KR102478025B1

KR102478025B1 - 열간 압연 평탄형 강 제품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102478025B1
Application number: KR1020197019640A
Authority: KR
Inventors: 마누엘라 아렌홀드; 라이너 페흐테-하이넨; 옌스 호르스트만; 리차드 게오르그 씨에쎈
Original assignee: 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트; 티센크룹 악티엔게젤샤프트
Priority date: 2016-12-14
Filing date: 2017-12-06
Publication date: 2022-12-15
Also published as: CA3046108A1; US11371113B2; MX2019006862A; KR20190095340A; US20200071785A1; EP3555337A1; CN110088326A; WO2018108653A1; CN110088326B; JP2020509161A; JP7193454B2

Abstract

본 발명은 시트 두께가 두껍고 물성들이 최적으로 조합된 열간 압연 평탄형 강 제품을 제공한다. 이를, 평탄형 강 제품은 (중량%로) C:0.1-0.3%, Mn:1.5-3.0%, Si:0.5-1.8%, Al:최대 1.5%, P:최대 0.1%, S:최대 0.03%, N:최대 0.008%, 다음의 양을 구비하는 "Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에서 선택적으로 선택되는 하나 또는 그 이상의 원소들, Cr:0.1-0.3%, Mo:0.05-0.25%, Ni:0.05-2.0%, Nb:0.01-0.06%, Ti:0.02-0.07%, V:0.1-0.3%, B:0.0008-0.0020%, 잔부는 철 및 제조와 관련된 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 구성된다. 이 평탄형 강 제품의 인장 강도 Rm은 800-1500MPa이고, 항복 강도 Rp는 700MPa를 상회하고, 파단 연신 A는 7-25%이며 및 홀 확장율 λ는 20%를 상회한다. 또한, 평탄형 강 제품의 조직은 적어도 85 면적%가 마르텐사이트이고, 이 중 적어도 절반은 템퍼드 마르텐사이트이며, 조직의 각 잔부는 최대 15 체적%의 잔류 오스테나이트, 최대 15 면적%의 베이나이트, 최대 15 면적%의 다각 페라이트(polygonal ferrite), 최대 5 면적%의 시멘타이트 및/또는 최대 5 면적%의 비다각 페라이트이다.　 평탄형 강 제품의 조직의 KAM 값은 적어도 1.50°이다. 본 발명은 본 발명의 평탄형 강 제품 제조 방법에도 관한 것으로, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직 특성은 적당한 열처리로 설정된다.

Description

열간 압연 평탄형 강 제품 및 그 제조 방법

본 발명은 높은 인장 강도(Rm), 높은 항복 강도(Rp) 및 높은 파단 연신(A) 같이 서로 이상적으로 조화를 이루는 기계적 특성과 "λ"(람다)로 약칭되는 높은 홀 확장 값으로 특징되는 우수한 성형성이 조합된 열간 압연 평탄형 강 제품에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품은 우수한 장기(long-term) 강도 및 내마모성으로 유명하다.

본 발명은 이러한 종류의 평탄형 강 제품 제조 방법에도 관한 것이다.

본 명세서에서 평탄형 강 제품(flat steel product)이라고 하면, 이 용어는 스트립 또는 시트와 같은 압연 제품이나, 스트립 또는 시트로부터 분할된 플레이트 및 블랭크를 의미한다. 평탄형 강 제품 각각의 폭과 길이는 두께보다 실질적으로 크다.

본 명세서에서 합금 성분들에 대해 수치들이 명시될 때, 특별히 다르게 언급하지 않는 한은, 수치들은 중량 또는 질량에 기초한다. 조직 구성성분들의 양이 명시되어 있는 수치들은(체적%로 보고되어 있는 잔류 오스테나이트의 양에 대한 수치를 제외하고) 일반적으로 특별히 다르게 언급하지 않는 한은 연마된 영역 내에서 관찰된 면적에 기초한다. 반대로 분위기(atmosphere) 성분이 명시되어 있는 수치들은 특별히 언급하지 않는 한은 고려하고 있는 특정 체적에 기초한다.

"담금질 및 분할"(Quench & Partitioning) 제품으로 호칭되는 평탄형 강 제품은 높은 연신 및 최적화된 변형성과 연계된 고강도로 유명하다. 실제로, 이러한 종류의 평탄형 강 제품은 시트 두께가 작은 냉간 압연 제품으로 사용되고 있다.

그러나 WO 2013/004910 A1호(EP 2 726 637)로부터 공지되어 있는 것은 고강도 구조강 및 이들로 구성된 제품들의 제조 방법이다. 여기서, 우선 적당하게 선택된 강 합금의 슬래브를 950-1300℃로 가열한 후 슬래브 내에 온도 분포가 균일하게 될 때까지 유지한다. 이 강으로 제작되는 슬래브는 일반적으로 (중량%로) 0.17-0.23%C, 1.4-2.0%Si, 또는 Al이 존재하는 경우에는 총 합 1.2-2.0%의 Al 및 Si, 1.4-2.3% Mn 및 0.4-2.0% Cr, 선택적으로 최대 0.7% Mo, 잔부는 철과 불가피한 불순물로 구성되는 것으로 의도된다. 어닐링 처리 후, 슬래브를 재결정 온도 미만 그리고 A3 온도를 상회하는 온도의 온도 영역에서 열간 압연한다. 열간 압연이 종료한 후, 얻어진 열간 스트립을 적어도 20℃/초의 담금질 속도로 마르텐사이트 형성이 시작되는 온도 Ms와 마르텐사이트 형성이 종료되는 온도 Mf 사이의 온도 범위에 속하는 담금질 정지 온도까지 담금질한다. 여기서 담금질 정지 온도는 일반적으로 200℃를 상회하고 400℃ 미만의 온도 범위 내이다. 이렇게 담금질된 열간 스트립은, 마르텐사이트로부터 탄소를 오스테나이트 조직 성분으로 이동시키기 위해 "분할 처리"(partitioning treatment)된다. 마지막으로, 이렇게 처리된 열간 스트립을 실온으로 냉각시킨다. 본 문헌에서, 담금질 및 분할 처리의 핵심이 되는 파라미터는 해결되지 않은 상태로 남아 있다.

전술한 종래 기술을 배경으로 하여, 본 발명의 목적은 시트 두께가 더 크고 물성들의 조합이 최적으로 된 평탄형 강 제품을 제공하는 것이다.

본 발명은 또한 이러한 제품을 저렴하면서도 공정 측면에서 신뢰성 있는 제조 공정을 명시한다.

제품과 관련하여, 본 발명의 목적은 청구항 제1항에 명시되어 있는 열간 압연 평탄형 강 제품에 의해 달성된다.

공정과 관련하여, 본 발명의 평탄형 강 제품을 제조할 때, 본 발명의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 해법은 청구항 제7항에 명시되어 있는 공정을 완료하는 것을 포함한다.

종속 청구항들에 본 발명의 유리한 실시형태들이 명시되어 있고, 본 발명의 일반적인 개념과 유사하게 이하에서 상세하게 설명한다.

본 발명은 열간 압연 평탄형 강 제품 및 그 제조에 적당한 방법을 제공한다.

본 발명에 따라 구성된 열간 압연 평탄형 강 제품 및 본 발명에 따라 제조된 열간 압연 평탄형 강 제품은 다음 조성을 구비하는 강으로 구성되어 있다. (중량%로)

C:　　　　　0.1-0.3%

Mn:　　　　1.5-3.0%

Si:　　　　0.5-1.8%

Al:　　　　최대 1.5%

P:　　　　　최대 0.1%

S:　　　　　최대 0.03%

N:　　　　　최대 0.008%

다음의 양을 구비하는 "Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에서 선택적으로 선택되는 하나 또는 그 이상의 원소들,

　　　　　　　　Cr:　　　　0.1-0.3%

　　　　　　　　Mo:　　　　0.05-0.25%

　　　　　　　　Ni:　　　　0.05-2.0%

　　　　　　　　Nb:　　　　0.01-0.06%

　　　　　　　　Ti:　　　　0.02-0.07%

　　　　　　　　V:　　　　　0.1-0.3%

　　　　　　　　B:　　　　　0.0008-0.0020%

잔부는 철 및 제조와 관련된 불가피한 불순물.

여기서, 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품은 다음 사항이 두드러진다.

- 평탄형 강 제품의 인장 강도 Rm은 800-1500MPa, 항복 강도 Rp는 700MPa를 상회, 파단 연신 A는 7-25% 및 홀 확장 λ는 20%를 상회하고,

- 평탄형 강 제품의 조직은 적어도 85 면적%가 마르텐사이트이고, 이 중 적어도 절반은 템퍼드 마르텐사이트이며, 조직의 각 잔부는 최대 15 체적%의 잔류 오스테나이트, 최대 15 면적%의 베이나이트, 최대 15 면적%의 다각 페라이트(polygonal ferrite), 최대 5 면적%의 시멘타이트 및/또는 최대 5 면적%의 비다각 페라이트, 및

- 평탄형 강 제품의 조직의 KAM(kernel average misorientation) 값이 적어도 1.50°이다.

탄소 "C"는 본 발명에 따라 처리된 용강 내에 0.1-0.3 중량% 수준으로 존재한다. 1차적으로 C는 오스테나이트 형성에 주된 역할을 한다. 충분한 농도의 C는 최대 930℃의 온도에서 오스테나이트화가 완료될 수 있게 하는데, 이는 본 명세서에서 문제가 되는 종류의 강을 열간 압연할 때 일반적으로 선택되는 열간 종료 온도 미만이다. 담금질 중에 가능하면 조기에, 잔류 오스테나이트의 일부가 본 발명에 따라 제공되는 탄소에 의해 안정된다. 또한, 나중에 이루어지는 분할 단계에서 추가로 안정화 된다. 제1 냉각 단계(θQ) 또는 최후 냉각 단계(θP2)에서 생성되는 마르텐사이트의 강도는 마찬가지로 본 발명에 따라 처리되는 강 성분 중 C 함량에 크게 의존한다. 그러나 이와 동시에 C 함량이 증가함에 따라 마르텐사이트 시작 온도가 더 낮은 온도로 이동 한다. 따라서 C 함량이 너무 많으면 이룰 수 있는 담금질 온도가 매우 저온으로 이동하기 때문에 생산에 장애가 된다. 또한 본 발명에 따라 처리되는 강 중 C 함량은 다른 합금 원소들에 비해 CE를 높이는 데에 가장 큰 기여를 하므로, 용접성에 좋지 않은 영향을 미친다. CE는 강의 용접성에 역효과를 주는 합금 원소들을 가리킨다.

CE는 다음 식으로 계산될 수 있다.

CE=%C+[(%Si+%Mn)/6]+[(%Cr+%Mo+%V)/5]+[(%Cu+%Ni)/15]

여기서, (중량%로) %C=강 중 C 함량, %Si=강 중 Si 함량, %Mn=강 중 Mn 함량, %Cr=강 중 Cr 함량, %Mo=강 중 Mo 함량, %V=강 중 V 함량, %Cu=강 중 Cu 함량, %Ni=강 중 Ni 함량이다.

본 발명에 따라 위임된 C 함량으로, 최종 제품의 강도 수준에 걸쳐 목표된 영향을 행사할 수 있다.

망간 "Mn"은 강의 경화능을 위해 중요한 원소이다. 이와 동시에, 망간은 냉각되는 중에 원치 않는 펄라이트가 형성되는 경향을 감소시킨다. 이들 물성들은 본 발명 공정에 따라 <100K/초의 냉각 속도로 제1 담금질한 후에 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 적당한 시작 조직이 확립될 수 있도록 한다. Mn 농도가 너무 크면 연신과 CE에 유해하다. 즉 용접성에 유해하다. 따라서 Mn 함량은 1.5-3.0 중량%로 제한된다. 1.9-2.7 중량%의 Mn에 의해 강도 물성들이 최적으로 조화를 이룰 수 있다.

실리콘 "Si"은 펄라이트 생성을 억제하고 탄화물 형성을 조절하는 데에 중요한 역할을 한다. 시멘타이트가 형성되면 탄소를 결합하여서 잔류 오스테나이트를 추가로 안정화시키는 데에 탄소를 활용할 수 없게 된다. 다른 한편으로, Si 함량이 지나치게 많으면 파단 연신 및 표면 품질을 손상시키는데, 이는 레드 스케일 형성이 가속화되기 때문이다. Al을 합금화함으로써 이에 비교할만한 효과가 유발될 수 있다. 본 발명에 따라 구상되는 제품 물성을 설정하기 위해서는 Si을 최소 0.7 중량% 필요로 한다. 본 발명의 평탄형 강 제품 내에 Si이 적어도 1.0 중량% 수준으로 존재한다면 바람직한 조직이 특별한 신뢰성을 가지며 설정될 수 있다. 목표로 하는 파단 연신 측면에서는 Si 함량의 상한은 1.8 중량%로 규정되고, Si의 최대 함량을 1.6 중량%로 제한하면 평탄형 강 제품의 표면 품질을 최적화할 수 있다. 본 발명의 평탄형 강 제품 중 각 Al 함량에 따라, Si 함량은 아래에서 설명하는 바에 따라 0.5-1.1 중량%, 더 바람직하게는 0.7-1.0 중량%로 할 수 있다.

알루미늄 "Al"은 탈산 및 존재하는 임의의 질소를 결합하는 데에 사용된다. 또한, 전술한 바와 같이, Al은 시멘타이트를 억제하는 데에도 사용될 수 있지만, Si만큼 효과적이지는 않다. 그러나 Al 함량을 증가시키면 오스테나이트화 온도를 상당히 증가시켜서 시멘타이트의 억제가 Si만큼 바람직하게 실현된다. 이 경우, Si가 적어도 1.0 중량% 수준으로 존재한다면, 0-0.03 중량%의 Al 함량이 구상되며, 이는 오스테나이트화 온도 측면에서 우호적이다. 다른 한편으로, 예를 들어 표면 품질을 최적으로 하기 위해 Si 함량을 0.5-1.1 중량% 바람직하게는 0.7-1.0 중량%로 설정한다면, 시멘타이트를 억제하기 위해서는 Al은 최소 0.5 중량% 수준에서 합금화되어야 한다. 하나의 바람직한 구현에서, 특히 신뢰성 있게 탈산 용탕을 형성하기 위해, Al 함량은 적어도 0.01 중량% 수준으로 설정될 수 있다. 강을 주조하는 중에 나타날 수 있는 문제를 회피하기 위해 Al 함량은 최대 1.5 중량%, 바람직하게는 최대 1.3 중량%로 제한된다.

인 "P"는 용접성에 악영향을 준다. 이에 따라 본 발명의 열간 스트립 내 또는 본 발명에 따라 처리된 용탕 내에서 인의 양은 최대 0.1 중량%이며, 최대 0.02 중량% 더 바람직하게는 0.02 중량% 미만이 유리할 수 있다.

황 "S"는 상대적으로 고농도에서 MnS 또는 (Mn, Fe)S를 형성하며, 이는 연신에 악영향을 준다. 이러한 영향을 방지하기 위해, S 함량은 최대 0.03 중량%로 제한되고, 유리하기로는 S 함량을 최대 0.003 중량%, 더 특정하게는 0.003 중량% 미만으로 한다.

질소 "N"은 질화물을 형성하는데, 질화물은 성형성에 좋지 않은 영향을 준다. 따라서 N 함량은 0.008 중량% 미만으로 한다. 높은 수준의 기술적 수고를 채용하면, 예컨대 0.0010 중량% 미만의 매우 적은 N 함량을 실현할 수 있다. 기술적 복잡성을 줄이기 위해, N 함량은 적어도 0.0010 중량%로 설정하는 것이 바람직하고, 적어도 0.0015 중량%로 설정하면 더 바람직하다.

"Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에 속해 있는 합금 원소들은 본 발명의 평탄형 강 제품의 특별한 물성을 부여하기 위해 아래에 설명되어 있는 바에 따라서 개별적으로, 함께 또는 다양하게 조합되어 선택적으로 첨가될 수 있다.

크롬("Cr")은 펄라이트의 효과적인 인히비터이고, 이에 따라 필요한 최소 냉각 속도를 낮출 수 있다. 이를 달성하기 위해, 본 발명에 따라 처리되는 강에 또는 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품에 Cr이 첨가된다. 이 효과를 효과적으로 달성하기 위해, 최소 분율로 0.10 중량% Cr, 바람직하기로는 0.15 중량% Cr이 필요하다. 이와 동시에, Cr을 첨가함으로써 강도가 상당히 증가되고, 또한 결정립계 산화가 현저하게 발생될 위험이 있다. 강의 표면 근처 영역에서 크롬 산화물의 형성은 도금성(coatability)을 어렵게 만들고, 원치 않는 표면 결함이 발생할 수 있게 한다. 재료에 하중이 주기적으로 가해지는 경우, 이들 표면 결함은 장기 강도를 열화시킬 수 있으며, 이에 따라 재료의 조기 파손이 초래될 수 있다. 또한, Cr 함량이 지나치게 높으면 변형성(deformability)을 손상시킨다. 특히 홀 확장율 λ를 20%보다 크게 할 수 없다. 이에 따라 Cr 함량은 0.30 중량% 보다 많지 않게 제한되고, 바람직하기로는 최대 0.25 중량%로 제한된다.

몰리브덴 "Mo"는 이와 유사하게 펄라이트 형성을 억제하는 데에 매우 효과적인 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, 강에는 선택적으로 적어도 0.05 중량%, 더 바람직하게는 적어도 0.1 중량%로 혼합될 수 있다. 0.25 중량%를 초과하여 첨가하는 것은 유효성의 관점에서 의미가 없다.

Cr과 유사하게 니켈 "Ni"는 펄라이트의 인히비터이며 매우 소량으로도 효과가 있다. 선택적으로 적어도 0.05 중량%, 더 바람직하게는 적어도 0.1 중량%, 적어도 0.2 중량%, 적어도 0.3 중량%의 Ni로 합금화 하면, 이 억제 효과가 달성될 수 있다. 소망하는 기계적 물성의 설정 측면에서, Ni 성분을 최대 2.0 중량%로 제한하는 것이 동시에 유용하다. Ni을 최대 1.0 중량%로, 더 바람직하게는 0.5 중량%로 제한하는 것이 특히 실용적인 것으로 나타났다.

본 발명의 평탄형 강 제품의 강은 바나듐 "V", 티타늄 "Ti", 니오븀 "Nb" 같은 마이크로-합금 원소들도 선택적으로 포함할 수 있다. 이들 원소들은 매우 미세하게 분산되어 있는 탄화물(또는 질소 "N"도 함께 존재하는 경우에는 탄질화물)을 형성하여 더 큰 강도에 기여한다. 또한, Ti, V 또는 Nb의 존재는 열간 압연 공정 후에 결정립을 더 미세하게 하고 이에 따라 강도와 성형성의 바람직한 조합을 촉진하는 분할하는 단계에서 결정립계 및 상 경계를 동결(freezing)시킨다. 상당한 효과가 자명하게 나타나는 최소 수준은 Ti의 경우 0.02 중량%, Nb의 경우 0.01 중량% 및 V의 경우 0.1 중량%이다. 그러나 마이크로-합금 원소들의 농도가 지나치게 높으면, 과잉의 탄화물과 조대한 탄화물이 형성되어서 탄소를 결합함으로써, 본 발명에 따른 잔류 오스테나이트의 안정화를 이를 더 이상 활용할 수 없게 된다. 또한, 지나치게 조대한 탄화물의 형성은 소망하는 장기 강도에 악영향을 미친다. 따라서, 개별 원소들의 작용 모드에서, 상한은 Ti의 경우 0.07 중량%, Nb의 경우 0.06 중량% 및 V의 경우 0.3 중량%이다.

마찬가지로 선택적 원소인 보론 "B"의 첨가는 상 경계로 편석시키고 이들의 이동성(mobility)에 방해를 준다. 이는 미세-결정립 조직에 이르게 하고, 이는 기계적 물성에 유리하게 작용할 수 있다. 이 합금 원소가 사용되는 경우, 최소 B 함량은 0.0008 중량%가 관찰되어야 한다. 그러나 B가 합금화되는 경우, N을 결합하기 위해 충분한 Ti가 존재해야만 한다. B의 효과는 약 0.0020 중량% 수준에서 포화되며, 이것이 상한으로 지정된다.

본 발명에 따라 열간 압연된 평탄형 강 제품의 인장 강도(Rm)는 800-1500 MPa, 항복 강도(Rp)는 700 MPa를 상회하고, 파단 연신(A)은 7-25%이다. 인장 강도(Rm), 항복 강도(Rp) 및 파단 연신(A)은 DIN EN ISO 6892-1-2009-12에 따라 결정된다.

이와 동시에, 본 발명의 열간 스트립은 DIN ISO 16630에 따라 결정되는 홀 확장률(λ)을 20%를 상회하는 값으로 반영되는 것과 같이, 성형성이 매우 우수하다는 점이 두드러진다.

본 발명에 따라 구성된, 더 상세하게는 본 발명 공정에 의해 제조된 열간 스트립의 조직은 잔류 오스테나이트 분율을 구비하는 템퍼드 그리고 비-템퍼드 마르텐사이트이다. 조직 내에는 소량의 베이나이트, 다각 페라이트, 비-다각 페라이트 및 시멘타이트도 존재할 수 있다. 조직 내 마르텐사이트 분율은 적어도 85 면적%, 바람직하기로는 적어도 90 면적%로, 그 중 적어도 절반은 템퍼드 마르텐사이트이다. 이에 따라 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품 내 잔류 오스테나이트 분율은 최대 15 체적%이다. 이와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트를 희생시키는 경우, 최대 15 면적%의 베이나이트, 최대 15 면적%의 다각 페라이트, 최대 5 면적%의 시멘타이트 및/또는 최대 5 면적%의 비-다각 페라이트 각각이 조직 내에 존재할 수 있다. 바람직한 실시예에서, 다각 페라이트의 분율 및 비-다각 페라이트 분율이 0 면적%에 이를 수 있는데, 이는 이 경우에서 경도가 균일한 대부분이 마르텐사이트인 조직에서 지체된 균열(cracking)로 인해 홀 확장률에 대한 값이 특별하게 높기 때문이다.

본 발명의 열간 스트립의 조직은 매우 미세해서 통상적인 광학 현미경으로는 조직을 관찰할 수 없다. 따라서 배율이 적어도 5000배인 주사 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰이 추천된다. 그러나 고 배율인 경우에도 최대 허용 가능한 잔류 오스테나이트 양은 결정하기 어렵다. 따라서 ASTM E975에 따른 X-선 회절(XRD)로 잔류 오스테나이트의 정량적 결정을 하는 것이 추천된다.

본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품의 조직은 결정 격자 내에 규정된, 국부적인 결정방위 차(misorientation)가 특징이다. 이는 조직 내에 1차 마르텐사이트의 목표 분율 즉 제1 냉각 중에 형성되는 마르텐사이트 분율에 대해 특히 그러하다. 상기 국부적 결정방위 차는 소위 KAM("kernel average misorientation")으로 정량화 된다. KAM 값은 1.50° 이상, 바람직하기로는 1.55°를 상회한다. KAM은 적어도 1.50°이어야만 하는데, 이는 그러한 경우에 균일한 격자 왜곡을 통해 결정립 내에서 변형에 대한 저항이 균일하기 때문이다. 이러한 방식으로, 변형이 시작할 때에 다중상 조직에 국부적으로 한정된 예비 손상을 방지할 수 있게 된다. KAM이 1.50° 미만이면, 존재하는 조직이 너무 많이 템퍼링 되어서 본 발명의 목표 스펙트럼을 벗어나는 강도 물성을 유발한다.

결과적으로, 순상(pure phase) 분율 외에도, 본 발명에 따라 제조되고 구성된 강 제품의 기계적 물성에 중요한 인자는 특히 결정격자의 왜곡(distortion)이다. 이 결정격자 왜곡은 소성 변형에 대한 초기 저항의 척도를 나타내며, 목표 강도 범위에 비추어서 특성을 결정한다. 격자 왜곡을 측정하고 이에 따라 정량화 하는 적당한 방법은 EBSD(electron backscatter diffraction)이다. EBSD를 사용하면, 상당히 많은 양의 국부적 회절 측정값들이 생성되고 조합되어, 조직 내의 작은 차이와 프로파일들 그리고 국부적 결정방위 차를 확인할 수 있다. 실제적으로 공통된 하나의 EBSD 평가 방법은 하나의 측정 포인트의 방위를 이웃하는 측정 포인트의 방위와 비교하는 전술한 KAM이다. 일반적으로 5°인 임계값보다 작으면, 이웃하는 포인트들은 동일한(왜곡된) 결정립으로 할당된다. 이 임계값보다 크면, 이웃하는 포인트들은 서로 다른 (서브)결정립으로 할당된다. 조직이 매우 미세하기 때문에, EBSD 방법에 있어서 최소 단계 폭 100nm가 권장된다. 본 발명 명세서에 묘사된 강들을 평가하기 위해, 모든 경우에서 현재의 측정 포인트와 3번째로 가까이 이웃하는 포인트 사이의 관계로 KAM이 평가된다. 본 발명에 따른 제품은 적어도 75㎛× 75㎛의 측정 영역으로 얻은 평균 KAM 값이 ≥1.50° 바람직하기로는 ≥1.55°이어야만 한다. Wright, S.I., Nowell, M.M., Fielda, D.A., Review of Strain Analysis Using Electron Backscatter Diffraction, Microsc. Microanal. 17, 2011: 316-329에 KAM의 결정과 관련하여 더 상세하게 설명되어 있다.

본 발명에 따라 구성된 열간 압연 평탄형 강 제품을 제조하는 본 발명의 공정은 적어도 다음 공정들을 포함한다.

a) 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품과 관련하여 전술한 바와 같은 성분을 구비하는 강 합금 즉 0.1-0.3% C, 1.5-3.0% Mn, 0.5-1.8% Si, 최대 1.5% Al, 최대 0.1% P, 최대 0.03% S, 최대 0.008% N, 다음의 양을 구비하는 "Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에서 선택적으로 선택되는 하나 또는 그 이상의 원소들: 0.1-0.3% Cr, 0.05-0.25% Mo, 0.05-2.0% Ni,　0.01-0.06% Nb, 0.02-0.07% Ti, 0.1-0.3% V, 0.0008-0.0020% B, 잔부는 철 및 제조와 관련된 불가피한 불순물을 포함하는 강 합금을 용해하는 단계,

b) 슬래브 또는 박 슬래브 같은 반-제품으로 만들기 위해 용강을 주조하는 단계,

c) 반-제품을 1000-1300℃의 가열 온도 TWE로 가열하는 단계,

d) 반-제품을 두께 1.0-20 mm의 열간 스트립으로 만들기 위해 반-제품을 열간 압연하는 단계로, 이 열간 압연은 TET≥(A3-100℃)인 열간 압연 종료 온도에서 종료되는 열간 압연 단계, 여기서 "A3"은 강의 각 A3 온도를 나타냄.

e) 열간 스트립의 제1 담금질 단계로, 열간 압연 종료 온도 TET에서 시작하여 30K/초를 상회하는 냉각 속도 θQ로 RT≤TQ≤(TMS+100℃)(여기서 "RT"는 실온을 나타내고, "TMS"는 강의 마르텐사이트 시작 온도를 나타냄)인 담금질 온도 TQ까지 열간 스트립을 담금질 하되, 강의 마르텐사이트 시작 온도 TMS는,

TMS[℃]=462-273%C-26%Mn-13%Cr-16%Ni-30%Mo인, 열간 스트립의 제1 담금질 단계,

여기서 (모든 경우에서 중량%로) %C=강 중 C 함량, %Mn=강 중 Mn 함량, %Cr=강 중 Cr 함량, %Ni=강 중 Ni 함량, %Mo=강 중 Mo 함량임.

f) 담금질 온도 TQ로 담금질 된 평탄형 강 제품을 선택적으로 냉각하여 코일로 하는 단계,

g) 담금질 온도 TQ로 냉각된 평탄형 강 제품을 TQ-80℃에서 TQ+80℃ 사이의 온도 범위에서 0.1-48 시간에 걸쳐 유지하는 단계,

h) 평탄형 강 제품을 분할 온도 TP까지 가열하거나 또는 적어도 1K/초의 가열 속도 θP1로 가열이 이루어진 경우; 위 공정 g) 후에 존재하는 평탄형 강 제품의 적어도 TQ+/-80℃와 적어도 동등하고, 최대 500℃인 분할 온도 TP에서 평탄형 강 제품을 0.5-30시간의 분할 시간 tPT에 걸쳐 유지하는 단계,

i) 평탄형 강 제품을 실온까지 냉각시키는 단계,

j) 선택적으로 평탄형 강 제품을 디스케일링하는 단계,

k) 선택적으로 평탄형 강 제품을 코팅하는 단계.

도 1에 본 발명에 따른 열간 스트립 기술적 생산 과정이 개략적으로 도시되어 있으며, 이하에서 상세하게 설명한다.

공정 a):

본 발명에 따라 용해된 강 용탕의 합금화 및 그 변형 가능성은 물론 본 발명에 따른 제품의 성분조성과 관련하여 전술한 것과 동일한 요지로 종속된다.

공정 b):

본 발명에 따라 합금화 된 용탕으로부터 반제품이 주조되며, 이 제품은 일반적으로 슬래브 또는 박 슬래브이다.

공정 c):

반-제품을 가열 온도 TWE로 가열한다. 가열 온도는 본 발명의 강에서 오스테나이트가 형성하는 온도 범위 내에 속한다. 이에 따라 본 발명의 공정이 수행되는 경우, 본 발명 강의 가열 온도 TWE는 적어도 1000℃ 이어야 하는데, 이는 가열 온도가 이보다 낮으면, 후속하는 열간 압력 공정 중에서 발생되는 강도가 너무 높기 때문이다. 이와 동시에, 슬래브 표면이 부분 용해되는 것을 방지하기 위해, 가열 온도는 최대 1300℃이어야 한다.

이러한 방식으로 예를 들면 망간이 편석 되어 조직이 불균질(inhomogeneities)해지는 것을 신뢰성 있게 방지할 수 있도록 하기 위해서는, 가열 온도 TWE가 적어도 1150℃인 것이 바람직하다.

가열 온도 TWE를 최대 1250℃로 제한함으로써, 가열 공정 자체를 경제적으로 할 수 있고, 추가 공정 단계들이 이 온도 범위에서 시작할 수 있게 된다.

또한, 가열 온도 TWE를 1150-1250℃로 설정함으로써, 규정된 조직 상태가 설정되고, 석출물들의 목표된 용해가 이루어진다.

가열 온도 TWE로의 가열은 통상적인 연속 균열로(pusher furnace) 또는 워킹 빔 로(walking beam furnace)에서 수행될 수 있다. 본 발명의 공정이, 본 발명에 따른 성분조성의 강이 일반적으로 두께 40-120mm(DE 4104001 A1호 참조)의 박 슬래브로 주조되는 종래의 박 슬래브 주조 라인에서 채용되는 경우, 가열은 주조 공정이 끝난 후에 횡단되고, 주조 라인에 바로 이어져 있는 로에서 수행될 수 있다.

공정 d):

가열한 후에, 반-제품을 열간 압연하여 최종 두께가 1.0 내지 20mm 사이 바람직하게는 1.5 내지 10mm 사이인 열간 스트립을 얻는다. 가용 플랜트 기술에 따라, 열간 압연은 조압연(rough rolling) 스탠드에서 조압연하는 단계 필요에 따라서는 반대방향으로 수행됨 및 이어서 다듬질 압연 라인에서 다듬질 압연을 포함한다. 다듬질 압연 라인은 연속적으로 가로질러 있는 복수(일반적으로 5개 또는 7개)의 압연 스탠드로 구성되어 있다. 열간 압연에서 최종 압연 온도 TET는 단서 TET≥(A3-100℃)에 따라 설정되어야 한다. 실용적인 목적을 위해 최종 압연 온도 TET가 적어도 처리되는 특정 강 조성의 A3 온도와 동일하거나 그 보다 높으면 유리한 것으로 판명되었다. 따라서, 최종 압연 온도 TET를 850-950℃ 범위로 설정하는 것이 유리하다. 그러나 본 발명의 공정이 조직 내에 특정 분율의 다각 페라이트가 형성될 수 있도록 수행되어야 한다면, 이는 최종 압연 온도 TET를 강의 각 A3 온도보다 최대 100℃ 미만으로 설정함으로써 달성될 수 있다. 처리되는 특정 강 조성의 A3 온도는 Iron and Steel Institute (203), 721쪽-727쪽, 1965에서 Andrews, J.에 의해 발행된 다음 식 (1)에 따라 추정될 수 있다.

여기서 (모든 경우에서 중량%로) %C=강 중 C 함량, %Ni=강 중 Ni 함량, %Si=강 중 Si 함량, %Mo=강 중 Mo 함량, %Mn=강 중 Mn 함량, %Cr=강 중 Cr 함량임.

공정 e):

열간 압연 후에, 강은 열간 압연 종료 온도 TET에서 시작하여 빠른 냉각 속도로 담금질 온도 TQ까지의 제1 담금질 단계에서 담금질된다.

여기서 냉각 속도 θQ는 30K/초를 상회한다.

냉각할 때에 지향되는 담금질 온도 TQ는 한편으로는 실온 미만이 아니다. 다른 한편으로는, 마르텐사이트 변태가 시작하는 온도인 마르텐사이트 시작 온도 TMS보다 최대 100℃ 높다.

마르텐사이트 시작 온도 TMS는 van Bhoemen에 의해 개발된 아래의 식 (2)를 사용하여 추정될 수 있다.

TMS[℃]=462-273%C-26%Mn-13%Cr-16%Ni-30%Mo

담금질 온도 TQ가 마르텐사이트 시작 온도 TMS보다 높은 경우, 원하는 분율의 1차 마르텐사이트는 형성되지 않을 것이다. 그 보다는 각 경우에서 본 발명의 평탄형 강 제품에 대해 본 발명에 따라 규정된 분율을 상회하는 과잉 분율의 페라이트, 펄라이트 또는 베이나이트가 생성될 것이다. 이들 조직 구성성분들의 분율이 지나치게 높으면, 냉각한 후에 분할 처리하는 중에 잔류 오스테나이트의 안정화가 방해된다. 또한, 추가로 냉각하는 중에, 형성된 1차 마르텐사이트는 셀프-템퍼링에 의해, 본 발명에 따라 지향되는 KAM 값에 도달하지 못할 정도로 완화(relax)될 것이다. 또한, 본 발명에 따라 규정된 TMS+100℃ 한계를 상회하는 담금질 온도 TQ에서, 불균일성이 증대할 수 있으며, 이에 따라 각 원소들의 편석이 일어날 가능성이 커지며, 이는 궁극적으로 원치 않는 밴딩을 구비하는 조성을 형성하게 된다.

따라서, 최종 제품의 소망하는 성형성(formability)과 관련하여 특히 담금질하는 중에 형성되는 1차 마르텐사이트와 관련하여 이상적인 조직은, 마르텐사이트 시작 온도 TMS 보다 최대 100℃ 높고, 적어도 마르텐사이트 시작 온도 TMS-250℃와 동일한 담금질 온도 TQ, 즉

(TMS-250℃)≤TQ≤(TMS+100℃)에 의해 달성될 수 있다.

여기서 마르텐사이트 시작 온도 TMS와 마르텐사이트 시작 온도 TMS-150℃ 사이의 담금질 온도 TQ(TMS-150℃≤TQ≤TMS)가 특히 바람직한 것으로 판명되었다.

그러나 본 발명이 본 발명의 평탄형 강 제품의 조직 내에 최대 마르텐사이트 함량을 달성한다면, 실온 범위에 속하는 온도 같이 낮은 담금질 온도 TQ를 선택하는 것도 유용할 수 있다.

공정 f):

재료 전체에서 온도 일관성 및 균일성을 보증하기 위해 담금질 온도 TQ로 담금질 되는 평탄형 강 제품은 필요에 따라서는 공정 e) 후에 권취되어 코일로 될 수 있다.

그러나 이 경우에 평탄형 강 제품의 온도는 담금질 온도 TQ 보다 80℃를 초과하여 떨어져서는 안 된다는 점을 명심해야 한다.

공정 g):

목표로 하는 변태가 일어나는 것을 보장하고 또한 마이크로-합금화 원소를 사용할 때 탄화물을 미세하게 분산시키기 위해서, 냉각한 후에, 담금질 온도 TQ로 냉각된 열간 압연 평탄형 강 제품은 TQ-80℃ 내지 TQ+80℃ 사이의 온도 범위에서 0.1-48 시간 동안 유지된다.

이 공정은 최대 15체적%의 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있는 마르텐사이트 조직을 형성하기 위한 것이다. 실제 시험은 이 결과는 일반적으로 본 발명에 따른 강으로 구성된 열간 스트립의 경우에 최대 2.5시간 동안 유지함으로써 얻어지는 것으로 나타났다. 따라서 에너지 사용 관점에서, 최대 2.5 시간의 유지 시간으로 제한 것이 유용할 수 있다. 더 긴 유지 시간도 해를 끼치지는 않으므로, 가용 플랜트 기술이나 가용 플랜트 기술의 사용기간 측면에서 더 긴 유지 시간이 선택될 수도 있다. 또한, 재료 내에 온도 균일성을 달성하고, 이와 함께 마르텐사이트 조직 내에 최대 15 체적%의 잔류 오스테나이트를 형성시키기 위해, 적어도 1시간의 유지 시간도 유용할 것으로 판명되었다.

TQ-80℃ 내지 TQ+80℃ 사이의 온도 범위 내에서의 유지는 등온적으로 즉 일정 온도에서 수행되거나 또는 비등온적으로 즉 하강 또는 상승 또는 진동하는 온도에서 수행될 수 있다.

유지하는 중에 플랜트-관련 냉각이 있다면, 최대 허용 냉각 속도는 0.05 K/초이다.

그러나 재분배(redistribution) 및 변태(transformation) 이벤트는 유지하는 동안에 발열 방식으로 수행되어 변태 열을 방출함으로써 평탄형 강 제품의 온도를 높일 수 있다. 이러한 경우에서 변태 열은 일어날 수 있는 냉각을 방해한다. 이러한 조직의 비등온적 전개에 대한 셀프-가열 속도는 최대 0.01 K/초이다.

이에 따라 각 담금질 온도 TQ에서 시작하여 유지하는 중에 온도 변화 속도는 일반적으로 -0.05 K/초 내지 +0.01 K/초 사이에서 일어난다.

온도 변화가 있음에도 TQ+/-80℃의 규정된 온도 창이 유지되도록 유지 조건이 선택되어야만 한다.

공정 h):

분할(partitioning)이라고도 불리는 이 공정은, 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 선택적으로 잔류 오스테나이트 조직을 얻기 위한 것이다.

공정 h)에서, 과포화 마르텐사이트로부터 탄소를 구비하는 잔류 오스테나이트를 풍부하게 하기 위해, 평탄형 강 제품은 공정 g) 후에 확립된 온도에서 출발하여 분할 온도 TP로 되거나, 또는 분할 온도 TP가 담금질 온도 TQ 근방에서 +/-80℃에서 변동하는 범위 내에 있다면 평탄형 강 제품은 그 온도에서 유지된다.

분할 온도 TP는 적어도 담금질 온도 TQ만큼 높은 것이 유리하다. 그렇지만 분할 온도 TP는 담금질 온도 TQ보다 적어도 50℃ 높은 것이 바람직하고, 적어도 100℃ 높으면 더 바람직하다.

분할 온도 TP가 공정 g) 후의 온도(담금질 온도 TQ +/-80℃) 보다 낮으면, 탄소 이동성은 잔류 오스테나이트를 안정화시키기에는 너무 낮다. 또한, 1차 마르텐사이트의 템퍼링 효과가 원하는 정도만큼 일어나지 않는다.

최적의 템퍼링 상태를 달성하기 위한 본 발명 강에 대한 분할 온도 TP는 최대 500℃ 더 바람직하기로는 최대 470℃이다.

조직 내에 존재하는 잔류 오스테나이트를 분해(disintegration) 시키지 않으면서 탄소를 충분히 재분배하기 위한 분할 시간 tPT는 30분 내지 30시간이다.

여기서 분할 시간 tPT는 가열 공정을 위해 필요한 시간 tPR(가열 램프)와 등온 유지를 위한 시간 tPI로 구성된다. 여기서 tPI는 제로일 수 있다.

분할 시간 tPT 중 tPR과 tPI 시간들의 비율은, 본 발명에 따라 규정된 전체 분할 시간 tPT가 관찰되는 한은 가변적이다.

공정 h)에서 가열된 평탄형 강 제품이 코일로 권취된 제품인 경우, 열간 스트립이 최대 1K/초의 가열 속도 θP1로 가열되는 것이 이상적이다. 0.005 K/초 미만의 가열 속도 θP1은 실용적으로 보이지는 않는다. θP1>1 K/초의 가열 속도에서, 권취된 열간 스트립의 외각, 중앙 그리고 내부 턴 사이에 온도 차이는 허용되지 않는 온도 차이일 수 있다. 본 발명에 따라 생산된 열간 압연 평탄형 강 제품의 전장 전체에 거쳐 물리적 특성이 균일하게 하기 위해서는, 이들 온도 차이는 최대 85℃이어야만 한다.

펄라이트의 생성과 잔류 오스테나이트의 분해는 규정된 온도에서 유지 시간을 변형함으로써 목표로 하는 방식으로 억제된다.

시간 tPI가 제로이면 공정 관점에서 유리할 수 있다. 이 경우, 가열 공정 중에 즉 시간 tPR 이내에만 소망하는 조직이 확립된다.

전술한 바와 같이, 분할 온도는 공정 g) 후에 평탄형 강 제품에 의해 소유된 온도(담금질 온도 TQ +/-80℃)와 동일할 수 있는데, 이는 평탄형 강 제품의 가열을 위한 시간 tPR이 없다는 것을 의미한다.

분할 공정(공정 h))은 열간 스트립을 서서히 가열할 수 있는 배치 어닐링 로에서 배치 방식으로 완수되는 것이 바람직하다. 이 경우 열간 스트립은 반드시 코일로 권취되어야 한다.

어닐링이 배치 어닐링 로에서 수행되면 다음과 같은 이점들을 얻을 수 있다.

가열하는 중에, 상대적으로 작은 온도 구배가 발생하고 이에 따라 재료 전체에 대한 가열이 더욱 균일해진다. 한편으로, 목표 온도에 의해 다른 한편으로 배치 어닐링 로 내의 각 입력 중량에 의해 최대 가열 속도가 가이드 된다. 가열이 지나치게 급격하면, 스트립이 완전히 균일하게 가열되지 않는다. 이는 균일하지 않은 조직을 발생시키는데 더 상세하게는 다양한 마르텐사이트 형태(morphology)를 발생시켜서 추가의 분할 거동과 최종 조직에 영향을 주게 된다. 이는 가열 어셈블리가 열간 스트립 라인에 직접적으로 통합되어 있는 경우(예를 들면 US 2014/0299237호 경우에서와 같이 연속 어닐링이나 인라인 유도 어닐링)에 특히 그러하다. 불균일한 조직은 변형성을 불량하게 만들며 특히 홀 팽창율을 불량하게 한다.

이와 반대로 느리게 가열하면 마르텐사이트로부터 오스테나이트 내로 탄소를 균일하게 재분포시키며, 이에 따라 한편으로 원치 않는 조대 탄화물의 생성을 방지하고 다른 한편으로는 최종 조직 내에 탄소-리치 오스테나이트의 분율을 조절할 수 있게 한다. 가열이 너무 급속하면 예컨대 상 경계 및 전위 같은 결정학적 결함에 탄소를 축적시켜서 전이 탄화물 및/또는 시멘타이트의 석출을 촉진하게 된다. 이는 분할 단계에서 오스테나이트를 안정화시키기 위해 이용할 수 있는 탄소 양을 감소시켜서 불균일한 조직이 되게 한다. 따라서 분할 단계에서 탄소 재분배의 운동 역학에 적합한 가열 조건으로 조절함으로써 성형 물성이 개선된 특히 홀 팽창율이 개선된 균일한 조직을 확립할 수 있게 된다.

평탄형 강 제품의 전장과 폭 모두에 걸쳐 물성을 균일하게 만들기 위해, 분할 단계에서의 최대 가열 속도 θP1은 1 K/초이고 바람직하기로는 0.075 K/초인데, 이는 이렇게 하지 않으면 성형 특성의 감소 특히 홀 팽창율이 손상되는 것과 관련된 국부적인 불균일성이 있기 때문이다. 최종 조직의 균일성을 최적으로 하고 이에 따라 이상적인 홀 팽창율과 장기 강도 특성을 달성하기 위해, 최대 0.03K/초의 가열 속도로 가열이 수행되는 것이 특히 바람직하다.

최소 가열 속도 θP1은, 경제적인 이유로, 0.005 K/초, 바람직하기로는 0.01 K/초이다.

배치 어닐링 로를 사용할 때 얻을 수 있는 다른 이점은 연속 어닐링 로보다도 더 정밀하게 특정 목표 어닐링 온도를 설정할 수 있다는 것이다. 또한, 불활성 가스 혼합물 내에서 어닐링을 함으로써, 예컨대 산화 같이 열간 스트립 표면에 해로운 효과가 방지될 수 있게 된다. 사용되는 불활성 가스는 수소, 질소 및 수소와 질소의 혼합물도 포함한다. 또한, 별개의 배치 어닐링 로 내에서의 분할은 열간 압연 라인에 비해 사이클 시간을 단축시킬 수 있다. 이는 열간 압연 능력을 더 잘 이용할 수 있게 한다.

공정 h)에서 배치 어닐링 로들이 사용되는 경우, 공정 g)에서 평탄형 강 제품의 배치 어닐링 로 내로의 운송은 온도 TQ와 관련하여 전술한 단서들을 감안하는 방식으로 수행되어야 한다.

공정 h) 후에, 열간 압연 평탄형 강 제품을 실온까지 냉각한다. 평탄형 강 제품 내에서 응력을 조절할 수 있도록 하기 위해, 공정 i)에서의 냉각은 최대 1 K/초의 냉각 속도 θP2로 수행되어야 한다. 경제적인 이유로 최소 냉각 속도는 0.01 K/초일 수 있다.

평탄형 강 제품이 스트립 형태이고, 옵션 공정 f)에서 코일로 권취된 경우라면, 물류 상의 이유로 코일을 권출하여 스트립 시트로 분할할 수 있음은 자명하다.

의도하는 특정의 최종-용도에 따라서는, 본 발명의 평탄형 강 제품을 디스케일링, 피클링 등과 같은 표면 처리를 하는 것이 유용할 수 있다.

평탄형 강 제품에 통상적인 방식으로 내식성을 부여하기 위해 금속성 코팅을 제공하는 것도 유용할 수 있다. 이는 예컨대 전기 아연 도금 방식으로 수행될 수 있다.

본 발명 또는 본 발명에 따라 생산된 평탄형 강 제품은 열간 압연 상태로 처리된다. 이렇게 함으로써, 일반적으로 평탄형 강 제품의 두께를 1.5-10mm 범위 내에서 1mm 또는 그 이상으로 할 수 있다.

본 발명의 평탄형 강 제품은 경량의 구조용으로 특히 적당한데, 이는 강도가 클수록 재료의 두께를 더 줄일 수 있기 때문이다. 종래의 고강도 및 초고강도 등급은 실질적으로 성형 파트에는 적당하지 않은데, 이는 이들 고강도 및 초고강도 등급은 필요한 성형성이 결여되어 있기 때문이다.

본 발명에 따라 구성된 평탄형 강 제품은 또한 컴포넌트들을 통합할 수 있는데, 이는 고강도임에도 성형성이 우수해서 어셈블리 내 복수의 컴포넌트들을 본 발명의 열간 압연 평탄형 강 제품으로 제작되는 하나의 컴포넌트로 대체할 수 있기 때문이다.

특히 모터 차량 섀시 파트의 경우, 홀 확장율이 큰 것이 유리하며, 관통-포인트들을 성형함으로써 실질적으로 용이해진다. 800 MPa을 상회하는 강도 범위에서 현재까지 사용 가능한 등급에서 부적당한 홀 확장율은 섀시 파트용으로 사용하는 데에 배제되는 기준으로 간주되고 있다. 섀시 파트에 가해지는 주기적인 부하는 일반적으로 재료가 우수한 장기 강도를 구비하는 것이 이상적인 것으로 여겨진다.

또한, 경량 구조의 이유로 두께가 감소된 재료와 연계된 성형성의 개선은 새로운 컴포넌트 형상을 가능하게 한다.

자동차 내에서 본 발명의 평탄형 강 제품의 이점은 구동 체인 연결과 인테리어 파트 및 트랜스미션 파트에 활용될 수 있다.

금속가공 분야에서, 본 발명의 평탄형 강 제품의 기계적 물성은 스탬핑 파트의 경량 구조에 활용될 수 있다. 컴포넌트들의 통합은 접합 공정을 줄일 수 있게 하며, 이에 따라 이와 동시에 제조 신뢰성을 높이고 비용적으로 유리하게 한다.

건설 산업에서 본 발명의 평탄형 강 제품을 사용하면, 이들 평탄형 강 제품이 고강도와 연계하여 성형성이 개선되기 때문에 유리하다. 또한, 이들 평탄형 강 제품은 비교 가능한 강도 레벨에서 다른 평탄형 강 제품에 비해 항복 강도 비가 크다. 이들 물성들은 지진, 충격 부하 또는 구조적으로 고려된 최대 하중을 초과하는 하중이 걸리는 예측치 못한 하중 시나리오가 발생한 경우, 구조물의 안정성을 개선시키게 된다.

도 1은 본 발명에 따른 열간 스트립 제조 공정을 개략적으로 도시하는 도면이다.

이하에서 실시예들을 가지고 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.

이하에 기재되어 있는 표에서, 본 발명에 따르지 않는 실시예들은 "^*"로 표기하였고, 본 발명에서 규정하는 범위 밖에 속하는 실시예들에서의 값들은 밑줄로 표기되어 있다.

본 발명을 시험하기 위해, 표 1에 특정되어 있는 조성의 실험 용강 A-O를 용해하였다.

강 A-O에 대하여, 표 2는 식 (1)에 따라 결정된 A3 온도와 식 (2)에 따라 결정된 마르텐사이트 시작 온도 TMS를 보고하고 있다.

47회의 실험에서, 용강 A-O를 슬래브로 주조하였고, 이어서 이들을 온도 TWE로 재가열하였다. 이에 따라 슬래브들은 가열된 후 통상적인 방식으로 두께 2-3mm의 열간 스트립으로 압연되었다. 각 경우에서 열간 압연은 통상적인 열간 압연과 마찬가지로 조압연과 다듬질 압연을 포함하며, 각 경우에서 열간 압연 종료 온도 TET에서 종료된다.

열간 압연이 종료한 후 최대 5초 이내에 즉 기술적인 센스로 열간 압연 직후에 열간 압연된 강 스트립들을 각 경우에서 냉각 속도 θQ로 후속 단계에서 지속시간 tQ 동안 유지되는 각 담금질 온도 TQ까지 담금질한다. 이어서 배치 어닐링을 거친 열간 스트립들을 담금질과 유지 사이에서 코일로 권취하였다.

유지한 후, 유지시간 tPR 동안에 가열 속도 θP1로 열간 스트립을 각 분할 온도 TP까지 가열하였다. 분할 온도 TP에서 열간 스트립을 유지시간 tP1 동안 유지하였다.

마지막으로, 실험 1-47에서 얻은 열간 스트립들을 실온까지 냉각하였다.

도 3에 실험 1-47 각각에 대한 재가열 온도 "TWE", 열간 압연 종료 온도 "TET", 냉각 속도 "θQ", 담금질 온도 "TQ", 유지 시간 "tQ", 가열 속도 "θP1", 유지 시간 "tP1", 분할 온도 "TP", 가열 시간 "tPR"를 기재하였다.

추가로, 표 3에서, 각 실험에 대해, 분할 처리(공정 h)에 사용된 어셈블리 및 담금질 온도 TQ와 분할 온도 TP 간의 차이를 기재하였다. 배치 어닐링 로가 사용된 경우, 각 경우에서 온도를 상승하는 데에 사용하였는지("가열"(heating)) 또는 온도를 일정하게 유지하는 데에 사용하였는지("유지"(holding))를 나타내었다.

표 4에 제작 후 실험 1-47에서 얻은 열간 압연 강 스트립에 대한 기계적-기술적 특성인 "항복 강도 RP0.2", "인장 강도 Rm", "RP0.2/Rm 비", "연신 A" 및 "홀 확장 값 λ"를 표기하였다.

표 5는 실험 1-47에서 얻은 열간 스트립의 조직 내의 다각 페라이트 "pF", 비다각 페라이트 "npF", 템퍼드 마르텐사이트 "AM", 시멘타이트 "Z", 잔류 오스테나이트 "RA", 논템퍼드 마르텐사이트 "M" 및 베이나이트 "B"의 분률 및 KAM을 나타내고 있다.

본 발명이 아닌 실험 7의 경우, 홀 확장에 대해 본 발명에 따라 필요한 값이 얻어지지 않았는데, 이는 담금질이 지나치게 높은 온도에서 종료되었기 때문이다.

반대로, 실험 3-6은 본 발명이 아닌 비교 실험 7에 비해 홀 확장율이 7% 내지 38% 증가하였고, 동시에 지나치게 많은 양의 베이나이트가 형성되지 않았다. 이에 따라 실험 3-5에서, 베이나이트 흔적만이 존재하였고, 실험 6-10에서는 베이나이트가 6-10 면적%인 반면, 실험 7에서는 조직 내 베이나이트가 20 면적%이었다.

실험 11-13은 압연을 A3 온도보다 높은 온도에서 실시되어야 할 필요성과 충분히 긴 유지 시간 t_Q을 관찰할 필요성을 보여주고 있다.

용강 D 및 E를 사용하면, 1028-1500MPa의 강도와 22-87%의 홀 확장율을 구비하는 재료를 생산할 수 있다.

그러나 본 발명이 아닌 실험 24의 경우, 제조 파라미터들은 지나치게 많은 양의 베이나이트를 형성하게 한다.

본 발명이 아닌 용강 F를 사용하면, 유지 시간이 충분히 김에도 불구하고 시멘타이트 형성을 방지할 수 없다(실험 29 참조).

표면 품질이 최적화된 변형예로, 용강 M은 Al 함량이 높고 Si 함량이 감소되어 있다. 이와 동시에 TET가 낮은 경우(실험 45 참조), 5면적% 비율의 다각 페라이트가 조직 내에 형성되어서, 우수한 홀 확장율과 연계되어 항복 강도를 낮게 할 수 있다.

용강 A-M 및 O는 통상적인 공정 조건으로 생산된 반면, 용강 N은 진공로에서 실험실 용강으로 생산되었다. 용강 N의 순도가 높아서, 홀 확장율이 매우 우수한 재료를 생산할 수 있었다(실험 46 참조).

용강 O를 사용한 실험 47의 분석은 모든 제조 파라미터들이 관측되었을 때, 파단 연신과 홀 확장율 측면에서 여전히 충분한 값을 갖는 재료를 제작할 수 있음을 보여주고 있다.

Claims

(중량%로)
C:　　　　　0.1-0.3%
Mn:　　　　1.5-3.0%
Si:　　　　0.5-1.8%
Al:　　　　최대 1.5%
P:　　　　　최대 0.1%
S:　　　　　최대 0.03%
N:　　　　　최대 0.008%
다음의 양을 구비하는 "Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에서 선택적으로 선택되는 하나 또는 그 이상의 원소들,
　　　　　　　　Cr:　　　　0.1-0.3%
　　　　　　　　Mo:　　　　0.05-0.25%
　　　　　　　　Ni:　　　　0.05-2.0%
　　　　　　　　Nb:　　　　0.01-0.06%
　　　　　　　　Ti:　　　　0.02-0.07%
　　　　　　　　V:　　　　　0.1-0.3%
　　　　　　　　B:　　　　　0.0008-0.0020%,
잔부는 철 및 제조와 관련된 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 구성된 열간 압연 평탄형 강 제품으로,
- 평탄형 강 제품의 인장 강도 Rm은 800-1500 MPa이고, 항복 강도 Rp는 700 MPa를 상회하고, 파단 연신 A는 7-25%이며 및 홀 확장율 λ는 20%를 상회하고,
- 평탄형 강 제품의 조직은 적어도 85 면적%가 마르텐사이트이고, 이 중 적어도 절반은 템퍼드 마르텐사이트이며, 조직의 각 잔부는 최대 15 체적%의 잔류 오스테나이트, 최대 15 면적%의 베이나이트, 최대 15 면적%의 다각 페라이트(polygonal ferrite), 최대 5 면적%의 시멘타이트 및/또는 최대 5 면적%의 비다각 페라이트이며, 및
- 평탄형 강 제품의 조직의 KAM(kernel average misorientation) 값이 적어도 1.50°인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
Al 함량이 최대 0.03 중량%인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
Si 함량이 적어도 1.0 중량%인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
Al 함량이 적어도 0.5 중량%인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
Si 함량이 최대 1.1 중량%인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
두께가 적어도 1.0mm인 것을 특징으로 하는, 열간 압연 평탄형 강 제품.
제1항에 따라 구성된 평탄형 강 제품을 제조하는 방법으로, 다음 공정들을 포함하는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
a) (중량%로) 다음 성분조성을 구비하는 강 합금을 용해하는 단계;
C:　　　　　0.1-0.3%
Mn:　　　　1.5-3.0%
Si:　　　　0.5-1.8%
Al:　　　　최대 1.5%
P:　　　　　최대 0.1%
S:　　　　　최대 0.03%
N:　　　　　최대 0.008%
다음의 양을 구비하는 "Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" 그룹에서 선택적으로 선택되는 하나 또는 그 이상의 원소들,
　　　　　　　　Cr:　　　　0.1-0.3%
　　　　　　　　Mo:　　　　0.05-0.25%
　　　　　　　　Ni:　　　　0.05-2.0%
　　　　　　　　Nb:　　　　0.01-0.06%
　　　　　　　　Ti:　　　　0.02-0.07%
　　　　　　　　V:　　　　　0.1-0.3%
　　　　　　　　B:　　　　　0.0008-0.0020%,
잔부는 철 및 제조와 관련된 불가피한 불순물.
b) 슬래브 또는 박 슬래브 같은 반-제품으로 만들기 위해 용강을 주조하는 단계;
c) 반-제품을 1000-1300℃의 가열 온도 TWE로 가열하는 단계;
d) 반-제품을 두께 1.0-20mm의 열간 스트립으로 만들기 위해 반-제품을 열간 압연하는 단계로, 이 열간 압연은 TET≥(A3-100℃)인 열간 압연 종료 온도에서 종료되는 열간 압연 단계; 여기서 "A3"은 강의 각 A3 온도를 나타냄.
e) 열간 스트립의 제1 담금질 단계로, 열간 압연 종료 온도 TET에서 시작하여 30K/초를 상회하는 냉각 속도 θQ로 RT≤TQ≤(TMS+100℃)(여기서 "RT"는 실온을 나타내고, "TMS"는 강의 마르텐사이트 시작 온도를 나타냄)인 담금질 온도 TQ까지 열간 스트립을 담금질 하되, 강의 마르텐사이트 시작 온도 TMS는,
TMS[℃]=462-273%C-26%Mn-13%Cr-16%Ni-30%Mo인, 열간 스트립의 제1 담금질 단계;
여기서 (모든 경우에서 중량%로) %C=강 중 C 함량, %Mn=강 중 Mn 함량, %Cr=강 중 Cr 함량, %Ni=강 중 Ni 함량, %Mo=강 중 Mo 함량임.
f) 담금질 온도 TQ로 담금질된 평탄형 강 제품을 선택적으로 냉각하여 코일로 하는 단계;
g) 담금질 온도 TQ로 냉각된 평탄형 강 제품을 TQ-80℃에서 TQ+80℃ 사이의 온도 범위에서 0.1-48 시간에 걸쳐 유지하는 단계;
h) 평탄형 강 제품을 분할 온도 TP까지 가열하거나 또는 적어도 1 K/초의 가열 속도 θP1로 가열이 이루어진 경우; 위 공정 g) 후에 존재하는 평탄형 강 제품이 적어도 TQ+/-80℃와 동등하고, 최고 500℃인 분할 온도 TP에서 평탄형 강 제품을 0.5-30시간의 분할 시간 tPT에 걸쳐 유지하는 단계;
i) 평탄형 강 제품을 실온까지 냉각시키는 단계;
j) 선택적으로 평탄형 강 제품을 디스케일링하는 단계;
k) 선택적으로 평탄형 강 제품을 코팅하는 단계.
제7항에 있어서,
배치 어닐링 노 내에서 공정 h)가 수행되는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
공정 h) 중에 가열 속도 θP1이 최대 0.075 K/초인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제9항에서,
가열 속도 θP1이 0.03 K/초 보다 크지 않은 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
공정 c)에서 가열 온도 TWE가 1150-1250℃인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
공정 e)에서의 담금질 온도 TQ가 최대 마르텐사이트 시작 온도 TMS와 동일하고, 적어도 마르텐사이트 시작 온도 TMS보다 최대 250℃ 낮은 온도와 동일한 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제12항에서,
담금질 온도 TQ가 마르텐사이트 시작 온도 TMS와 마르텐사이트 시작 온도 TMS보다 최대 150℃ 낮은 온도 사이에 속하는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
공정 g)에서의 유지 시간이 2.5 시간보다 많지 않은 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
공정 h)에서의 분할 온도 TP가 담금질 온도 TQ 보다 적어도 50℃ 높은 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.