KR102473782B1 - 우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법 - Google Patents

우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102473782B1
KR102473782B1 KR1020197007374A KR20197007374A KR102473782B1 KR 102473782 B1 KR102473782 B1 KR 102473782B1 KR 1020197007374 A KR1020197007374 A KR 1020197007374A KR 20197007374 A KR20197007374 A KR 20197007374A KR 102473782 B1 KR102473782 B1 KR 102473782B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
ferrite
mpa
hec
Prior art date
Application number
KR1020197007374A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20190058476A (ko
Inventor
롤프 아르잔 리즈켄베르그
맥심 피터 아른츠
폴 조세프 벨리나
앤드류 폴 바스
Original Assignee
타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
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 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. filed Critical 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
Publication of KR20190058476A publication Critical patent/KR20190058476A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102473782B1 publication Critical patent/KR102473782B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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)

Abstract

열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립 제조를 위한 방법으로서, 인장 신장률, SFF 및 PEF 강도의 우수한 조합과 함께, 570Mpa 이상, 또는 바람직하게 780MPa 이상, 또는 더욱 바람직하게 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는, 방법.

Description

우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법
본 발명은 자동차 섀시의 구성 요소들 등에 적합한 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하기 위한 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게, 인장 신장률 및 신장-플랜지 성형성(SFF: stretch-flange formability)의 우수한 조합 및 양호한 타공-에지 피로(PEF: punched-edge fatigue) 강도와 함께, 570Mpa 이상, 바람직하게 780MPa 이상, 더욱 바람직하게 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열간 압연 고강도 강 스트립을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.
엄격한 환경 법률 및 자동차 안전 법률들의 증가하는 압박으로 자동차 산업은, 승객 안전 또는 운전 성능을 양보하지 않으면서 연료 소비 및 온실 가스 배출을 감소시키기 위한 비용 효율적인 선택지들을 지속적으로 찾아야만 한다. 얇은 두께의 새롭고 혁신적인 고강도 강들을 이용하여 자동차 중량을 감소시키는 것이 자동차 산업의 선택지들 중 하나이다.
성형성 면에서, 이 강들은 충분한 신장-플랜지 성형성과 함께 충분한 신장성을 제공해야 한다. 이는, 이 특성이, 얇은 두께의 사용으로 인한 강성의 내재적 손실이 외형의 수정들로 보상되는, 새로운 경량 섀시(chassis) 설계들을 만드는 데 자유를 증가시킬 것이기 때문이다. 구멍-확장력(HEC)은 SFF 정도에 대한 좋은 척도로 간주되기 때문에, 이는, 이 강들이 인장 신장률과 HEC 사이의 견실한 균형을 제공할 것이라는 것을 시사한다. 최종 구성 요소에 존재하는 전단-에지(sheared-edge) 또는 타공-에지(punched-edge)의 피로 성능 역시 중요하다.
종래의 HSLA 등급들을 대체하도록 개발된 2상(DP: Dual-Phase), 페라이트-베이나이트(FB: Ferrite-Bainite) 또는 복합상(CP: Complex Phase) 강들과 같은 초고강도강(AHSS: Advanced High Strength Steel) 등급들은, 그 강도에 있어서, 페라이트 또는 베이나이트 모체가 마르텐사이트 또는 잠재적으로 유보된-오스테나이트(retained-austenite) 섬들로 강화되는, 다상의 미세구조에 주로 의존한다.
동일한 인장 강도를 갖는 나노 침전(NP: nano-precipitation) 강화 단일상 페라이트 고강도 강 등급들과 비교할 때, 다상 미세구조들을 갖는 AHSS 등급들은 제한된다. 그 이유는, 페라이트 또는 베이나이트 모체와 AHSS 미세구조들 내 저온 변태 구성 성분들 사이의 경도 차가, 전단 시 또는 타공 시, 절단 에지에 가까운 강 내부의 미세 공간들을 촉진시키기 때문이다. 결국, 성형이, 조기 거시적 파단, 즉, 하나 이상의 두께-관통 크랙(crack)으로 이어지는, 공간 성장 및 유착을 유발 할 수 있기 때문에, 이 미세 공간들은 HEC을 손상시킬 수 있다. 게다가, 상기 AHSS 등급들뿐만 아니라, 페라이트가 (굵은) 시멘타이트(cementite) 및/또는 펄라이트(pearlite)와 결합되는, HSLA에도 존재하는 바와 같이, 상이한 경도를 갖는 둘 이상의 상 구성 성분들의 존재도 타공되거나 전단된 에지의 균열 영역의 거칠기(roughness) 증가로 이어질 수 있다. 이 균열 영역의 거칠기 증가는 타공-에지 또는 전단-에지 피로 강도의 현저한 감소로 이어질 수 있다.
상기 AHSS 등급들과 대조적으로, NP 강들은 높은 연성을 위해 근본적으로 오직 페라이트로만 구성되는 균질의 미세구조를 가지며, 강도를 위해서는 상당 부분, 전단 또는 타공 시 NP 강들이 미세-공간들의 형성에 덜 민감하도록 만드는, 고밀도의 나노미터 크기의 합성 침전물들을 통해 경화시키는 침전에 의존한다. 이 NP 강들은, 동일한 인장 강도를 갖는 다상 AHSS 또는 HSLA 등급들과 비교하여, 인장 신장률과 HEC 사이의 향상된 균형을 제공한다.
EP1338665, EP12167140 및 EP13154825는 열간 압연 나노 침전 강화 단일상 페라이트 고강도 강들에 관한 것이며 원하는 특성들을 얻기 위해 Ti, Mo, Nb 및 V의 상이한 조합들을 이용한다.
몇 가지 인자들이 강의 HEC를 결정하는 데 결정적인 역할을 한다. 전단 또는 타공 시 손상 내성과 관련하여, 강의 인장 강도와의 내재된 관계와, 단단한 2차 상 구성 성분들에 대한 미세구조 특성들 외에도, 강 제작 공정에서 발생하는 미량 원소들 및 -특히- 황화물-기반 및/또는 산화물-기반 인클루전들이 HEC 및 피로 강도에 엄청난 영향을 줄 수 있다는 것이 인정되고 있다. 이들이 전단 또는 타공과 같은 변형 작업 시, 응력 유발자(stress raiser) 역할을 하며 미세 공간들의 형성을 위한 잠재적 핵 생성처들 역할을 할 수 있기 때문이다. PEF에 유해한 영향을 줄 수 있는 (중앙 선) 편석에 있어서도 동일한 것이 적용된다. 타공 시, 중앙 선 편석이 분열을 촉진시킬 수 있기 때문이다.
본 발명의 목적은 인장 신장률과 SFF의 우수한 조합 및 양호한 PEF 강도와 함께, 570MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 인장 신장률과 SFF의 우수한 조합 및 양호한 PEF 강도와 함께, 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 인장 신장률과 SFF의 우수한 조합 및 양호한 PEF 강도와 함께, 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 추가적인 목적은 위에 기술된 목적들에 따라 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하는 방법으로서, 상기 강이 자동차 섀시 부품들 등의 제조에 적합한, 방법을 제공하는 것이다.
이 목적들 중 하나 이상은 주요 청구항에 따른 방법 또는 종속항들 중 하나에 따른 방법으로 성취될 수 있다. 달리 명시하지 않는 한, 모든 구성 요소들은 중량 퍼센트(wt%)로 표현되었음에 유념해야 한다.
본 발명은, 예를 들어, 자동차 섀시 부품들 등에 적합한 열간 압연 고강도 강 스트립을 제조하기 위한 방법, 더욱 상세하게는, 인장 신장률과 SFF의 우수한 조합 및 양호한 PEF 강도와 함께, 570MPa 이상, 또는 바람직하게 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열간 압연 고강도 강 시트 또는 스트립을 제조하는 방법을 제공한다. 상기 스트립으로부터, 절단 및/또는 타공과 같은 종래의 수단을 통해 시트 재료 또는 블랭크들이 제작될 수 있다.
상기 방법은 특히 열간 압연 동안 열-가공 경로, 런-아웃-테이블(ROT: run-out-table)에서의 코일링(coiling) 온도까지의 냉각 궤도 및 그 후 강 시트 또는 스트립의 상온까지의 냉각에 관한 것이다. 상기 강 제조 방법의 선택적 요소는, 개선된 주조 성능을 위해 막힘을 방지하고 및 황화물-기반 및/또는 산화물-기반 인클루전들을 변경시키도록 강 제조 동안 칼슘 처리를 사용하는 것이다. 다른 선택적 요소는, 슬래브 및 최종 강 스트립 내 시멘타이트 및/또는 합금 원소들 또는 불가피한 불순물들의 강화 면에서, 주조 동안 과열을 제한하고, 냉각을 강화하고, S 함량을 제한함으로써, 편석, 특히 중앙 선 편석의 정도가 최소로 유지될 수 있도록, 강 제조, 주조 및 응고 동안 공정 조건들을 제어하는 것이다. 타공 또는 전단 시 강의 분열을 최소화하거나, 바람직하게는 방지하기 위해, 시멘타이트 및/또는 합금 원소들 또는 불가피한 불순물들의 강화 면에서, 강 내의 1㎛ 이상의 지름을 갖는 황화물-기반 및/또는 산화물-기반 인클루전들의 분율을 최소화하고, 편석, 특히 중앙 선 편성의 정도를 최소화하는 것이 바람직하다. 최종 강 내 합성 AlxOy 인클루전들의 양을 억제하기 위해, 칼슘 처리를 사용하지 않고, 강 제작 동안 인클루전들이 빠져나오도록 충분한 시간을 제공할 뿐만 아니라, S 함량을 최소로, 바람직하게는 0.003% 이하로, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하로, 가장 바람직하게는 0.001% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연된 고강도의 성형 가능한 강 시트 또는 스트립의 제조를 위해 제안된 방법은, 자동차 섀시 부품 등의 제조에 요구되는, 신장-플랜지 작업 동안 조기 에지 균열 문제를 해결한다. 게다가, 본 발명의 제안된 제조 방법은, 자동차 섀시 부품들 등을 만들기 위해 사용될 때, 그리고 현장 조건들에서 주기적 부하 인가를 거치게 될 때, 상기 열간 압연된 고강도의 성형 가능한 강 시트 또는 스트립의 타공 또는 전단 에지들의 조기 피로 파단 문제를 해결한다.
이와 같이, 본 발명은, 인장 신장률과 HEC의 우수한 조합 외에도, 타공 또는 전단으로 인한 에지 분열에 대한 양호한 내성 및 양호한 타공-에지 또는 전단-에지 피로를 제공하는 열간 압연 고강도 강을 제공한다. 강도, 신장률 및 HEC의 우수한 조합은 V 및 선택적으로 Mo 및/또는 Nb을 함유하는 고밀도의 미세한 합성 탄화물 및/또는 탄질화물 침전물들로 강화된, 연성의 대체로 단일 상인 페라이트 미세구조로부터 도출된다. 상기 미세구조의 대체로 단일 상인 페라이트 성질 및 미세구조 내 경도의 국부적 차이가 최소로 유지된다는 사실은 변형 시 응력 국부화 및 이로 인한 공간들의 핵 생성 그리고 조기 거시적 파단이 억제되는 것을 보장한다.
도 1a 및 1b는 0.055C-1.4Mn-0.2Si-0.02Al-0.06Nb-0.22V-0.15Mo-0.01N 합금에 대해 계산된 지속 냉각 변태(CCT: Continuous Cooling Transformation) 도표들을 보여준다.
도 2a는 대부분 다각형 페라이트(PF) 특성을 갖는 미세구조를 포함하는 예시적 표본에 대한 MOD 곡선을 보여준다.
도 2b는 대부분 바늘 모양/베이나이트(AF/BF) 특성을 갖는 미세구조를 포함하는 예시적인 표본의 MOD 곡선을 보여준다.
도 3은 MOD 지수에 대해 그려진 AF/BF 체적 분율(vol.%)을 포함하는 그래프로, AF/BF 체적 분율 및 MOD 지수 사이 선형 관계가 추정된다.
도 4는, 비록 두 개의 강들이 현저하게 상이한 항복 강도를 갖고 있지만, 페라이트 강 및 동일한 인장 강도를 가지며 유사한 클리어런스로 타공된 다상 강의 기질 S-N 피로뿐만 아니라 PEF에 대한 항복 강도(Rp0.2)의 영향을 나타내는, 개략적 그래프를 보여준다.
본 발명에서는, 만일 모든 페라이트 상 구성 성분들의 체적 분율이 95 vol.% 이상, 그리고 바람직하게는 97 vol.% 이상이며, 시멘타이트와 펄라이트의 결합 분율이 5 vol.% 이하, 또는 바람직하게 3 vol.% 이하라면, 미세구조는 대체로 단일 상인 페라이트로 간주된다. 시멘타이트 및 펄라이트의 이러한 미미한 분율은, 강의 관련 특성들(HEC, PEF, Rp0.2, Rm, 및 A50)에 상당히 부정적으로 영향을 미치지 않기 때문에, 본 발명에서 허용될 수 있다.
본 발명을 위한 강 시트 또는 스트립의 특정 제조 단계들의 역할이 이제 기술될 것이다.
슬래브 재가열 온도( SRT ): 열간 압연기의 노에서의 슬래브 재가열 또는 통합된 주조 및 압연 시설에서의 응고된 슬래브 재가열은 V 및/또는 선택적으로 Nb를 함유하는 실질적으로 모든 합성 탄화물 및 탄질화물 침전물들의 용해를 보장한다. 이는, 열간 압연 후 ROT 및/또는 코일러(coiler)에서 강 시트 또는 스트립을 냉각시킬 때 충분한 침전 경화를 위해, 충분한 V 및/또는 선택적 Nb가 오스테나이트 모체 내 고용체(solid-solution)에 존재하는 것을 보장할 것이다. 발명자들은, 사용되는 미세-합금의 양에 따라, 1050℃ 내지 1260℃의 SRT가 충분하다는 것을 발견했다. 1050℃ 미만의 SRT는 불충분한 용해로 이어져 너무 낮은 강도를 초래하는 반면, 1260℃를 넘는 SRT는 재가열 시 비정상적 입자 성장의 위험을 증가시키고 비균질 입자 구조를 촉진하며, 이는 성형성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다.
최종 마무리 압연 스탠드의 입구 온도(Tin , FT7): 일단 강 시트 또는 스트립이 ROT에서 코일링 온도까지 적극적으로 냉각되면, 변태 전 최적의 오스테나이트 조건화를 보장하기 위해 충분히 높은 Tin, FT7가 요구된다. 오스테나이트 조건의 영향을 개략적으로 설명하기 위해, 도 1은 0.055C-1.4Mn-0.2Si-0.02Al-0.06Nb-0.22V-0.15Mo-0.01N 합금에 대해 계산된 지속 냉각 변태(CCT: Continuous Cooling Transformation) 도표들을 보여준다. 도 1a에는, 890℃에서의 오스테나이트화 그리고 10㎛의 오스테나이트 입자 크기가, 반면, 도 1b의 CCT 도표에 있어서는, 입력 항목으로 1000℃의 오스테나이트화 온도 그리고 50㎛의 오스테나이트 입자 크기가 사용되었다. 도 1a의 경우에는 비교예로 간주되고 도 1b의 경우에는 발명예로 간주되는, 예시적 ROT 냉각 궤도가 양쪽 CCT 도표들 모두에 표시된다.
너무 낮은 Tin, FT7는 페라이트 변태를 가속시키고 다각형 페라이트의 형성을 촉진하는 오스테나이트 조건으로 이어질 것이다. 다각형 페라이트의 실질 분율이 인장 신장률에 유익하지만, 발명자들은 너무 낮은 Tin, FT7는 HEC 및 PEF에 부정적인 영향을 미칠 수 있음을 발견했다. 반면에, 너무 높은 Tin, FT7는 페라이트 변태 영역을 너무 멀리로 옮겨서, 너무 많은 경화능과 너무 높은 바늘 모양/베이나이트 페라이트의 분율을, 또는 잠재적으로 심지어 결국 다른, 낮은 변태 온도들에서 형성된 단단한 변태 산물들을 촉진하는 오스테나이트 조건으로 이어질 것이다. 이는 인장 신장률을 훼손시키거나 심지어 HEC를 손상시킬 수 있다. 발명자들은, 본 발명의 경우, 다각형 페라이트 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트 혼합물을 함유하는 적절한 미세구조에 근거하여 HEC와 인장 신장률 사이 최적의 균형을 이루기 위해, 본 발명에 명시된 바와 같은 SRT, FRT, ROT-냉각 궤도 및 CT와 결합될 때, 980℃ 및 1000℃ 사이 Tin, FT7가 적합하다는 것을 발견했다.
마무리 압연 온도(FRT): 발명자들은, 본 발명에 명시된 바와 같은 SRT, Tin , FT7, ROT-냉각 궤도 및 CT와 결합될 때, 950℃와 1080℃ 사이 FRT가 적합하다는 것을 발견했다.
1차 런-아웃-테이블 냉각 속도(CR1): Tin, FT7 및 FRT가 청구된 범위 내에 있다는 것을 고려하면, ROT의 바로 시작의 강 시트 또는 스트립의 1차 냉각 속도는, 오스테나이트에서 페라이트로의 변태가 상대적으로 낮은 페라이트 변태 온도들에서 시작되어, 바늘 모양/베이나이트 페라이트를 촉진시키는 것을 보장하도록, 충분히 강력해야 한다. 이것 역시 도 1에 개략적으로 도시된다. 도 1a는 낮은 FRT의 상황을 반영하고, 반면에 도 1b는 높은 FRT를 반영한다. 두 CCT 도표들 모두에 ROT-냉각 궤도가 표시된다. 도 1a의 경우, 1차 냉각 속도는 약 25℃/s(비교예)이고, 도 1b의 경우, 1차 냉각 속도는 약 85℃/s(발명)이다. 도 1a 및 1b의 계산된 CCT 도표들을 보면, 상기 마무리 압연 조건들과 결합된 ROT에서의 강력한 1차 냉각은 결과적으로 CCT 도표에서 페라이트 변태 노즈(nose)에 이르게 되어, 바늘 모양/베이나이트 페라이트의 형성을 촉진한다는 것이 명백하다.
복잡한 결정 형태를 갖는 바늘 모양/베이나이트 페라이트 상 구성요소들의 핵 생성은 본 발명에 있어서 필수적이다. 우선적으로 사전 오스테나이트 입자 경계들에서 핵을 이루는 다각형 페라이트와 반대로, 바늘 모양/베이나이트 페라이트는 강 모체 내에 존재하는 불가피한 인클루전들에서 부분적으로 핵을 이룰 것이다. 특히, 바늘 모양 페라이트는 이러한 맥락에서 유효한 물질로 간주되고, 국부적으로 입자가 고운 환경에서 인클루전들을 캡슐화 할 수 있으며, 이는, 타공, 신장-플랜징 및 주기적 피로 부하를 포함하는 변형 작업들에 대한 유해한 영향을 감소시킨다.
발명자들은, 강력한 1차 ROT 냉각 속도(CR1)에 대한 적절한 범위가, 본 발명에 명시된 바와 같은 SRT, Tin, FT7, ROT-냉각 궤적 및 CT와 결합된, 50℃/s와 150℃/s 사이라는 것을 발견했다.
1차 냉각 속도(CR 1 ) 이후 중간 런-아웃-테이블 온도(Tint, ROT): 강력한 1차 냉각은 강 스트립을 FRT로부터 600℃와 720℃ 사이 중간 ROT 온도까지 빠르게 냉각시킨다. 높은 FRT와 결합된 이 ROT 설정은 다각형 페라이트로부터 바늘 모양/베이나이트 페라이트로의 페라이트 형태 변화를 촉진시켜서, HEC 및 PEF와 관련하여 증가된 성능을 촉진시키며, 탄소를 소비하고, 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 형성을 억제할 뿐만 아니라 더 효율적인 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 자극하기 위한 무작위 침전 및 간기 침전 모두에 필요한 빠른 운동성에 부응한다.
2차 런-아웃-테이블 냉각 속도(CR2): ROT 냉각 궤적의 제2 단계는 CT에 이르기 위한 세 가지 변형들 중 하나이다:
- CT에 이르도록 강 시트 또는 스트립을 등온선상으로 유지, 또는
- CT에 이르도록 강 시트 또는 스트립을 -20℃/s 내지 0℃/s 사이 속도로 가볍게 냉각, 또는
- 특정 CT에 이르도록 0℃/s와 +10℃/s 사이 속도로 강 시트 또는 스트립을 가볍게 가열.
강 시트 또는 스트립의 이러한 가열은, 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태로 인한 잠재 열이 ROT에 존재하기 때문에, 자연스럽게 일어난다.
CT에 이르기 위해 약간의 또는 적극적이지 않은 냉각을 하는 이러한 제2단계는 강 시트 또는 스트립의 폭에 따른 제품 일관성을 향상시키는 데 유리하며, 오스테나이트로부터 페라이트로의 추가적 변태를 촉진하고 무작위 침전이나 간기 침전을 위해 충분한 침전 운동성을 제공하는 데 유리하다.
코일링 온도(CT): CT는 부분적으로 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태의 최종 단계를 결정할 뿐만 아니라, 주로 침전의 최종 단계를 결정한다. 너무 낮은 CT는 코일링 및/또는 후속 코일 냉각 동안 모든 추가 침전을 억제하거나 방지하여, 불완전한 침전 강화로 이어질 수 있다. 게다가, 너무 낮은 CT는, 보다 낮은 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 유보-오스테나이트와 같은 저온 상 변태 생성물들의 존재로 이어질 수 있다. 이러한 상 구성 요소들의 존재는 인장 신장률을 훼손시키거나 구멍-확장력을 손상시킬 수 있다. 너무 높은 CT는 너무 높은 분율의 굵은 입자의 다각형 페라이트로 이어질 수 있으며, 침전물들의 과도한 조대화(coarsening)를 촉진하여, 코일링 및/또는 코일 냉각 동안 질 낮은 정도의 침전 강화로 이어질 수 있다. 전자는 너무 낮은 HEC 및/또는 PEF로 이어질 수 있으며, 강 시트 또는 스트립의 절단, 전단 또는 타공 시 분열 위험의 증가로 이어질 수 있다. 적절한 범위의 코일링 온도는 580℃ 내지 660℃이다.
이제, 강 시트 또는 스트립 내 개별 합금 원소들의 역할을 기술할 것이다. 달리 명시되지 않는 한, 모든 구성 요소들은 중량%(%)로 제시된다.
탄소(C)는, V 및 선택적으로 Nb 및/또는 Mo과 함께 탄화물 및 탄질화물 침전물들을 형성하기 위해 첨가되어, 페라이트 상 구성 성분들, 즉, 다각형 페라이트 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트의 충분한 침전 강화를 얻는다. 강 내 C의 양은 한편으로는, 570 MPa 이상, 또는 바람직하게 780 MPa 이상의 인장 강도를 보장하도록 페라이트 미세구조의 충분한 침전 강화를 구현하기 위해 사용된 V 및 선택적으로 Nb 및/또는 Mo의 양과 비교하여 충분히 높아야 한다. 다른 한편으로는, 최종 미세구조 내 (굵은) 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 형성을 촉진시킬 수 있으며, 이는 결국 구멍-확장력을 손상시킬 수 있기 때문에, C 함량은 너무 높아서는 안 된다. C의 양은 0.015% 내지 0.15%이어야 한다. 적절한 최소 값은 0.02%이다. 적절한 최대 값은 0.12%이다.
실리콘(Si)은 페라이트 모체의 고용체 강화를 얻는 데 효과적인 합금 원소이다. 게다가, Si는 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 형성을 지연시키거나 심지어 완전히 억제할 수 있으며, 이는 결국 구멍-확장력에 유리하다. 그러나, Si는 치수 윈도우(dimensional window)를 위태롭게 하는 압연기 내 압연 부하를 실질적으로 증가시키고, 게다가 강 시트 또는 스트립의 산화물 스케일(scale)과 관련된 표면 문제들로 이어져, 결국 기질 피로 특성들을 손상시킬 수 있기 때문에, 낮은 Si 함량이 요구된다. 이러한 이유로, Si 함량은 0.5%를 초과하지 않아야 한다. 적절한 최소 값은 0.01%이다. 적절한 최대 값은 0.45% 또는 0.32%이다.
망간(Mn)은 고용체 강화를 제공하고 페라이트 변태 온도를 억제할 뿐만 아니라 페라이트 변태 속도를 감소시킨다. 후자의 측면으로 인해 Mn은, 페라이트 변태 영역을 지연시키고, 강 시트 또는 스트립의 적절한 마무리 압연 조건들 및 충분히 높은 냉각 속도와 결합하여 바늘 모양/베이나이트 페라이트를 촉진시키는 데 유효한 물질이 된다. 이러한 맥락에서, Mn은 충분한 고용체 강화를 얻기 위해 중요할 뿐만 아니라, 다각형 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트 혼합물로 구성된, 원하는 페라이트 미세구조를 얻기 위해 더욱 중요하다. 이 페라이트 상 구성 성분들의 혼합물로 구성되는 이 미세구조가 HEC와 인장 강도 및 신장률 사이에 요구되는 균형을 제공할 수 있다는 것이 발견되었기 때문에, 이는 결과적으로 중요하다. 게다가, Mn은 페라이트 변태를 억제하기 때문에, 변태 동안 침전 강화 정도에 기여한다고 생각된다. 그러나, 너무 높은 Mn은 (중앙 선) 편석으로 이어져, 강 시트 또는 스트립이 절단되거나 타공될 때, 결과적으로 분열을 초래하고, 그 후에 HEC 및/또는 PEF를 손상시킬 수 있기 때문에 피해야 한다. 그러므로, Mn 함량은 1.0% 내지 2.0%의 범위에 있어야 한다. 적절한 최소 값은 1.2%이다. 적절한 최대 값은 1.8%이다.
인(P)은 고용체 강화를 제공한다. 그러나, 높은 수준들에서는, P의 편석이 구멍-확장력을 손상시킬 수 있다. 그러므로, P 함량은 0.06% 이하, 또는 바람직하게 0.02% 이하이어야 한다.
너무 높은 황(S) 함량은 원치 않는 황화물-기반 인클루전들을 촉진시켜서 HEC 및 PEF를 손상시킬 수 있기 때문에, 황(S) 함량은 0.008% 이하이어야 한다. 그러므로, 본 발명이 높은 HEC 및 양호한 PEF를 얻기 위해서는, 강 제조 동안 낮은 S 함량을 실현하려는 노력이 권장된다. 칼슘(Ca) 처리는, 일반적으로 성형성을 향상시키거나 AlxOy-기반 인클루전들을 변경함으로써 주조 동안의 주조성을 향상시키고 막힘 문제들을 방지하기 위해, - 특히 - MnS 스트링거(stringer)를 변형시키는 데 유리할 수 있다. 그러나, 강 스트립 내 AlxOy-기반 인클루전들의 양이 증가하여, HEC 및/또는 PEF를 훼손시킬 수 있는 위험이 있다. 따라서, 칼슘 처리는 선택 사항이다. 본 발명을 위해서는, S 함량이 최소로, 바람직하게는 0.003% 이하로, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하로, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하로 유지되는 것이 바람직하다. 0.003% 이하, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하의 S 함량에 더하여, 칼슘 처리를 사용하지 않는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)이 탈산제로 강에 첨가되며, 재가열 및 열간 압연 동안 입자 크기 제어에 기여할 수 있다. 강 내 Al 함량(Al_tot)은 다음으로 구성된다:
- 강 진정(killing)의 결과로 산화물들에 결속되고, 강 제조 및 주조 동안 융성물에서 제거되지 않은 Al(Al_ox) 및
- 강 모체 내 고용체 내에 또는 AlN 침전물들로 존재하는 Al(Al_sol).
강 모체 내 고용체 내의 Al 및 질화물 침전물들로 존재하는 Al은 그 함량을 측정하기 위해 산에서 용해될 수 있으며, 이는 여기서 용해성 Al(Al_sol)로 정의된다. 고용체 내에 존재하거나(Al_sol) 산화물-기반 인클루전들(AlxOy를 함유하는 인클루전들)로서 강 내에 존재하는 너무 높은 Al은 구멍-확장력을 손상시킬 수 있다. 따라서, 전체 Al 함량은 0.12% 이하이어야 하며, Al_sol은 0.1% 이하이어야 한다. 본 발명은, 침전 강화에 있어서는, 합성 탄화물 및/또는 탄질화물 침전물들을 형성하도록 높은 수준의 바나듐(V)의 사용에 주로 의존한다. 탄질화물 침전물들은 탄화물 침전물들보다 조대화 경향이 덜 하다고 알려져 있다. 사용된 V 양으로 최적화된 침전 강화 정도를 보장하기 위해서, 높은 수준의 질소(N)가 사용될 수 있다. 만약 이 합금 접근법이 채택된다면, N가 Al에 의해 탐색되고 결부되어 AlN 침전물들을 형성하는 것을 방지하도록, Al의 양이 낮게 유지되는 것이 바람직하다. 이러한 맥락에서, 침전 공정에서 N과 결합되어 -탄화물 침전물들 외에도- 탄질화물 침전물들을 형성하도록, V를 (뿐만 아니라 선택적으로 Nb를) 유리 상태로 유지시키기 위해 낮은 Al 함량이 바람직하다. 이런 이유로, 본 발명에서 Al_sol은 바람직하게 0.065% 이하, 더욱 바람직하게는 0.045% 이하, 그리고 가장 바람직하게는 0.035% 이하이다. Al_sol의 적절한 최소 함량은 0.005%이다.
니오븀(Nb)은 열간 압연 동안의, 즉, 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태 및 페라이트 형태 및 입자 크기에 대한 오스테나이트 조건화와 관련하여 중요하다. Nb은 열간 압연의 최종 단계들 동안 재결정을 지연시키기 때문에, 비-재결정 온도(Tnr) 미만에서 압연할 때, 오스테나이트 조건, 즉, 페라이트로의 변태 이전 오스테나이트 입자 크기뿐만 아니라, 그 형태(등축 대 납작한 모양) 및 내부 전위들의 정도를 제어하는 데 중요한 역할을 할 수 있다. 결과적으로 오스테나이트 조건은, 특히 열간 압연 직후 ROT에서의 적절한 냉각 궤도로, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태에 상당한 영향을 줄 수 있다. 바람직하게 사전 오스테나이트 입자 경계들 및 삼중점에서 핵을 형성하는, (등축의) 다각형 페라이트 핵 생성은, 만일 오스테나이트 입자 경계의 밀도가 억제된다면, 지연될 것이다. 열간 압연 후의 적절한 ROT 냉각 궤도를 고려해 볼 때, 이후의 등축인 다각형 페라이트의 감소는, 더 불규칙한 모양의 형태를 가진 페라이트 상 구성 성분들, 즉 바늘 모양 및/또는 베이나이트 페라이트의 증가를 수반할 것이다. 이러한 상 구성 성분들은 우선 오스테나이트 입자 경계들에 핵을 이루고 내부로 그리고 - 바늘 모양 페라이트의 경우 - 강 내에 존재하는 인클루전들에서 성장할 것이다. 특히 이 후자의 특징은 본 발명에 있어서 결정적인데, 이는, 미세-입자 모체 내의 이러한 캡슐화 된 인클루전들은 타공 수행 시 영향을 미치지 않거나 영향이 감소되며, 그리고/또는 HEC 및/또는 PEF에 대한 부정적인 영향을 감소시킬 것이기 때문이다. Nb의 사용은 선택 사항이다. 그러나, 사용할 때, Nb의 함량은 0.1% 이하이어야 한다. 너무 높은 Nb 함량은 편석으로 이어져, 성형성과 피로 성능 모두를 손상시키기 때문이다. 게다가, 0.1%를 초과하면, Nb은 오스테나이트 조건화에 대한 그 효율성을 상실할 것이다. Nb이 사용될 때 적절한 최소 함량은 0.01%이다. 오스테나이트 조건화에 대한, 그리고 간접적으로 상 변태 및 페라이트 형태 및 입자 크기에 대한 Nb의 영향 외에도, Nb은 C 및 N과 결합하여 탄화물 및/또는 탄질화물 침전물들로 이어질 수 있다. 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 동안 또는 변태 이후 페라이트에 형성되면, 이 침전물들은 침전 경화를 통해 견고성을 제공해 줄 것이며, 강도를 촉진할 뿐만 아니라, 침전 공정에서 C가 탐색되어서 성형성에 기여할 것이다. 적절한 최소 Nb 값은 0.02%이다. 적절한 최대 값은 0.08%이다.
바나듐(V)은 침전 강화를 제공한다. 미세한 V-기반 합성 탄화물 및/또는 탄질화물 침전물들을 통한 침전 강화는, 높은 인장 신장률 및 높은 HEC뿐만 아니라 양호한 PEF와 결합하여, 단일상 미세구조에 기초하는 원하는 강도 수준을 얻는 데 결정적이다. 상기한 특성들과 함께 이러한 미세구조를 얻기 위해서는, Nb 및/또는 Mo과 같은 다른 침전 원소들에 더하여, V가 실질적으로 모든 C를 소모하여 최종 미세구조 내의 (굵은) 시멘타이트 및/또는 펄라이트 형성을 억제하거나 심지어 완전히 방지하는 것이 매우 중요하다. V 함량은 0.02% 내지 0.45% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최소 값은 0.12%이다. 적절한 최대 값은 0.35%, 또는 심지어 0.32%이다.
몰리브덴(Mo)은 본 발명에 있어서 여러 방식으로 관련이 있다. 우선, Mo은 변태 동안 오스테나이트-페라이트 접점의 이동도를 지연시키고, 이후 페라이트의 형성 및 성장을 지연시킨다. 적절한 마무리 압연 조건들 및 ROT 냉각 궤도와 결합하여, Mo의 존재는 다각형 페라이트를 사용하여 바늘 모양/베이나이트 페라이트를 촉진시켜, HEC를 촉진시키는 데 유리하다. 둘째로, Mo는 펄라이트의 형성을 억제하거나 심지어 완전히 방지한다. 후자는 본 발명에 있어서, 인장 신장률과 HEC 사이 양호한 균형을 위해 (굵은) 시멘타이트 및/또는 펄라이트가 억제되는, 기본적으로 단일상인 페라이트 미세구조를 구현하기 위해서 매우 중요하다. V 및 Nb과 같이 Mo은 탄화물 형성체 역할을 할 수 있으므로, 그 존재는 시멘타이트 및/또는 펄라이트 형성을 방지하기 위해 C를 묶어 놓으며, 침전 강화에 기여하기 때문에 유리하다. Mo은 또한 V-기반 및/또는 Nb-기반 합성 침전물들의 조대화를 억제하여, 코일의 서냉 동안 침전물의 조대화로 야기되는 침전 강화의 감소를 억제한다고 여겨진다. Mo의 사용은 강 시트 또는 스트립의 원하는 강도 수준에 좌우되기 때문에, 본 발명에서는 선택사항으로 간주된다. Mo이 합금 원소로 사용되는 경우, 그 함량은 0.05% 이상 및/또는 0.7% 이하이어야 한다. 적절한 최소 값은 0.10% 또는 심지어 0.15%이다. 적절한 최대 값은 0.40%, 0.30% 또는 심지어 0.25%이다.
크롬(Cr)은 경화능을 제공하고 오스테나이트로부터 페라이트로의 형성을 지연시킨다. 따라서, 크롬은 - Mn 및 Mo과 같이 - 적절한 마무리 압연 조건들 및 ROT 냉각 궤도와 결합하여, 다각형 페라이트를 사용하여 바늘 모양/베이나이트 페라이트를 촉진하는 효과적인 원소로 작용할 수 있다. Cr의 사용은 본 발명에 있어 필수적이지는 않다. 적합한 열간 압연 설정들과 함께 적절한 Mn 및 Mo 수준을 사용함으로써, ROT 냉각 조건들 및 코일링 온도, 원하는 인장 특성들, HEC 및/또는 PEF 성능과 함께 원하는 미세구조를 얻을 수 있다. 그러나, Cr의 사용은 Mn 및/또는 Mo의 양을 감소시키는 데 유리할 수 있다. Mn을 부분적으로 Cr으로 대체하면, Mn의 (중앙 선) 편석을 억제하는 데 도움이 될 수 있으며, 이는 결과적으로 절단, 전단 또는 타공 시 강의 분열 위험을 감소시킬 수 있다. Mo을 부분적으로 Cr으로 대체하면, Mo 함량을 감소시키는 데 도움이 될 수 있다. 이것은, Mo이 상당히 고가의 합금 원소일 수 있기 때문에 유리하다. Cr을 사용할 때, 그 함량은 0.15% 내지 1.2% 범위 내에 있어야 한다. Cr이 사용될 때, 적절한 최소 함량은 0.20%이며, Cr이 사용될 때 적절한 최대 함량은 1%이다.
질소(N)는, C와 같이, 침전 공정에서 매우 중요한 원소이다. 특히, V를 이용한 침전 강화와 함께, N는 탄질화물 침전물들을 촉진하는 데 유리하다고 알려져 있다. 이 탄질화물 침전물들은 탄화물 침전물들보다 조대화 경향이 덜 하다. 이런 이유로, V와 함께 높은 수준의 N은 추가적인 침전 강화를 촉진할 수 있으며, V 및 Nb를 포함하는 고가의 미세-합금 원소들을 더 효율적으로 사용할 수 있게 한다. Al은 N에 대해서 V와 경쟁 관계에 있으므로, 높은 N가 사용되어 V 침전 강화를 최대화할 때에는 상대적으로 낮은 Al 함량을 사용할 것이 권장된다. 이 경우, Al_sol 함량 및 N 함량에 대한 적절한 범위는 각각 0.005% 내지 0.04% 및 0.006% 내지 0.02%이다. 모든 N가 Al과, 혹은 바람직하게는 V와 결속되도록 주의해야 한다. 유리 N의 존재는 성형성 및 피로를 손상시킬 것이기 때문에 피해야 한다. 본 발명에 있어서 적절한 최대 N 함량은 0.02%이다. 본 발명의 침전 강화가 대부분 탄화물 침전으로 촉진되어야 하는 경우에는, 0.030%와 0.1% 사이의 높은 Al_sol 함량과 0.002%와 0.01% 사이의 질소 함량이 바람직하다. 본 발명에 있어서 적절한 최소 N 함량은 0.002%이다. 적절한 최대 N 함량은 0.013%이다.
칼슘(Ca)은 강 내에 존재할 수 있으며, 주조 성능을 향상시키기 위한 인클루전 제어 및/또는 막힘-방지 실행을 위해 칼슘 처리가 사용되는 경우, 그 함량은 증가될 것이다. 본 발명에서 칼슘 처리의 사용은 선택 사항이다. 만일 칼슘 처리가 사용되지 않는다면, Ca은 강 제조 및 주소 공정으로 인한 불가피한 불순물로 존재할 것이며, 그 함량은 일반적으로 0.015% 이하일 것이다. 만일 칼슘 처리가 사용된다면, 강 스트립 또는 시트의 칼슘 함량은 일반적으로 100ppm을 초과하지 않으며, 보통 5ppm과 70ppm 사이이다. 최종 강 내 합성 AlxOy 인클루전들의 양을 억제하기 위해, 칼슘 처리를 사용하지 않고, 강 제조 동안 인클루전들이 빠져나오도록 충분한 시간을 제공할 뿐만 아니라, S 함량을 최소로, 바람직하게는 0.003% 이하로, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하로, 가장 바람직하게는 0.001% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
일 실시예에서, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립의 두께는 1.4mm 이상, 그리고 12mm 이하이다. 바람직하게, 그 두께는 1.5mm 이상 및/또는 5.0mm 이하이다. 더욱 바람직하게, 그 두께는 1.8mm 이상 및/또는 4.0mm 이하이다.
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만일
Figure 112019025819234-pct00001
이면,
Figure 112019025819234-pct00002
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만일
Figure 112019025819234-pct00003
이면,
Figure 112019025819234-pct00004
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 570MPa 이상의 인장 강도를 가지며, C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만일
Figure 112019025819234-pct00005
이면,
Figure 112019025819234-pct00006
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 780MPa 이상의 인장 강도를 가지며, C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만일
Figure 112019025819234-pct00007
이면,
Figure 112019025819234-pct00008
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 980MPa 이상의 인장 강도를 가지며, C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만일
Figure 112019025819234-pct00009
이면,
Figure 112019025819234-pct00010
본 발명의 바람직한 일 실시예에서는, 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 강 시트 또는 스트립이 980MPa 이상의 인장 강도를 가지며, C, N, Al_sol, V, 및 선택적으로 Nb 및 Mo를 포함하며, (wt%로 표현되는) 이 원소들의 함량은 다음 식을 만족시킨다:
만약
Figure 112019025819234-pct00011
이면,
Figure 112019025819234-pct00012
다른 양상에 따르면, 본 발명은, 본 발명에 따라 제조된 고강도 열간 압연 강 시트 또는 스트립의 제조에서도 구현되며, 상기 고강도 열간 압연 강 시트 또는 스트립은:
- 570MPa 이상의 인장 강도 및 90% 이상의 HEC, 또는
- 780MPa 이상의 인장 강도 및 65% 이상의 HEC, 또는
- 980MPa 이상의 인장 강도 및 40% 이상의 HEC를 가지며, 여기서, (Rm×A50)/t0.2 > 10000, 또는 바람직하게, (Rm×A50)/t0.2 ≥ 12000이다.
다른 양상에 따르면, 본 발명은, 본 발명에 따라 제조된 고강도 열간 압연 강 시트 또는 스트립의 제조에서도 구현되며, 상기 고강도 열간 압연 강 시트 또는 스트립은:
- 570MPa 이상의 인장 강도 및 90% 이상의 HEC를 가지며, 이때, 0.1의 응력비 및 8 내지 15%의 타공 클리어런스(clearance)를 갖는 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력은 280MPa 이상, 바람직하게는 300MPa 이상이며, 또는;
- 780MPa 이상의 인장 강도 및 65% 이상의 HEC를 가지며, 이때, 0.1의 응력비 및 8 내지 15%의 타공 클리어런스를 갖는 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력은 300MPa 이상, 바람직하게는 320MPa 이상이며, 또는;
- 980MPa 이상의 인장 강도 및 40% 이상의 HEC를 가지며, 이때, 0.1의 응력비 및 8 내지 15%의 타공 클리어런스를 갖는 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력은 320MPa 이상, 바람직하게는 340MPa 이상이며;
이때, (Rm×A50)/t0.2 > 10000, 또는 바람직하게, (Rm×A50)/t0.2 ≥ 12000이다.
본 발명은 이제 다음의 비-제한적 예들을 통해 더 설명될 것이다.
예 1: 표 1에 제시된 화학적 조성물들을 포함하는 강들 A 내지 F는, 2.8mm 내지 4.1mm 범위의 두께를 가진 강들 1A 내지 38F를 제조하는, 표 2에 주어진 조건들 하에서 열간 압연되었다. 상기 화학적 조성물 외에도, 표 1은 Ar3용 표시, 즉, 강의 냉각 시 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 시작되며 페라이트가 형성되기 시작하는 온도 또한 제공한다. Ar3용 표시 척도로, 다음 식이 사용된다:
A r3 = 902-(527×C)-(62×Mn)+(60×Si)
표 2는 공정 조건들에 대한 상세 사항들(Tint, ROT = 중간 런-아웃-테이블 온도; Δt1 = 마무리 압연기 종료 및 ROT에서 Tint, ROT까지의 1차 냉각 시작 사이 시간; CR1 = 1차 냉각 속도) 및 ROT에서의 2차 냉각을 기술하는 매개변수들(Δt2 = 코일링 온도(CT)까지의 ROT에서의 2차 냉각 시간; CR2 = 2차 냉각 속도)을 제공한다. CRav는 FRT에서 CT까지의 평균 냉각 속도이다. 열간 압연 강들은 인장 시험 및 HEC 시험 전에 모두 산세척된다. 표 3의 보고된 강들 1A 내지 38F의 인장 특성들은 EN-ISO 6892-1 (2009)에 따라 압연 방향에 평행한 인장 테스트를 포함하는 A50 인장 기하학에 기초한다(Rp0.2 = 0.2%의 오프셋 프루프(offset proof) 또는 항복 강도; Rm = 최종 인장 강도; YR = 항복 비율 (Rp0.2/Rm); Ag = 균일한 신장률; A50 = A50 인장 신장률, ReH = 상부 프루프 또는 항복 강도; ReL = 하부 프루프 또는 항복 강도; Ae = 항복점 신장률).
Rm 및 인장 신장률(본 건에서는 A50)의 곱(Rm×A50)은 변형 시 강이 에너지를 흡수할 수 있는 정도에 대한 척도로 간주된다. 이 매개 변수는, 강 시트가 냉간 성형되어 특정 자동차 섀시 부품 등을 제조하고 냉간 성형 시 그 균열 내성 및 차후의 파단 내성을 가늠할 때, 제조와 관련된다. 인장 신장률은 부분적으로 강 시트 또는 스트립의 두께(t)에 좌우되며, 올리버 방정식(Oliver's equation)에 따라 t0.2에 비례하기 때문에, 강 시트 또는 스트립에 의한 에너지 흡수 척도는 상이한 두께를 갖는 강 시트들 또는 스트립들 사이 직접적인 비교가 가능하도록 (Rm×A50)/t0.2로 표현될 수도 있다.
SFF 정도에 대한 기준으로 간주되는 HEC(λ)을 결정하기 위해서, 각 강 시트에서 세 개의 정방형 표본들(90×90mm2)을 절단한 후, 상기 강 표본의 중앙에 직경(d0) 10mm의 구멍을 타공했다. 상향 버르(burr)로 표본들의 HEC 시험을 수행했다. 60°의 원추형 타공을 아래로부터 밀어 올렸고, 두께-관통 크랙이 형성되었을 때, 구멍의 직경(df)을 측정하였다. HEC(λ)는 d0이 10mm인 아래 식을 이용해 계산하였다:
Figure 112019025819234-pct00013
1A 내지 38F 시트들의 HEC는 표 3에 기록된다.
1A 내지 38F 강 시트들의 미세구조들은 미세구조의 일반적인 특질을 확인하고 상 구성 성분들 및 분율들을 결정하기 위해 전자 후방 산란 회절(EBSD: Electron BackScatter Diffraction)을 이용해 묘사된다. 이를 위해서, 표본 준비, EBSD 데이터 수집, 및 EBSD 데이터 평가에 대하여 다음 절차들이 뒤따랐다.
전도성 수지에 고정되고 1㎛까지 기계적으로 연마된 압연 방향(RD-ND 평면)에 평행한 횡단면에서 EBSD 측정들이 수행되었다. 완전히 무변형 표면을 얻기 위해, 최종 연마 단계는 콜로이드 규산(OPS)으로 수행되었다.
EBSD 측정들에 사용된 주사형 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope)은 전계 방사 총(FEG-SEM) 및 EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD 시스템을 장착한 Zeiss Ultra 55 기기였다. EBSD 스캔들은 강 시트들의 RD-ND 평면에서 수집되었다. 표본들은 SEM에서 70°각도 하에 놓였다. 가속 전압은 고전류 옵션 스위치가 켜진 상태에서 15kV였다. 120㎛ 구경이 사용되었으며, 스캐닝 동안 작업 거리는 17mm였다. 표본의 고경사 각을 보상하기 위해, 스캐닝 동안 동적 초점 보정이 사용되었다.
EBSD 스캔들은 TexSEM 연구소(TSL) 소프트웨어 OIM(배향 이미지 현미경 관찰) 데이터 수집 버전 7.0.1을 이용해 캡쳐되었다. 통상적으로, 다음 데이터 수집 설정들이 사용되었다: 표준 배경 제거와 결합되는, 6×6 비닝(binning)의 Hikari 카메라. 모든 경우에 스캔 영역은 표본 두께의 1/4 위치에 위치한다.
EBSD 스캔의 크기는, 모든 경우에, 100×100㎛이며, 0.1㎛의 단계 크기 및 초당 80프레임의 스캔 속도를 갖는다. 1A 내지 38F의 모든 강 표본들에 있어서, RA가 미세구조 내에서 확인되지 않았으며, 따라서, 스캐닝 동안 Fe(α)만이 포함되었다. 데이터 수집 동안 사용된 허프(Hough) 설정들은 다음과 같다: 비닝된 패턴 크기 약 96; 세타 세트 크기(theta set size) 1; 로(rho) 분율 약 90; 최대 피크 계수(peak count) 13; 최소 피크 계수 5; 허프 유형은 클래식으로 설정; 허프 해상도는 낮음으로 설정; 버터플라이 컨볼루션 마스크(butterfly convolution mask)는 9×9; 피크 대칭(peak symmetry)은 0.5; 최소 피크 크기 5; 최대 피크 거리 15.
EBSD 스캔들은 TSL OIM 분석 소프트웨어 버전 7.1.0.×64로 평가했다. 통상적으로 데이터 세트들은, 측정 방향에 대하여 적절한 방향의 스캔을 얻도록, RD 축을 넘어 90°회전되었다. 표준 입자 딜레이션 클린-업(standard grain dilation clean-up)이 수행되었다(입자 허용 각(GTA: Grain Tolerance Angle) 5°, 최소 입자 크기 5 픽셀, 입자가 반드시 포함해야 하는 사용된 기준은 단일 딜레이션 반복 클린-업에 대해 다중 열).
Fe(α) 분할의 방향 이탈 각 분포(MOD: MisOrientation angle Distribution) 지수는 다음 방법을 이용해 계산되었다: 1°의 비닝을 갖는 5° 내지 65°의 방향 이탈 각을 포괄하는, 모든 경계들을 포함하는 표준화된 방향 이탈 각 분포(MOD)가 TSL OIM 분석 소프트웨어를 이용해, 분할된 EBSD 데이터 세트로부터 계산되었다. 유사하게, 무작위로 재결정화 된 다각형 페라이트(PF)의 표준화된 이론상의 MOD가, 측정된 곡선으로서, 동일한 방향 이탈 각 범위 및 비닝으로 계산되었다. 실제로, 이는 TSL OIM 분석 소프트웨어 내에 포함된 소위 "MacKenzie" 기반 MOD이다. MOD의 표준화는 MOD 아래의 영역이 1로 정의된다는 것을 의미한다. 그러면, MOD 지수는 도 2a(상부 도면) 및 2b(하부 도면)에서 이론상의 곡선(점선)과 측정 곡선(실선) 사이 영역으로 정의되며 - 다음으로 정의될 수 있다:
Figure 112019025819234-pct00014
여기서, MMOD,i는 측정된 MOD의 (5° 내지 65° 범위의) 각도 i에서의 강도이며, RMOD,i는 무작위로 재결정화된 PF의 이론상의 MOD 또는 "MacKenzie" 기반 MOD의 각도 i에서의 강도이다.
도 2a 및 2b의 실선은 측정된 MOD를 나타내고, 점선 곡선은 무작위로 재결정화된 다각형 페라이트(PF) 구조에 대한 이론상의 방향 이탈 각도 곡선을 나타낸다. 도 2a는 대부분 다각형 페라이트(PF) 특성을 갖는 미세구조를 포함하는 예시적 표본에 대한 MOD 곡선을 보여준다. 도 2b는 대부분 바늘 모양/베이나이트(AF/BF) 특성을 갖는 미세구조를 포함하는 예시적인 표본의 MOD 곡선을 보여준다. MOD 지수는 정의상 0 내지 거의 2 사이이며; 측정된 곡선이 이론상의 곡선과 동일할 때, 두 곡선 사이 공간들은 0이며 (MOD 지수가 0이 될 것이다), 반면에, 두 개의 분포 곡선들 사이에 강도의 겹침이 (거의) 없다면, MOD 지수는 (거의) 2이다. 따라서, 도 2에 도시된 바와 같이, MOD는 미세구조의 성질에 대한 정보를 담고 있으며, MOD 지수는, 양적 접근에 기반하여, 광학 현미경 관찰법과 같은 종래의 방법들에 기반하는 것보다 더 명백한 접근에 기반하여 미세구조 특성을 가늠하는 데 사용될 수 있다. 완전한 PF 미세구조는 대부분의 강도가 20° 내지 50° 범위 내에 있으며 피크 강도가 약 45°인 단일정점형 MOD를 가질 것이다. 반면, 완전한 AF/BF 미세구조는 피크 강도들이 5°내지 10° 및 50°내지 60° 사이에 있으며 약간의 강도가 20° 내지 50° 범위 내에 있는, 강력한 이정점형 MOD를 가질 것이다. 이런 이유로, 본 예에서의 낮은 MOD 지수와 높은 20° 내지 50° MOD 강도는 지배적인 PF 미세구조의 명백한 특징이며, 반면에, 높은 MOD 지수와 낮은 20° 내지 50° MOD 강도는 지배적인 AF/BF 미세구조의 명백한 특징이다.
바늘 모양/베이나이트 페라이트(AF/BF) 및 다각형 페라이트(PF)의 대조 면에서 모체 특성의 질적 평가 외에도, MOD 지수는 PF 및 AF/BF의 체적 분율들을 양적으로 결정하는데에도 사용되었다. 도 3은 MOD 지수에 대해 그려진 AF/BF 체적 분율(vol.%)을 포함하는 그래프로, AF/BF 체적 분율 및 MOD 지수 사이 선형 관계가 추정된다. AF/BF 0%와 100%에 개방 원을 포함하는 검은 실선은 MOD 지수의 함수로서 AF/BF의 양의 이론적 관계를 묘사한다. 그러나, 발명자들은, 1.1 내지 1.2 범위 내의 MOD 지수를 갖는 미세구조가 AF/BF 전용 또는 100%의 AF/BF로서 광학 현미경 관찰에 기초하여 이미 구분될 수 있음을 발견했다. 이런 이유로, 본 예에서는, 체적 분율 AF/BF와 MOD 지수 사이의 보다 실증적인 관계가, 100% PF 유형의 미세구조가 MOD 지수 0을 가지며 100% AF/BF 유형의 미세구조가 MOD 지수 1.15를 갖는 곳에서 발견되었다. 이 관계는 0% 및 100%의 AF/BF에서 폐쇄 삼각형 기호들을 포함하는 도3의 점선으로 묘사되며, 다음으로 제시된다:
Figure 112019025819234-pct00015
본 건에서, PF의 양은 다음으로 추정된다:
Figure 112019025819234-pct00016
여기서 AF/BF 및 PF는 전체 미세구조의 체적 백분율로 표시되었다. 여기 기술된 바와 같은 EBSD 공정은 1A 내지 38F 강 시트들의 미세구조의 AF/BF 및 PF 체적 분율들을 수량화하는 데 사용되었다. MOD 지수 및 PF 및 AF/BF 체적 분율들은 1A 내지 38F 강 시트들의 인장 특성들 및 HEC 그리고 EBSD 분석에 기초한 평균 입자 크기와 함께 표 3에 제시된다. 광학 현미경 및 EBSD 관찰에 기초하여, 발명자들은, 모든 경우에, 1A 내지 38F 강 시트들의 전체 미세구조들이 다각형 페라이트(PF) 및/또는 바늘 모양/베이나이트 페라이트(AF/BF)로 구성되는, 대체로 단일상인 페라이트이며, 상기 페라이트상 구성 성분들의 합계의 총 체적 분율은 95%보다 낮지 않다는 것을 발견했다. 종래의 광학 현미경 관찰법은 모든 경우에 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 체적 분율이 5%보다 낮다는 것을 밝혀냈다.
1A 내지 6A 및 7B 내지 14B 강 시트들은 각각 NbVMo-기반 및 NbV-기반 화학 반응과 상응하며, 모든 경우에 칼슘 처리로 제조되었다.
1A 내지 14B 강 시트들에 대해 예상되는 Ar3는 약 775℃이다. 890℃ 내지 910℃의 이 강 시트들에 대한 FRT로, 각각 NbVMo-기반 또는 NbV-기반 합금을 위해 EP12167140 및 EP13154825에 제안된 공정 조건들에 따라 제조되었다. 1A 내지 14B 강 시트들을 제조하는 데 사용된 ROT에서의 평균 냉각 속도 및 코일링 온도에 대해서도 동일한 것이 적용된다. 1A 내지 14B 강 시트들을 위한 평균 냉각 속도 및 코일링 온도는 각각 13℃/s 내지 17℃/s 범위 내, 그리고 615℃ 내지 670℃ 범위 내에 있다.
그러나, 1A 내지 6A 강 시트의 인장 특성들 및 구멍-확장력에서의 1차 사례를 살펴보면, 대체로 단일상인 페라이트 미세구조와 결합한 강 A와 같은 NbVMo-기반 합금이 최소 인장 강도 580MPa와 HEC 90%, 또는 인장 강도 750MPa와 HEC 60%, 또는 인장 강도 980MPa와 HEC 30%의 원하는 조합으로 이어지지 않는다는 것이 명백하다.
1A 내지 14B 강 시트들의 미세구조들은 모두 대체로 단일상 페라이트이다. 즉, 1A 내지 14B에 있어서 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 양이 3vol.% 이하이다. 그러나, 수반되는 인장 강도 수준들과 비교할 때, 1A 내지 14B 강 시트의 HEC는 부족하다.
15C 내지 22C 강 시트들을 제조하기 위해서, 다른 접근이 채택되었다. 강 내 AlxOy-기반 인클루전들의 양을 억제하기 위해 칼슘 처리가 사용되지 않았다. 게다가, 열간 압연 및 ROT 냉각 조건들이 수정되었다. 1A 내지 14B 강 시트를 위한, 각각 930℃ 내지 940℃ 및 890℃ 내지 910℃ 범위의 Tin,FT7 및 FRT 대신에, 15C 내지 22C 강 시트들을 제조하기 위해서 상당히 더 높은 온도가 사용되었다. 이 강 시트들의 경우, Tin, FT7 및 FRT는 각각 990℃ 내지 1010℃ 및 960℃ 내지 990℃ 범위에 있었다. 최종 압연 조건들의 수정 외에도, ROT에서의 냉각 궤도가 변경되었다. 15C 내지 22C 강 시트들에 있어서, ROT 시작 시 냉각 속도는 1A 내지 14B 강 시트들을 위해 사용된 온도보다 상당히 더 높았다. 1A 내지 14B를 위해 사용된 바와 같은 약 8초 내지 10초 동안의 20℃/s 내지 35℃/s 범위의 비교적 약한 냉각 대신에, 15C 내지 22C 강 시트들은 약 4초 내지 5초 동안 60℃/s 내지 80℃/s 범위 내 냉각 속도로 훨씬 더 강렬하게 냉각되었다. 모든 강들, 즉 1A 내지 22C 강들에 있어서, ROT에서 640℃ 내지 700℃ 범위의 중간 온도까지의 최초 냉각 후에 추가적으로 610℃ 내지 670℃ 사이 최종 코일링 온도까지의 상대적으로 약한 냉각이 이어졌다.
1A 내지 14B 강 시트들과 유사하게, 15C 내지 22C 강 시트들의 미세구조들은 모두 3vol.% 이하의 시멘타이트 및/또는 펄라이트를 포함하는 대체로 단일상인 페라이트이다. 그러나, EBSD 분석들을 통해, 15C 내지 22C 강 시트들의 미세구조들과 관련된 MOD 지수가 1A 내지 14B 강 시트들의 지수보다 현저하게 더 높다는 것이 드러났다. 1A 내지 14B 강 시트들의 MOD 지수가 0.2 내지 0.44 범위에 있는 반면, 15C 내지 22C 강 시트들의 MOD 지수 값은 0.5 내지 0.8 사이에 있다. 15C 내지 22C강 시트들의 상당히 더 높은 MOD 지수는 MOD가 현저하게 상이한 특징을 가지며, 15C 내지 22C 강 시트들의 페라이트 형태의 일부가 1A 내지 14B 강 시트들의 형태와 근본적으로 상이하다는 것을 보여준다. 이미 논의된 바와 같이, 증가된 MOD 지수는 다각형 페라이트를 사용하여 전체 페라이트 미세구조 내 바늘 모양/베이나이트 페라이트 분율 증가의 반영이다. MOD 지수에 기초하여, 15C 내지 22C 강 시트들에 대한 다각형 페라이트(PF)의 체적 분율은 약 35% 내지 56% 범위 내로 추정되며, 반면에, 1A 내지 14B 강 시트들의 PF 분율은 62% 내지 80% 범위 내의 값들로 현저하게 더 높게 추정된다. 15C 내지 22C 강 시트들에 대한 AF/BF 분율을 1A 내지 14B 강 시트들의 분율과 비교하면, 전자가 약44% 내지 65%의 AF/BF를 포함하는 반면, 후자에 있어서는 분율이 20% 내지 38% 범위에 있음을 알 수 있다.
상기 분석들은, 마무리 압연의 최종 부분에 있어서의 증가된 온도들뿐만 아니라 ROT 시작 시의 증가된 냉각 속도는 PF 및 AF/BF의 혼합의 변화로 이어지며, PF를 사용해 AF/BF의 형성을 촉진한다는 것을 분명히 보여준다. 결국, 이는 항복 및 인장 강도 또는 인장 신장률에 중요한 영향을 미치지 않고, HEC에 매우 유리한 영향을 준다. 15C 내지 22C에 대해 측정된 HEC 값들은 유사한 인장 강도를 갖는 1A 내지 14B 강 시트들의 HEC 값들보다 훨씬 높다. 1A 내지 14B 집단에서 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강 시트들의 HEC가 35% 내지 60% 범위 내에 있는 반면, 15C 내지 22C 집단에서 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강 시트들의 HEC는 75% 내지 100% 범위 내에 있다.
한편으로는 23D 내지 28D 강 시트들의 그리고 다른 한편으로는 29D 강 시트의 HEC 성능 및 미세구조들을 비교하면, 역할을 할 수 있는 것이 칼슘 처리뿐만이 아니라, 다른 무엇보다도 열간 압연 및 ROT 냉각 조건들임을 알 수 있다.
23D 내지 29D 강 시트들 모두에 있어서, 칼슘 처리는 사용되지 않았으며, 한편으로 23D 내지 28D 강 시트들과 다른 한편으로 29D 강 시트의 유일한 차이는 사용된 열간 압연 및 ROT 냉각 조건들이다. 23D 내지 28D 강 시트들에 있어, Tin, FT7 및 FRT는 각각 920℃ 내지 970℃ 및 900℃ 내지 940℃ 범위 내에 있는 반면에, 29D 강 시트의 경우에는, 값이 1000℃ 및 963℃로 상당히 더 높다. 또한, ROT 시작 시 냉각 속도는 29D 강 시트의 경우 상당히 더 높다: 29D의 경우 약 71℃/s 대 23D 내지 28D의 경우 27℃/s 내지 44℃/s. 23D 내지 29D의 모든 강 시트들의 미세구조들이 대체로 단일상 페라이트이긴 하지만, 29D 강 시트에 사용된, ROT 시작 시 강 스트립의 증가된 냉각과 결합하여, 마무리 압연을 위한 증가된 온도들은 다각형 페라이트를 사용하여 바늘 모양/베이나이트 페라이트 분율의 증가로 이어지며, 인장 특성들을 현저히 손상시키지 않고, HEC의 상당한 증가로 이어진다. 이는 측정된 MOD 지수 값들에 반영된다. 즉, 23D 내지 28D 강 시트들이 0.30 내지 0.45 범위의 MOD 지수 값들을 가지며, 반면, 29D 강 시트의 경우, 값이 0.65로 상당히 더 높다. 구멍-확장력에 관해서는, 23D 내지 28D 강 시트들의 값들은 35% 내지 53% 범위 내에 있는 반면, 29D 강 시트의 HEC는 81%이다.
또한, E 강-30E 내지 36E 강 시트들-에 있어서, 인장 특성들, 구멍-확장력 및 미세구조에 대한 열간 압연 및 ROT 냉각 조건들의 영향을 연구하였다. E 강에 대해 나타난 영향은 23D 내지 28D 강 시트들의 경우 HEC 및 미세구조와 관련하여 관찰한 것과 유사하다: 마무리 압연 온도 및 ROT 시작 시 최초 냉각 속도의 증가는 HEC의 상당한 증가 및 전체의 대체로 단일상인 페라이트 미세구조 내 PF 및 AF/BF 체적 분율들의 상당한 증가로 이어진다. 후자는 다시 MOD 지수의 증가에 반영된다. 즉, 30E 내지 35E 강 시트들은 0.25 내지 0.42 범위 내의 MOD 지수 값들을 갖는 반면, 36E 강 시트의 경우, 이 값은 약 0.50이다. 30E 내지 35E 강 시트의 상응하는 HEC는 35% 내지 56% 범위 내에 있으며, 반면, 36E 강 시트의 HEC는 측정된 값이 65%로 상당히 더 높다.
SFF에 대한 척도로서 HEC가 특정 강 시트로 자동차 섀시 부품의 제조 가능성과 관련이 있는 반면, PEF는 일단 사용중인 자동차 섀시 부품의 임계 에지 피로에 대한 척도로 여겨진다. PEF를 결정하기 위해, 압연 방향에 평행한 길이 방향 축을 갖는 직사각형 표본들(185×45mm2)을 다수의 강 시트에서 절단한 후, 강 표본의 중앙에 직경 15mm인 구멍을 타공(단일-타공)했다. 이 PEF 표본들의 외형은 구멍 둘레의 응력 집중도가, 언제나 피로 균열이 구멍 옆에서 시작되는 것을 보장할 정도로 충분히 크도록 설계되었다. 이는, 보통의 기질 응력-수명 또는 S-N 피로 시험(파단 주기들(Nf)의 함수로서의 응력(MPa))이 보통 그렇듯이, 직사각형 표본들이 추가적인 샌딩(sanding)/연마를 필요로 하지 않고 길로틴 전단기(guillotine shear)들로 간단하게 절단될 수 있다는 것을 의미한다. 조사된 강 시트들은 모두 15mm 타공기로 타공되었다. 약 3.05mm 내지 3.04mm의 두께를 갖는 6A 내지 15C 강 시트들은 각각 15.8mm 다이(die)와 결합하여 타공되었으며, 이는 이 강 시트들에 대하여 각각 13.1% 내지 13.2%의 클리어런스로 이어진다. 2.89mm의 두께를 갖는 29D 강 시트에 있어서는, 15.5mm 다이가 사용되었고, 이는 8.7%의 클리어런스로 이어진다. 클리어런스(Cl, 퍼센트)는, 다음에 따라, 상기 다이(ddie, mm)의 직경, 타공기의 직경(dpunch, 이 경우 15mm) 및 강 시트의 두께(t, mm)에 기초하여 계산되었다:
Figure 112019025819234-pct00017
모든 PEF 시험들은 단일 축 유압 시험기 및 0.1의 시험 R-값(최소 부하/최대 부하)을 이용해 수행되었다. 시험 부하를 타공-구멍 피로 시험 표본의 가운데에서 횡단면 영역으로 나누어 (즉, 측정된 구멍 크기를 제외한 표본 너비) 재료 두께의 영향을 제거하기 위해, 부하들을 응력들로 변환시켰다. PEF 시험에 사용된 파단 기준은 변위의 0.1mm 증가였다.
PEF 시험의 결과들이 공정 조건들의 표시(Ca = 칼슘 처리, 유 또는 무; HSM = 본 발명에 다른 마무리 압연 온도들, ROT 냉각 조건들, 및 코일링 온도, 유 또는 무), 인장 특성들(Rp0.2 = 0.2%의 오프셋 프루프 또는 항복 강도; Rm = 최종 인장 강도; A50 = A50 인장 신장률), HEC(λ), 및 미세구조 특성들(PF = 체적 분율 다각형 페라이트; AF/BF = 체적 분율 바늘 모양/베이나이트 페라이트; MOD 지수)과 함께 표 4에 제시된다. 표 4에서 PEF 강도를 기술하기 위한 관련 특징들은 최대 피로 응력(σmax) 및 강 시트를 타공하기 위해 사용되는 특정 클리어런스(Cl)를 위한 1×105 주기들에서의 Rm에 대한 최대 피로 응력(σmax)의 비율(퍼센트)이다. 또한, 표 4에는 강 기질이 타공될 때 분열 양의 선택적 평가도 제시된다. 분열 정도는 타공된 구멍의 퍼센트로 표현된다.
일반적으로, 한 강의 PEF 성능은 타공 에지의 균열 영역의 표면 거칠기 및 타공 에지에 가까운 강 시트의 내부에 축적된 중압 및 손상의 양에 의해 주로 좌우된다. 결국, 이 특징들은 강 기질의 미세구조 및 기계적 반응뿐만 아니라, -특히- 타공기 및 다이 사이 클리어런스를 포함하는 타공 조건들의 영향에 의해 부분적으로 결정된다. 클리어런스의 증가는 균열 영역의 거칠기 증가를 수반하는 경향이 있으며, 이는 결국 PEF의 열화로 이어질 수 있다. 게다가, 클리어런스가 증가됨에 따라, (중앙 선) 편석 및/또는 인클루전들의 존재 때문에 중압 및 -특히- 내부 손상의 양이 증가 할 수 있다. 이러한 내부 손상은 강 기질 내부의 분열, 내부 공동 및 잠재적인 내부 미세-균열들로 이어질 수 있으며, 이들은 모두 주기적 피로 인가 동안 국부 응력 유발자(local stress raiser)들로 작용할 수 있으며, 따라서 PEF 성능을 손상시킬 수 있다.
도 4는, 비록 두 개의 강들이 현저하게 상이한 항복 강도를 갖고 있지만, 페라이트 강 및 동일한 인장 강도를 가지며 유사한 클리어런스로 타공된 다상 강의 기질 S-N 피로뿐만 아니라 PEF에 대한 항복 강도(Rp0.2)의 영향을 나타내는, 개략적 그래프를 보여준다. 알려진 바와 같이, 종래의 HSLA 강들뿐만 아니라 본 발명에서 규정된 바와 같은 단일상 침전-강화 강과 같은, 페라이트 강들은 0.85 내지 거의 1 범위의 전형적인 항복 비율로, 상대적으로 높은 항복 강도를 갖는다. 반대로, 2상(DP) 또는 복합상(CP) 강들과 같은 다상 강들은 전형적으로 상당히 더 낮은 항복 강도와 전형적으로 0.5 내지 0.85 범위의 항복 비율을 갖는다. 일반적으로는, 높은 항복 강도를 갖는 강은 낮은 항복 강도를 갖는 강보다 상당히 더 높은 기질 S-N 피로 강도를 가질 것이다. 기질 S-N 피로의 경우, 피로 강도는 주기적인 부하 인가 시 피로 균열의 핵 생성 및 성장에 좌우되며, 이는 대부분 각각 강 시트의 표면 거칠기 및 미세구조에 의해 조정된다.
그러나, 일단 강 시트가 타공되면, 구멍 둘레의 응력 집중도가 강 시트의 다른 어떤 곳보다 더 커지는 경향이 있기 때문에, S-N 피로 성능은 대체로 타공 구멍에 의해 조정된다. 결국, 이는 강 시트의 구멍 옆에서 피로 균열의 핵 생성 및 성장으로 이어질 것이다.
도 4에 도시된 바와 같이, 강 시트를 타공하면 응력-수명 (S-N) 피로 성능이 상당히 하락하게 된다. 높은 항복 강도를 갖는 강은, 상대적으로 낮은 항복 강도를 갖는 강보다, 일단 강 시트가 타공될 때, 상당히 높은, 피로 성능의 감소를 전형적으로 경험할 것이다. 이것의 결과가, 타공 시, 페라이트 및 다상 강 등급들의 응력-수명 피로 곡선들이 거이 상충하는 것처럼 보이며, -종래의 응력-수명 기질 피로와 반대로- 항복 응력이 곡선들의 순서에 더 이상 영향을 주지 않고 있음을 강조하는, 도 4에 도시된다. 대신에, 타공된 에지의 조건, 즉, 균열 영역의 표면 거칠기, 그리고 타공-에지 벽에 가까운 강 시트의 중압 및 내부 손상과 같은 다른 요인들이 응력-수명 PEF 곡선의 위치에 영향을 줄 것이다. 그런 이유로, 목표로 하는 고강도 강들의 PEF가, 성능 손실 없이 모든 축소 퍼텐셜(down-gauging potential)을 보장할 만큼 충분히 높도록 보장하는 것이 중요하다.
본 발명의 나노-침전 강화 단일상 페라이트 강이 높은 인장 신장율 및 높은 구멍-확장력과 결합된 높은 강도를 수용할 수 있다는 것이 표 2 및 표 3에서 이미 제시되었다. 해당 미세구조는 다각형 페라이트 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트의 혼합물로 구성된다. 특히, 후자의 페라이트 구성 성분들은 우수한 구멍-확장력을 촉진하기 위해 중요하다고 생각된다. 초기 비교예들은 바늘 모양/베이나이트 페라이트를 사용으로 인한 너무 높은 다각형 페라이트 분율은 너무 낮은 HEC로 이어져서, 타공 구멍이 신장될 때, 조기 균열 및 파단으로 이어진다는 것을 보여준다. 이러한 맥락에서, 본 발명에 필요한 바늘 모양/베이나이트 상 구성 성분들은, 강 시트가 타공되거나, 절단되거나 전단될 때와 같이 강렬한 국부 변형을 거칠 때, 강 시트의 손상 내성을 증가시킨다고 생각된다. 특히, 강 내 인클루전들에 핵을 생성할 수 있는, 바늘 모양 페라이트는 인클루전들을 미세-입자 모체 안에 국부적으로 내포시켜서, 타공 등 동안 강이 심하게 변형될 때, 인클루전들의 존재가 덜 유해하도록 만들 수 있다고 생각된다. 게다가, 바늘 모양 및 베이나이트 페라이트 상 구성 성분들의 미세하고 복잡한 페라이트 형태는 균열의 전파를 억제한다고 생각된다. 타공 시 분열로 이어질 수 있는 모든 (중앙 선) 편석을 방지하거나 적어도 억제하는 것 및 최종 미세구조 내 황화물-기반 및/또는 산화물-기반 인클루전들(즉, 1㎛ 이상의 직경을 갖는 인클루전들)의 존재를 방지하거나 적어도 억제하는 것과 함께, 이 측면들은 본 발명의 나노-침전 강화 단일상 페라이트 강의 피로 성능 감소가 최소로 유지되는 것을 보장하는 것과 관련이 있다. 이러한 맥락에서, 선택적으로, 강 제조 시 칼슘 처리를 피하고, AlxOy-기반 인클루전들이 액체 강으로부터 빠져나오도록 충분한 시간을 부여하는 것을 촉진하려는 시도와 함께, 낮은 S 함량은 황화물-기반 및/또는 산화물-기반 인클루전들의 양을 감소시키는 데 유리하다. 또한, 본 발명에 있어서, 편석, 특히 중앙 선 편석이 억제되거나 심지어는 완전히 방지되는 방식으로 강 제조 및 주조가 배치되는 것이 유리하다.
표 4는, 관련 공정 조건들의 표시 및 해당 인장 특성들, 구멍-확장력, 클리어런스뿐만 아니라 EBSD 분석들 및 타공시 분열 정도 평가에서 얻어진 미세구조 특성들에 대한 정보와 함께, 본 발명을 위한 하나의 비교예 및 두 개의 발명예들을 위해 사용된 PEF 성능 및 타공-다이 클리어런스를 보여준다. PEF 성능은 여기서 MPa로 표현되는 1×105 파단 주기들에서 최대 피로 강도(σmax)로, 그리고 강 시트를 타공하기 위해 사용된 특정 클리어런스(Cl)를 위한 1×105 주기들에서의 Rm에 대한 최대 피로 응력(σmax)의 비율(퍼센트)로 측정된다. 표 4에 제시된 강 시트들을 위해 사용된 클리어런스들은 6A 및 15C 강 시트들에 대해서는 약 13%이고, 29D 발명 강 시트에 대해서는 8.7%이다.
데이터는, 6A 비교 강 시트에 있어서, 1×105 파단 주기들에서 최대 피로 강도로 표현되는 PEF는 296MPa인 반면, 실질적으로 동일한 두께 및 타공용 클리어런스를 갖는 15C 발명 강 시트에 있어서는, 314MPa로 상당히 더 높다. 6A 비교 강 시트 및 15C 발명 강시트에 대한 1×105 파단 주기들에서 σmax/Rm 비율에 대해서도 동일한 추세이다. 즉, 각각 35.2% 대 37.8%이다. 6A 강 시트에 대한 15C 강시트의 향상된 PEF 성능은 -HEC와 관련하여 앞서 논의된 바와 유사하게- S 함량이 낮게 유지되고, 칼슘 처리가 사용되지 않았다는 사실 및 마무리 압연, ROT 및 코일링 조건들이 본 발명에 따랐으며, 이것이, 15C 강 시트의 경우, 60% 이하의 PF 그리고 40% 이상의 AF/BF를 갖는 다각형 페라이트 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트 혼합물로 구성되는 원하는 미세구조로 이어졌다는 사실의 결과로 본다. 다른 두드러지는 관찰은, 6A 비교 강 시트에 있어서, 타공 구멍 둘레의 80% 내지 100%를 망라하는, 광범위한 분열이 관찰되었다. 15C 발명 강 시트에 있어서, 타공 후 분열 정도는 5% 이하이다. 강력한 분열의 축소는 중앙 선 편석 양의 강력한 감소 및 6A 비교 강 시트와 비교하여 15C 발명 강 시트에 있어서의 상대적으로 큰 AlxOy-기반 인클루전 양의 감소와 관련된다.
표 4는 또한 29D 발명예와 관련된 세부사항을 보여준다. 이 강 시트의 PEF 성능을 평가하기 위해, 8.7%의 클리어런스가 사용되었다. 또한, 이 강 시트는 타공 시 분열의 흔적이 거의 없거나 아예 없음을 보여주었으며, -이 특정 발명의 경우- 50% 이하의 PF 및 50% 이상의 AF/BF를 갖는 다각형 페라이트 및 바늘 모양/베이나이트 페라이트 혼합물로 구성되는 원하는 미세구조에 기초하는, 331MPa인, 1×105 파단 주기들에서 양호한 PEF 강도를 제공하였다. 표 1은 강의 구성 요소, 표 2는 강의 처리 조건, 표 3은 강들의 인장 및 HEC 특성들 및 미세구조, 표 4는 강의 인장 및 PEF 특성 및 미세구조를 각각 나타낸다.
Figure 112019025819234-pct00018
Figure 112019025819234-pct00019
Figure 112019025819234-pct00020
Figure 112019025819234-pct00021

Claims (15)

  1. 열간 압연 고강도 강 스트립 제조 방법으로서,
    인장 신장률, SFF 및 PEF 강도의 우수한 조합과 함께, 570MPa 이상의 인장 강도를 가지며:
    슬래브를 주조한 후, 1050℃ 및 1260℃ 사이 온도까지 경화된 슬래브를 재가열하는 단계;
    980℃ 및 1100℃ 사이인 최종 압연 스탠드를 위한 입구 온도로 강 슬래브를 열간 압연하는 단계;
    950℃ 및 1080℃ 사이 마무리 압연 온도에서 상기 열간 압연을 마무리하는 단계;
    50℃/s 내지 150℃/s 사이 1차 냉각 속도로 600℃ 및 720℃ 사이 ROT에서의 중간 온도까지 열간 압연된 강 스트립을 냉각시키는 단계;
    이어서,
    - 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태에서 기인하는 잠열로 0℃/s 및 +10℃/s 사이 속도로 강을 가열하는 단계; 또는
    - 강을 등온으로 유지시키는 단계; 또는
    - 강을 냉각시켜, -20℃/s 내지 0℃/s인 제 2 단계에서의 온도 변경 속도로 이어지는 단계;가 뒤따르고,
    580℃ 및 660℃ 사이 코일링 온도에 이르는 단계를 포함하며,
    상기 강은 (wt%로):
    0.015% 및 0.15% 사이 C;
    0.5% 이하의 Si;
    1.0% 및 2.0% 사이 Mn;
    0.06% 이하의 P;
    0.008% 이하의 S;
    0.1% 이하의 Al_sol;
    0.02% 이하의 N;
    0.12% 및 0.45% 사이 V;
    선택적으로,
    - 0.05% 이상 및 0.7% 이하 중 적어도 하나의 Mo,
    - 0.15% 이상 및 1.2% 이하 중 적어도 하나의 Cr, 및
    - 0.01% 이상 및 0.1% 이하 중 적어도 하나의 Nb 중 하나 이상;
    선택적으로, 5 이상 70 이하 ppm의 Ca;
    잔부 Fe 및 불가피한 불순물들;
    을 포함하며,
    상기 강은 60% 이하의 다각형 페라이트(PF) 및 40% 이상의 바늘 모양/베이나이트 페라이트(AF/BF)의 혼합물을 포함하는 단일상인 페라이트 미세구조를 가지며, 상기 페라이트 구성 성분들 합계의 총 체적 분율이 95% 이상이며, 상기 페라이트 구성 성분들이 V 및 선택적으로 Mo 및 Nb 중 하나 이상으로 구성되는 미세한 합성 탄화물 및 탄질화물 침전물들 중 적어도 하나로 강화되는, 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    칼슘 처리가 사용되지 않으며, 상기 강 내에 존재하는 모든 Ca은 강 제조 공정에서 나온 불가피한 불순물이며, 상기 강은 0.003% 이하의 S을 포함하는, 방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 최종 압연 스탠드를 위한 입구 온도는 1050℃ 이하인, 방법.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 마무리 압연 온도는 1030℃ 이하인, 방법.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 1차 냉각 속도는 중간 온도까지 60℃/s 이상 및 100℃/s 이하 중 적어도 하나에 해당하며, 상기 중간 온도는 630℃ 이상 및 690℃ 이하 중 적어도 하나에 해당하는, 방법.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 중간 온도까지의 냉각 이후:
    오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태에서 기인하는 잠열로 인해 0℃/s 및 +5℃/s 사이 속도로 가열되는 단계; 또는
    등온으로 유지되는 단계; 또는
    냉각되어서, -15℃/s 내지 0℃/s인 ROT의 제 2 단계에서의 온도 변경 속도로 이어지는 단계;
    를 진행하여 코일링 온도에 이르며, 상기 코일링 온도는 600℃ 이상 및 650℃ 이하 중 적어도 하나인, 방법.
  7. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    코일링 된 열간 압연 강 스트립을 상온까지 서서히 냉각되도록 놓아두거나, 코일을 저수 탱크 안에 담그거나 물 분무로 코일을 냉각시킴으로써, 상온까지의 냉각 단계를 거치도록 하는, 방법.
  8. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    표면-스케일(scale) 제거 처리 후 상기 열간 압연 강 스트립이 코팅 공정을 거쳐, 아연 또는 아연 합금 코팅으로 강의 부식 방지가 보장되며, 상기 아연 합금 코팅은 주요 합금 원소들로 알루미늄 및 마그네슘 중 하나 이상을 포함하는, 방법.
  9. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이:
    - 50% 이하의 다각형 페라이트 및 50% 이상의 바늘 모양/베이나이트 페라이트의 혼합물을 (모체의 체적 퍼센트로) 포함하는 단일상인 페라이트 미세구조를 갖는, 방법.
  10. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    전자 후방 산란 회절(EBSD) 기술로 측정된, 상기 열간 압연 강 스트립의 미세구조의 MOD 지수는 0.5 내지 0.8 사이인, 방법.
  11. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이 570MPa 이상의 인장 강도와 90% 이상의 HEC를 가지며, 상기 강이 (wt%로):
    0.02% 및 0.05% 사이의 C;
    0.25% 이하의 Si;
    1.0% 및 1.8% 사이의 Mn;
    0.065% 이하의 Al_sol;
    0.013% 이하의 N;
    0.12% 및 0.18% 사이의 V;
    0.02% 및 0.08% 사이의 Nb; 및
    선택적으로 0.20% 및 0.60% 사이의 Cr;
    을 포함하는, 방법.
  12. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이 780MPa 이상의 인장 강도와 65% 이상의 HEC를 가지며, 상기 강이 (wt%로):
    0.04% 및 0.06% 사이의 C;
    0.30% 이하의 Si;
    1.0% 및 1.8% 사이의 Mn;
    0.065% 이하의 Al_sol;
    0.013% 이하의 N;
    0.18% 및 0.24% 사이의 V;
    0.10% 및 0.25% 사이의 Mo;
    0.03% 및 0.08% 사이의 Nb; 및
    선택적으로 0.20% 및 0.80% 사이의 Cr;
    을 포함하는, 방법.
  13. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이 980MPa 이상의 인장 강도와 40% 이상의 HEC를 가지며, 상기 강이 (wt%로):
    0.08% 및 0.12% 사이의 C;
    0.45% 이하의 Si;
    1.0% 및 2.0% 사이의 Mn;
    0.065% 이하의 Al_sol;
    0.013% 이하의 N;
    0.24% 및 0.32% 사이의 V;
    0.15% 및 0.40% 사이의 Mo;
    0.03% 및 0.08% 사이의 Nb; 및
    선택적으로 0.20% 및 1.0% 사이의 Cr;
    을 포함하는, 방법.
  14. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이:
    570MPa 이상의 인장 강도와 90% 이상의 HEC, 또는
    780MPa 이상의 인장 강도와 65% 이상의 HEC, 또는
    980MPa 이상의 인장 강도와 40% 이상의 HEC를 가지며,
    (Rm×A50)/t0.2 > 10000인, 방법.
  15. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 압연 강 스트립이:
    - 570MPa 이상의 인장 강도와 90% 이상의 HEC를 가지며,
    이때, 응력 비율이 0.1 그리고 타공 클리어런스가 8% 내지 15%일 때 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력이 280MPa 이상이며; 또는
    - 780MPa 이상의 인장 강도와 65% 이상의 HEC를 가지며,
    이때, 응력 비율이 0.1 그리고 타공 클리어런스가 8% 내지 15%일 때 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력이 300MPa 이상이며; 또는
    - 980MPa 이상의 인장 강도와 40% 이상의 HEC를 가지며,
    이때, 응력 비율이 0.1 그리고 타공 클리어런스가 8% 내지 15%일 때 1×105 파단 주기들에서, 최대 피로 응력이 320MPa 이상이며,
    (Rm×A50)/t0.2 > 10000인, 방법.
KR1020197007374A 2016-09-22 2017-09-22 우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법 KR102473782B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16190061.8 2016-09-22
EP16190061 2016-09-22
PCT/EP2017/074072 WO2018055098A1 (en) 2016-09-22 2017-09-22 A method of producing a hot-rolled high-strength steel with excellent stretch-flange formability and edge fatigue performance

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190058476A KR20190058476A (ko) 2019-05-29
KR102473782B1 true KR102473782B1 (ko) 2022-12-02

Family

ID=57083103

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197007374A KR102473782B1 (ko) 2016-09-22 2017-09-22 우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법

Country Status (10)

Country Link
US (1) US11242579B2 (ko)
EP (1) EP3516085B1 (ko)
JP (1) JP7077309B2 (ko)
KR (1) KR102473782B1 (ko)
CN (1) CN109790595B (ko)
BR (1) BR112019002826B1 (ko)
CA (1) CA3034549A1 (ko)
ES (1) ES2808342T3 (ko)
MX (1) MX2019003292A (ko)
WO (1) WO2018055098A1 (ko)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109147873B (zh) * 2018-07-13 2021-09-21 江西理工大学 一种预测微合金钢焊接粗晶区晶粒尺寸的方法
JP2022520485A (ja) * 2019-02-18 2022-03-30 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 機械的特性が改善された高強度鋼
CZ2019542A3 (cs) * 2019-08-19 2020-09-02 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob výroby ocelových dílů z AHS oceli řízeným lokálním ochlazováním médiem, využívající tvorbu vícefázové struktury s přerušovaným chlazením na požadované teplotě
US20230151466A1 (en) * 2020-03-13 2023-05-18 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot rolled steel strip having improved properties
DE102021104584A1 (de) 2021-02-25 2022-08-25 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher lokaler Kaltumformbarkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
WO2024032949A1 (en) * 2022-08-09 2024-02-15 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot-rolled high-strength steel strip

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001355043A (ja) * 2000-04-13 2001-12-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1153841C (zh) 2000-10-31 2004-06-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板和它的制造方法
JP3887300B2 (ja) 2002-11-12 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP4819489B2 (ja) * 2005-11-25 2011-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 一様伸び特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4803108B2 (ja) * 2007-05-21 2011-10-26 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
MX2010010386A (es) 2008-03-26 2010-10-15 Nippon Steel Corp Lamina de acero enrollada en caliente que tiene excelentes propiedades de fatiga y capacidad de conformacion mediante las pestañas de estiramiento y procesos para producir lamina de acero enrollada en caliente.
KR101109953B1 (ko) * 2008-09-29 2012-02-24 현대제철 주식회사 연신율과 신장플랜지성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법
JP5041083B2 (ja) * 2010-03-31 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5041084B2 (ja) * 2010-03-31 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101531778B1 (ko) 2011-03-18 2015-06-25 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5838796B2 (ja) * 2011-12-27 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5994356B2 (ja) * 2012-04-24 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2013167572A1 (en) 2012-05-08 2013-11-14 Tata Steel Ijmuiden Bv Automotive chassis part made from high strength formable hot rolled steel sheet
JP5821864B2 (ja) 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP2954074B1 (en) 2013-02-11 2018-10-31 Tata Steel IJmuiden BV A high-strength hot-rolled steel strip or sheet with excellent formability and fatigue performance and a method of manufacturing said steel strip or sheet
MX2015014436A (es) 2013-04-15 2016-02-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
KR20150025952A (ko) 2013-08-30 2015-03-11 현대제철 주식회사 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법
MX2018001140A (es) * 2015-07-31 2018-04-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia.
KR102010358B1 (ko) 2018-07-02 2019-08-14 김경훈 형강 파일 인발기

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001355043A (ja) * 2000-04-13 2001-12-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20190352736A1 (en) 2019-11-21
CN109790595B (zh) 2021-01-26
CA3034549A1 (en) 2018-03-29
BR112019002826A2 (pt) 2019-05-21
WO2018055098A1 (en) 2018-03-29
ES2808342T3 (es) 2021-02-26
US11242579B2 (en) 2022-02-08
JP7077309B2 (ja) 2022-05-30
KR20190058476A (ko) 2019-05-29
BR112019002826B1 (pt) 2022-12-13
CN109790595A (zh) 2019-05-21
EP3516085B1 (en) 2020-07-08
JP2019533082A (ja) 2019-11-14
EP3516085A1 (en) 2019-07-31
MX2019003292A (es) 2019-05-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102473782B1 (ko) 우수한 신장-플랜지 성형성 및 에지 피로 성능을 갖는 열간 압연 고강도 강의 제조 방법
CA2866130C (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CA2792535C (en) High-strength hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR102648441B1 (ko) 우수한 신장-플랜지 성형성을 가진 열간-압연 고강도 롤-성형 가능한 강 시트 및 그 제조방법
KR20230174280A (ko) 프레스 경화 부품 제조용 강판, 고강도와 충돌 연성의 조합을 갖는 프레스 경화 부품, 및 그 제조 방법
KR20190034265A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP2011157583A (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20210024135A (ko) 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
JP6973694B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JPH08188847A (ja) 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法
JP6762797B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2003247045A (ja) 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
JP7192819B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7192818B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2023508268A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7403658B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7168136B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7188618B2 (ja) 熱延鋼板
TWI667356B (zh) High-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance, and method for producing high-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance
JP2023506049A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN114846166A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
JP2023507957A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant