수 있고, 이것은 특히 열간 성형 공정의 경우에 부정적인 결과를 가질 수 있다. 그러므로 구리 함량은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
니켈l(Ni) 또는 주석(Sn)과 같은 다른 합금 원소의 함량은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
통상적으로 마이크로-합금 원소는 극소량(0.1% 미만)으로만 첨가된다. 그러나 주로 석출물의 형성을 통해 효과를 갖는 합금 원소와 대조적으로 이들은 가용화 상태에서 특성에 영향을 줄 수도 있다. 낮은 첨가량에도 불구하고, 마이크로-합금 원소는 공정 및 최종 특성과 같은 생산 조건에 강하게 영향을 준다.
통상적으로 알루미늄(Al)은 철 내에서 가용화된 산소와 질소를 결합하기 위해 강에 첨가된다. 이러한 방식으로, 산소는 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 변환된다. 이러한 석출물은 핵생성 부위를 증가시키는 것을 통해 결정립 미세화를 유발할 수 있고, 따라서 강인성 및 강도 값을 증가시킬 수 있다.
알루미늄 질화물은 티타늄이 충분한 양으로 존재하는 경우에 석출되지 않는다. 티타늄 질화물은 더 낮은 형성 엔탈피를 갖고, 더 높은 온도에서 형성된다.
가용화 상태에서 알루미늄은 실리콘과 마찬가지로 페라이트의 형성을 더 짧은 시간을 향해 이동시키고, 따라서 이중상 강 내에 충분한 양의 페라이트의 형성을 가능하게 한다. 또한, 이것은 탄화물 형성을 억제하고, 따라서 오스테나이트의 지연된 변태를 유발한다. 이러한 이유로 Al은 또한 실리콘의 일부를 알루미늄으로 치환시키기 위해 잔류 오스테나이트 강에서 합금 원소로서 사용된다. 이러한 접근방법의 이유는 Al이 실리콘보다 아연도금 반응에 덜 중요하기 때문이다.
그러므로 Al-함량은 0.01 내지 최대 0.060%으로 한정되고, 강의 탈산용으로 첨가된다.
니오븀(Nb): 가격으로 인해, 니오븀은 첨가되지 않고, 함량은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
티타늄(Ti): 본 합금 개념에서 티타늄의 첨가는 요구되지 않으므로 티타늄의 함량은 불가피하게 강에 부수되는 양으로 제한된다.
바나듐(V): 본 합금 개념에서 바나듐의 첨가는 요구되지 않으므로 바나듐의 함량은 불가피하게 강에 부수되는 양으로 제한된다.
붕소(B): 본 합금 개념에서 붕소의 첨가는 요구되지 않으므로 붕소의 함량은 불가피하게 강에 부수되는 양으로 제한된다.
본 발명에 따른 강을 이용하여 실시된 시험 결과 본 합금 개념으로 580 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 이중상 강이 0.50 내지 4.00 mm의 두께 범위로 생산될 수 있고, 이것은 Ac1과 Ac3 사이의 변태구간 어닐링 또는 최종 제어 냉각을 갖는 Ac3의 상측에서의 오스테나이트화 어닐링에 의한 공정 변동에 대해 충분한 허용범위를 특징으로 한다.
이것에 의해 공지된 합금 개념에 비해 본 발명에 따른 합금 조성의 경우에 상당히 확대된 프로세스 윈도가 달성된다.
달성되어야 할 이중상 미세조직을 위한 어닐링 온도는 약 700 내지 950℃이고, 온도 범위에 따라 이것은 부분적인 오스테나이트계(이중상 영역) 미세조직 또는 완전한 오스테나이트계 미세조직(오스테나이트계 영역)을 달성한다.
시험 결과 AC1과 AC3 사이의 변태구간 어닐링 또는 후속 제어된 냉각을 갖는 오스테나이트화 어닐링 후에 달성된 미세조직 비율은 추가의 공정 단계인, 예를 들면, 아연 또는 아연-마그네슘의 경우에 420 내지 470℃의 온도에서의 "용융 침지 아연도금" 후에도 유지된다는 것을 보여준다.
용융 침지 코팅된 재료는 핫 스트립으로서 뿐만 아니라 스킨 패싱된 압연 상태(냉간 재압연된 상태) 또는 스킨 패싱되지 않은 압연 상태 및/또는 신장 평활화되거나 신장 평활화되지 않은 상태의 냉간 재압연된 핫 스트립 또는 콜드 스트립으로서 제조될 수 있다.
본 경우에 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 핫 스트립, 냉간 재압연된 핫 스트립 또는 콜드 스트립으로서의 강 스트립은 또한 추가의 공정 중에 단부에 근접한 균열 형성에 대해 높은 저항을 특징으로 한다.
강 스트립의 압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로의 강 스트립의 특성값의 작은 차이는 결과적으로 압연 방향에 대해 횡방향, 종방향 및 대각선 방향일 수 있는 후속되는 재료 삽입에서 유리하다.
본 발명에 따른 강으로부터 생산된 핫 스트립의 냉간 압연성을 보장하기 위해, 본 발명에 따라 핫 스트립은 AC3를 초과하는 오스테나이트계 범위 내의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도를 초과하는 코일링 온도를 이용하여 생산된다.
다음의 실시예는 (방법 2에 대응하는) 공정 7b에 따르는 용융 코팅을 위한 산업적 생산을 위한 전형이다.
실시예 1(도 7c에 따른 냉간 재압연된 핫 스트립)
0.101%의 C, 0.605%의 Si, 1.374%의 Mn, 0.327%의 Cr, 0.039%의 Al, 0.012%의 P, 0.0035%의 Nb, 0.003%의 Mo, 0.0063%의 N, 0.0009%의 S를 갖는 본 발명에 따른 강이 전로 강(converter steel) 설비에서 용융되고, 911℃의 최종 압연 온도에서 열간 압연되고, 그리고 2.37 mm의 두께로 484℃의 코일링 온도에서 코일링되었다. 염산으로의 산세척 후에, 5 스탠드 직렬 경로 상에서 16%의 냉간 압연도로 2.37 mm로부터 1.99 mm까지 냉간 압연이 실시되었다.
용융 침지 아연도금 시스템에서, 강은 도 7c에 따라 약 6K/초로 약 847℃까지 가열되었다. 이중상 영역으로부터 2K/초로 약 720℃까지 서냉이 실시되었고, 다음에 약 22K/초로 약 360℃까지 신속한 냉각이 수행되었다. 스트립은 송풍구에 도달하기 전에 약 450℃까지 재가열되었다. 약 450℃에서의 용융 침지 아연도금 후에 스트립은 대기에서 약 20K/초로 실온까지 냉각되었다. 인라인으로 냉간 재압연(스킨 패싱)이 약 0.2%로 실시되었다.
본 발명에 따른 강은 열처리 후에 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 보인다(괄호 안의 값은 EN 10346에 따른 횡방향 값 및 VDA239-100에 따른 종방향 값이다.
- 내력(Rp0.2) 횡방향 419 MPa(340 MPa-420 MPa)
종방향 408 MPa(330 MPa-430 MPa)
- 인장 강도(Rm) 횡방향 646 MPa(최소 600 MPa)
종방향 636 MPa(590 MPa-700 MPa)
- 파단 신율 횡방향 23.6%(최소 20%)
종방향 27.0%(최소 20%)
- n-값 횡방향 0.18(최소 0.14)
- n-값 종방향 0.19(최소 0.14)
- 소부 경화 BH2 횡방향 77 MPa(최소 30 MPa)
종방향 77 MPa(최소 30 MPa)
- ISO 16630에 따른 홀 팽창 44%
- 면내 이방성 Δr -0.14(-0.15 내지 +0.15 = 준등방성)
실시예 2(도 7b에 따른 콜드 스트립)
0.101%의 C, 0.605%의 Si, 1.374%의 Mn, 0.327%의 Cr, 0.039%의 Al, 0.012%의 P, 0.0035%의 Nb, 0.003%의 Mo, 0.0063%의 N, 0.0009%의 S를 갖는 본 발명에 따른 강이 전로 강 설비에서 용융되고, 902℃의 최종 압연 온도로 열간 압연 라인에서 열간 압연되고, 그리고 2.02 mm의 두께로 676℃의 코일링 온도에서 코일링되었다. 염산으로의 산세척 후에, 5 스탠드 직렬 경로 상에서 50%의 냉간 압연도로 2.02 mm로부터 0.99 mm까지 냉간 압연이 실시되었다.
용융 침지 아연도금 시스템에서, 강은 도 7b에 따라 약 6K/초로 약 781℃까지 가열되었고, 다음에 약 5K/초로 약 890℃까지 더 가열되었다.
이중상 영역으로부터 2K/초로 약 860℃까지 서냉이 실시되었고, 다음에 약 23.2K/초로 약 465℃까지 신속한 냉각이 수행되었다. 스트립은 약 465℃로 송풍구에 도착하였다. 약 450℃의 아연 욕 온도에서의 용융 침지 아연도금 후에 스트립은 대기에서 약 34.3K/초로 실온까지 냉각되었다. 인라인으로 냉간 재압연(스킨 패싱)이 약 0.2%로 실시되었다.
본 발명에 따른 강은 열처리 후에 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다.
- 내력(Rp0.2) 횡방향 382 MPa(340Pa-420 MPa)
종방향 380 MPa(330 MPa-430 MPa)
- 인장 강도(Rm) 횡방향 657 MPa(최소 600 MPa)
종방향 654 MPa(590 MPa-700 MPa)
- 파단 신율 횡방향 24.6%(최소 20%)
종방향 24.2 %(최소 20%)
- n-값 횡방향 0.17(최소 0.14)
- n-값 종방향 0.17(최소 0.14)
- 소부 경화 BH2 횡방향 56 MPa(최소 30 MPa)
종방향 60 MPa(최소 30 MPa)
- ISO 16630에 따른 홀 팽창 49%
- 면내 이방성 Δr -0.06(-0.15 내지 +0.15 = 준등방성)
최대 항복비(Re/Rm)는 (압연 방향에 대해) 종방향 뿐만 아니라 횡방향으로 58%이다.
실시예 3(도 7b에 따른 핫 스트립)
0.101%의 C, 0.605%의 Si, 1.374%의 Mn, 0.327%의 Cr, 0.039%의 Al, 0.012%의 P, 0.0035%의 Nb, 0.003%의 Mo, 0.0063%의 N, 0.0009%의 S를 갖는 본 발명에 따른 강이 전로 강 설비에서 용융되고, 916℃의 최종 압연 온도로 열간 압연 라인에서 열간 압연되고, 그리고 2.02 mm의 두께로 485℃의 코일링 온도에서 코일링되었다.
염산을 이용한 산세척 후에 냉간 압연은 실시되지 않았으나 스트립 아연도금이 실시되었다. 도 7b에 따른 용융 침지 아연도금 시스템에서, 강은 약 25K/초로 약 785℃까지 가열되었고, 다음에 약 1K/초로 약 893℃까지 더 가열되었다.
이중상 영역으로부터 1K/초로 약 860℃까지 서냉이 실시되었고, 다음에 약 10K/초로 약 470℃까지 신속한 냉각이 수행되었다. 스트립은 약 465℃로 송풍구에 도착하였다. 약 450℃의 아연 욕 온도에서의 용융 침지 아연도금 후에 스트립은 대기에서 약 15K/초로 실온까지 냉각되었다. 인라인으로 냉간 재압연(스킨 패싱)이 약 0.2%로 실시되었다.
본 발명에 따른 강은 열처리 후에 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다.
- 내력(Rp0.2) 횡방향 362 MPa(340Pa-420 MPa)
종방향 363 MPa(330 MPa-430 MPa)
- 인장 강도(Rm) 횡방향 620 MPa(최소 600 MPa)
종방향 622 MPa(590 MPa-700 MPa)
- 파단 신율 횡방향 24.3%(최소 20%)
(A80) 종방향 24.5 %(최소 20%)
- n-값 횡방향 0.17(최소 0.14)
- n-값 종방향 0.17(최소 0.14)
- 소부 경화 BH2 횡방향 58 MPa(최소 30 MPa)
종방향 59 MPa(최소 30 MPa)
- ISO 16630에 따른 홀 팽창 41%
- 면내 이방성 Δr - 0.08(-0.15 내지 +0.15 = 준등방성)
최대 항복비(Re/Rm)는 (압연 방향에 대해) 종방향 뿐만 아니라 횡방향으로 58.4%이다.
시험에서 도 7c에 따른 용융 침지 아연도금의 경우에 다음의 실시예에서 보이는 특성값이 달성되었다.
실시예 4(도 7c에 따른 핫 스트립 및 냉간 재압연된 핫 스트립)
실시예 2(코일링 온도 676℃) 및 실시예 3(코일링 온도 485℃)의 본 발명에 따른 강은 개략적 작동 조건 하에서 산세척 후에 더 가공되었다. 시험 냉간 압연 시스템에서 냉간 압연이 수행되었다. 시험된 냉간 압연도는 0% 및 10%였다. 용융 침지 아연도금 사이클은 도 7c에 따른 어닐링 시뮬레이터를 이용하여 시뮬레이션되었다.
스트립 두께에 따라 상이한 가열 속도 및 냉각 속도가 제공되었고, 설정 온도는 샘플의 두께에 무관하게 선택되었다. 강은 860℃까지 가열되었고, 다음에 먼저 720℃까지 서냉이 개시되었고, 다음에 350℃까지 신속하게 냉각되었다. 다음에 샘플은 450℃까지 가열되었고, 다음에 최대 24K/초로 실온까지 냉각되었다. 샘플은 스킨 패싱되지 않았다. 기계적 특성값은 종방향으로 측정되었다. 압연 방향에 대한 종방향으로의 인장 시험의 결과는 도 8에 도시되어 있다.
본 발명의 추가의 특징, 장점 및 상세 내용은 도면에 도시된 예시적 실시형태의 이하의 설명으로부터 명확해질 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로부터 스트립을 생산하기 위한 공정 흐름(개략도)을 개략적으로 도시한다.
도 2는 과포정의 인 합금된 그리고 마이크로-합금이 없는 표준 등급에 대한 본 발명에 따른 강의 ISO 16630(시트 두께 1mm)에 따른 예시적인 홀 팽창 시험의 결과를 도시한다.
도 3은 과포정의 인 합금된 그리고 마이크로-합금이 없는 표준 등급에 대한 본 발명에 따른 강의 분석적 차이의 실시예를 도시한다.
도 4는 과포정의 인 합금된 그리고 마이크로-합금이 없는 표준 등급에 비교되는 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 횡방향)을 위한 실시예를 도시한다.
도 5는 본 발명에 따른 강의 예시적인 공정 단계 냉간 압연 및 연속적 어닐링의 시간 온도 과정(개략도)을 도시한다.
도 6은 SEP1931에 따른 볼 충격 시험을 도시한다.
도 7a, b, c는 시간 온도 곡선(어닐링 변형례, 개략도)을 도시한다.
도 8은 실험실에서 어닐링되거나 냉간 압연 후 어닐링된 본 발명에 따른 강의 샘플의 기계적 특성(종방향 프로브)을 도시한다.
도 1은 본 발명에 따른 강을 생산하기 위한 공정 흐름을 개략적으로 도시한다. 본 발명에 관련된 상이한 공정 순서가 도시되어 있다. 위치 5(산세척)까지 본 발명에 따른 모든 강을 위한 공정 순서는 동일하고, 그 후 원하는 결과에 따라 상이한 공정 순서를 거친다. 예를 들면, 산세척된 핫 스트립은 아연도금되거나, 냉간 압연된 후 아연도금될 수 있다. 또는 이것은 연화 어닐링되고, 냉간 압연되고, 아연도금될 수 있다.
도 2는 홀 팽창 시험의 결과(표준 등급에 대한 값)를 도시한다. 표준 등급 공정 2의 표준 등급에 비교되는 본 발명에 따른 강을 위한 홀 팽창 시험의 결과가 도시되어 있다.
재료는 1 내지 2 mm 사이의 시트 두께를 갖는다. 결과는 ISO 16630에 따른 시험에 적용된다. 본 발명에 따른 강이 동일한 공정에서 표준 등급보다 펀칭된 홀의 경우에 더 우수한 팽창 값을 달성하는 것을 볼 수 있다. 그 결과 공정 2는 도 7b에서 설명된 바와 같이 직화로와 라디언트 튜브로의 조합을 이용하는 어닐링, 예를 들면, 용융 침지 아연도금에 대응한다.
본 발명에 따르면 언급된 범위 내의 상이한 온도 과정에 의해, 양자 모두 표준 등급에 비해 상당히 향상된 상이한 특성값 또는 상이한 홀 팽창 결과가 얻어진다. 따라서 주된 차이점은 열처리 및 하류측 냉각에서의 온도-시간 파라미터이다.
도 3은 종래 기술을 예시하는 표준 등급에 비교되는 본 발명에 따른 관련된 합금 원소를 도시한다. 비교 강(표준 등급)에서 주된 차이는 과포정 범위에 있는 탄소 함량 뿐 아니라 원소 실리콘 및 크로뮴이다. 또한, 표준 등급은 인으로 마이크로-합금되어 있다. 본 발명에 따른 강은 명백하게 실리콘 합금되어 있다.
도 4a는 표준 등급에 비교되는 압연 방향에 대해 횡방향 및 종방향으로의 기계적 특성값을 도시한다. 이중상 영역에서 어닐링에 의해 달성된 모든 특성값은 HCT600X 또는 HDT580X의 규범적 가이드라인에 대응한다.
도 5는 본 발명에 따른 합금 조성의 제조된 스트립의 냉간 압연 및 연속적 어닐링의 공정 단계의 시간 온도 과정을 개략적으로 도시한다. 냉간 압연 공정 뿐만 아니라 냉간 압연 후의 열처리의 시간 및 온도 의존적 변태가 도시되어 있다.
도 6은 본 발명에 따른 강으로 제조된 용융 침지 아연도금된 재료에서 수행된 볼 충격 시험(SEP1931에 따름)의 긍정적 결과를 도시한다.
도 7은 어닐링 및 냉각 및 각각의 상이한 오스테나이트화 조건 중에 본 발명에 따른 온도 시간 과정의 3 가지 변형례를 개략적으로 도시한다.
방법 1(도 7a)은 연속 어닐링 시스템에서 생산된 냉간 또는 열간 압연 강 스트립의 어닐링 및 냉각을 도시한다. 먼저 스트립은 약 700 내지 950℃의 범위의 온도까지 가열된다. 다음에 어닐링된 강 스트립은 어닐링 온도로부터 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각된다. 제 2 중간 온도(약 300 내지 500℃)는 이 개략도에 도시되어 있지 않다. 다음에 강 스트립은 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지 공냉되거나, 실온에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도의 냉각이 유지된다.
방법 2(도 7b)는 방법 1에 따른 공정을 도시하지만, 강 스트립의 냉각은 용융 침지 용기를 통과하는 중에 용융 침지 아연도금의 목적을 위해 잠시 중단되고, 그 후 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각이 계속되고, 다음에 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉된다.
방법 3(도 7c)은 또한 용융 침지 아연도금의 경우의 방법 1에 따른 공정을 도시하고, 그러나 여기서 강 스트립의 냉각은 약 200 내지 400℃의 범위의 중간 온도에서 잠깐(약 1 내지 20 초) 중단되고, 용융 침지 아연도금(약 420 내지 470℃)을 위해 요구되는 온도까지 재가열된다. 다음에 강 스트립은 다시 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 다음에 최종적으로 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 냉각된다.
도 8은 어닐링되거나 방법 3(도 7c)에 따라 냉간 압연된 후 어닐링된 본 발명(실시예 4)에 따르는 강의 기계적 특성값을 도시한다.
이 값은 인장 시험에서 측정된 2 개의 종방향 샘플의 평균값이다. 낮은 항복 강도 값은 샘플이 스킨 패싱되지 않았다는 사실에 기인된 것일 수 있다.
1. 노 공정
2. 2차 야금
3. 스트립 주조
4. 냉간 압연
5. 산세척
6. 연화 어닐링 핫 스트립(선택적)
7. 냉간 압연
8. 다중 롤러(선택적)
9. 연화 어닐링 콜드 스트립(선택적)
10. 용융 침지 아연도금
11. 인라인 스킨 패싱
12. 인장굴곡가공 정렬

Claims (16)

  1. 삭제
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  9. 하기의 원소(중량%의 함량)를 포함하고:
    C: 0.075 이상 내지 0.105 이하
    Si: 0.600 이상 내지 0.800 이하
    Mn: 1.000 이상 내지 2.250 이하
    Cr: 0.280 이상 내지 0.480 이하
    Al: 0.010 이상 내지 0.060 이하
    P: 0.020 이하
    N: 0.0100 이하
    S: 0.0150 이하
    용해 관련 불순물을 구성하는 상기에서 언급되지 않은 원소를 포함하는 통상적인 강을 포함하는 잔부의 철,
    단, 최대 1 mm의 스트립 두께에서 상기 Mn 함량은 1.500% 이하이고, 1 mm 내지 2 mm의 스트립 두께에서 상기 Mn 함량은 1.750% 이하이고, 2 mm 이상의 스트립 두께에서 Mn 함량은 1.500% 이상이고
    최대 1 mm의 스트립 두께에서 Mn+Si+Cr 함량의 합은 1.88 이상 내지 2.60% 이하이고, 1.00-2.00 mm의 스트립 두께에서 Mn+Si+Cr의 합은 2.20% 이상 내지 3.00% 이하이고, 2.00 mm 이상의 스트립 두께에서 Mn+Si+Cr의 합은 2.50% 이상 내지 3.53% 이하인, 강으로부터 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법으로서,
    이중상 미세조직이 연속적 어닐링 중에 생성되고, 상기 냉간 또는 열간 압연 강 스트립은 700 내지 950℃의 범위의 온도까지 상기 연속적 어닐링 중에 가열되고, 다음에 어닐링된 강 스트립은 어닐링 온도로부터 300 내지 500℃의 제 1 중간 온도까지 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각되고, 다음에 200 내지 250℃의 제 2 중간 온도까지 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각되고, 용융 침지욕 내로 진입하기 전에, 상기 온도는 1 내지 20 초 동안 유지되고, 그 후에 상기 강 스트립은 420 내지 470℃의 온도까지 재가열되고, 상기 용융 침지 아연도금 후 200 내지 250℃의 상기 중간 온도에 도달할 때까지 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각이 실시되고, 다음에 상기 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉되는, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 제 9 항에 있어서,
    직화로 영역(NOF) 및 라디언트-튜브 노(RTF)로 구성되는 설비 구성을 이용한 어닐링에서 산화 포텐셜은 4% 미만의 CO-함량에 의해 증가되고, 상기 RTF에서 노 분위기는 환원성으로 설정되고, 아연 욕 내로의 침지 전에 상기 스트립의 산화를 방지하기 위해 이슬점은 -30℃ 미만인, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
  13. 제 9 항에 있어서,
    라디언트-튜브 노 만을 이용한 어닐링에서, 노 분위기에서의 이슬점은 -30℃ 이상이고, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
  14. 제 9 항에 있어서,
    상기 스트립의 동등한 미세조직 상태 및 기계적 특성값은 열처리 중에 상이한 스트립 두께에 대해 설비에서의 처리 속도를 조절함으로써 달성되는, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
  15. 제 9 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 열처리 후에 스킨 패싱(skin passing)되는, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
  16. 제 9 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 열처리 후에 인장굴곡가공에 의해 정렬되는, 냉간 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법.
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