KR102594922B1 - 평강 제품 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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카르스텐 마햘릿차
카르스텐 마?릿차
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Abstract

본 발명은 인장 강도 Rm ≥ 950 MPa, 항복 강도 ≥ 800 MPa 및 파단 신율 A50 ≥ 8%를 갖는, 평강 제품에 관한 것이다. 본 발명에 따르면, 평강 제품은 (중량%로) 0.05%-0.20% C, 0.2%-1.5% Si, 0.01%-1.5% Al, 1.0%-3.0% Mn, ≤ 0.02% P, ≤ 0.005% S, ≤ 0.008% N, 및 각 경우에 임의로는 0.05%-1.0%, 0.05%-0.2% Mo, 0.005%-0.2% Ti, 0.001%-0.05% Nb, 0.0001%-0.005% B로 이루어지고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물인 강철로 이루어지고, 여기서 1.5 ≤ ψ ≤ 3이며, 여기서 ψ=(%C+%Mn/5+%Cr/6)/(%Al+%Si)이고, %C, %Mn, %Cr, %Al, %Si가 강철의 각각의 C, Mn, Cr, Al 또는 Si 함량이다. 동시에, 평강 제품은 (면적%로) ≤ 5% 베이나이트, ≤ 5% 다각형 페라이트, ≥ 90% 마르텐사이트 및 ≤ 2 부피% 잔여 오스테나이트로 이루어지고, 마르텐사이트의 적어도 절반이 템퍼링된 마르텐사이트인 구조를 갖는다. 또한 본 발명은 이러한 평강 제품의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

평강 제품 및 그의 제조 방법
본 발명은 강도 및 신율의 최적화된 조합을 갖는 평강 제품에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 이러한 종류의 제품의 제조 방법에 관한 것이다.
본원에서 평강 제품에 대한 언급이 있는 경우, 이것은 그로부터 수득된 강철 스트립, 시트 또는 시트 금속 블랭크, 예컨대 시트 바를 의미한다.
본 명세서 및 청구범위에서, 달리 명확히 명시되지 않는 한, 특정 합금 원소들의 함량은 각각 중량%로 보고되며 특정 미세구조 구성성분의 비율은 면적%로 보고된다.
CA 2 734 976 A1 (WO 2010/029983 A1)에서는 양호한 연성 및 성형성을 갖는 강철을 개시하며, 이것은 적어도 980 MPa의 인장 강도를 가져야 한다. 이 목적을 위해, 강철은 철 및 불가피한 불순물뿐만 아니라 (중량%로), 0.17%-0.73% C, 3.0% 이하의 Si, 0.5%-3.0% Mn, 0.1% 이하의 P, 0.07% 이하의 S, 3.0% 이하의 Al 및 0.010% 이하의 N을 포함한다. Al 및 Si 함량의 총 합계는 적어도 0.7%여야 한다. 동시에, 각 경우에 모든 미세구조 구성성분의 총량과 관련하여, 강철 미세구조 중 마르텐사이트 함량은 10%-90%이고, 잔여 오스테나이트의 비율은 5%-50%의 범위 내이며, "상부 베이나이트"에서 비롯된 페라이트계 베이나이트의 비율은 적어도 5%여야 한다. 여기서 "상부 베이나이트"는 미세 탄화물 입자가 균일하게 분포되어 있는 베이나이트를 지칭하고, 한편 이들은 "하부 베이나이트"에서는 발견되지 않아야 한다. 17% 이상의 상부 베이나이트의 함량이 높을수록 미세구조에서 원하는 높은 잔여 오스테나이트 함량을 발생시키기 위해 유리한 것으로 간주된다.
EP 2 524 970 A1에서는 적어도 1200 MPa의 인장 강도 Rm을 갖고, Fe 및 불가피한 불순물뿐만 아니라, (중량%로) C: 0.10%-0.50%, Si: 0.1%-2.5%, Mn: 1.0%-3.5%, Al: 2.5% 이하, P: 0.020% 이하, S: 0.003% 이하, N: 0.02% 이하, 및 임의로는 다음의 함량: Cr: 0.1%-0.5%, Mo: 0.1%-0.3%, V: 0.01%-0.1%, Ti: 0.001%-0.15%, Nb: 0.02%-0.05%의 원소 "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B 및 Ca" 중 1종 이상을 함유하는 강철로 이루어진 평강 제품을 부가적으로 개시한다. 여기서 함량 V, Ti 및 Nb의 총 합계 ∑(V,Ti,Nb)에는 다음의 기준이 적용된다: ∑(V,Ti,Nb) ≤ 0.2%, B: 0.0005%-0.005%, Ca: 0.01% 이하. 동시에, 평강 제품은 (면적%로) 5% 미만의 페라이트, 10% 미만의 베이나이트, 5%-70% 템퍼링되지 않은 마르텐사이트, 5%-30% 잔여 오스테나이트 및 25%-80% 템퍼링된 마르텐사이트를 갖고, 템퍼링된 마르텐사이트에 존재하는 탄화철의 적어도 99%가 500 ㎚ 미만의 크기를 갖는 것인, 미세구조를 갖는다. 오버템퍼링된 마르텐사이트의 그의 최소화된 비율 때문에, 이러한 특징을 갖는 평강 제품은 성형성을 최적화하였다.
EP 2 524 970 A1에서도 마찬가지로 상기 설명한 유형의 평강 제품의 제조 방법을 개시한다. 이 방법에서, 우선, 상기 언급한 조성을 갖는 평강 제품을 적어도 3℃/s의 가열 속도 θH1,θH2로 평강 제품의 강철의 A3 온도 초과 및 960℃ 이하의 오스테나이트화 온도 THZ로 가열한다. 이어서 냉각 마감 온도로 냉각시키기 위해서, 평강 제품을 그 온도에서 20-180 s의 오스테나이트화 기간 tHZ 동안 유지시킨다. 후자는 마르텐사이트 마무리 온도 초과 및 마르텐사이트 개시 온도 미만이며, 냉각은 적어도 강철의 합금 함량의 함수로서 결정된 최소 냉각 속도와 같은 냉각 속도에서 수행된다. 이어서 2-80℃/s의 가열 속도로 400-500℃의 분할 온도까지 가열되도록, 이어서 냉각 마감 온도에서 10-60 s 동안 평강 제품을 유지시킨다. 이후에 분할 온도에서 500 s 이하 동안 평강 제품의 등온 유지를 수행할 수 있다. 후속적으로, 3-25℃/s의 냉각 속도로 평강 제품을 냉각시킨다.
상기 설명된 공지된 방법에서, 분할 온도에서의 가열 및 임의적인 추가 유지는 과포화된 마르텐사이트로부터의 탄소로 평강 제품의 미세구조에서의 잔여 오스테나이트의 풍부화를 초래한다. 관련 기술분야에서 이 작업은 또한 "탄소의 분할" 또는 "분할"로서 지칭된다. 분할은, 소위 "경사식 분할"로서, 가열 후 분할 온도에서의 유지 ("등온 분할"로 불림)에 의해, 또는 등온 및 경사식 분할의 조합에 의해, 가열 동안에 가능한 조기에 수행될 수 있다. 등온 분할과 비교하여 경사식 분할에서 목표인 가열 속도가 느릴수록 각 경우에 감소된 에너지 투입으로 특정된 분할 온도의 특히 정확한 작동을 허용한다.
상기 설명된 바와 같은 특징을 갖고 그와 같이 처리된 강철은 소위 "AHSS 강철" (진보된 고강도 강철) 중에 있다.
이러한 강철 및 그로부터 제조된 평강 제품의 현대식 변형은 높은 신율과 동시에 매우 고강도를 가지며, 따라서 충돌의 경우에 변형 에너지를 흡수해야 하는 자동차 차체의 안전-관련 구성부품의 제조에 특히 적합하다. 그러나, 이러한 강철의 미세구조에서의 높은 잔여 오스테나이트 함량은 공지된 TRIP 효과에 의해 그의 일축 신율을 개선할 수 있지만, 이들은, 예를 들어 양호한 정공 확장 특징에 의해 나타난 바와 같이, 모든 방향에서 동일하게 양호한 성형성을 달성하는데 확실히 성공하지 않은 것으로 실제로 밝혀졌다.
이러한 배경에 대하여, 유발된 목적은 높은 강도 및 신율의 최적화된 조합을 가질 뿐만 아니라, 용접에 대한 양호한 적합성, 표면 특징 및 금속 보호 코팅으로의 코팅에 대한 적합성과 같은 개선된 사용 특성과 결부되어, 성형의 방향과 상관없이 최적화된 성형성을 보장하는 미세구조를 갖는 평강 제품을 제공하는 것이다.
이러한 평강 제품의 제조 방법도 마찬가지로 특정되어야 했다.
평강 제품과 관련하여, 본 발명은 본 발명의 평강 제품이 적어도 청구항 1에 특정된 특징을 갖는다는 점에서 이 목적을 달성하였다.
방법과 관련하여, 본 발명은, 본 발명의 평강 제품의 제조에서, 적어도 청구항 9에 특정된 작업 단계가 수행된다는 점에서 상기 언급한 목적을 달성한다.
본 발명의 유리한 구성은 종속항에서 특정되며, 본 발명의 일반적인 개념인 바와 같이 이하에서 상세히 설명된다.
따라서 본 발명의 평강 제품은 적어도 950 MPa의 인장 강도 Rm, 적어도 800 MPa의 항복점 및 DIN EN ISO 6892, 샘플 형상 1에 따라 결정된, 적어도 8%의 파단 신율 A50을 특징으로 한다. 본원에서 본 발명의 평강 제품은, 철 및 불가피한 불순물뿐만 아니라, (중량%로)
C: 0.05%-0.20%,
Si: 0.2%-1.5%,
Al: 0.01%-1.5%,
Mn: 1.0%-3.0%,
P: 0.02% 이하,
S: 0.005% 이하,
N: 0.008% 이하,
및 임의로는 하기 함량의 "Cr, Mo, Ti, Nb, B"의 군으로부터의 원소 중 1종 이상:
Cr: 0.05%-1.0%,
Mo: 0.05%-0.2%,
Ti: 0.005%-0.2%,
Nb: 0.001%-0.05%,
B: 0.0001%-0.005%
으로 이루어진 강철로 이루어지고,
여기서 비
ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6) / (%Al + %Si)
(여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
%Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
%Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
%Al: 강철의 각각의 Al 함량
%Si: 강철의 각각의 Si 함량)
는 하기 기준:
1.5 ≤ ψ ≤ 3
에 따르고,
평강 제품은,
- 5 면적% 이하의 베이나이트,
- 5 면적% 이하의 다각형 페라이트,
- 2 부피% 이하의 잔여 오스테나이트,
및
- 90 면적% 이상의 마르텐사이트
로 이루어진 미세구조를 가지며, 여기서 상기 마르텐사이트의 적어도 절반은 템퍼링된 마르텐사이트이다.
본 발명은 적합한 합금의 선택을 통해, 최소 잔여 오스테나이트 함량을 최대로 포함하고 고 함량의 템퍼링된 마르텐사이트 및 초미세하게 분산된 템퍼링되지 않은 마르텐사이트를 특징으로 하는 미세구조가 매우 양호한 변형성(deformability)과 결부된 고강도를 초래하는 것인 평강 제품을 수득할 수 있다는 발견에 기초한다.
본 발명의 평강 제품의 전형적인 인장 강도 Rm은 950-1300 MPa이고, 적어도 800 MPa인 항복점과 결부되며, 각각의 인장 강도에까지 이를 수 있다. 본 발명의 평강 제품의 신율 A50은 전형적으로는 8%-20%이다. 동시에, 본 발명의 평강 제품은, ISO 16630에 따른 정공 확장 시험에서, 적어도 30%의 정공 확장비를 정기적으로 달성한다.
특성의 이러한 조합은 저렴한 합금 구성성분의 정확히 판단된 첨가를 통해 본 발명에 따라 달성된다. 이들은 원하는 기계적 특성이 확실히 달성되고 수득된 평강 제품이 양호한 용접성(weldability) 및 코팅성(coatability)을 동시에 나타내도록 서로 매칭된다.
본원에서 본질적으로 중요한 것은 강철의 오스테나이트 형성 및 경화능성에 영향을 미치는 원소와 탄화물 형성을 억제하는 원소 사이의 적합한 비의 확립이다. 본 발명에 따른 합금의 경우에 이러한 비는 인자 ψ를 통해 조정되며, 이것은 강철의 각각의 C, Mn, Cr, Al 및 Si 함량에 의해 영향을 받는다. 인자 ψ는 1.5 이상이어야 한다. 과도하게 높은 함량의 규소 또는 알루미늄은 강철의 코팅성 (규소) 또는 주조성 (알루미늄)에 악영향을 미칠 것이다. 부적절한 함량의 탄소, 망가니즈 또는 크로뮴의 경우에, 요구되는 강도가 달성되지 않을 것이다. 적어도 1.6의 인자 ψ에 대한 상대적으로 높은 값은 안정적인 제조 방법의 확립에 유리한 것으로 밝혀졌고, 적어도 1.8의 인자 ψ에 대한 값은 제조 안정성에 특히 유리한 것으로 밝혀졌다. 과도한 탄소 및 망가니즈는 높아진 잔여 오스테나이트 함량으로 이어질 수 있고, 이것은 결과적으로 더 낮은 성형성을 초래할 것이다. 본 발명의 강철의 ψ 인자가 속하는 범위에 대한 상한이 3.0의 값으로 설정되었다는 점에서 이것은 회피된다.
탄소는 본 발명의 강철에서 몇몇 중요한 기능한 갖는다. 첫 번째로, C 함량은 오스테나이트의 형성 및 A3 온도의 조정에 중요한 역할을 한다. 적절한 C 함량은 심지어 930℃ 미만의 온도에서도 완전한 오스테나이트화를 가능하게 한다. 후속적 ?칭에서, 잔여 오스테나이트는 탄소에 의해 안정화된다. 이 안정화는 본 발명의 방법에서 본 발명에 의해 구상된 바와 같은 추가적인 열처리 단계에 의해 보조될 수 있다. 마르텐사이트의 강도는 또한 강철의 C 함량에 의해 크게 영향을 받는다. 다른 한편으로, 마르텐사이트 개시 온도는 C 함량이 증가함에 따라 훨씬 더 낮은 온도로 이동되며, 이것은 제조에서 문제로 이어진다. 이러한 이유로, 본 발명은 본 발명의 평강 제품의 강철에서, 0.05 중량%-0.2 중량%의 C 함량, 특히 적어도 0.065 중량%의 C를 구상하며, 실제로 C 함량이 0.07 중량%-0.19 중량%인 경우에 본 발명의 강철에서 C의 긍정적인 효과가 특히 신뢰성 있는 방식으로 활용될 수 있다.
본 발명에 따라 구상된 한계 내에서, 각 경우에 특정 C 함량을 구체적으로 판단하기 위해, 소위 탄소 당량 "CE"를 인용하는 것이 또한 가능하며, 그의 값은 C 함량에 의해 결정적으로 영향을 받는다. 탄소 당량 CE의 계산을 위해, 미국 용접 협회(American Welding Society)에서는 하기 식을 제안하였다:
CE = %C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6
여기서, %C: 강철의 각각의 C 함량
%Si: 강철의 각각의 Si 함량
%Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
%Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
%Mo: 강철의 각각의 Mo 함량.
본 발명에 따르면, 양호한 용접성을 보장하기 위해서, 탄소 당량 CE는 1.1 중량% 이하여야 한다. 용접에 특히 양호한 적합성은 CE 값이 1.0 중량% 이하로 제한된다는 점에서 보장될 수 있다. 그러나, 탄소 당량 CE의 계산에 영향을 미치고 본 발명에 따라 구상되는 합금 원소의 효과를 얻기 위해서, CE 값은 0.254 중량% 이상, 특히 0.29 중량% 이상이어야 한다.
본 발명의 평강 제품의 강철에서의 규소의 존재는 시멘타이트의 형성을 억제하며, 이것은 탄소와 결합할 것이고, 그러면 더 이상 잔여 오스테나이트의 안정화에 이용될 수 없을 것이며, 신율을 악화시킬 것이다. Al을 합금에 포함시킴으로써 동일한 효과가 또한 달성될 수 있다. 그러나, 최소 0.2 중량%의 Si가 본 발명에 따라 구상된 강철에 존재해야 한다. 그러나, 1.5 중량% 초과의 Si 함량은 본 발명의 평강 제품의 표면 품질에 악영향을 미칠 것이다. 따라서, 본 발명의 평강 제품에서, Si 함량은 0.2 중량%-1.5 중량%이고, 실제로 적어도 0.25 중량% 또는 최대 0.95 중량%의 Si 함량이 특히 유리한 것으로 밝혀졌고 최대 0.63 중량%의 Si 함량이 매우 특히 유리한 것으로 밝혀졌다.
탈산 및 존재하는 임의의 질소의 결합을 위해 강철 제조에서 본 발명의 평강 제품의 강철에 알루미늄을 첨가한다. Al은 시멘타이트의 억제에 부가적으로 또한 사용될 수 있다. 그러나, 더 고 함량의 Al의 존재하에, 오스테나이트화 온도에서의 상승이 또한 있다. 따라서, 본 발명의 평강 제품에 대해 구상된 강철의 Al 함량은 0.01 중량%-1.5 중량%로 제한된다. 낮은 오스테나이트화 온도가 보장되어야 하는 경우, Al 함량을 최대 0.44 중량%, 특히 0.1 중량%로 제한하는 것이 적절할 수 있다. 또한, Al 함량이 높을수록 강철 제조에서 주조성에 악영향을 미친다. 1.0 중량% 이하, 특히 0.44 중량% 이하의 Al 함량은 특히 양호한 주조성을 보장하는데 유리한 것으로 밝혀졌다. 또한, 알루미늄은 질소에 의해 결합되어 질화알루미늄을 제공할 수 있다. 평강 제품에 존재하는 질화알루미늄 침전물은 평강 제품의 성형성에 불리한 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 성형성의 최적화와 관련하여, Al 함량을 1.0 중량% 이하, 특히 0.44 중량% 이하로 제한하는 것이 적절할 수 있다.
본 발명의 평강 제품에서 Si 및 Al의 임의의 악영향을 배제하기 위해서, 본 발명의 평강 제품의 강철에서의 Al 및 Si의 함량의 총 합계는 1.7 중량% 이하로 제한될 수 있고, 본원에서 특히 유리한 상한은 특히 용접에 대한 적합성의 최적화와 관련하여, 1.5 중량% 이하, 특히 1.0 중량% 이하인 것으로 밝혀졌다. 성형성의 최적화와 관련하여, Al 및 Si의 함량의 총 합계에 유리한 상한은 마찬가지로 1.0 중량% 이하, 특히 0.4 중량% 이하인 것으로 밝혀졌다.
망가니즈는 본 발명의 평강 제품의 강철의 경화능성에 중요하며, 부가적으로 냉각 동안에 원하지 않는 펄라이트의 형성을 방지한다. 따라서 Mn의 존재는 본 발명에 따라 규정된 미세구조의 형성에 적합한 출발 미세구조 (마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트)의 형성을 가능하게 한다. 그러나, 너무 높은 Mn 농도는 강철의 신율 및 용접성에 악영향을 미칠 것이다. 따라서, 본 발명에 따라 Mn 함량에 대해 구상된 범위는 1.0 중량%-3.0 중량%, 특히 적어도 1.5 중량% 또는 최대 2.4 중량%이다.
인은 본 발명의 평강 제품의 용접성에 악영향을 미친다. P 함량은 가능한 한 낮아야 하지만, 적어도 0.02 중량%를 초과하지 않아야 하고, 특히 0.02 중량% 미만 또는 0.018 중량% 미만이어야 한다.
본 발명의 평강 제품의 강철에서 효율적인 함량의 황의 존재는 황화물, 특히 MnS 또는 (Mn,Fe)S의 형성으로 이어질 것이며, 이것은 신율에 악영향을 미칠 것이다. 이를 피하기 위해서, 강철의 S 함량은 가능한 한 낮게 유지되어야 하지만, 적어도 0.005 중량% 이하, 특히 0.005 중량% 미만 또는 0.003 중량% 미만이어야 한다.
성형성에 유해할 수 있는 질화물의 형성을 피하기 위해서, 본 발명의 평강 제품의 강철의 N 함량은 0.008 중량% 이하로 제한된다. 유리하게, N 함량은, 임의의 악영향을 피하기 위해, 0.008 중량% 미만, 특히 0.006 중량% 미만이어야 한다.
1.0 중량% 이하의 함량의 크로뮴은 임의로는 본 발명에 따라 구상된 강철에서 펄라이트의 효과적인 억제제로서 활용될 수 있고, 부가적으로는 강도에 기여한다. 1.0 중량% 초과의 Cr의 함량의 경우에, 현저한 결정립계 산화의 위험이 있다. Cr의 긍정적인 효과를 활용할 수 있기 위해서, 적어도 0.05 중량%가 필요하다. 적어도 0.15 중량%의 Cr이 존재하는 경우 Cr의 존재는 본 발명의 평강 제품의 강철에서 특히 유리한 효과를 갖고, 최적의 효과는 0.8 중량% 이하의 함량에서 달성된다.
임의로는, 본 발명의 평강 제품의 강철은 부가적으로 몰리브데넘을 0.05 중량%-0.2 중량%의 함량으로 또한 함유할 수 있다. 이러한 함량의 Mo는 마찬가지로 원하지 않는 펄라이트의 형성을 특히 효율적으로 억제한다.
매우 미세하게 분쇄된 탄화물의 형성을 통해 강도를 증진시키기 위해서, 본 발명의 평강 제품의 강철은 부가적으로 1종 이상의 마이크로 합금 원소의 함량을 임의로 함유할 수 있다. Ti 및 Nb의 함량은 이 목적에 특히 적합한 것으로 밝혀졌다.
적어도 0.005 중량%의 Ti 함량 및 적어도 0.001 중량%의 Nb 함량은 각각, 단독으로 또는 서로와의 조합으로, 본 발명의 평강 제품이 본 발명에 따라 그의 제조 과정에서 거치는 열처리 동안에 입자 및 상 경계의 동결을 초래한다. 다른 합금 원소, 특히 붕소의 효과를 가능하게 하기 위해서, Ti는 부가적으로 강철에 존재하는 질소의 결합에 활용될 수 있다. 특히 유리한 Ti 함량은 적어도 0.02 중량%의 함량인 것으로 밝혀졌다. 그러나, 너무 높은 마이크로 합금 원소의 농도는 과도한 차원의 탄화물로 이어질 것이고, 이것은 높은 변형도에서 균열을 일으킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 평강 제품의 강철의 Ti 함량은 0.2 중량% 이하로 제한되고, 그의 Nb 함량은 0.05 중량% 이하로 제한되며, Nb 및 Ti의 함량의 총합이 0.2 중량%를 초과하지 않는 경우 마이크로 합금 원소의 존재의 악영향을 피하는데 유리한 것으로 밝혀졌다.
본 발명의 평강 제품의 강철에 또한 임의로 존재하는 붕소는 상 경계로 분리되고 그의 움직임을 약화시킨다. 이는 미립자 미세구조를 초래하고, 이것은 기계적 특성에 유리한 영향을 미친다. B의 효과가 활용될 수 있기 위해서, 상기 언급한 바와 같이, Ti를 강철 합금에 포함시킬 수 있다. B의 긍정적인 효과를 활용할 수 있기 위해서, 본 발명에 따라 구상된 강철은 적어도 0.0001 중량%의 B를 함유해야 한다. 0.005 중량% 초과의 함량의 경우에, B의 긍정적인 효과에서의 추가 증가는 확인할 수 없다.
부식성 공격으로부터 이를 보호하기 위해서, 본 발명의 평강 제품에는 금속 보호 코팅이 제공될 수 있다. 이것은 특히 용융 딥 코팅에 의해 적용될 수 있다. 본원에서 본 발명의 평강 제품에 적합한 코팅은 특히 Zn-계 코팅이다.
고강도 평강 제품을 제조하기 위한 본 발명의 방법은 하기 작업 단계들을 포함한다:
a) 철 및 불가피한 불순물뿐만 아니라, (중량%로)
C: 0.05%-0.20%,
Si: 0.2%-1.5%,
Al: 0.01%-1.5%,
Mn: 1.0%-3.0%,
P: 0.02% 이하,
S: 0.005% 이하,
N: 0.008% 이하,
및 임의로는 하기 함량의 "Cr, Mo, Ti, Nb, B"의 군으로부터의 원소 중 1종 이상:
Cr: 0.05%-1.0%,
Mo: 0.05%-0.2%,
Ti: 0.005%-0.2%,
Nb: 0.001%-0.05%,
B: 0.0001%-0.005%
으로 이루어지고,
여기서 비
ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6) / (%Al + %Si)
(여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
%Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
%Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
%Al: 강철의 각각의 Al 함량
%Si: 강철의 각각의 Si 함량)
는 하기 기준:
1.5 ≤ ψ ≤ 3
에 따르는, 강철로 이루어진 비코팅된 평강 제품을 제공하는 단계;
b) 평강 제품의 강철의 Ac3 온도 초과이고 950℃ 이하인 오스테나이트화 온도 THZ로 평강 제품을 가열하는 단계로서, 여기서 가열은 5-25 K/s의 가열 속도 θH1로 200-400℃의 변곡 온도 TW까지 그리고 이어서 적어도 2-10°K/s의 가열 속도 θH2로 오스테나이트화 온도 THZ까지 수행되는, 단계;
c) 오스테나이트화 온도 THZ에서 5-15 s의 오스테나이트화 기간 tHZ에 걸쳐 평강 제품을 유지시키는 단계;
d) 먼저 680℃ 이상의 중간 온도 TK로 50-300 s의 냉각 기간 tk에 걸쳐 평강 제품을 냉각시키는 단계;
e) 중간 온도 TK에서부터, 30 K/s 초과의 냉각 속도로 하기 기준에 따르는 냉각 마감 온도 TQ까지 진행하는, 평강 제품을 ?칭하는 단계:
(TMS - 175℃) < TQ < TMS
(여기서 TMS = 평강 제품을 구성하는 강철의 마르텐사이트 개시 온도);
f) 냉각 마감 온도 TQ에서 10-60 s의 유지 기간 tQ 동안 평강 제품을 유지시키는 단계;
g) 냉각 마감 온도 TQ로 ?칭된 평강 제품을 처리하는 단계로서,
g.1) 평강 제품을, 10-1000 s의 총 처리 기간 tB에 걸쳐, 적어도 냉각 마감 온도 TQ와 같고 550℃ 이하, 특히 500℃ 이하인 처리 온도 TB에서 유지시키거나,
또는
g.2) 평강 제품을, 냉각 마감 온도 TQ에서부터 진행하여, 450-500℃의 처리 온도 TB로 가열하고, 그리고 임의로 평강 제품을 등온 조건 하에 이 처리 온도 TB에서 유지 기간 tBI에 걸쳐 유지시키고, 여기서 처리 온도 TB로의 가열은 80 K/s 미만의 가열 속도 θB1로 수행되고, 가열에 필요한 가열 기간 tBR 및 유지 시간 tBI의 총 합계로서 구성되는, 총 처리 기간 tBT는 10-1000 s이고, 여기서 평강 제품을, 처리 후, 용융조에 통과시켜, Zn을 기재로 하는 금속 보호 코팅으로 오버코팅하는, 단계;
h) 처리 온도 TB에서부터 진행하여, 5 K/s 초과의 냉각 속도 θB2로 냉각시키는 단계.
본 발명의 절차의 원칙은 도 1로서 첨부된 다이어그램에 예시되어 있다.
작업 단계 a)에서, 상기-설명된 조성을 갖는 강철로 이루어진 평강 제품이 제공된다. 제공된 평강 제품은 특히 냉간-압연 평강 제품일 수 있다. 그러나, 본 발명의 방식으로 열간-압연 평강 제품을 가공하는 것 또한 생각해 볼 수 있다.
평강 제품을 오스테나이트화 온도 THZ로 가열하기 위해 (작업 단계 b)), 중단없이 하나가 다른 하나를 뒤따르는 두 단계가 원칙적으로 가능하며, 이 경우에 제1 단계에서 평강 제품을 5-25 K/s의 가열 속도 ΘH1로 200-400℃의 변곡 온도 TW까지 가열한다. 공정의 생산성에 유리한 ΘH1의 값은 적어도 5 K/s인 것으로 밝혀졌고, 한편 25 K/s 초과의 가열 속도 ΘH1은 매우 에너지-집약적이고 고가인 것으로 밝혀졌다. 후속적으로, 제2 단계에서의 가열은 오스테나이트화 온도 THZ에 이를 때까지 2-10 K/s의 가열 속도 ΘH2로 계속된다. 제2 가열 단계에서, 평강 제품에 존재하는 합금 원소는 가열 작업 동안에 평강 제품 내에서 확산될 수 있다. 가열 속도가 증가함에 따라, 확산 공정 및 그에 따른 평강 제품의 합금 원소 분배의 균일화에 이용가능한 시간에서의 감소가 있다. 불균일하게 분배된 합금 원소는 국부적으로 상이한 미세구조 변환을 초래할 수 있다. 균일한 미세구조의 확립을 위해, 가열 속도 ΘH2를 최대 10 K/s로 제한하는 것이 유리한 것으로 밝혀졌다. 동시에, 2 K/s 미만의 가열 속도 ΘH2에 대한 값은 공정의 경제적 실행가능성에 불리한 것으로 밝혀졌다. 가열 속도 ΘH1,ΘH2에 대해 언급된 범위에서 겹침이 있으므로, 오스테나이트화 온도로의 가열은 또한 5-10 K/s의 일정한 가열 속도로 1회 실행으로 수행될 수 있다. 그 경우에, 작업 단계 b)에서의 가열 속도 θH1 및 θH2는 동일하다.
오스테나이트화 온도 THZ는 A3 온도 초과여야 한다. A3 온도는 분석에 의존하고 하기 실험식에 의해 추정될 수 있다 (중량%로 사용된 합금 함량):
Figure 112017120182387-pct00001
여기서 %C: 강철의 C 함량,
%Ni: 강철의 Ni 함량,
%Si: 강철의 Si 함량,
%Mo: 강철의 Mo 함량,
%Mn: 강철의 Mn 함량.
본 발명에 따라 선택된 강철의 합금화는 최대 950℃로의 오스테나이트화 온도 THZ의 제한을 허용하고 따라서 본 발명의 방법의 수행을 위해 발생되는 작업 비용이 제한될 수 있게 한다.
성형성에 악영향을 미칠 수 있는, 큰 오스테나이트 입자가 형성되는 것을 방지하기 위해서, 작업 단계 c)에서 평강 제품을 오스테나이트화 온도 THZ에서 유지시키는 오스테나이트화 기간 tHZ를 5-15초로 제한하고, 여기서 오스테나이트화 기간 tHZ는 임의의 원하지 않는 입자 성장을 피하기 위해 15 s 미만일 수 있다.
작업 단계 d)에서, 오스테나이트화 기간 tHZ에서부터 진행되는 평강 제품의 제어된 점진적인 냉각이 뒤따라 있다. 이러한 냉각은 50-300초 이상 연장될 수 있고 페라이트의 원하지 않는 형성을 피하기 위해 680℃ 이상의 중간 온도 TK에서 끝나야 한다. 중간 온도 TK에서의 상한은 바람직하게는 A3 이하의 온도에 있고, 전형적으로는 775℃로 제한되는데, 더 높은 중간 온도 TK의 경우에, 후속적 냉각에 필요한 냉각 출력이 불균형적으로 높고, 따라서 공정의 경제적 실행가능성을 의문시되게 하기 때문이다.
작업 단계 d)에서 점진적인 냉각 후에, 평강 제품을, 작업 단계 e)에서, 높은 냉각 속도 θQ에서 분석-의존형 냉각 마감 온도 TQ로 ?칭한다. 높은 냉각 속도 θQ는, 예를 들어 모던 가스 제트 냉각으로 달성될 수 있다.
페라이트계 및 베이나이트계 변환을 피하기 위해 필요한 최소 냉각 속도 θQ는 30 K/s 초과이다. 전형적으로 플랜트에서 발생하는 냉각 속도 θQ에의 상한이 있고, 이것은 전형적으로 200 K/s 이하이다. 냉각 마감 온도 TQ가 속하는 범위 내는 상단이 마르텐사이트 개시 온도 TMS에 의해 제한되고, 하단이 마르텐사이트 개시 온도 TMS보다 175℃ 낮은 온도에 의해 제한된다 ((TMS-175℃) < TQ < TMS).
마르텐사이트 개시 온도는 하기 식에 의해 추정될 수 있다 (중량%로 사용된 합금 함량):
TMS(℃) = 539℃ + (-423%C-30.4%Mn-7.5%Si + 30%Al) ℃/중량%
여기서 %C: 강철의 C 함량,
%Mn: 강철의 Mn 함량,
%Si: 강철의 Si 함량,
%Al: 강철의 Al 함량.
작업 단계 f)에서, 미세구조를 확립하기 위해서, 냉각 마감 온도 TQ에서 10-60초의 유지 기간 tQ 동안 평강 제품을 유지시킨다. 이 단계 동안에, 30% 이하의 잔여 오스테나이트를 포함한 마르텐자이트계 미세구조가 수득된다. 이 단계에서 생성된 마르텐사이트의 양은 본질적으로 냉각 마감 온도가 마르텐사이트 개시 온도 TMS 미만인 정도에 좌우된다. 평강 제품에서 온도의 균일화 및 그에 따른 균일한 미세구조를 보장하기 위해서, 유지 기간 tQ는 적어도 10초이다. 60초 초과의 보다 긴 유지 기간의 경우에, 온도의 균일화가 완료된다. 공정의 생산성을 증가시키기 위해서, 유지 기간 tQ는 60초 이하이다.
처음에 기술된 선행 기술분야와는 대조적으로, 잔여 오스테나이트를 실온으로 안정화시키는 것은 본 발명의 목적이 아니다. 대신, 작업 단계 g)에서 수행된 평강 제품의 열처리는 공정의 종료시 수득된 평강 제품의 미세구조가 두 가지 상이한 종류의 마르텐사이트, 즉 템퍼링된 마르텐사이트 및 템퍼링되지 않은 마르텐사이트로 본질적으로 이루어지도록 탄소의 제어된 재분배의 목적을 갖는다.
본 발명에 따르면, 작업 단계 g)는 두 가지 공정 변형 g.1) 및 g.2)를 포함하며, 이들 중 제1 변형 g.1)은 본 발명의 비코팅된 평강 제품을 초래하고 제2 변형 g.2)은 Zn 코팅이 제공된 본 발명의 평강 제품을 초래한다.
작업 단계 g)의 변형 g.1), g.2) 각각에서 온도 체제는 미세구조에 존재하는 기존 잔여 오스테나이트가 과포화된 마르텐사이트로부터의 탄소로 풍부화되도록 선택된다. 탄화물의 형성 및 잔여 오스테나이트의 파괴는 총 처리 기간 tBT의 본 발명의 제한을 통해 의도적으로 억제된다. 탄소의 충분한 재분배를 가능하게 하기 위해서 이 기간은 10-1000초이다.
제1 공정 변형 g.1)과 관련하여, 작업 단계 g)에서 평강 제품의 처리는 적어도 냉각 마감 온도 TQ와 같고 550℃ 이하인 처리 온도 TB에서 전체 처리 기간 tBT에 걸쳐 평강 제품을 유지시키는 것을 포함하고, 500℃ 이하의 냉각 마감 온도 TQ가 특히 유리한 것으로 밝혀졌다. 변형 g.1)의 경우에, 처리 온도 TB는 또한 냉각 마감 온도 TQ보다 높을 수도 있다. 이 경우에, 평강 제품은, 냉각 마감 온도 TQ에서부터 진행하여, 각각의 처리 온도 TB로 가열하고, 여기서 가열은 80 K/s 미만의 가열 속도 ΘB1로 수행되어야 한다.
작업 단계 g)의 제2 대안에서, 대조적으로, 과포화된 마르텐사이트로부터의 탄소로 잔여 오스테나이트를 풍부화하기 위해서, 평강 제품을 80 K/s 미만의 가열 속도 ΘB1로 400-500℃의 처리 온도 TB에 있게 한다. 탄화물의 형성 및 잔여 오스테나이트의 파괴는 총 처리 기간 tBT의 본 발명에 제한에 의해 의도적으로 억제되며, 이는 작업 단계 g)의 이 변형 g.2)에서 가열에 필요한 가열 시간 tBR 및 평강 제품이 등온 조건 하에 온도 TB에서 유지되는 유지 기간 tBI로 이루어진다. 충분히 점진적인 가열 속도 ΘB1로 주어지므로, 등온 유지가 또한 생략될 수 있고, 그래서 유지 기간 tBI는 "0"일 수 있다.
작업 단계 g)의 제2 변형 g.2)에서, 평강 제품은, 처리 온도 TB에서의 가열 및 임의적인 유지 후에, 용융 딥-코팅 작업을 거치며, 여기서 Zn 코팅으로 코팅된다. 이 목적을 위해, 처리 온도 TB는 평강 제품이 각각의 용융조에 진입해야 하는 입구 온도에 상응하도록 선택될 수 있다. 전형적으로, 이 목적을 위해, 처리 온도 TB는 450-500℃의 범위에 있다. 이 용융조는, 아연 및 불가피한 불순물뿐만 아니라, 총 3.0 중량% 이하의 Al, Mg, Si, Pb, Ti, Ni, Cu, B 및 Mn으로 이루어진 군으로부터의 1종 이상의 원소를 전형적으로 포함한다.
어떤 변형이 선택되었는지에 상관없이, 평강 제품은, 작업 단계 g)의 종료시, 마르텐사이트의 새로운 제조를 위해, 제어된 방식으로 5 K/s 초과의 냉각 속도 θB2로 냉각되며, 냉각 속도는 전형적으로 50 K/s 이하이다. 펄라이트 및 페라이트의 형성을 피하기 위해서, θB2는 5 K/s 초과이다.
본 발명의 방법은 목적을 위해 전형적으로 제공되는 통상적인 하소 시스템 또는 벨트 코팅 시스템에서 연속 실행으로 수행될 수 있다.
본 발명의 평강 제품은
- 적어도, 특히 90 면적% 초과의 마르텐사이트 (이 중 적어도, 특히 50 면적% 초과가 제1 냉각 단계 (작업 단계 f))로부터 템퍼링된 마르텐사이트임),
- 최대로, 특히 5 면적% 미만의 베이나이트,
- 최대로, 특히 2 부피% 미만의 잔여 오스테나이트 및
- 최대로, 특히 5 면적% 미만의 다각형 페라이트
로 이루어진 미세구조를 갖는다.
2 ㎛ 미만의 평균 입자 크기를 갖는, 본 발명의 평강 제품의 미세구조는 매우 미세하여, 표준 광-광학 현미경법에 의해 거의 평가될 수 없다. 따라서, 주사 전자 현미경법 (SEM)을 사용하여 최소 5000-배 배율로 평가하는 것이 추천된다.
최대 허용가능한 잔여 오스테나이트 함량은, 심지어 고배율의 경우에도, 광 현미경법 또는 주사 전자 현미경법에 의해 겨우 간신히 결정될 수 있다. 따라서, x-선 회절 (XRD)에 의한 잔여 오스테나이트의 정량적 결정이 추천되며 (ASTM E975에 따름), 이에 의해 잔여 오스테나이트 함량이 부피%로 보고된다.
본 발명의 평강 제품의 기계적 특성의 품질을 위해 이용될 수 있는 또 다른 조치는 결정 격자의 왜곡이다. 이 격자 왜곡은 소성 변형에 대한 초기 저항에 매우 중요하다. 격자 왜곡의 측정 및 정량화에 적합한 방법은 전자 후방산란 회절 (EBSD)이다. EBSD 방법에 의해, 샘플은, 측정 지점마다 회절 패턴을 기록하면서, SEM에 의해 하나씩 스캐닝되며, 이로부터 결정학적 배향을 결정할 수 있다. 측정 및 다양한 평가 방법의 세부사항은 핸드북에서 읽을 수 있다. 유용한 EBSD 평가 방법은 소위 커넬 평균 배향차 (kernel average misorientation) (KAM - 미국, 07430 뉴저지주, 마와, 맥키 드라이브 91 소재, EDAX 인코포레이티드(EDAX Inc.)로부터의 핸드북 "OIM Analysis v5.31"에 추가 설명됨)이며, 여기서 측정 지점의 배향을 이웃 지점과 비교한다. 임계값 미만에서, 전형적으로 5°, 인접한 지점에서 동일한 (변형된) 입자의 일부분을 형성한다. 임계값 초과에서, 인접한 지점에서 상이한 (아-)입자의 일부분을 형성한다. 미세구조가 매우 미세하기 때문에, EBSD에서는 100 ㎚의 최대 스텝 폭이 추천된다. 본 발명의 평강 제품의 미세구조의 평가를 위해, 제3 인접 지점의 KAM을 평가한다. 본 발명의 평강 제품은 적어도 75 ㎛ x 75 ㎛의 측정 영역으로부터 1.20° 초과, 바람직하게는 1.25° 초과의 평균 KAM 값을 가져야 한다.
본 발명은 작업 실시예에 의해 하기에서 상세히 설명된다.
본 발명을 시험하기 위해, 표 1에 특정된 조성을 갖는 강철 A-I로 이루어진, 통상적인 방법으로 제조된 강철 시트의 샘플을 제공하였다.
표 1은 강철 A-I 각각에 대해, 이미 상기-설명된 식에 의해 계산된 인자 ψ 및 탄소 당량 CE를 추가로 명시한다:
ψ = (%C+%Mn/5+%Cr/6)/(%Al+%Si)
및
CE = %C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6
상기 식에서 %C는 각각의 C 함량, %Si는 각각의 Si 함량, %Mn은 각각의 Mn 함량, %Cr은 각각의 Cr 함량, %Mo는 각각의 Mo 함량 그리고 %Al은 강철 A-I의 각각의 Al 함량이다.
따라서 강철 E, F 및 G는 인자 ψ에 의해 본 발명에 따라 규정된 오스테나이트 형성 및 경화능성에 본질적인 합금 원소의 조율에 대한 요구를 총족시키지 못했다.
강철 A-I로부터 제조된 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60은 도 1에 나타낸 공정 순서를 거쳤다. 이들은 먼저 가열 속도 θH1로 변곡 온도 TW로 그리고 이어서 가열 속도 θH2로 오스테나이트화 온도 THZ로 가열하였고, 이들 온도 각각은 각각의 강철의 A3 온도를 초과하나 950℃ 미만이었다. 이와 같이 가열된 샘플은 후속적으로 오스테나이트화 온도 THZ에서 오스테나이트화 기간 tHZ 동안 유지시켰고 이어서 냉각 기간 tK에 걸쳐 중간 온도 TK로 냉각시켰다. 중간 온도 TK의 도달시, 냉각 속도 θQ로 가속화된 냉각이 시작되었고, 여기서 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60은 냉각 마감 온도 TQ로 냉각되었고, 이것은 샘플 1-7, 11, 12, 16, 17, 19-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60 각각의 경우, 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60의 각각의 강철 A-I의 마르텐사이트 개시 온도 TMS보다 175℃ 이하로 낮았고, 샘플 18의 경우 그보다 높았다. 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60은 냉각 마감 온도 TQ에서 10-60 s의 유지 기간 tQ 동안 유지시켰다. 샘플 1-7, 11, 12, 16, 17, 19-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-48은 후속적으로 가열 속도 θB1로 가열 시간 tBR에 걸쳐 처리 온도 TB로 가열하였으며, 이 온도에서 이들은 일부 실험에서 추가의 유지 기간 tBI에 걸쳐 유지시켰다. 유사한 방식으로, 샘플 18은 처리 온도 TB로 냉각시켰다. 이후에 냉각 속도 θB2로 실온으로 냉각시켰다. 샘플 49-60은, 냉각 마감 온도 TQ로 냉각시키고 TQ에서 유지 기간 tQ 동안 가열 없이 등온 방식으로 유지시킨 후, 처리 온도 TB에서 유지 기간 tBI에 걸쳐 유지시켰다. 샘플 49-60에 대해서도, 이후에 냉각 속도 θB2로 실온으로 냉각시켰다.
실험에서 사용된 상기 언급된 파라미터는 표 2에 명시되어 있다. 따라서, 본 발명의 강철 A-D, H 및 I로 이루어진 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31 및 44-55 중, 샘플 3 (θQ < 30 K/s), 11 (THZ < A3), 18 (TQ > 500℃), 19 (θQ < 30 K/s), 28 (THZ < A3), 29 (tHZ > 15s) 및 48 (θB2 < 5 K/s)은 본 발명에 따라 처리되지 않았다.
마지막 냉각의 맥락에서, 샘플 1-7, 11, 12, 16-23, 28-31, 33-35, 39, 40 및 43-60은, 처리 온도 TB가 Zn 용융조로의 진입에 충분한 약 450℃의 수준에 있는 경우에, 용융조에 통과시킬 수 있었다. 그러나, 실험의 맥락에서, 이것은 생략되었고, 그래서 연구의 결과에 영향을 미치지 않았다.
열처리 후 수득된 샘플에 대해 항복점 Rp0 .2, 인장 강도 Rm, Rp0 .2/Rm 비, 파단 신율 A50 (DIN EN ISO 6892, 샘플 형태 1에 따름), 곱 Rm*A50, 및 정공 확장비 λ1,λ2 (ISO 16630에 따름)의 기계적 특성을 결정하였다. 페라이트 "F", 템퍼링된 마르텐사이트 "AM", 잔여 오스테나이트 "RA", 템퍼링되지 않은 마르텐사이트 "M" 및 베이나이트 "B"의 미세구조 비율, 및 또한 커넬 평균 배향차에 따라 결정된 값 "KAM"을 마찬가지로 확인하였다. 샘플 각각에 대한 문제의 특성 값은 표 3에 보고하였다.
미세구조의 정량화로 하소된 물질에서 얻은 기계적 특성은 표 3에서 찾아볼 수 있다. 각각의 강철의 합금에 관한 본 발명의 사양 및 열처리를 위한 본 발명의 조건을 모두 충족시키는 샘플의 경우에, 정기적으로 30% 초과의 정공 확장비 λ1,λ2와 조합하여, 800 MPa 초과의 항복점 Rp0 .2, 950 MPa 초과의 인장 강도 Rm, 및 8% 초과의 파단 신율 값 A50이 달성되는 경우가 정기적으로 있다.
비교 실시예 B11 및 D28은, 대조적으로, 불충분한 오스테나이트화 온도 THZ의 영향을 예시하였다. 이들 실시예에서, 미세구조는 완전히 오스테나이트화되지 않았고, 그래서 너무 많은 페라이트가 미세구조에서 형성되었다. 이것은 형성 동안에 극히 국부화된 손상 및 조기 파괴로 이어졌다.
비교 실시예 D29는 고온에서 아주 오랜 기간 동안의 오스테나이트화가 어떻게 성형성에 악영향을 미칠 수 있는지를 보여주었다.
비교 실시예 A3 및 C19는, 지나치게 낮은 냉각 속도 θQ의 경우에, 원하는 항복점에 이르지 못했고, 이것은 페라이트 형성을 적절히 막을 수 없다는 사실에 기인한다는 것을 보여주었다.
너무 높은 냉각 마감 온도 TQ로 제조된 비교 실시예 C18은, 원하는 것 미만의 항복점 및 낮은 정공 확장비를 나타냈다. 이들은 미세구조에서 페라이트 및 베이나이트의 높아진 수준에 기인하였다.
비교 실시예 E33-E35 및 E56-E58은 원하는 것 미만의 항복점 및 강도를 나타냈으며, 이것은 본 발명에 따르지 않는 조성 및 수득된 미세구조에서의 너무 높은 페라이트 함량에 기인하였다. 높은 페라이트 함량은 탄소, 망가니즈 및 크로뮴에 비해 너무 낮은 규소 함량 및 너무 낮은 알루미늄 및 규소의 함량, 및 그에 따른 너무 높은 ψ 인자의 결과로서 탄화물 형성의 부적절한 방지에 의해 유발되었다.
마지막으로, 비교 실시예 F39, F40, F59 및 F60은 너무 낮은 ψ 인자의 영향을 보여주었으며, 이것은 또한 원하는 미세구조로부터의 이탈로 이어졌다. 일부 경우에 최소 강도에 이르렀지만, 여기서 항복점 및 정공 확장은 목표 범위 내에 있지 않았다.
비교 실시예 G43은 너무 높은 ψ 인자가 지나치게 높은 잔여 오스테나이트 함량 및 감소된 성형성을 초래하고, 이것은 낮은 정공 확장 값 λ1,λ2에서 나타난다는 것을 분명히 보여주었다.
비교 실시예 I48은 너무 낮은 냉각 속도 θB2가 증가된 페라이트 형성 및 그에 따른 낮은 항복점을 초래한다는 것을 보여주었다.
표 1
Figure 112017120182387-pct00002
나머지 Fe 및 불가피한 불순물의, 중량%로 나타낸 수치
밑줄 친 볼드체로 인쇄된 값은 본 발명의 사양 밖의 값을 나타낸다.
Ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6)/(%Si + %Al)
%C = C 함량, %Mn = Mn 함량, %Cr = Cr 함량, %Si = Si 함량, %Al = Al 함량
표 2
Figure 112017120182387-pct00003
밑줄 친 볼드체로 인쇄된 값은 본 발명의 사양 밖의 값을 나타낸다.
표 3
Figure 112017120182387-pct00004
"tr." = 비율 < 2 면적%;
밑줄 친 볼드체로 인쇄된 값은 본 발명의 사양 밖의 값을 나타낸다.

Claims (9)

  1. 950 MPa 내지 1300 MPa의 인장 강도 Rm, 적어도 800 MPa의 항복점 및 적어도 8%의 파단 신율 A50을 갖는 평강 제품이며, 여기서 상기 평강 제품은, 철 및 불가피한 불순물뿐만 아니라, (중량%로)
    C: 0.05%-0.20%,
    Si: 0.2%-1.5%,
    Al: 0.01%-1.5%,
    Mn: 1.0%-3.0%,
    P: 0.02% 이하,
    S: 0.005% 이하,
    N: 0.008% 이하,
    및 임의로는 하기 함량의 "Cr, Mo, Ti, Nb, B"의 군으로부터의 원소 중 1종 이상:
    Cr: 0.05%-1.0%,
    Mo: 0.05%-0.2%,
    Ti: 0.005%-0.2%,
    Nb: 0.001%-0.05%,
    B: 0.0001 - 0.005%
    으로 이루어진 강철로 이루어지고,
    여기서 비
    ψ = (%C +%Mn/5 +%Cr/6) / (%Al +%Si)
    (여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
    %Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
    %Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
    %Al: 강철의 각각의 Al 함량
    %Si: 강철의 각각의 Si 함량)
    는 하기 기준:
    1.6 ≤ ψ ≤ 3
    에 따르고,
    상기 평강 제품은,
    - 5 면적% 이하의 베이나이트,
    - 5 면적% 이하의 다각형 페라이트,
    - 2 부피% 이하의 잔여 오스테나이트,
    및
    - 90 면적% 이상의 마르텐사이트
    로 이루어진 미세구조를 가지며, 여기서 상기 마르텐사이트는 적어도 50%의 템퍼링된 마르텐사이트 및 템퍼링되지 않은 마르텐사이트로 이루어지고,
    탄소 당량
    CE =%C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6
    (여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
    %Si: 강철의 각각의 Si 함량
    %Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
    %Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
    %Mo: 강철의 각각의 Mo 함량)
    이 하기 기준:
    0.254 중량% ≤ CE ≤ 1.1 중량%
    에 따르는, 평강 제품.
  2. 제1항에 있어서, 탄소 당량 CE가 1.0 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, Si 및 Al의 함량의 총 합계가 1.7 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, Ti 및 Nb의 함량의 총 합계가 0.2 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 용융 딥 코팅에 의해 적용된 금속 보호 코팅이 제공된 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  6. 하기 작업 단계들:
    a) 철 및 불가피한 불순물에 더하여, (중량%로)
    C: 0.05%-0.20%,
    Si: 0.2%-1.5%,
    Al: 0.01%-1.5%,
    Mn: 1.0%-3.0%,
    P: 0.02% 이하,
    S: 0.005% 이하,
    N: 0.008% 이하,
    및 임의로는 하기 함량의 "Cr, Mo, Ti, Nb, B"의 군으로부터의 원소 중 1종 이상:
    Cr: 0.05%-1.0%,
    Mo: 0.05%-0.2%,
    Ti: 0.005%-0.2%,
    Nb: 0.001%-0.05%,
    B: 0.0001%-0.005%
    으로 이루어지고,
    여기서 비
    ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6) / (%Al + %Si)
    (여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
    %Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
    %Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
    %Al: 강철의 각각의 Al 함량
    %Si: 강철의 각각의 Si 함량)
    는 하기 기준:
    1.6 ≤ ψ ≤ 3
    에 따르고,
    탄소 당량
    CE =%C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6
    (여기서 %C: 강철의 각각의 C 함량
    %Si: 강철의 각각의 Si 함량
    %Mn: 강철의 각각의 Mn 함량
    %Cr: 강철의 각각의 Cr 함량
    %Mo: 강철의 각각의 Mo 함량)
    이 하기 기준:
    0.254 중량% ≤ CE ≤ 1.1 중량%
    에 따르는, 강철로 이루어진 비코팅된 평강 제품을 제공하는 단계;
    b) 평강 제품의 강철의 A3 온도 초과이고 950℃ 이하인 오스테나이트화 온도 THZ로 평강 제품을 가열하는 단계로서, 여기서 가열은 5-25 K/s의 가열 속도 θH1로 200-400℃의 변곡 온도 TW까지 그리고 이어서 적어도 2-10°K/s의 가열 속도 θH2로 오스테나이트화 온도 THZ까지 수행되는, 단계;
    c) 오스테나이트화 온도 THZ에서 5-15 s의 오스테나이트화 기간 tHZ에 걸쳐 평강 제품을 유지시키는 단계;
    d) 먼저 680℃ 이상의 중간 온도 TK로 50-300 s의 냉각 기간 tk에 걸쳐 평강 제품을 냉각시키는 단계;
    e) 중간 온도 TK에서부터, 30 K/s 초과의 냉각 속도 θQ로 하기 기준에 따르는 냉각 마감 온도 TQ까지 진행하여, 평강 제품을 ?칭하는 단계:
    (TMS - 175℃) < TQ < TMS
    (여기서 TMS = 평강 제품을 구성하는 강철의 마르텐사이트 개시 온도);
    f) 냉각 마감 온도 TQ에서 10-60 s의 유지 기간 tQ 동안 평강 제품을 유지시키는 단계;
    g) 냉각 마감 온도 TQ로 ?칭된 평강 제품을 처리하는 단계로서,
    g.1) 평강 제품을, 10-1000 s의 총 처리 기간 tB에 걸쳐, 적어도 냉각 마감 온도 TQ와 같고 550℃ 이하인 처리 온도 TB에서 유지시키거나,
    또는
    g.2) 평강 제품을, 냉각 마감 온도 TQ에서부터 진행하여, 450-500℃의 처리 온도 TB로 가열하고, 그리고 임의로 평강 제품을 등온 조건 하에 이 처리 온도 TB에서 유지 기간 tBI에 걸쳐 유지시키고, 여기서 처리 온도 TB로의 가열은 80 K/s 미만의 가열 속도 θB1로 수행되고, 가열에 필요한 가열 시간 tBR 및 유지 기간 tBI의 총 합계로서 구성되는, 총 처리 기간 tBT는 10-1000 s이며, 여기서 평강 제품을, 이러한 처리 후, 용융조에 통과시켜, Zn을 기재로 하는 금속 보호 코팅으로 오버코팅하는, 단계;
    h) 처리 온도 TB에서부터 진행하여, 5 K/s 초과의 냉각 속도 θB2로 냉각시키는 단계
    를 포함하며,
    상기 평강 제품은 적어도 950 MPa의 인장 강도 Rm, 적어도 800 MPa의 항복점 및 적어도 8%의 파단 신율 A50을 갖고, 상기 평강 제품은,
    - 5 면적% 이하의 베이나이트,
    - 5 면적% 이하의 다각형 페라이트,
    - 2 부피% 이하의 잔여 오스테나이트,
    및
    - 90 면적% 이상의 마르텐사이트
    로 이루어진 미세구조를 가지며, 여기서 상기 마르텐사이트의 적어도 절반은 템퍼링된 마르텐사이트인, 임의로 Zn 코팅이 제공된 고강도 평강 제품의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서, 작업 단계 b)에서 가열 속도 θH1 및 θH2가 동일한 것을 특징으로 하는 방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 작업 단계 g.1)에서 평강 제품을 냉각 마감 온도 TQ에서부터 80 K/s 미만의 가열 속도 θB1로 처리 온도 TB까지 가열하는 것을 특징으로 하는 방법.
  9. 삭제
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