KR102264641B1 - 고강도 강 및 이를 제조하기 위한 방법 - Google Patents
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Abstract
고강도 강 및 이를 제조하기 위한 방법에 관한 것이다. 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 화학 조성은, 중량으로 함량을 표현했을 때: 0.10 ≤ C ≤ 0.13%, 2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%, 0.30 ≤ Si ≤ 0.55%, 0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%, 0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%, 0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%, 0.005 ≤ Al ≤ 0.050%, Mo ≤ 0.010%, Nb ≤ 0.040%, 0.002 ≤ N ≤ 0.008%, S ≤ 0.005%, P ≤ 0.020% 를 포함하고, 잔부는 철 및 제조로부터 불가피한 불순물로 구성되고, 상기 판은, 면적 비로, 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 소량의 탄화물을 갖는 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 5% 미만의 섬 형태의 잔류 오스테나이트로 구성된 미세조직을 가지고, 상기 마텐자이트는 새로운 마텐자이트 및/또는 자기 템퍼링된 마텐자이트를 포함하고, 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트의 면적 비들의 합계는 60 ~ 95% 이다.
Description
본 발명은, 특히 자동차 산업에서, 모터 차량 구조 요소들의 제조를 위해 성형함으로써 부품들을 제조하기 위해 매우 높은 인장 강도와 변형성을 가지는 냉간 압연 및 어닐링된 강판, 및 이러한 강판의 제조에 관한 것이다.
성형 작동 중 매우 유리한 항복 강도/인장 강도 비를 가지는 강들이 개발되었다.
그 강들의 보강 능력은 매우 높고, 이것은 충돌시 변형을 양호하게 분포시키도록 허용하고 성형 후 부품들에서 상당히 더 높은 항복 강도를 획득하도록 허용한다. 따라서, 종래의 강들만큼 복잡하지만, 동일한 기능 사양을 유지하기 위해서 두께 감소를 허용하는, 보다 높은 기계적 특성을 갖는 부품들을 제조할 수 있다. 이런 식으로, 이 강들은 차량들의 경량화 및 안전성 요건에 효과적으로 대응한다.
특히, 페라이트 매트릭스 내에 마텐자이트, 선택적으로 베이나이트를 포함하는 조직을 갖는 강들은, 그것이 높은 강도와 큰 변형 가능성을 조합하기 때문에, 큰 발전을 경험하였다.
경량화 및 에너지 소비를 감소시키려는 최근의 요구는, 인장 강도 (TS) 가 1180 ㎫ 보다 큰 매우 높은 강도의 강들에 대한 수요를 증가시켰다.
이런 레벨의 강도 이외에, 이 강들은 양호한 연성, 양호한 용접성 및 양호한 코팅성, 특히 경화에 의한 연속 아연도금에 대한 양호한 적합성을 가져야 한다.
이 강들은 또한 높은 항복 강도와 파단 연신율 뿐만 아니라 양호한 성형성을 가져야 한다.
실제로, 임의의 자동차 부품들은 상이한 변형 모드들을 조합한 성형 작동을 통하여 제조된다. 강의 임의의 미세조직 특징은 한 가지 변형 모드에는 적절하지만, 다른 모드에 대해서는 불리한 것으로 판명될 수도 있다. 부품들의 임의의 부분들은 높은 인장 강도 및/또는 양호한 굽힘성 및/또는 양호한 절단 에지 성형성을 가져야 한다.
이 절단 에지 성형성은 Ac% 로 나타낸 구멍 확장 비를 결정함으로써 평가된다. 이 구멍 확장 비는 냉간 프레싱 중 확장되기 위한 강의 적합성을 측정하여서, 이 변형 모드에서 강의 성형성 평가를 제공한다.
구멍 확장 비는 다음과 같이 평가될 수도 있다: 강판을 절단하여 구멍을 만든 후, 원뿔대 형상의 공구가 그 구멍의 에지들을 확장하기 위해서 사용된다. 이 작동 중, 확장시 구멍 에지들 가까이에서 빠른 손상을 관찰할 수 있고, 이 손상은 강에서 다른 미세조직 성분들 사이 계면들 또는 제 2 상 입자들에서 개시된다.
표준 ISO 16630:2009 에서 설명한 대로, 구멍 확장 방법은, 프레싱 전 구멍의 초기 직경 (Di) 을 측정하고, 그 후 구멍의 에지들에서 강판의 두께를 가로질러 균열이 관찰될 때 결정되는, 프레싱 후 구멍의 최종 직경 (Df) 을 측정하는 것으로 구성된다. 그 후, 구멍 확장에 대한 적합성 (Ac%) 이 다음 식을 사용해 결정된다:
따라서, Ac% 는 절단된 오리피스에서 프레싱을 견디는 강판의 적합성을 정량화할 수 있다. 이 방법에 따르면, 초기 직경은 10 밀리미터이다.
문헌들 US 2012/0312433 A1 및 US 2012/132327 A1 에 따르면, 1180 ㎫ 보다 큰 인장 강도 (TS) 를 가지는 강들이 공지되어 있다. 그렇지만, 이 인장 강도는 결국 성형성 및 용접성을 해치게 된다.
또한, 문헌들 US 2013/0209833 A1, US 2011/0048589 A1, US 2011/01683000 A1 및 WO 2013/144376 A1 에 따르면, 1000 ㎫ 를 초과할 수도 있는 높은 인장 강도를 가지지만, 동시에 만족스러운 성형성과 용접성을 가지지 않는 강들이 공지되어 있다.
이러한 상황에서, 본 발명의 한 가지 목적은, 강판에서 임의의 스킨 패스 (skin-pass) 작동 전 결정되는, 특히 800 ~ 970 ㎫ 로 이루어진 높은 항복 강도, 양호한 성형성, 특히 30% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%), 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 로 이루어진 두께를 가지는 강판에 대해, 55° 이상의 굽힘 각도, 및 5% 초과의 파단 연신율과 함께, 특히 1180 ~ 1320 ㎫ 로 이루어진 높은 인장 강도를 가지는 강판을 제공하는 것으로 구성된다.
이를 위해, 본 발명은 냉간 압연 및 어닐링된 강판에 관한 것으로, 상기 강판은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하는 화학 조성을 가지고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성되고, 상기 강판은, 표면 비율로, 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 5% 미만의 섬 (island) 형태의 잔류 오스테나이트로 구성된 미세조직을 가지고, 상기 마텐자이트는 새로운 (fresh) 마텐자이트 및/또는 자기 템퍼링된 마텐자이트를 포함하고, 마텐자이트 및 하부 베이나이트의 표면 비율들의 합계는 60 ~ 95% 로 이루어진다.
일부 실시형태들에서, 본 발명에 따른 강판은 다음과 같은 특징들 중 하나 이상을 추가로 포함한다:
- 상기 미세조직은, 표면 비율로, 4% ~ 20%, 바람직하게 4% ~ 15% 의 새로운 마텐자이트를 포함하고;
- 상기 미세조직은, 표면 비율로, 40 ~ 95% 의 자기 템퍼링된 마텐자이트 및 하부 베이나이트를 포함하고;
- 상기 자기 템퍼링된 마텐자이트 및 상기 하부 베이나이트는 마텐자이트 라스 (lath) 및 베이나이트 라스의 방향들 <111> 로 배향된 로드형 탄화물들을 함유하고;
- 상기 저 탄화물 함유 베이나이트는 100 제곱 마이크로미터의 표면 단위당 100 개 미만의 탄화물들을 함유하고;
- 상기 미세조직은, 표면 비율로, 4 ~ 5% 의 페라이트를 포함하고;
- 잔류 오스테나이트 섬들의 최소 치수는 50 나노미터보다 작고;
- 1 마이크로미터 미만의 크기를 가지는 어닐링하여 생성된 이전 오스테나이트 결정립들 (grains) 의 분율은 상기 이전 오스테나이트 결정립들의 총 포퓰레이션 (population) 의 10% 미만을 나타내고;
- 상기 강판은 1180 ㎫ ~ 1320 ㎫ 로 이루어진 인장 강도, 및 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 를 가지고;
- 상기 강판은 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 로 이루어진 두께를 가지고, 상기 강판은 55° 이상의 굽힘 각도를 가지고;
- 상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
2.5 ≤ Mn ≤ 2.8% 를 포함하고;
- 상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.30 ≤ Si ≤ 0.5% 를 포함하고;
- 상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.005 ≤ Al ≤ 0.030% 를 포함하고;
- 상기 강판은 용융 딥 (dip) 코팅을 통하여 획득되는 아연 또는 아연 합금 코팅을 포함하고;
- 상기 아연 또는 아연 합금 코팅은 갈바닐 (galvannealed) 코팅이고, 상기 아연 또는 아연 합금 코팅은 7 ~ 12% 의 철을 포함하고;
- 상기 강판은 진공 증착을 통하여 획득된 아연 또는 아연 합금 코팅을 포함한다.
본 발명은 또한 본 발명에 따른 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법에 관한 것으로, 상기 방법은 다음 연속 단계들:
- 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하는 화학 조성을 가지고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성된 반제품 강을 제공하는 단계, 그 후
- 상기 반제품 강을 1250 ℃ 이상의 온도 (Treheat) 로 가열하는 단계, 그 후
- 열간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계로서, 압연 종료 온도는 냉각시 오스테나이트의 변태 개시 온도 (Ar3) 보다 높은, 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계, 그 후
- 페라이트 및 펄라이트의 형성을 회피하기에 충분한 속도로 상기 열간 압연된 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 580 ℃ 미만의 온도에서 상기 열간 압연된 강판을 코일링하는 단계, 그 후
- 냉간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 열간 압연된 강판을 냉간 압연하는 단계, 그 후
- 600 ℃ ~ Ac1 에서 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하는 단계로서, Ac1 은 1 ~ 20 ℃/s 로 이루어진 가열 속도 (VR) 로 가열시 오스테나이트 변태 개시 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 Ac3'-10 ℃ ~Ac3'+30 ℃ 로 이루어진 온도 (Tm) 로 재가열하고, 50 ~ 150 초로 이루어진 시간 (Dm) 동안 상기 온도 (Tm) 에서 상기 냉간 압연된 강판을 유지하는 단계로서, Ac3'=Min{Ac3+1200/Dm; 1000 ℃} 이고, 여기에서 Ac3 및 Ac3' 는 섭씨 온도로 표현되고 Dm 은 초로 표현되고, Ac3 은 온도 (Ac3) 에서 유지 시간과 독립적으로 결정된 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하고 유지하는 단계, 그 후
- 460 ℃ ~ 490 ℃ 로 이루어진 온도 (Te) 까지 10 ~ 100 ℃/s 로 이루어진 속도로 상기 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 5 ~ 150 초로 이루어진 시간 동안 상기 온도 (Te) 에서 상기 강판을 유지하는 단계, 그 후
- 450 ℃ ~ 480 ℃ 로 이루어진 온도 (TZn) 에서 아연 또는 아연 합금 욕에 연속 디핑함으로써 상기 강판을 코팅하는 단계로서, 상기 온도들 (Te, TZn) 은 0≤ (Te-TZn) ≤10 ℃ 이도록 되어 있는, 상기 강판을 코팅하는 단계, 그 후
- 10 초 ~ 40 초로 이루어진 시간 (tG) 동안 490 ℃ ~ 550 ℃ 로 이루어진 온도까지 상기 코팅된 강판을 선택적으로 가열하는 단계를 포함한다.
본 발명은 또한 본 발명에 따른 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법에 관한 것으로, 상기 방법은 다음 연속 단계들:
- 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하는 화학 조성을 가지고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성된 반제품 강을 제공하는 단계, 그 후
- 상기 반제품 강을 1250 ℃ 이상의 온도 (Treheat) 로 가열하는 단계, 그 후
- 열간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계로서, 압연 종료 온도는 Ar3 보다 높은, 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계, 그 후
- 페라이트 및 펄라이트의 형성을 회피하기에 충분한 속도로 상기 열간 압연된 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 580 ℃ 미만의 온도에서 상기 열간 압연된 강판을 코일링하는 단계, 그 후
- 냉간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 열간 압연된 강판을 냉간 압연하는 단계, 그 후
- 600 ℃ ~ Ac1 에서 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하는 단계로서, Ac1 은 1 ~ 20 ℃/s 로 이루어진 가열 속도 (VR) 로 가열시 오스테나이트 변태 개시 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 Ac3'-10 ℃ ~Ac3'+30 ℃ 로 이루어진 온도 (Tm) 로 재가열하고, 50 ~ 150 초로 이루어진 시간 (Dm) 동안 상기 온도 (Tm) 에서 상기 냉간 압연된 강판을 유지하는 단계로서, Ac3'=Min{Ac3+1200/Dm; 1000 ℃} 이고, 여기에서 Ac3 및 Ac3' 는 섭씨 온도로 표현되고 Dm 은 초로 표현되고, Ac3 은 온도 (Ac3) 에서 유지 시간과 독립적으로 결정된 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하고 유지하는 단계, 그 후
- 460 ℃ ~ 490 ℃ 로 이루어진 온도 (Te) 까지 10 ~ 100 ℃/s 로 이루어진 속도로 상기 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 5 ~ 150 초로 이루어진 시간 동안 상기 온도 (Te) 에서 상기 강판을 유지하는 단계, 그 후
- 상기 강판을 주위 온도로 냉각하는 단계를 포함한다.
실시형태들에서, 후자의 방법은 다음과 같은 특징들 중 하나 이상을 추가로 포함한다:
- 아연 또는 아연 합금 코팅은, 주위 온도로 상기 냉각 단계 후 진공 증착에 의해 수행되고;
- 상기 진공 증착은 물리 기상 증착 (PVD) 에 의해 수행되고;
- 상기 진공 증착은 제트 기상 증착 (JVD) 에 의해 수행된다.
본 발명의 특징들과 장점들은, 예로서 제공되고 첨부 도면을 참조로 한 하기 설명을 읽어볼 때 나타날 것이다.
도 1 은 제 1 유형의 에칭으로 나타낸, 본 발명에 따른 강판의 미세조직을 도시한다.
도 2 는 제 2 유형의 에칭으로 나타낸, 도 1 의 강판의 미세조직을 도시한다.
도 2 는 제 2 유형의 에칭으로 나타낸, 도 1 의 강판의 미세조직을 도시한다.
본원 전반에 걸쳐, Ar3 은 냉각시 오스테나이트의 변태 개시 온도를 지정할 것이다.
또한, Ac1 은 강의 가열시 동소 변태 개시 온도를 지정할 것이다.
또한, Ac3 은 그 자체가 공지된 Thermo-Calc® 프로그램에 의해 계산된 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도를 지정할 것이다. 이 계산은 온도 (Ac3) 에서 유지 시간을 포함하지 않는다.
하지만, 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도는 Dm 으로 나타낸 플래토에서 유지 시간에 의존한다. 따라서, 참조 부호 Ac3' 는, 식:Ac3'=Min{Ac3+1200/Dm ; 1000 ℃} 을 사용해 결정된, 가열시 보정된 최소 오스테나이트 변태 종료 온도를 나타낼 것이고, 상기 식에서 Ac3 및 Ac3' 는 섭씨 온도로 표현되고 Dm 은 초로 표현된다. Min{Ac3+1200/Dm ; 1000 ℃} 는 여기에서 2 가지 양:(Ac3+1200/Dm) 및 1000 ℃ 중에서 최소값을 지정한다. 따라서, Ac3+1200/Dm 이 1000 ℃ 미만이면, Ac3'= Ac3+1200/Dm 이다. 하지만, Ac3+1200/Dm 이 1000 ℃ 를 초과하면, Ac3'=1000 ℃ 이다. 따라서, 플래토에서 유지 시간이 매우 짧을 때에도, 1000 ℃ 의 온도는 오스테나이트 조직을 획득하는 것을 가능하게 하는 것으로 간주된다.
이 온도 (Ac3') 는, 강이 Dm 과 같은 유지 시간 동안 온도 (Ac3') 에서 유지될 때, 강판이 전부 오스테나이트 상이도록 되어있다.
마텐자이트는, 냉각시 마텐자이트 변태 개시 온도 (Ms) 아래에서 오스테나이트 (γ) 의 확산 없이 변태로부터 유발된다.
마텐자이트는 일 방향으로 기다랗고 오스테나이트의 각각의 초기 결정립 내에 배향되는 미세한 라스의 형태를 취한다. 용어 마텐자이트는 새로운 마텐자이트와 자기 템퍼링된 마텐자이트를 모두 포함한다.
하기에서 자기 템퍼링된 마텐자이트와 새로운 마텐자이트 (즉, 템퍼링되지 않고 자기 템퍼링되지 않음) 가 구별될 것이다.
특히, 자기 템퍼링된 마텐자이트는 라스들의 메시 (α) 방향들 <111> 로 배향되는 로드 형태의 이 라스들에 분산되는 탄화철을 포함하는 미세한 라스들의 형태로 존재한다. 이 자기 템퍼링된 마텐자이트는 마텐자이트 변태 온도 (Ms) 아래에서 급속 냉각 사이클의 경우에 형성된다. 새로운 마텐자이트를 생성하기에 냉각이 충분히 느리지 않을 때 라스들에 분산된 탄화철은 마텐자이트 변태 온도 (Ms) 아래에서 석출에 의해 형성된다. 반면에, 새로운 마텐자이트는 탄화물들을 포함하지 않는다.
마텐자이트 변태 개시 온도 (Ms) 위에서, 오스테나이트 범위로부터 냉각하는 동안 형성된 베이나이트는 페라이트 라스들 및 시멘타이트 입자들의 애그리게이트 (aggregate) 의 형태를 취한다. 그것의 형성은 단거리 확산을 수반한다.
이하, 하부 베이나이트와 저 탄화물 함유 베이나이트는 구별될 것이다.
하부 베이나이트는, 마텐자이트 변태 개시 온도 (Ms) 바로 위 온도 범위에서, 냉각 중 형성된다. 그것은 미세한 라스들의 형태를 취하고 라스들에 분산된 탄화물들을 포함한다.
또한, 저 탄화물 함유 베이나이트는 100 제곱 마이크로미터의 표면 단위당 100 개 미만의 탄화물들을 함유한 베이나이트를 지칭할 것이다. 저 탄화물 함유 베이나이트는, 냉각 중, 550 ℃ ~ 450 ℃ 에서 형성된다.
저 탄화물 함유 베이나이트와 달리, 하부 베이나이트는 항상 100 제곱 마이크로미터의 표면 단위당 100 개 초과의 탄화물들을 함유한다.
강의 화학 조성에서, 탄소는 미세조직의 형성 및 기계적 특성에 역할을 한다.
탄소의 중량 함량은 0.10% ~ 0.13% 로 이루어진다. 이 탄소 함량 범위는, 1180 ㎫ 초과 인장 강도, 5% 초과 파단 연신율, 30% 보다 높거나, 심지어 40% 보다 높은 만족스러운 구멍 확장 비 (Ac%) 를 동시에 획득하는 것을 가능하게 한다. 특히, 0.10% 미만의 탄소 함량 레벨은 충분한 인장 강도를 달성할 수 있도록 하지 않는다. 0.13% 초과의, 보다 높은 탄소 함량에 대해, 용접성은 감소하는 경향이 있다. 또한, 온도 (Ms) 가 강하되어서, 미세조직에서 템퍼링되지 않고 자기 템퍼링되지 않은, 즉 새로운 마텐자이트의 분율은 증가하는 경향이 있어서 구멍 확장 비를 저하시킨다.
망간의 중량 함량은 2.4% ~ 2.8%, 바람직하게 2.5% ~ 2.8% 로 이루어진다. 망간은 감마제너스 (gammagenous) 원소이고, 온도 (Ac3) 를 낮추고 마텐자이트 형성 초반 동안 온도 (Ms) 를 낮춘다. 강의 낮은 탄소 함량은 850 ℃ 를 초과하는 고온 (Ac3) 을 유발할 수도 있다. 2.4% 초과 망간 함량은, 온도 (Ac3) 값을 감소시킴으로써, 적어도 50 초의 기간 동안 그 온도에서 유지한 후 840 ℃ ~ 850 ℃ 에서 강의 완전 오스테나이트화를 획득하는 것을 가능하게 한다. 망간은 또한 자기 템퍼링된 마텐자이트의 형성을 가능하게 하여서 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 를 획득하는데 기여한다. 띠 구조들의 형성을 제한하기 위해서, 망간 함량 레벨은 2.8% 로 제한된다.
규소는 고용체에서 경화에 참여하는 원소이고, 그것의 함량 레벨은 강에서 중량으로 0.30% ~ 0.55%, 바람직하게 0.30% ~ 0.5% 로 이루어진다. 적어도 0.30% 의 함량 레벨은 페라이트 및/또는 베이나이트의 충분한 경화를 획득하는 것을 가능하게 한다. 규소의 중량 함량은, 상부 베이나이트의 형성을 제한하면서 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 를 보장하도록 0.55% 로 제한된다. 또한, 규소 함량 레벨의 증가는, 강판 표면에 들러붙는 산화물들의 형성을 촉진함으로써 강의 코팅성을 저하시킬 것이다.
또한, 규소는 용접성을 감소시킨다. 용접성은, 특히, 예를 들어 닛폰 강 기술 보고서, 제 20 호, 37 ~ 44 페이지, 1982 의 "Evaluation of high-strength steels for automobile use" 에서 Nishi, T 등에 의해 발표된 식을 사용해 계산된 탄소 당량 (Ceq) 을 이용해 추정될 수도 있고, 여기에서 원소들의 함량 레벨들은 중량 퍼센트로 표현된다:
Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + P + S*2
0.55% 미만의 규소 함량 레벨은, 특히, 양호한 코팅성뿐만 아니라 매우 양호한 용접성, 특히 0.30% 이하의 Nishi 식을 사용해 계산된 탄소 당량을 모두 보장하는데 기여한다.
규소는 또한 알파제너스 (alphagenous) 이고, 따라서 온도 (Ac3) 의 증가 및 저 탄화물 함유 베이나이트의 형성 촉진에 기여한다. 따라서, 0.55% 미만의 규소 함량 레벨은 과도한 양의 저 탄화물 함유 베이나이트 형성을 회피하는데 기여한다.
강판의 조성은, 강의 경화능을 개선하고, 강의 경도 뿐만 아니라 강의 인장 강도를 증가시키도록, 0.30% 이상 함량의 크롬을 추가로 포함한다. 크롬 함량 레벨은 만족스러운 파단 연신율을 유지하고 비용을 제한하기 위해서 0.56% 이하여야 한다.
티타늄은 0.020% ~ 0.050% 로 이루어진 함량으로 강에 존재한다. 0.020% ~ 0.050% 로 이루어진 함량에서, 티타늄은 본질적으로 질소 및 탄소와 결합하여서 질화물 및/또는 탄질물 (carbonitrides) 의 형태로 석출한다. 0.020% 미만에서는, 1180 ㎫ 의 인장 강도는 달성되지 않는다. 티타늄은 또한 강의 용접성에 긍정적인 영향을 미친다.
0.050% 의 티타늄 함량 레벨을 초과하면, 연성을 감소시키는 경향이 있고 구멍 확장 중 조기 손상을 유발하는, 액체 상태로부터 석출되는 조대 티타늄 질화물을 형성하는 위험이 있다. 실제로, 6 미크론보다 큰 크기를 가지는 질화물이 존재할 때, 이 질화물 대부분은 절단 단계와 프레싱 단계 중 매트릭스와 벽개 (cleavage) 기점에 있는 것으로 관찰된다. 티타늄은, 또한, 질소가 질화물 또는 탄질물의 형태로 충분히 결합되도록 보장할 수 있어서, 붕소는 유리된 형태로 있고 경화능에 효과적인 역할을 할 수도 있다.
붕소의 중량 함량은 0.0020% ~ 0.0040% 로 이루어진다. 탄소의 활성도를 제한함으로써, 붕소는 실제로 확산 상 변태 (냉각 중 페라이트 또는 펄라이트 변태) 를 제어 및 제한하고 높은 인장 강도 특징을 획득하는데 필요한 경화 상들 (베이나이트 또는 마텐자이트) 을 형성하는 것을 가능하게 한다. 붕소의 첨가는 또한 Mn, Mo, Cr 과 같은 경화 원소들의 첨가를 제한하고 강종의 분석 비용을 감소시키는 것을 가능하게 한다. 본 발명에 따르면, 효과적인 경화능을 보장하는 최소 붕소 함량 레벨은 0.0020% 이다. 0.0040% 를 초과하면, 경화능에 미치는 영향은 포화되고 코팅성 및 연성에 대한 해로운 영향이 관찰된다.
강판의 조성은 0.010% 미만의 함량으로 몰리브덴을 추가로 선택적으로 포함한다. 몰리브덴은, 크롬과 같이, 경화능에 효과적인 역할을 한다. 하지만, 0.010% 초과 함량 레벨은 부가 비용을 과도하게 증가시킨다.
열간 압연된 강판의 화학 조성은 선택적으로 0.040% 미만의 중량 함량 레벨로 니오븀을 포함한다. 0.040% 의 중량 함량 레벨을 초과하면, 오스테나이트의 재결정화가 지연된다. 그러면 조직은 상당한 분율의 기다란 결정립들을 함유하고, 이것은 더이상 타겟 구멍 확장 비 (Ac%) 를 달성할 수 없도록 한다.
또한, 질소의 중량 함량 레벨이 0.002% ~ 0.008% 로 이루어지도록 제공된다. 충분한 양의 질화물과 탄질물을 형성하도록, 질소 함량 레벨은 0.002% 를 초과해야 한다. 질소 함량 레벨은 붕소 질화물의 석출을 회피하기 위해서 0.008% 미만이어야 하고, 이것은 유리 붕소의 양을 감소시킬 것이다.
0.005% ~ 0.050% 로 이루어진 알루미늄의 중량 함량 레벨은 강의 제조 중 강의 탈산을 보장할 수 있다. 알루미늄 함량 레벨은, 온도 (Ac3) 증가를 회피하고 냉각 중 페라이트의 형성을 회피하도록 0.050% 미만, 또는 0.030% 미만이어야 한다.
조성은 선택적으로 황과 인을 포함한다.
황 함량 레벨은 0.005% 미만이어야 한다. 0.005% 의 황 함량 레벨을 초과하면, 연성은 변형성, 특히 구멍 확장 비 (Ac%) 를 감소시키는 MnS 와 같은 과도한 황화물의 존재로 인해 감소된다.
인 함량 레벨은 0.020% 미만이어야 한다. 실제로, 인은 고용체 경화를 부여하지만 특히 결정립계들에서 편석 또는 망간과의 공편석 (co-segregation) 에 대한 적합성으로 인해 스폿 용접성 및 고온 연성을 감소시키는 원소이다.
본 발명에 따른 강판의 미세조직은, 표면 비율로, 60 ~ 95% 의 마텐자이트와 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트를 포함한다.
본 발명과 관련하여, 마텐자이트와 하부 베이나이트의 표면 비율들의 합계가 고려되고, 이 전체 표면 분율은 60 ~ 95% 로 이루어진다.
전술한 대로, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 새로운 마텐자이트, 즉 템퍼링되지 않고 자기 템퍼링되지 않은 마텐자이트가 구별된다.
일 실시형태에 따르면, 마텐자이트는 특히 자기 템퍼링된 마텐자이트에 의해 형성되고, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트의 합계의 표면 비율은 전체 미세조직의 적어도 40% 이고, 최대 95% 이다.
자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트는 미세한 라스들의 형태로 존재하고, 그 라스들에 분산된 탄화물을 포함한다.
특히, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트는 마텐자이트와 베이나이트 라스들의 메시 (α) 의 방향들 <111> 로 배향된 로드들의 형태인 탄화철 (Fe2C, Fe3C) 을 포함한다.
자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트는 강의 사용 특성에 대해 실질적으로 동일한 역할을 가지므로, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트의 비율들은 공동으로 지정된다. 또한, 미세한 라스들의 형태로 존재하는 이 두 가지 성분들은 주사 전자 현미경 관찰시 서로 개별적으로 식별될 수 없다.
40% ~ 95% 로 이루어진 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트의 표면 퍼센트는 강의 성형성, 특히 강의 굽힘성과 강의 절단 에지 성형성에 유리하도록 할 수 있다. 따라서, 적어도 40% 의 자기 템퍼링된 마텐자이트 및 하부 베이나이트의 퍼센트는 양호한 굽힘 각도, 특히 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 의 두께를 가지는 강판들에 대해 적어도 55° 의 굽힘 각도, 및 특히 40% 이상의 양호한 구멍 확장 비 (Ac%) 를 획득하는 것을 가능하게 한다.
미세조직에서 자기 템퍼링된 마텐자이트 및 하부 베이나이트의 퍼센트는 충분한 퍼센트의 저 탄화물 함유 베이나이트를 유지하도록 바람직하게 95% 미만이어서, 적어도 5% 의 파단 연신율을 획득하는 것을 가능하게 한다.
마텐자이트는 전체 미세조직의 4 ~ 20%, 바람직하게 4% ~ 15% 로 이루어진 표면 비율로 부분적으로 새로운 마텐자이트를 추가로 포함할 수도 있다.
새로운 마텐자이트는 탄화물을 포함하지 않는다.
새로운 마텐자이트의 표면 퍼센트는, 특히 강의 취성 저하를 회피하고 양호한 구멍 확장 비를 보장하도록, 20% 미만, 바람직하게 15% 미만이어야 한다.
특히, 띠 형태의 새로운 마텐자이트의 표면 퍼센트는 최소화되어야 한다. 마텐자이트 띠는 기다란 모폴러지 (morphology) 를 가지는 긴 마텐자이트 섬을 지칭한다. 특히, 이러한 띠는 플러스 또는 마이너스 10 도 이내로 강판의 압연 방향에 대응하는 더 긴 길이를 갖는다. 이 기다란 모폴러지는 한편으로는 섬의 최대 길이 (Lmax) 와 최단 길이 (Lmin) 사이 비 및 다른 한편으로는 섬의 최대 크기 (Lmax) 의 값으로 특징짓는다. 주어진 섬은, 그것의 Lmax/Lmin 비가 15 이상일 때 그리고 그것의 최대 길이 (Lmax) 가 30 ㎛ 보다 클 때 기다란 모폴러지를 가져서, 띠를 형성하는 것으로 간주된다.
이 띠들의 형성은 높은 탄소 및 망간 함량 레벨들에 의해 촉진된다.
특히 전체 미세조직의 10% 미만으로, 띠 형태의 새로운 마텐자이트 표면 퍼센트의 최소화는 특히 굽힘 각도의 어떠한 저하도 회피할 수 있도록 한다.
미세조직은 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 즉, 100 제곱 마이크로미터의 표면 단위당 100 개보다 적은 탄화물들을 추가로 포함한다.
저 탄화물 함유 베이나이트는 550 ℃ ~ 450 ℃ 에서 냉각 중 형성된다. 그것의 형성은, 특히, 탄소 또는 망간과 같은 소량의 경화 원소들과 공동으로, 탄화물들의 석출을 지연시키는 경향이 있는 규소의 첨가에 의해 촉진된다.
저 탄화물 함유 베이나이트는 파단 연신율을 증가시키는 것을 가능하게 한다. 특히, 적어도 4% 의 저 탄화물 함유 베이나이트의 표면 비율은 적어도 5% 의 파단 연신율을 획득하는 것을 가능하게 한다. 저 탄화물 함유 베이나이트의 표면 비율은, 40% 이상의 구멍 확장 비와 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 보장하도록 35% 로 제한되어야 한다.
미세조직은 0 ~ 5%, 바람직하게 4 ~ 5% 의 페라이트를 추가로 포함한다. 페라이트의 표면 비율은, 1180 ㎫ 보다 높은 강도 뿐만 아니라 양호한 굽힘성을 보장하도록 5% 이하여야 한다.
미세조직은 섬 형태의 잔류 오스테나이트를 함유할 수도 있어서, 특히 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트의 라스들 사이에 작은 플레이트들을 형성한다. 잔류 오스테나이트의 표면 비율은 5% 미만이다.
바람직하게, 이 잔류 오스테나이트 섬들의 최소 치수는 50 나노미터보다 작다.
또한, 발명자들은 또한 냉간 압연된 강판의 어닐링 중 생성되는, 즉 후속 냉각 전 어닐링 유지 종반에 고온에서 존재하는 오스테나이트 결정립들의 크기를 제어하는 중요성을 보여주었다. 이 오스테나이트 결정립들은 냉각시 추후 동소 변태 중 다른 성분들에 의해 대체되므로, 이 오스테나이트 결정립들은 "이전 오스테나이트 결정립들" 로서 자격을 갖는다. 설명되는 바와 같이, 그렇지만 이들 이전 오스테나이트 결정립들의 크기는 최종 제품에서 다른 방법들을 통하여 나타날 수도 있다. 본 발명에 따르면, 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 이전 오스테나이트 결정립들의 분율은 이런 이전 오스테나이트 결정립들의 전체 포퓰레이션의 10% 미만을 나타낸다.
1 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 이전 오스테나이트 결정립들의 분율은 예를 들어 에칭 속도가 이전 입계들에서 임의의 국부적 편석들에 의존하는 알맞은 시약, 예를 들어 Bechet-Beaujard 시약을 사용해 결정된다. 이를 위해, 최종 상태에서, 즉, 본 발명에 따른 제조 방법의 종반에 강 샘플은 알맞은 시약, 특히 적어도 0.5% 의 첨가된 알킬 술폰산 나트륨과 피크르산으로 포화된 수용액으로 구성된 시약을 사용해 수 분 ~ 1 시간의 시간 동안 에칭된다.
이 에칭의 종반에, 샘플의 현미경 검사는 이전 오스테나이트 결정립들의 경계들을 보고, 이런 이전 오스테나이트 결정립들의 크기 히스토그램을 생성하고, 특히 1 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 이전 오스테나이트 결정립들의 분율을 결정할 수 있도록 한다.
대안적으로, 이전 오스테나이트 결정립들의 크기는, 입간 페라이트 성장 시작 (germination) 을 유발한 후, 급냉에 의해 이를 중단하도록 초기 냉각 조건들을 채택함으로써, 어닐링 후 냉각 중 중단된 급냉을 이용해 결정될 수 있다
발명자들은, 이런 이전 오스테나이트 결정립들의 크기가 어닐링 후 냉각 중 상 변태 역학에 영향을 미치는 것을 보여주었다. 특히, 1 마이크로미터보다 작은, 작은 오스테나이트 결정립들은 온도 (Ms) 값을 낮추어서 새로운 마텐자이트의 형성을 증가시키는데 기여한다.
반대로, 큰 오스테나이트 결정립들의 존재는 저 탄화물 함유 베이나이트의 형성을 감소시킨다.
따라서, 오스테나이트 결정립들의 전체 포퓰레이션의 10% 미만을 구성하는, 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 이전 오스테나이트 결정립들의 분율은 특히 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 및 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 로 이루어진 두께를 가지는 강판들에 대한 적어도 55° 의 굽힘 각도를 획득하는데 기여한다.
이런 미세조직 특징은, 예를 들어, EBSD (" 전자 후방산란 회절") 검출자에 결합된 1200x 초과의 배율을 갖는 필드 효과 배럴 ("SEM-FEB" 기술) 을 사용하는 주사 전자 현미경에 의해 미세조직을 관찰함으로써 결정된다. 라스들 및 결정립들의 모폴러지들은, 다음에, 자체 공지된 프로그램들, 예를 들어 Aphelion® 프로그램을 사용한 이미지 분석에 의해 결정된다.
본 발명에 따른 냉간 압연 및 어닐링된 강판은 코팅되지 않고 베어 (bare) 상태로 제조될 수도 있지만, 또한 코팅될 수도 있다. 예를 들어, 이러한 코팅은 아연 또는 아연 합금, 특히 7 ~ 12% 의 철을 포함하는 갈바닐 코팅에 의해 형성될 수도 있다.
특히, 이러한 강판은, 특히 일반적인 방법들에 따라 디핑함으로써, 금속 코팅의 성막에 적절하다.
특히, 강의 조성 및 인장 특징은 연속 딥 코팅을 이용한 아연 코팅 방법들의 제약 및 열 사이클들과 상용가능하다.
사용되는 코팅 방법은 타겟 용도에 의존한다. 특히, 코팅은 JVD (제트 기상 증착) 와 같은 진공 증착 방법을 사용해 디핑함으로써, 또는 양이온 전착에 의해 획득될 수도 있다.
발명자들은, 본 발명에 따른 강판이, 임의의 스킨 패스 작동 전, 800 ~ 970 ㎫ 의 항복 강도, 적어도 5% 의, 특히 8% 초과의 파단 연신율, 및 30% 이상, 특히 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 와 함께, 1180 ~ 1320 ㎫ 의 인장 강도를 가지고 있음을 보여주었다.
특히, 1320 ㎫ 미만의 인장 강도를 유지하면서 800 ~ 970 ㎫ 의 항복 강도가 획득된다. 또한, 이러한 강판은 높은 굽힘 각도를 가지고 있다. 특히, 강판이 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 의 두께를 가질 때, 굽힘 각도는 적어도 55° 이다.
본 발명에 따른 압연 판의 제조 방법의 구현예는 다음과 같은 연속 단계들을 포함한다.
본 발명에 따른 조성을 가지는 강이 제공되고, 그 강으로부터 반제품 강이 주조된다. 이 주조는 잉곳들로 또는 약 200 ㎜ 의 두께를 가지는 슬래브들의 형태로 연속적으로 수행될 수도 있다.
먼저, 주조된 반제품 강들은 강을 균질화시켜 석출물들을 완전히 용해시키도록 1250 ℃ 보다 높은 온도 (TR) 로 된다.
그 후, 반제품 강은, 강의 조직이 완전히 오스테나이트인 온도 범위에서, 즉, 냉각시 오스테나이트의 변태 개시 온도 (Ar3) 보다 높은 온도 (TFL) 에서 열간 압연된다. 온도 (TFL) 가 온도 (Ar3) 보다 낮다면, 페라이트 결정립들은 압연에 의해 변형 경화되고 연성이 감소된다. 바람직하게, 875 ℃ 보다 높은 압연 종료 온도가 선택될 것이다.
열간 압연된 강판은 페라이트 및 펄라이트 형성을 회피하기에 충분한 속도로, 특히 30 ℃/s 보다 높은 속도로 냉각되고, 그 후 열간 압연된 강판은 500 ℃ ~ 580 ℃ 의 온도 (TBob) 에서 코일링된다. 코일링 온도는 코일링 중 산화를 회피하도록 580 ℃ 미만이어야 한다. 지나치게 낮은 코일링 온도, 즉, 500 ℃ 미만의 온도는 강의 경도 증가를 유발하고, 이것은 추후 냉간 압연 중 필요한 힘을 증가시킨다. 코일링 온도 범위는 또한 펄라이트 형성을 회피할 수 있도록 한다.
그 후, 변형량을 도입하여서 추후 재결정화를 허용하도록 예를 들어 40% ~ 70% 의 압하율로 냉간 압연이 수행된다.
냉간 압연된 강판은, 그 후, 바람직하게 연속 어닐링 설비 내에서, 600° ~ 온도 (Ac1; 가열시 오스테나이트로 동소 변태 개시 온도) 에서 1 ℃/s ~ 20 ℃/s 로 이루어진 평균 가열 속도 (VC) 로 가열된다.
온도 (Ac1) 는 팽창계에 의해 측정되거나, H.P. Hougardy, Werkstoffkunde Stahl Band 1, 198 ~ 231, Verlag Stahleisen, Dusseldorf, 1984 의 "Darstellung der Umwandlungen fur technische Anwendungen und Moglichkeiten ihrer Beeinflussung" 에서 발표된 다음 식을 사용해 평가될 수 있다:
Ac1 = 739-22*C-7*Mn+2*Si+14*Cr+13*Mo-13*Ni
이 식에서, 온도 (Ac1) 는 섭씨 온도로 표현되고, C, Mn, Si Cr, Mo 및 Ni 는 조성에서 C, Mn, Si, Cr, Mo 및 Ni 의 중량 퍼센트들을 각각 지정한다.
600 ℃ ~ Ac1 에서 강을 가열하는 동안, 재결정화 개시가 발생하고 강에서 TiNbCN 의 석출물들이 형성되고, 이것은 Ac1 로부터 형성된 오스테나이트 결정립들의 크기 분포를 제어할 수 있도록 한다.
놀랍게도, 발명자들은, 600 ℃ ~ Ac1 사이 평균 가열 속도 (VC), 따라서 재결정화 개시와 상 변태 개시 사이 시간에 대응하는 600 ℃ ~ Ac1 사이 가열 시간을 제어하는 것은 특히 어닐링 온도 (Tm) 에서 후속 유지 단계 중, 추후 상 변태 역학에 결정적이라는 것을 보여주었다. 따라서, 발명자들은, 예상치 못하게, 1 ℃/s ~ 20 ℃/s 로 이루어진 600 ℃ ~ Ac1 사이 평균 가열 속도 (VC) 의 선택은, 제조 방법의 종반에, 표면 비율로 60 ~ 95% 의 마텐자이트와 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트로 구성된 미세조직을 가지는 강을 획득할 수 있도록 한다는 것을 보여주었다.
특히, 1 ℃/s 미만의 평균 가열 속도 (VC) 는 600 ℃ ~ Ac1 사이에서 지나치게 긴 가열 시간, 따라서 과도한 페라이트 형성 및 너무 낮은 기계적 강도를 유발할 것이다.
반면에, 20 ℃/s 보다 높은 평균 가열 속도 (VC) 는 600 ℃ ~ Ac1 사이에서 지나치게 짧은 가열 시간, 및 600 ℃ ~ Ac1 에서 가열 중 페라이트 결정립들의 불충분한 성장을 유발할 것이다.
그렇지만, 발명자들은, 600 ℃ ~ Ac1 에서 가열 종반에 획득된 페라이트 결정립들의 크기가 오스테나이트화의 종반에 오스테나이트 결정립들의 크기에 영향을 미치는 것을 보여주었다. 페라이트 결정립들의 불충분한 성장은 실제로 지나치게 낮은 분율의 작은 오스테나이트 결정립들의 형성, 따라서 온도 (MS) 값의 저하로 인해 40% 보다 낮은, 즉 어닐링의 종반에 자기 템퍼링된 마텐자이트의 불충분한 형성을 유발한다.
다음에, 냉간 압연된 강판은 온도 (Ac1) 로부터 Ac3'-10 ℃ ~ Ac3'+30 ℃ 로 이루어진 어닐링 온도 (TM) 까지 가열되고, 냉간 압연된 강판은 50 ~ 150 초의 시간 (Dm) 동안 온도 (TM) 로 유지된다.
전술한 대로, 온도 (Ac3') 는 플래토에서 유지 시간에 의존한다. 1 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 오스테나이트 결정립들의 분율이 오스테나이트 결정립들의 전체 포퓰레이션의 10% 미만을 나타내도록 시간 (Dm) 이 선택된다. 특히, 유지 시간 (Dm) 은 충분히 큰 오스테나이트 결정립들을 형성하기에 충분히 길어야 한다. 바람직하게, 3 미크론보다 큰, 이상적으로 5 ~ 10 미크론으로 이루어진 평균 결정입도가 선택될 것이다.
또한, 50 초보다 짧은 유지 시간 (Dm) 은 방법 종반에 지나치게 높은 비율의 페라이트의 형성을 이끌 것이다.
오스테나이트 결정립들의 크기는 어닐링 후 냉각 중 상 변태 역학에 영향을 미친다. 특히, 마이크로미터보다 작은, 작은 오스테나이트 결정립들은 온도 (Ms) 값을 낮추어서 자기 템퍼링된 마텐자이트의 형성을 감소시키는데 기여한다.
Ac1 ~ TM 에서 냉간 압연된 강판의 가열 및 50 ~ 100 초의 시간 (Dm) 동안 온도 (TM) 에서 냉간 압연된 강판의 유지가 뒤따르는, 600 ℃ ~ 온도 (Ac1) 에서 1 ℃/s ~ 20 ℃/s 의 평균 가열 속도 (VC) 로 냉간 압연된 판의 가열은, 따라서, 형성된 오스테나이트 결정립들의 크기를 제어할 수 있도록 하고, 보다 특히 1 마이크로미터보다 작은 크기를 가지는 이 결정립들의 분율을 제어할 수 있도록 한다.
이 가열 파라미터들은 어닐링 종반에 본 발명에 따른 미세조직을 획득할 수 있도록 하여서, 원하는 기계적 특징을 획득하는데 기여한다.
그 다음, 강판은 10 ~ 100 ℃/s 의 속도 (VR) 로 460 ℃ ~ 490 ℃ 의 온도 (Te) 까지 냉각된다. 냉각 속도 (VR) 는 5% 미만의 페라이트를 형성하고 너무 많은 저 탄화물 함유 베이나이트를 형성하지 않도록 10 ℃/s 보다 높아야 한다.
이런 냉각은 온도 (TM) 로부터 하나 이상의 단계들로 수행될 수도 있고 후자의 경우에는 다른 냉각 모드들, 예로 냉수 또는 비등수 욕, 워터 제트 또는 가스 제트를 포함할 수도 있다.
강판은 그 후 5 ~ 150 초의 시간 (De) 동안 온도 (Te) 로 유지된다.
베이나이트로 오스테나이트의 부분 변태는 이 스테이지에서 일어난다. Te 에서 유지는 베이나이트의 표면 비율을 제한하여서 충분한 비율의 마텐자이트를 획득하도록 150 초보다 짧아야 한다.
다음 방법 단계들은 연속 아연 도금 강판, 특히 갈바닐 강판을 제조하는지 또는 비코팅 강판을 제조하는지에 따라 다르다.
연속 아연 도금 강판의 제조에 대응하는 제 1 실시형태에 따르면, 강판은 수 초 동안 450 ℃ ~ 480 ℃ 의 온도 (TZn) 로 아연 또는 아연 합금 욕에 침지되는 연속 통과에 의해 코팅된다. 온도 (Te, TZn) 는, 0≤ (Te-TZn) ≤10 ℃ 이도록 되어 있다.
다음에, 높은 분율의 남아있는 오스테나이트를 새로운 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트로 변태함으로써 아연 도금 제품은 주위 온도로 냉각된다. 이런 식으로, 표면 비율로, 60 ~ 95% 의 마텐자이트와 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트를 함유하는 냉간 압연, 어닐링 및 아연 도금된 강판이 획득된다.
냉간 압연, 어닐링 및 "갈바닐" 된 (아연 도금-합금화된) 강판을 제조하고자 한다면, 아연 도금 제품은 10 ~ 40 초의 시간 (tG) 동안 490 ~ 550 ℃ 의 온도 (TG) 로 아연 또는 아연 합금 욕을 이탈할 때 즉시 가열된다. 따라서, 침지 중 성막된 아연 또는 아연 합금의 미세층과 철의 상호 확산을 유발하여, 이것은 갈바닐된 강판을 획득할 수 있도록 한다.
다음에, 높은 분율의 남아있는 오스테나이트를 새로운 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트로 변태하면서, 갈바닐 강판은 주위 온도로 냉각된다. 이런 식으로, 표면 비율로, 60 ~ 95% 의 마텐자이트 및 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트를 함유한 냉간 압연, 어닐링 및 갈바닐된 강판이 획득된다.
비코팅된 강판의 제조에 대응하는 제 2 실시형태에 따르면, 표면 비율로, 60 ~ 95% 의 마텐자이트와 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트를 함유한 냉간 압연 및 어닐링된 비코팅된 강판을 획득하기 위해서 강판의 냉각은 온도 (Te) 로부터 주위 온도로 수행된다.
진공-코팅된 강판의 제조에 대응하는 제 3 실시형태에 따르면, 제 2 실시형태에서처럼, 온도 (Te) 로부터 주위 온도로 강판의 냉각으로 진행한 후, 예를 들어 물리 기상 증착 (PVD) 또는 제트 기상 증착 (JVD) 유형의 방법에 의해 아연 또는 아연 합금 코팅의 진공 증착을 수행한다. 표면 비율로, 60 ~ 95% 의 마텐자이트와 하부 베이나이트, 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트, 0 ~ 5% 의 페라이트, 및 섬 형태의 5% 미만의 잔류 오스테나이트를 함유한 냉간 압연되고 어닐링되어 코팅된 강판이 획득된다.
발명자들은, 상기 방법의 구현이, 800 ~ 970 ㎫ 의 항복 강도 (임의의 스킨 패스 작동 전), 적어도 5%, 또는 심지어 8% 의 파단 연신율과 함께, 1180 ~ 1320 ㎫ 의 인장 강도를 가지는 강판을 획득할 수 있도록 하고, 그것의 구멍 확장 비 (Ac%) 는 30% 이상, 심지어 40% 이상인 것을 보여주었다.
또한, 상기 방법의 구현은, 강판이 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 의 두께를 가질 때 적어도 55°의 굽힘 각도를 강판에 제공할 수 있도록 한다.
또한, 획득된 강판은, 스폿 저항에 의한 용접과 같은 일반적인 조립 방법들을 사용해 양호한 용접성을 가지게 된다.
비제한적인 일 실시예로서, 다음과 같은 결과들은 본 발명에 의해 부여되는 유리한 특징을 보여준다.
반제품 강들이 제공되었고 그것의 조성은, 중량 함량 (%) 으로 표현하여, 하기 표 1 에 제공된다.
본 발명에 따른 강판들을 제조하는데 사용된 강들 (I1 ~ I4) 이외에, 참고 강판들의 제조에 사용되는 강들 (R1 ~ R9) 의 조성이 비교예로서 나타나 있다.
밑줄친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.
온도 (Ac3) 는 Thermo-Calc® 프로그램, 마텐자이트 변태 개시 온도 (Ms) 및 상기 조성들 각각에 대응하는 탄소 당량 (Ceq) 을 사용해 계산되었다. 이 값들은 하기 표 2 에 제공된다.
특히, 온도 (Ms) 는, 1965 년 철강 협회 저널, 7 부, 203 의 "Empirical Formulae for the Calculation of Some Transformation Temperatures" 에서 K.W. Andrews 에 의해 발표된 다음 식으로부터 결정되었고, 원소들의 함량 레벨들은 중량 퍼센트로 표현된다:
Ms ( ℃)= 539-423 C-30.4 Mn-17.7 Ni-12.1 Cr-11 Si-7 Mo.
탄소 당량 (Ceq) 은 전술한 Nishi 식으로부터 결정되었다.
밑줄친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.
상기 조성들에 대응하는 주조된 반제품 강들은 1250 ℃ 보다 높은 온도 (Treheat) 로 재가열된 후, 열간 압연되고, 압연 종료 온도는 850 ℃ 이고, 따라서 이 강들 전부에 대해 Ar3 보다 높다.
그 후, 열간 압연된 강판들은 페라이트와 펄라이트의 형성을 회피하면서 냉각된 후, 545 ℃ 의 온도에서 코일링되었다.
강판들은 그 다음 1.4 ㎜ 의 두께로 냉간 압연되었다.
다음에, 강판들은 재가열 속도 (VC) 로 600 ℃ ~ Ac1 로 재가열되었고, Ac1 은 가열시 오스테나이트 변태 개시 온도를 지정하며, 그 후 온도 (Tm) 로 재가열되고 시간 (Dm) 동안 온도 (Tm) 로 유지되었다.
제 1 세트의 테스트들에 따르면, 강판들은 온도 (Te) 까지 속도 (VR) 로 냉각된 후, 시간 (De) 동안 온도 (Te) 로 유지되었다.
이 테스트들은 표 3 에 나타낸 5 가지 다른 처리 조건들 (a 내지 e) 에 따라 수행되었다.
제 6 테스트 (표 3 에서 f) 에 따르면, 강판들은, Tm 과 주위 온도 사이 중간 온도로 유지되지 않고, 온도 (Tm) 로부터 주위 온도까지, 냉각 속도 (VR) 로 냉각되었다. 표 3 에서, NA 는 해당 없음을 의미한다. 실제로, 처리 f 에 따르면, 온도 (Te) 로 유지되지 않고 유지 시간 (De) 은 따라서 관련없다.
그러므로, 제조된 강판들은 비코팅된 강판들이다.
밑줄친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.
인장 강도 테스트들을 이용할 때, 다른 제조 모드들에 의해 획득된 강판들에 대해 항복 강도 (Ys), 인장 강도 (TS), 및 총 연신율 (A) 이 결정되었다. 파단 전 최대 각도를 결정함으로써 이 강판들의 굽힘성이 또한 결정되었다.
강판의 파단 전 최대 각도는 상기 판을 굽히기 위해서 강판들에 펀치를 적용함으로써 결정된다. 굽힘을 수행하는데 적용되는 힘은 강판이 파단될 때까지 증가한다. 따라서, 굽힘 중 인가된 힘의 측정은 강판의 파단 개시를 검출하고 파단이 발생할 때 굽힘 각도를 측정할 수 있도록 한다.
구멍 확장 비 (Ac%) 는, 또한, 상기 구멍의 에지들에서 확장을 발생시키도록 원뿔대 형상의 공구를 사용해 강판을 절단하여 구멍을 만들어줌으로써 각각의 강판에서 결정되었다. 표준 ISO 16630:2009 에서 설명한 대로, 구멍의 초기 직경 (Di) 은 프레싱 전 측정되었고, 그 후, 프레싱 후 구멍의 최종 직경 (Df) 은, 구멍의 에지들에서 강판의 두께를 관통하여 진행하는 균열이 관찰될 때, 측정되었다. 구멍 확장 능력 (Ac%) 은 다음 식에 따라 결정되었다: 
강들의 미세조직이 또한 결정되었다. 마텐자이트 (자기 템퍼링된 마텐자이트와 새로운 마텐자이트 포함) 와 하부 베이나이트 (공동), 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트 (공동), 및 저 탄화물 함유 베이나이트의 표면 비율들은 아황산수소나트륨으로 에칭 후 정량화되었다. 새로운 마텐자이트의 표면 비율은 NAOH-NaNO3 시약에 의해 에칭 후 정량화되었다.
페라이트의 표면 비율은, 또한, 페라이트 상이 식별되는 광학 및 주사 전자 현미경 관찰에 의해 결정되었다.
강판들의 미세조직들은 하기 표 4 에 제공되었다.
밑줄친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.
강판들의 기계적 특성은 하기 표 5 에 제공되었다.
이 표에서, n.d. 는 특성 값들이 결정되지 않았음을 의미한다.
이 결과 분석은, 강들의 조성들, 강들의 미세조직 및 기계적 특성 사이 관계를 보여준다.
강판들 (I1-b, I2-b, I3-b, I4-b, I5-b) 은 본 발명에 따른 조성 및 미세조직을 가지고 있다. 그 후, 이 강판들은 타겟 값들을 충족하는 인장 강도, 항복 강도, 연신율, 굽힘 각도 및 구멍 확장 비를 갖는다.
도 1 및 도 2 는 강판 (I4-b) 의 미세조직을 도시한다. 도 1 은 아황산수소나트륨에 의한 강판의 에칭으로부터 기인한 것이고, 도 2 는 NAOH-NaNO3 에 의한 강판의 에칭으로부터 기인한 것이다. 도 1 은 저 탄화물 함유 베이나이트 (BFC) 뿐만 아니라 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트 (M+Bl) 를 보여준다. 도 2 는 더 어두운 구역들의 형태인 새로운 마텐자이트 (MF) 를 보여준다.
실시예 R1-b 에 따른 강판은 지나치게 높은 Cr 함량 레벨 및 지나치게 높은 B 함량 레벨을 보여서, 강판의 인장 강도 (TS) 가 너무 높다. 따라서, 만족스러운 항복 강도 (YS) 를 획득할지라도, 이 항복 강도는 지나치게 높은 인장 강도 (TS) 와 함께 획득된다.
R2-b 및 R3-b 에 따른 강판들은 지나치게 낮은 C 함량 레벨을 가지고, 따라서 만족스러운 인장 강도를 가지지 않는다.
특히, 실시예 R2-b 에 따른 강판은, 비교적 낮은 인장 강도 획득을 유발하는, 강판을 구성하는 강의 낮은 C 함량 레벨로 인해, 높은 저 탄화물 함유 베이나이트 분율을 포함한다.
또한, 낮은 C 함량 레벨은 온도 (Ac3), 및 따라서 온도 (Ac3') 증가를 유발한다.
제조 조건 (C) 에 따른 실시예 R3 에 대해, 따라서, 지나치게 많은 수의 작은 오스테나이트 결정립들이 형성되고, 이것은 어닐링 종반에 지나치게 낮은 표면 비율의 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트, 지나치게 높은 비율의 새로운 마텐자이트, 및 지나치게 높은 표면 비율의 저 탄화물 함유 베이나이트의 형성을 유발한다.
이것은 불충분한 강도 (TS) 와 항복 강도 (YS), 및 원하는 최소 비보다 작은 구멍 확장 비를 획득하도록 한다.
실시예 R4-b 에 따른 강판은 지나치게 높은 C 및 Mn 함량 레벨들, 지나치게 낮은 Cr 및 Si 함량 레벨들, 지나치게 높은 Nb 함량 레벨 및 지나치게 낮은 B 함량 레벨을 가지고, 이것은 너무 작은 굽힘 각도를 획득하도록 한다.
특히, 실시예 R4-b 에서 Mn 과 C 의 높은 함량 레벨들은 띠 형태인 새로운 마텐자이트의 과도한 형성을 이끌고, 이것은 굽힘 각도 저하를 유발한다. 또한, 탄소와 망간의 높은 함량 레벨들로 인해, 강의 용접성이 저하된다. 특히, 전술한 Nishi 식으로부터 결정된 탄소 당량 (Ceq) 은 0.34% 이므로, 0.30% 의 원하는 최대값보다 더 크다.
실시예 R5 는 지나치게 낮은 Mn 함량 레벨을 보이고, 이것은, 높은 Si 함량 레벨 (0.507%) 과 조합될 때, 처리 b 및 처리 c 에 따라 저 탄화물 함유 베이나이트의 과도한 형성을 이끈다.
따라서, 실시예 R5-b 및 실시예 R5-c 는 불충분한 인장 강도와 항복 강도를 갖는다.
또한, 지나치게 낮은 Mn 함량 레벨은 고온 Ac3 = 820 ℃ 를 유발한다. 제조 조건 c 에 따르면, Ac3=840 ℃ 는 따라서 높은 값을 가져서, 온도 Tm = 820 ℃ 는 Ac3'- 10 ℃ 보다 낮다. 결과적으로, 최적화는 불완전하고, 지나치게 높은 표면 비율의 페라이트가 강에 남아있고, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트가 너무 적다.
그 결과, 인장 강도 (TS) 와 항복 강도 (YS) 는 구멍 확장 비 (Ac%) 처럼 불충분하다.
마찬가지로, 실시예 R6 도 지나치게 낮은 Mn 함량 레벨을 보이고, 이것은, 높은 Si 함량 레벨 (0.511%) 과 조합될 때, 저 탄화물 함유 베이나이트의 과도한 형성을 유발한다.
또한, 지나치게 낮은 Mn 함량 레벨은 고온 Ac3 = 820 ℃ 를 유발하여서, 루트 c 에 따르면, 온도 Tm = 820 ℃ 는 Ac3'-10 ℃ = 830 ℃ 미만이다.
결과적으로, 최적화는 불완전하고, 지나치게 높은 표면 비율의 페라이트가 강에 남아있을 뿐만 아니라, 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트가 너무 적다. 항복 강도와 구멍 확장 비는 그 결과 저하된다. 그렇지만, 높은 Mo 함량 레벨은 높은 인장 강도 (TS) 를 유지할 수 있도록 한다.
실시예 R7 은 지나치게 높은 Mo 함량 레벨을 갖는다. 실시예 R7 의 낮은 Nb 함량 레벨로 인해, 이런 높은 Mo 함량 레벨은 이전 오스테나이트 결정립들의 크기를 감소시키고, 따라서, 온도 (MS) 값의 감소로 인해, 어닐링 종반에 마텐자이트와 하부 베이나이트, 특히 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트의 불충분한 형성 및 새로운 마텐자이트의 과도한 형성을 이끈다.
실시예 R7 에 대해, 이것은 불충분한 항복 강도를 유발한다. 그렇지만, 높은 Mo 함량 레벨은 높은 인장 강도 (TS) 를 유지하는 것을 가능하게 한다.
강 (R8) 의 조성은 또한 지나치게 높은 Mo 함량 레벨을 갖는다.
실시예 R9 는 지나치게 높은 Si 함량 레벨을 보이고, 이것은 저 탄화물 함유 베이나이트의 과도한 형성과 마텐자이트 및 하부 베이나이트의 불충분한 형성을 유발하고, 이것은 불충분한 항복 강도를 획득하도록 한다. 실시예 I1-d 에 대해, 가열 속도 (Vc) 와 유지 시간 (Dm) 이 너무 낮다. 따라서, 온도 (Tm) 는 Ac3'-10 미만이다. 결과적으로, 최적화는 불완전하고, 페라이트 결정립들의 과도한 성장이 관찰된다. 따라서, 과도한 표면 비율의 페라이트, 불충분한 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트, 및 불충분한 저 탄화물 함유 베이나이트가 강에 남아있다. 인장 강도와 항복 강도는 따라서 불충분하다.
실시예 I1-e 에 대해, 가열 속도 (Vc) 가 너무 낮다. 따라서, 과도한 페라이트 결정립 성장이 관찰된다. 과도한 표면 비율의 페라이트, 불충분한 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트, 및 불충분한 저 탄화물 함유 베이나이트가 따라서 강에 남아있다. 따라서, 인장 강도와 항복 강도는 불충분하다.
실시예 I4-f 에 대해, 냉각 속도 (VR) 가 너무 높다. 따라서, 너무 많은 마텐자이트와 하부 베이나이트, 및 충분하지 않은 저 탄화물 함유 베이나이트와 새로운 마텐자이트가 형성된다.
따라서, 인장 강도와 항복 강도는 타겟 강도를 훨씬 넘어선다.
Claims (21)
- 냉간 압연 및 어닐링된 강판으로서,
상기 강판의 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성되고, 상기 강판은 미세조직을 갖고, 상기 미세조직은, 면적 비율로,
- 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트로서, 상기 마텐자이트는 새로운 (fresh) 마텐자이트 및/또는 자기 템퍼링된 마텐자이트를 포함하고, 상기 미세조직은, 면적 비율로, 40 ~ 95% 의 자기 템퍼링된 마텐자이트와 하부 베이나이트를 포함하고, 마텐자이트 및 하부 베이나이트의 면적 비율들의 합계는 60 ~ 95% 이고, 면적 비율로, 새로운 마텐자이트는 20 % 미만인, 상기 마텐자이트 및/또는 하부 베이나이트,
- 100 제곱 마이크로미터의 표면 단위당 100 개 미만의 탄화물들을 함유하는 4 ~ 35% 의 저 탄화물 함유 베이나이트,
- 0 ~ 5% 의 페라이트, 및
- 5% 미만의 섬 (island) 형태의 잔류 오스테나이트
로 이루어지는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 미세조직은, 면적 비율로, 4% 이상 20% 미만의 새로운 마텐자이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 미세조직은, 면적 비율로, 4% ~ 15% 의 새로운 마텐자이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 자기 템퍼링된 마텐자이트 및 상기 하부 베이나이트는 마텐자이트 라스 (lath) 및 베이나이트 라스의 방향들 <111> 로 배향된 로드형 탄화물들을 함유하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 미세조직은, 면적 비율로, 4 ~ 5% 의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
잔류 오스테나이트 섬들의 최소 치수는 50 나노미터보다 작은 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
1 마이크로미터 미만의 크기를 가지는 어닐링하여 생성된 이전 오스테나이트 결정립들 (grains) 의 분율은 상기 이전 오스테나이트 결정립들의 총 포퓰레이션 (population) 의 10% 미만을 나타내는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 강판은 1180 ㎫ ~ 1320 ㎫ 의 인장 강도, 및 40% 이상의 구멍 확장 비 (Ac%) 를 가지는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 강판은 0.7 ㎜ ~ 1.5 ㎜ 의 두께를 가지고, 상기 강판은 55° 이상의 굽힘 각도를 가지는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
2.5 ≤ Mn ≤ 2.8%
를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.30 ≤ Si ≤ 0.5%
를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 화학 조성은, 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.005 ≤ Al ≤ 0.030%
를 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 강판은 연속 딥 (dip) 코팅을 통하여 획득되는 아연 또는 아연 합금 코팅을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 13 항에 있어서,
상기 아연 또는 아연 합금 코팅은 갈바닐링된 (galvannealed) 코팅이고, 상기 아연 또는 아연 합금 코팅은 7 ~ 12% 의 철을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 강판은 진공 증착을 통하여 획득된 아연 또는 아연 합금 코팅을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판. - 제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 따른 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
상기 방법은 다음 연속 단계들:
- 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하는 화학 조성을 가지고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성된 반제품 강을 제공하는 단계, 그 후
- 상기 반제품 강을 1250 ℃ 이상의 온도 (Treheat) 로 가열하는 단계, 그 후
- 열간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계로서, 압연 종료 온도는 냉각시 오스테나이트의 변태 개시 온도 (Ar3) 보다 높은, 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계, 그 후
- 페라이트 및 펄라이트의 형성을 회피하기 위해 30 ℃/s 보다 높은 속도로 상기 열간 압연된 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 580 ℃ 미만의 온도에서 상기 열간 압연된 강판을 코일링하는 단계, 그 후
- 냉간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 열간 압연된 강판을 냉간 압연하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 600 ℃ ~ Ac1 에서 1 ~ 20 ℃/s 의 가열 속도 (VR) 로 재가열하는 단계로서, Ac1 은 가열시 오스테나이트 변태 개시 온도를 지정하는, 상기 재가열하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 Ac3'-10 ℃ ~ Ac3'+30 ℃ 의 온도 (Tm) 로 재가열하고, 50 ~ 150 초의 시간 (Dm) 동안 상기 온도 (Tm) 에서 상기 냉간 압연된 강판을 유지하는 단계로서, Ac3'=Min{Ac3+1200/Dm; 1000 ℃} 이고, 여기에서 Ac3 및 Ac3' 는 섭씨 온도로 표현되고 Dm 은 초로 표현되고, Ac3 은 그 온도 (Ac3) 에서의 유지 시간과 독립적으로 결정된 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하고 유지하는 단계, 그 후
- 460 ℃ ~ 490 ℃ 의 온도 (Te) 까지 10 ~ 100 ℃/s 의 속도로 상기 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 5 ~ 150 초의 시간 동안 상기 온도 (Te) 에서 상기 강판을 유지하는 단계, 그 후
- 450 ℃ ~ 480 ℃ 의 온도 (TZn) 에서 아연 또는 아연 합금 욕에 연속 디핑함으로써 상기 강판을 코팅하는 단계로서, 상기 온도들 (Te, TZn) 은 0≤ (Te-TZn) ≤10 ℃ 이도록 되어 있는, 상기 강판을 코팅하는 단계
를 포함하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법. - 제 16 항에 있어서,
코팅된 상기 강판을 10 초 ~ 40 초의 시간 (tG) 동안 490 ℃ ~ 550 ℃ 의 온도까지 가열하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법. - 제 1 항 내지 제 12 항 및 제 15 항 중 어느 한 항에 따른 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
상기 방법은 다음 연속 단계들:
- 중량 퍼센트로 함량을 표현했을 때:
0.10 ≤ C ≤ 0.13%
2.4 ≤ Mn ≤ 2.8%
0.30 ≤ Si ≤ 0.55%
0.30 ≤ Cr ≤ 0.56%
0.020 ≤ Ti ≤ 0.050%
0.0020 ≤ B ≤ 0.0040%
0.005 ≤ Al ≤ 0.050%
Mo ≤ 0.010%
Nb ≤ 0.040%
0.002 ≤ N ≤ 0.008%
S ≤ 0.005%
P ≤ 0.020%
를 포함하는 화학 조성을 가지고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피한 불순물로 구성된 반제품 강을 제공하는 단계, 그 후
- 상기 반제품 강을 1250 ℃ 이상의 온도 (Treheat) 로 가열하는 단계, 그 후
- 열간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계로서, 압연 종료 온도는 Ar3 보다 높은, 상기 반제품 강을 열간 압연하는 단계, 그 후
- 페라이트 및 펄라이트의 형성을 회피하기 위해 30 ℃/s 보다 높은 속도로 상기 열간 압연된 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 580 ℃ 미만의 온도에서 상기 열간 압연된 강판을 코일링하는 단계, 그 후
- 냉간 압연된 강판을 획득하기 위해서 상기 열간 압연된 강판을 냉간 압연하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 600 ℃ ~ Ac1 에서 1 ~ 20 ℃/s 의 가열 속도 (VR) 로 재가열하는 단계로서, Ac1 은 가열시 오스테나이트 변태 개시 온도를 지정하는, 상기 재가열하는 단계, 그 후
- 상기 냉간 압연된 강판을 Ac3'-10 ℃ ~ Ac3'+30 ℃ 의 온도 (Tm) 로 재가열하고, 50 ~ 150 초의 시간 (Dm) 동안 상기 온도 (Tm) 에서 상기 냉간 압연된 강판을 유지하는 단계로서, Ac3'=Min{Ac3+1200/Dm; 1000 ℃} 이고, 여기에서 Ac3 및 Ac3' 는 섭씨 온도로 표현되고 Dm 은 초로 표현되고, Ac3 은 그 온도 (Ac3) 에서의 유지 시간과 독립적으로 결정된 가열시 오스테나이트 변태 종료 온도를 지정하는, 상기 냉간 압연된 강판을 재가열하고 유지하는 단계, 그 후
- 460 ℃ ~ 490 ℃ 의 온도 (Te) 까지 10 ~ 100 ℃/s 의 속도로 상기 강판을 냉각하는 단계, 그 후
- 5 ~ 150 초의 시간 동안 상기 온도 (Te) 에서 상기 강판을 유지하는 단계, 그 후
- 상기 강판을 주위 온도로 냉각하는 단계
를 포함하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법. - 제 18 항에 있어서,
아연 또는 아연 합금 코팅은, 주위 온도로의 상기 냉각하는 단계 후에 진공 증착에 의해 수행되는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법. - 제 19 항에 있어서,
상기 진공 증착은 물리 기상 증착 (PVD) 에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법. - 제 19 항에 있어서,
상기 진공 증착은 제트 기상 증착 (JVD) 에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는, 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제조하기 위한 방법.
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