KR20050094408A - 냉간압연 다상조직 스틸 제품의 제조를 위한 스틸 조성물 - Google Patents

냉간압연 다상조직 스틸 제품의 제조를 위한 스틸 조성물 Download PDF

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마리즈케 데 메이어
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스벤 반데푸테
시그리드 자코브스
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Abstract

본 발명은 비코팅된, 전기 갈바나이징 또는 용융 갈바나이징된 TRIP 스틸 제품의 제조를 위한, 냉간압연 단계를 포함하는 방법에 사용하기위한 스틸 조성물에 관한 것으로서 상기 조성물은 인광물질의 특정한 첨가로 특징된다. 인광물질은 탄소함량을 충분히 감소시키므로서 우수한 용접성을 유지하면서 소정의 기계적 강도(높은 신장도와 조합된 높은 인장강도)에 도달하기위하여 첨가된다. 본 발명은 또한 스틸 제품을 제조하기위한 방법 및 얻어진 스틸 제품에 관한 것으로서 이 제품은 본발병의 조성물을 갖는다.

Description

냉간압연 다상조직 스틸 제품의 제조를 위한 스틸 조성물{A STEEL COMPOSITION FOR THE PRODUCTION OF COLD ROLLED MULTIPHASE STEEL PRODUCTS}
본 발명은 TRIP 스틸제품의 제조에 사용하기위한, 인광물질(phosphor)을 포함하는 스틸 조성물에 관한 것이다. 본 발명은 또한 상기 제품의 제조방법 및 최종제품 그 자체에 관한 것이다.
자동차 산업에서는 중량감소의 필요성이 있는데 이것은 안전성및 기능적 요건을 포기하지 않고 부품의 두께를 감소시킬수 있도록 하기위하여 고강도 물질을 사용한다는것을 내포하고있다. 고강도 및 우수한 성형성(formability)의 뛰어난 조합을 나타내는 초고강도강((UHSS) 시트제품 및 특히 TRIP 스틸제품이 이 문제의 해결책을 제공할 수 있다. 또한, 전기 또는 용융 갈바나이징으로 이들 스틸시트 제품의 내식성을 증가시키는 것도 자주 요구된다.
몇몇 문서가 이들 UHSS 제품을 기술하고 있다. EP-A-1096029는 템퍼링된 마텐자이트(tempered martensite) TRIP 스틸의 제조에 관한것으로서, 이 스틸의 화학적 조성은 실리콘-망간계로서 wt%로 0.05-0.20%의 C, 0.3-1.8%의 Si 및 1.0-3.0%의 Mn 그리고 하기의 첨가물, wt%로 0.05-1%의 Cr+Mo, ≤0.003%의 B, 0.01-0.1%의 Ti+Nb+V 및 ≤0.01%의 Ca+REM 중 하나이상을 함유한다. 냉간압연 제조공정은 세개의 연속적인 어닐링 단계로 이루어진다. 첫번째 단계에서, 시트는 적어도 5초동안 완전히 오스테나이트화(austenised)되고, 이어서 라스(lath) 마텐자이트를 제조하기위하여 Ms(마텐자이트 시작)온도 이하로 빠르게 냉각(＞10℃/s)된다. 두번째와 세번째 단계는 어닐링 또는 도금라인으로 조합되는데 5-120초동안 이상영역(intercritical region)(Ac1＜T＜Ac3)에서 시트를 재가열하고, 500℃이하로 냉각(＞5℃/s)하며, 이후 갈바나이징 또는 합금화아연도금되는 것으로 이루어진다. 이 발명과 관련해서는 두개의 중요한 결점이 있다. 첫번째는 추가적인 어닐링 단계인데 이는 라스 마텐자이트 출발 미소구조체를 제조하는데 요구된다. 이러한 여분의 공정단계는 총 공정비용을 증가시킬 뿐만 아니라 연속적인 어닐링 또는 용융 갈바나이징 라인의 입구에서 보급 및 용접성을 복잡하게한다. 용접 또는 열에 영향받는 구역에서 시작되는 균열은 단단하고 무른(brittle) 마텐자이트성 구조로 쉽게 전파되어 두 코일 사이의 용접의 완전파열이라는 고위험을 가져온다. 두번째 중요한 결점은 이 스틸에서는 상당히 높은 Si 함량에 관련된 것이다. 약 0.5% Si로부터, 이렇게 높은 Si 함량은 피클링(pickling) 후에 불규칙하고 매우 심한 거칠기를 갖는 표면을 생성하는 Si-산화물의 존재로 인하여 표면 품질에대한 문제를 유발하는 것으로 알려져 있다. 또한, 부식 보호를 고려할때, 그러한 고 Si 함량 기질의 용융 갈바나이징은 일반적으로 표면상에 무도금(bare spots)의 존재에대한 매우 높은 위험을 가져서 자동차 적용을 위한 불충분한 표면외관을 가져온다.
EP-A-0922782호는 (중량%로) 0.05-0.40% C, 1.0-3.0% Si, 0.6-3.0% Mn, 0.02-1.5% Cr, 0.01-0.20% P 및 0.01-0.3% Al을 함유하는 냉간압연 Si-Mn계 TRIP 스틸의 제조를 기술하고 있다. 상기한 발명과 달리 이 제품은 추가의 어닐링 단계가 요구되지 않는다. 발명자들은 Si-Mn계 TRIP 스틸에서 베이나이트(bainite)가 크러싱 특성에 해로운것으로 생각했기때문에 베이나이트의 형성을 지연시키고 침상 페라이트(acicular ferrite) 및 마텐자이트 형성을 촉진시키기위하여 Cr을 분석물에 첨가했다. P는 펄라이트(pearlite)의 형성을 피하고 페라이트 상의 강도를 증가시키기위하여 첨가되었다. 최대의 P 함량은 용접성때문에 0.2%로 제한된다. 그러나 이 발명에서의 높은 Si 함량도 용융 도금성을 손상시켜 불충분한 표면외관 및 무도금의 높은 위험성을 가져온다. 높은 Si 함량으로인하여 고온 스트립상에 제거하기 어려운 레드 스케일(red scale)이 발생하는 것은 또한 가공의 곤란성도 야기하는것으로 예상된다.
EP-A-0796928호는 (중량%로) 0.05-0.3% C, 0.8-3.0% Mn, 0.4-2.5% Al 및 0.01-0.2% Si를 함유하는 Al계 이상조직(dual phase) 스틸의 제조를 기술하고 있다. 또한 이 스틸은 (중량%로) 하기의 원소, ＜0.05% Ti, ＜0.8% Cr, ＜0.5% Mo, ＜0.5% Ni, ＜0.05% Nb 및 ＜0.08% P 중 하나를 함유할 수 있다.40%이상의 감소율로 냉간압연 후에 이 물질은 740-850℃ 사이의 온도로 이상영역 어닐링된 후 Zn 조 온도로 10-50 K/s의 냉각속도로 냉각된다. 상기한 두 분석들과 비교할때, 후자인, 거의 Si 없는 분석물은 스틸이 쉽게 용융 갈바나이징되게하고 해로운 레드 스케일의 형성을 피할수 있게한다. 그러나, Si 와 달리 Al은 강력한 고체 용액 강화효과를 생성하지 못한다. 이것은 매체 고강도 수준(예를 들면, Rm = 700MPa)에 도달하기위하여 보다 높은 Al 함량의 사용과 관련된다. 그러나, 이러한 고 Al 수준은 용접된 영역에서 Al-산화물의 존재로 인하여 연속적인 캐스팅 중에 스티커(stickers)를 야기하고 용접성을 손상시키는 것으로 알려져 있다. 이것은 용접된 구조물의 크래쉬 특성에 특히 해롭다. 캐스팅 문제를 피하기위하여, 적응되는 매우 미세한 캐스팅 분말이 요구되는데 이것은 건강문제를 야기한다. 따라서, 스틸 제조시설은 일반적으로 이러한 조성물을 제조하지 말아야 하는데 이는 작업자가 마스크를 가져야하고 많은 특수 예방책이 취해져야 하기 때문이다.
EP-A-1170391호는 프로세싱시에 질화단계를 추가(0,03-2wt%)하므로서 얻어지는 저탄소(＜0.08wt%), 저 실리콘(＜0.5wt%) 및 저 알루미늄(＜0.3wt%) TRIP 스틸의 제조를 기술하고 있다. Al과 Si의 함량은 질화물 침전 및 이로인한 유리 질소의 손실을 피하기위하여 낮게 유지되어야 한다. 또한, Si 함량은 용융 갈바나이징성(galvanisability)때문에 바람직하게는 0.2wt% 더 낮다. 탄소함량은 용접성 및 스틸에 있는 질소의 존재가 유지된 오스테나이트를 안정화시킨다는 사실때문에 매우 낮게 유지된다. 이 질소는 열간 마감 압연중 또는 직후, 재결정화 어닐링중, 이상영역 어닐링중 또는 이들 공정의 하나이상의 조합을거쳐 스틸시트에 도입된다. 이들 모두는 스틸시트가 550-800℃의 온도로 2%이상의 암모니아를 함유하는 분위기에서 2초에서 10분동안 유지되어야 할것을 요구한다. 이러한 질화단계는 프로세싱을 매우 더 어렵게하고 기존 설비의 기술적인 변화를 복잡하게하는 것이 명백하다. 현재 이러한 공정은 국제적으로 산업적으로 실행가능한것으로 간주되지 않는다. 또한, 이러한 스틸등급의 매우 낮은 합금함량은 650MPa 이상의 인장강도수준에 도달할 수 없게한다.
US-A-5470529호는 매우다양한, 조합된 Al-Si 분석물에 기초한 냉간압연 TRIP 스틸의 제조에 관한 것이다. 탄소함량의 범위는 0.05-0.3wt%, 보다 바람직하게는 0.1-0.2wt%로 설정된다. Si 함량은 레드 스케일의 형성을 피하기위하여 1.0wt% 이하, 바람직하게는 0.2-0.9wt%의 범위로 유지된다. 망간은 0.005-4.0wt%, 보다 바람직하게는 0.5-2.0wt%로 첨가된다. 전통적인 Si-Mn TRIP조성물과 비교했을 때, Si 의 일부는 다양한 이유로 인하여 Al로 대체된다. Si와 같이 Al도 베이나이트성 유지중에 세멘타이트 침전을 피하게 한다. 이것은 보다 적은 Si-수준을 사용하게하여 레드 스케일의 형성을 피할 수 있게 한다. 또한, Al의 첨가는 Ar3 온도를 증가시켜 이상영역 어닐링중에 형성된 오스테나이트 상에서 탄소 농도가 증가되게한다. 이것은 이어서 유지된 오스테나이트를 안정화 시키고 스틸이 저 스트레스 영역에서 스트레스 유도 변형에 덜 영향을 받게하여 홀(hole) 팽창비가 개선되게한다. 따라서, Al 범위는 0.1-2.0wt%, 보다 바람직하게는 0.5-1.5wt%로 설정된다. 그러나, Al과 Si가 모두 페라이트 안정화제이므로 그들의 합은 유지된 오스테나이트를 과 안정화시키는 것을 피하기 위하여 제한된다. Al+Si 함량은 0.5-3.0wt%, 보다 바람직하게는 1.5-2.5wt% 범위이어야한다. 이 발명에서, P는 가능한한 매우 제한되어야하는 부수적인 불순물로서 간주된다. P-한계는 0.1wt%이하, 바람직하게는 0.02wt%이하로 설정된다. Cu는 레드 스케일의 제거를 용이하게하기위해, 냉간 압연 생성물의 내부식성을 개선시키기위해 그리고 용융 Zn에 의한 습윤성을 개선시키기위하여 분석물에 첨가된다. 따라서, 구리의 범위는 0.1-2.0wt%, 보다 바람직하게는 0.1-0.6wt%이다. Cu를 사용할 때 고온에서 물러지는 문제를 피하기위하여 역시 Ni가 첨가된다. 경제성 때문에 니켈의 함량은 1.0wt%, 바람직하게는 0.5wt%로 제한된다. 하기의 제약도 적용된다: Cu＞0.5wt% 및 Mn+Ni＞0.5wt% 일때 Ni(wt%)＞Cu(wt%)/3. Cr도 역시 유지된 오스테나이트를 안정화시키고 내부식성을 더 개선시키기 위하여 첨가될 수 있다. 크롬은 0.5-5.0wt%, 보다 바람직하게는 0.6-1.6wt%의 범위로 첨가된다. 인장강도를 더 증가시키기위하여 Ti, Nb alc V도 역시 첨가될 수 있다. 이들의 상한은 바람직하게는 Nb 와 Ti 에 대해서 0.05wt% 이고 V은 0.10wt%이다. 이 발명에서 최대 Si-함량은 레드 스케일의 형성을 피하기 위하여 ＜1wt%로 제한되지만 대부분의 냉간압연 실시 스틸은 0.5-1.1wt% 범위의 Si-함량은 갖는다. 후자는 용융 갈바나이징의 어려움(용융 Zn에의한 나쁜 습윤성) 및 악화된 표면외관(무도금)을 야기하는 것으로 간주된다. 이들 실시 스틸의 어떤것도 고 Si-TRIP 스틸에서와같은 마이크로 합금 첨가물을 함유하지 않았으며 이들은 고온 스트립 경화를 현저하게 증가시켜 매우 증가된 냉간압연력을 가져오는것으로 알려졌다. 한편, 저 Si(0.2-0.4wt%) 실시 스틸은 고 항복응력(570-590MPa) 및 중간정도의 최종 인장강도(≤700MPa) 그리고 총 신장값(A50≤30%)을 나타냈다. 후자의 스틸에서는 P가 추가적으로 첨가되지는 않았다. 이러한 조성의 큰 단점은 벌크 플랫 탄소 스틸 제조에서 불순물로서 간주되는 원소인 Cu와 Ni의 첨가가 필요하다는 것이다. 스틸 제조시설이 이러한 것을 캐스트해야 한다면 스크랩 재순환에따른 또다른 논리적인 문제가 발생한다. 또한, Ni, Cu 및 Cr의 사용은 합금비용을 훨씬 더 비싸게한다.
EP-A-1154028호는 (wt%로) 0.06-0.17% C, 1.35-1.80% Mn, 0.35-0.50% Si, 0.02-0.12% P, 0.05-0.50% Al, max. 0.07% Nb, max. 0.2% V, max. 0.05% Ti, max. 30ppm B 및 100-350ppm N을 함유하는 P-합금 저-Al, 저 Si TRIP 스틸의 제조를 기술하고 있다. 잔류 오스테나이트의 양은 최대 10%로 제한된다. 저-Si 함량 및 저 C-함량의 조합은 매우 낮은 인장강도 값(＜600MPa)을 가져온다. 마이크로 합금원소가 첨가되었을 때 강도수준은 현저하게 개선(800MPa)되지만 신장(elongations)은 매우 떨어진다(A80＜17%). 신장값은 모든 경우에서 상대적으로 낮은데 이것은 유지된 오스테나이트가 덜 안정하게하는 제한된 Al 및 C의 첨가에의해 설명될 수 있다.
엘. 바브(L. Barbe)등은 순수 Si-TRIP 스틸에서 Al-Si 조합 TRIP 스틸, 순수 Al-TRIP 스틸까지 범위의 여러 TRIP 조성에 인 첨가의 영향을 연구했다("냉간압연 및 이상영역 어닐링된 TRIP-보조 스틸의 특성에 있어서의 인의 영향", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Ghent, June 19-21, 2002). 그들은 (wt%로) 0.24% C, 1.66% Mn, 0.6% Al, 0.4% Si 및 0.073% P 를 함유하는 TRIP-보조 스틸이 기계적 특성의 우수한 조합(A80=28.4% 및 UTS=788MPa)을 가져온다는 것을 발견했다. 그러나 본 발명의 발명자들에의해서 수행된 실험실 연구는 0.6%의 낮은 Al-첨가는 라인 스피드와 과잉온도와 같은 매개변수들을 처리하기에 매우 민감한 기계적 특성이 얻어진다는 것을 나타냈다.. 이것은 여러 갈바나이징 라인들(예를 들면, 약 490-460℃의 레벨링 구역의 여러 길이를 갖는)사이의 비적합성 또는 심한 두께 의존성의 기계적 특성도 가져올 수 있다. 이것은 유지된 오스테나이트의 불충분한 안정성 및 너무 낮은 Al-첨가로 인한 최적 과인 시간에서 현저하게 긴 시간으로의 이동으로 설명될 수 있다.
오. 야쿠보프스키(O. Yakubovsky) 등은 순수 Si-TRIP 스틸에서 Al-Si 조합 TRIP 스틸, 순수 Al-TRIP 스틸까지 범위의 여러 TRIP 조성물의 스트레스-응력 특성 및 베이킹 하드닝(bake hardening) 특성을 연구했다("TRIP 및 TRIP-보조 다중상 스틸의 스트레스-응력 특성 및 베이킹 하드닝", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Ghent, June 19-21, 2002). 모든 경우에서 탄소 함량은 (wt%로) 0.15%로, 그리고 망간함량은 1.5%로 제한되었다. 스틸들 중에서 (wt%로)0.25-0.45% Si, 1.5-2.0% Al 및 0.05-0.10% P TRIP 스틸도 연구되었다. 논문에서는 후자의 조성에대한 기계적 특성이 적시되지 않았다. 본 발명의 발명자들에의한 실험실 연구와 산업적 제조로부터 입증된 인장강도 대 탄소함량의 관계를 기초로 할 때 제안된 화학적 조성은 700-850MPa의 인장강도에 도달하기위해서는 탄소에 불충분하게 합금되었다. 또한, 높은 Al 함량은 건강문제를 야기할 수 있는 매우 미세한 캐스팅 분말이 채용되어 사용되는 것이 요구된다. 또한, 높은 Al-함량의 결과로서 용접된 부위에 있는 Al-산화물의 존재때문에 용접성이 손상될 수 있다.
에스. 파파에프티미오우(S. Papaefthymiou) 등은 이상영역 어닐링 직후 여러 응력수준에 대하여 일축상으로 변형된 두개의 Al-Si-TRIP 스틸의 미소구조 개발 및 기계적 특성을 연구했다("Al-함유 TRIP-스틸의 미소구조 개발 및 기계적 특성", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Ghent, June 19-21, 2002). 특수 처리의 결과로서 그리고 비 표준 샘플 기하학으로 인하여 이 논문에 지적된 기계적 특성은 비교할만 하지 않다. 연구된 두 Al-함유 TRIP 스틸은 저-Al 및 고-Al 스틸로 나뉠 수 있다.이들은 (wt%로): 저-Al 스틸: 0.19% C, 1.5% Mn, 0.26% Si, 0.086% P 및 1.81% Al; 고-Al 스틸: 0.17% C, 1.46% Mn, 0.26% Si, 0.097% P 및 1.81% Al 을 함유한다. 상기에서 이미 설명한 바와같이 저-Al 스틸은 라인 속도 및 과잉 온도와 같은 매개변수 변화를 처리하는데 매우 민감한 기계적 특성에의해 문제가 될 수 있다. 이것은 여러 갈바나이징 라인들 사이에서의 비 조화성 또는 심한 두께 의존성 기계적특성을 야기할 수 있다. 한편, 고-Al 스틸은 건강문제를 야기할 수 있는 캐스팅 분말이 채용되어 사용되는 것이 요구된다. 또한, 용접된 부위에 있는 Al-산화물의 존재때문에 용접성이 손상될 수 있다.
에이. 피클러(A. Pichler) 등은 (wt%로) ~0.2% C, ~1.6% Si+Al, ~1.5% Mn, ＜0.5% Cr+Mo, ＜0.04% P, ＜0.01% S 및 ＜0.05% Ti+Nb 를 함유하는 저-합금 TRIP-스틸의 유지된 오스테나이트 안정성 및 기계적 특성에 대한 여러 어닐링 처리 파라메터의 영향을 연구했다("저-합금 TRIP 스틸의 열처리, 유지된 오스테나이트 안정성 및 기계적 특성", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Ghent, June 19-21, 2002). 이 분석에서는 Al/Si 비에대하여 관련된 갈바나이즈성에대하여 결론내리는 것이 불가능하다. 적시된 P-함량은 우수한 용접성(충분한 탄소함량 감소)을 유지하면서 소정의 기계적 특성(고 신장과 조합된 고 인장 강도)를 얻는데는 불충분하다.
본 발명의 목적은 쉽게 갈바나이징 될 수 있는 냉간압연에 의해 제조된, 스틸 제품의 제조를 위한, 고강도, 저 Si, 고 Al, P-합금된 TRIP 스틸 조성물을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 그러한 제품의 제조방법을 제안하며, 최종적으로 제품 그 자체를 제안하는 것으로서 상기 방법 및 상기 제품은 선행기술에서의 문제를 해결한다.
본 발명은 비코팅된, 전기 갈바나이징 또는 용융 갈바나이징 물질로서 사용하기위한 냉간압연 Al-Si P-도금된 TRIP 스틸 조성물에 관한 것이다. 상기 조성물은 하기의 함량으로 특징된다:
- C: 1300-2600ppm
- Mn: 10000-22000ppm
- Al: 8000-15000ppm
- Si: 2000-6000ppm
- P: 400-1000ppm
- S: 최대 120ppm
- N: 최대 200ppm
- Ti: 최대 1000ppm
- Nb: 최대 1000ppm
- V: 최대 1000ppm
- B: 최대 10ppm
나머지는 거의 철 및 부수적인 불순물이다.
본 발명 조성물의 신규성 및 진보성은 원소, P, Si, Al 및 C의 특정한 조합에 달려있다. 특히, 최대 Si- 와 Al-함량을 제한하면서 선행기술 수준을 초과하는 P를 첨가하는 것은 보다 우수한 용접성과 조합하여 특정의 강도 수준에 도달하기위한 C-함량을 감소시킬 수 있게한다.
세개의 특정 실시예가 동일한 화학적 조성물에 관한 것이지만 목적하는 강도수준에 관련된, 탄소에 대한 세개의 다른 범위를 갖는다:
- UTS(최종 인장강도)≥590 MPa : 1300-1900ppm 사이의 탄소. 두개의 특정 실시예는 각각 1350-1900ppm 및 1400-1900ppm의 탄소함량으로 특징된다.
- UTS ≥ 690 MPa : 1700-2300ppm 사이의 탄소
- UTS ≥ 780 Mpa : 2000-2600ppm 사이의 탄소
마찬가지로, 세개의 특정 실시예는 목적하는 강도수준에 관련된 동일한 범위의 탄소함량에 관한것이지만 하기의 특정 화학적 조성을 더 갖는다:
- Mn: 13000-22000ppm
- Al: 8000-14000ppm
- Si: 2500-4500ppm
- P: 600-1000ppm
- S: 최대 120ppm
- N: 최대 150ppm
- Ti: 최대 200ppm
- Nb: 최대 100ppm
- V: 최대 100ppm
- B: 최대 5ppm
나머지는 거의 철 및 부수적인 불순물이다.
마찬가지로, 세개의 다른 특정 실시예는 목적하는 강도수준에 관련된 동일한 범위의 탄소함량에 관한것이지만 알루미늄에대한 하기의 특정 서브 범위(sub-range)를 더 갖는다: 900-1300ppm. 다른 합금원소들에대한 서브 범위는 상기와 같이 유지된다.
본 발명은 또한 냉간압연된 TRIP 스틸 생성물을 제조하기위한 방법에 관한것으로서 하기의 단계를 포함한다:
- 본 발명에따른 조성을 갖는 스틸 슬래브 준비하고,
- 최종 압연온도가 Ar3 온도보다 더 높게 상기 슬래브를 열간압연하여 열간압연된 기재(substrate)를 형성하며,
- 500-680℃의 코일링 온도(CT)로 상기 기재를 냉각시키고,
- 상기 코일링 온도에서 상기 기재를 코일링하며,
- 상기 기재를 피클링하여 산화물을 제거하고,
- 상기 기재를 냉간압연하여 최소 40%에 이르는 두께의 감소를 얻는 단계.
제 1 실시예에따른 본 발명의 방법은 하기의 단계를 더 포함한다:
- 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 기재를 소킹(soaking)하고,
- 360-450℃ 범위의 온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키며,
- 700s이하의 시간동안 상기 온도범위에서 상기 기재를 유지시키고,
- 1℃/s 이상의 냉각속도로 실온까지 상기 기재를 냉각시키며,
- 상기 기재를 최대 1.5% 스킨패스(skinpass) 감소시키는 단계.
두번째 실시예에따른 본 발명의 제조방법은 전해적 아연코팅 단계를 더 포함한다.
세번째 실시예에따른 본 발명의 제조방법은 냉간압연 단계 후 하기의 처리단계를 더 포함한다:
- 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 기재를 소킹하고,
- 아연 조의 온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키며,
- 200초이하의 시간동안 490-460℃ 사이의 온도범위에서 상기 기재를 유지시키고,
- 상기 아연 조에서 상기 기재를 용융 갈바나이징하며
- 2℃/s 이상의 냉각속도로 실온까지 상기 기재를 냉각시키는 단계.
용융 갈바나이징 단계를 포함하는 방법은 상기 기재를 최대 1.5% 스킨패스(skinpass) 감소시키는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명은 또한 본 발명의 방법에따라 제조되며, 30-75% 페라이트, 10-40% 베이나이트, 0-20% 유지된 오스테나이트 및 가능하게는 0-10% 마텐자이트를 포함하는 미소구조체를 갖는 스틸 제품에 관한 것이다.
본 발명은 또한 본 발명의 방법에따라 제조되며, 1300-1900ppm 사이의 탄소함량을 갖는 스틸제품에 관한 것이다. 상기 제품은 320-480 MPa 사이의 항복강도, 590 MPa 이상의 인장강도, 24% 이상의 신장도 A80 및 0.19 이상의 n-값(10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된)을 갖는다.
본 발명은 또한 본 발명의 방법에따라 제조되며, 2000-2600ppm 사이의 탄소함량을 갖는 스틸제품에 관한 것이다. 상기 제품은 400-6000 MPa 사이의 항복강도, 780 MPa 이상의 인장강도, 22% 이상의 신장도 A80 및 0.18 이상의 n-값(10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된)을 갖는다.
본 발명은 또한 본 발명의 방법에따라 제조되며, 2000-2600ppm 사이의 탄소함량을 갖는 스틸제품에 관한 것이다. 상기 제품은 450-700 MPa 사이의 항복강도, 980 MPa 이상의 인장강도, 18% 이상의 신장도 A80 및 0.14 이상의 n-값(10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된)을 갖는다.
본 발명에따른 스틸제품은 세로 및 가로 방향으로 40 MPa 이상의 베이킹 하드닝 BH2를 가질 수 있다.
본 발명에따라서 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸 제품의 제조를 위한 스틸 조성물이 제안된다. 표시되는 가장 광범위한 화학적 조성 범위의 적용은 올바른 제조 파라메터와 조합하여, 소정의 TRIP 미소구조체, 우수한 용접성뿐만아니라 매우 높은 값의 제품 인장강도 및 총 신장도 (이 값은 크래쉬의 경우에 고 에너지 흡수전위에 대하여 특징되었슴)를 갖는 우수한 기계적 특성을 갖는 제품을 제조할 수 있다. 바람직한 범위는 보다 좁은 범위의 기계적 특성, 예를 들면 780 MPa의 보장된 최소 인장강도 또는 용접성에대한 보다 엄중한 요건(C-범위의 최대, 다음 문단 참조)에 관련된다.
C : 1300-2600ppm 사이. 제 1의 바람직한 서브범위는 1300-1900ppm. 제2의 바람직한 서브범위는 1700-2300ppm. 제3의 바람직한 서브범위는 2000-2600ppm 이다. 서브 범위당 최소 탄소함량이 C 가 경화성을위한 가장 중요한 원소일 때 강도 수준을 보장하기위하여 요구된다.서브 범위당 최대의 주장된 범위는 용접성에 관련된다. 기계적 특성에대한 탄소의 영향은 예시적인 조성물 A, E 및 F 그리고 참고 조성물 B, C 및 D(표 1, 3-8)로 설명된다. 스폿 용접성에대한 탄소함량의 영향은 참고 조성물 B, C 및 D(표2)로 설명된다. 탄소에대한 두개의 특정 서브범위는 두개의 특정 실시예에대하여 특징된다: 1350-1900ppm 및 1400-1900ppm. 이들 서브범위는 적어도 600 MPa의 최종 인장강도를 보장하기위한 목적이다.
Mn : 10000-22000ppm 사이, 바람직하게는 13000-22000ppm 사이. 망간은 오스테나이트 안정화제로서 작용하고, 따라서 유지된 오스테나이트의 Ms 온도를 감소시킨다. 또한, Mn은 펄라이트 형성을 억제하여 고체용액 경화에 의한 스틸의 전체 강도수준에 기여한다. 한편, 과량의 Mn을 첨가하는 것은 소킹 온도로부터 냉각시에 불충분한 페라이트 형성을 가져오고, 따라서 유지된 오스테나이트에서 불충분한 탄소농도를 가져오는데 후자가 덜 안정하다. 나무 많은 Mn은 용접의 경도를 증가시키고 유해한 밴드 미소구조체의 형성을 강화시킨다.
Al : 8000-15000ppm 사이, 바람직하게는 8000-14000ppm 사이, 가장 바람직하게는 9000-13000ppm 사이. 알루미늄은 Si보다 더 강한 정도로 페라이트 안정화제이고, 따라서 소킹 중 및 소킹온도로 부터의 냉각중에 페라이트 형성을 강화시켜 유지된 오스테나이트를 안정화 시키기 때문에 첨가된다. 후자는 Al도 오버에이징 단계중에, 유지된 오스테나이트로부터 탄소의 침전을 억제한다는 사실에의해 보다 더 안정화된다. Si와 달리, Al은 갈바나이즈성에 유해한 영향을 갖지 않는다. 그러나, 15000ppm 이상의 Al-함량은 건강문제를 야기하는 매우 미세한 캐스팅 분말이 채용되어 사용되는 것이 요구되는 것으로 알려져있다. 또한, 용접성이 용접부위에 있는 Al-산화물의 존재로 인하여 악화될 수 있다. 그러나, 다른 길이의 레벨링 구역을 갖는 여러 용융 갈바나이징 라인상에서 물질이 처리되도록하고 고 처리 견고성을 보장하기위하여 최소 Al 함량이 요구된다.
Si : 2000-6000ppm 사이, 바람직하게는 2500-4500ppm 사이. 실리콘은 약간 덜 뚜렷하기는 하지만 기본적으로 Al과 동일한 작용을 갖는다. 즉: Si는 페라이트 안정화제이고, 오버에이징 단계중에 카바이드 침전을 방지하여 실온에서 유지된 오스테나이트를 안정화시킨다. 이외에 실리콘은 또한 고체용액 경화에 의한 스틸의 전체 강도수준에 기여한다. 그러나, 최대 Si-함량은 Si가 피클링후 불규칙하고 매우 높은 거칠기를 갖는 표면을 생성하는 Si-산화물의 존재로인하여 표면 품질에대한 문제를 야기하는 것으로 알려져있기 때문에 제한된다. 또한, 부식 보호를 고려할 때, 일반적으로 고 Si-함유 기재의 용융 갈바나이징은 표면상에 무도금 존재의 높은 위험성과 함께 자동차 적용을 위해서는 불충분한 표면외관을 가져온다.
P : 400-1000ppm 사이, 바람직하게는 600-1000ppm 사이. 인은 기본적으로 동일한 인장강도 수준을 유지하면서 개선된 용접성을 얻도록 탄소함량을 감소시키기 위하여 첨가된다. 또한 Si와 조합한 P는 오버에이징 단계중에 카바이드 침전을 억제하여 유지된 오스테나이트의 안정성을 강화시키는것으로 알려져 있다. 이와 관련하여, 400ppm이하의 P 첨가는 충분히 큰 C-함량 감소를 허여하지 않는다. 1000ppm 이상의 P를 첨가할 때 분리(segregation) 결함에대한 위험성이 높아지고 용접성이 다시 악화된다.
S : 최대 120ppm. S-함량은 너무 높은 함유 수준이 형성성을 악화시킬 수 있기 때문에 제한되어야한다.
N : 최대 200ppm, 바람직하게는 최대 150ppm. 너무 많은 AlN 및/또는 TiN은 형성성에 해로운 침전물을 형성할 수 있다.
Ti : 최대 1000ppm, 바람직하게는 980MPa이하의 인장강도를 갖는, 본 발명에따라 제조된 제품에 있어서는 200ppm이하. 티티늄은 그레인 정제 및 침전 강화에의한 스틸의 인장강도를 증가시키기위하여 첨가될 수 있다. 그러나, 980MPa 이하의 인장강도를 위해서는 Ti를 첨가하지 않고도 적절한 처리 파라메터를 이용하여 탄소 서브범위당 목표 기계적특성을 가져오고, 따라서 분석 비용 또는 추가적인 처리의 어려움(예를 들면, 회전력)의 증가를 피할 수 있다.
Nb : 최대 1000ppm, 바람직하게는 980MPa이하의 인장강도를 갖는, 본 발명에따라 제조된 제품에 있어서는 100ppm이하. 니오븀은 그레인 정제 및 침전 강화에의한 스틸의 인장강도를 증가시키기위하여 첨가될 수 있다. 그러나, 980MPa 이하의 인장강도를 위해서는 Nb를 첨가하지 않고도 적절한 처리 파라메터를 이용하여 탄소 서브범위당 목표 기계적특성을 가져오고, 따라서 분석 비용 또는 추가적인 처리의 어려움(예를 들면, 회전력)의 증가를 피할 수 있다.
V : 최대 1000ppm, 바람직하게는 980MPa이하의 인장강도를 갖는, 본 발명에따라 제조된 제품에 있어서는 100ppm이하. 바나듐은 그레인 정제 및 침전 강화에의한 스틸의 인장강도를 증가시키기위하여 첨가될 수 있다. 그러나, 980MPa 이하의 인장강도를 위해서는 V를 첨가하지 않고도 적절한 처리 파라메터를 이용하여 탄소 서브범위당 목표 기계적특성을 가져오고, 따라서 분석 비용의 증가를 피할 수 있다.
B : 최대 10ppm, 바람직하게는 최대 5ppm. 보론은 페라이트 핵형성에대한 유해한 영향때문에 피해진다.
본 발명은 또한 상기 스틸제품을 제조하기위한 방법에 관한 것이다. 이 방법은 하기의 단계를 포함한다:
- 상기에 정의한 바와 같은, 본 발명에따른 조성을 갖는 스틸 슬래브 준비하고,
- 필요한 경우, 1000℃ 이상, 바람직하게는 1200℃ 이상의 온도로 상기 슬래브를 재가열하며,
- 열간압연의 마지막에서 최종 압연온도(FT)가 Ar3 온도보다 더 높게 상기 슬래브를 열간압연하고,
- 일반적으로 40-50℃/s로 코일링 온도(CT)까지 냉각, 바람직하게는 CT까지 연속 냉각시키는 단계.
단계적 냉각도 사용될 수 있다;
- 500-680℃, 바랍직하게는 600-680℃의 코일링 온도(CT)로 상기 기재를 열간압연 밀 코일링하는 단계. 이 온도 범위는 냉간압연을 용이하게하기 위하여 가능한한 부드러운 고온 밴드를 형성하기위해 선택된다.
- 기재를 피클링하여 산화물을 제거하는 단계.
- 두께의 감소를 얻기위해 냉간압연하는 단계. 냉간압연 감소는 바람직하게는 40%이상이다.
본 발명의 제 1 실시예에따라서, 이들 단계들은 연속적인 어닐링 라인에서의 어닐링 처리가 이어지는데 하기의 단계를 포함한다:
- 페라이트와 오스테나이트로 이루어진 미소구조체를 생성하기위하여 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 피클링된 냉간압연 기재를 소킹(soaking)하는 단계. 소킹온도가 850℃이상으로 선택되면 형성된 오스테나이트의 양이 너무 크게되고 이것은 최종 제품에서의 유지된 오스테나이트가 덜 안정하게한다. 감소된 오스테나이트의 안정성으로 인하여 그것의 실질적인 부분이 실온까지의 최종 냉각중에 마텐자이트로 변형될 수 있는데 이것은 신장 특성을 악화시킨다. 한편, 소킹온도가 너무 낮게 선택되면 소킹중에 불충분한 오스테나이트가 형성된다. 이것은 유지된 오스테나이트의 과안정화를 가져와서 다시 기계적 특성을 악화시킨다.
- 360-450℃ 범위의 유지온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키는 단계. 상기 온도범위에서의 유지시간은 700초 이하이다. 유지온도가 360℃ 이하로 선택되면 유지된 오스테나이트의 실질적인 부분이 마텐자이트로 변형되어 최종제품의 DP-형 특성(응력을 증가시키는 함수로서 감소시키는 높은 초기 n-값)을 가져온다. 한편, 450℃ 이상의 유지온도는 카본 침전에의한 유지된 오스테나이트의 분해를 가져온다. 이것 역시 신장특성을 악화시킨다.
- 1℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하의 온도까지 상기 기재를 최종냉각시키는 단계.
- 최종적으로 상기 기재는 바람직하게는 0.3-1.5% 범위의 스킨패스(skinpass) 감소될 수 있다.
두번째 바람직한 실시예는 상기한 것과 동일한 처리단계를 포함하지만 추가적으로 전해적 아연코팅 단계를 더 포함한다.
본 발명의 세번째 실시예에따라서, 냉간압연 단계에이어 연속적인 용융 갈바나이징 라인에서의 어닐링 처리가 이어지는데 하기의 단계를 포함한다:
- 페라이트와 오스테나이트로 이루어진 미소구조체를 생성하기위하여 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 피클링된 냉간압연 기재를 소킹하는 단계. 소킹온도가 850℃이상으로 선택되면 형성된 오스테나이트의 양이 너무 크게되고 이것은 최종 제품에서의 유지된 오스테나이트가 덜 안정하게한다. 감소된 오스테나이트의 안정성으로 인하여 그것의 실질적인 부분이 실온까지의 최종 냉각중에 마텐자이트로 변형될 수 있는데 이것은 신장 특성을 악화시킨다. 한편, 소킹온도가 너무 낮게 선택되면 소킹중에 불충분한 오스테나이트가 형성된다. 이것은 유지된 오스테나이트의 과안정화를 가져와서 다시 기계적 특성을 악화시킨다.
- Zn-조의 온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키는 단계.
- 490-460℃ 사이의 온도 범위로 200초 이하, 바람직하게는 5-80초 사이동안 상기 기재를 유지시키는 단계.
- 상기 Zn-조에서 상기 기재를 용융 갈바나이징하는 단계.
- 2℃/s 이상의 냉각속도로 실온까지 최종냉각시키는 단계.
- 최종적으로 상기 기재는 바람직하게는 0.3-1.5% 범위의 스킨패스(skinpass) 감소될 수 있다.
냉간 압연후 본 발명 스틸 기재의 두께는 초기 열간압연 시트 두께 및 충분히 높은 수준으로 냉간압연을 수행하기위한 냉간압연 밀의 성능에따라서 1mm이하로 될 수 있다. 따라서, 0.3-2.5mm 사이의 두께도 실현가능하다.
초종 냉간압연 제품은 30-75% 페라이트, 10-40% 베이나이트, 0-20% 유지된 오스테나이트 및 실온에서 존재하는 가능한 마텐자이트의 양(0-10%)을 갖는 다상 구조를 갖는다. 그러나, 실온에서의 마텐자이트의 양은 n-값 특성(일정하거나 응력에따라 증가) 및 TRIP 스틸에대하여 특징적인 기계적 특성을 유지하기위하여 제한되어야한다.처리 파라메터 값의 함수로서의 특정 기계적 특성은 실시예에 제공되었다.
냉간 압연된 비조질 압연(non-temper rolling) 제품은 모든 경우에서 TRIP 스틸에 대하여 일반적이며 미소구조체에 마테자이트가 존재하지 않거나 매우 소량만 존재한다는 것을 나타내는 항복점 신장도(yield point elongation)를 나타냈다. 이러한 항복점 신장도는 최종제품을 조질압연하므로서 억제될 수 있다. 항복점 신장도의 발생을 피하기위해서는 적은 조질압연 감소로도 충분하고, 1.5% 이상의 조질압연 감소는 너무 큰 항복강도 증가를 방지하기위하여 피해야한다.
또한, 최종 냉간압연 제품은 바람직하게는 응력이 증가함에따라 일정하거나 증가하는 n-값을 나타낸다. 이러한 특성은 유지된 오스테나이트가 인장시험의 진전에따라 마텐자이트로 서서히 변형되므로서 네킹(necking)의 발생을 지연시키고, 이것은 인장강도와 총 신장도의 우수한 조합을 가져온다는 것을 내포한다.
본 발명에따라 제조된 TRIP 스틸 제품의 견고성은 바람직한 Al 범위: 8000-14000ppm, 가장 바람직하게는 9000-13000ppm 범위로 특정되는 최소 Al-함량에의해서 보장된다. Al을 덜 첨가하면 잔류 오스테나이트가 덜 안정하게된다. 이것은 카본 침전을 통한 오스테나이트의 분해에의한 기계적 특성의 손실위험을 증가시키고, 한편, 덜 안정한 잔류 오스테나이트는 스트레이닝하는동안 마텐자이트로 보다 쉽게 변형하여 물질의 형성성을 제한한다. Al을 덜 첨가는 것은 또한 베이나이트 변형 운동(kinetics)을 지연시킨다. 그 결과, 기계적 특성이 라인 속도 및 오버에이징 온도와 같은 처리 조건 뿐만아니라 실제적인 라인 레이아웃(짧거나 긴 오버에이징 섹션)에도 보다 좌우된다. 바람직한 범위내의 Al-함량을 사용하므로서 그러한 라인 의존성 및 견고함의 손실을 피할 수 있다.
얻어진 냉간압연 제품의 용접성과 관련하여, 인의 첨가는 동인한 인장강도 수준의 P-없는 Al-Si TRIP 스틸과 비교했을때 탄소함량을 감소시킬 수 있다. 연구된 탄소 범위에서와 같이 용접성은 탄소함량을 저하시키므로서 개선되고, 그러한 P-첨가에의한 탄소함량 감소는 본 발명의 주요한 이점으로서 간주 될 수 있다.
선행시술 공보에 기술된 조성물에대하여 상기한 여러 단점들은 본 발명의 조성물을 적용할 때 직면하지 않는다:
- Si는 용융 갈바나이즈성을 보장하기위하여 제한된다. 본 발명의 용융 갈바나이징된 냉간압연 스틸의 표면 외관은 자동차의 비노출 적용을위해서는 충분한 반면에 보다 높은 Si-함량을 갖는 기재는 일반적으로 표면상에 무도금의 존재에대한 훨씬 더 높은 위험성과함께 자동차 적용을 위해서는 불충분한 표면 외관을 가져온다.
- Si는 또한 크랙형성을 방지하기위한 슬래브의 고온 충진의 필요성을 피하기위하여 제한된다.
- 열간압연된 기재의 표면상에있는 레드 스케일의 존재도 Si-함량을 제한하므로서 피할 수 있다.
- 용융 갈바나이징에 적합한 소량의 Si가 목표 인장강도 수준에 보다 쉽게 도달하기위하여 첨가된다. Si-없는 Al-TRIP 스틸과 비교할 때 이것은 저 C-함량 또는 저 Al-함량을 사용할 수 있게한다.
- 최대 Al-함량은 건강문제를 야기할 수 있는 채용된 매우 미세한 캐스팅 분말의 사용을 피하기위하여 제한된다. 또한, 높은 Al-함량(＞1.5%)의 경우에 용접성이 용접된 부위에 있는 Al-산화물의 존재때문에 악화될 수 있다. 그러나, 최소 Al-함량은 라인 속도, 오버에이징 온도 및 연속적인 어닐링 또는 용융 갈바나이징 라인의 레이아웃의 변화에대한 높은 처리 견고성 및 적은 민감성을 보장한다.
- 주어진 인장강도 수준을 위하여 다른 Al-Si TRIP 스틸과 비교할 때 탄소함량은 용접성을 개선하기위하여 마이크로 합금의 핑요성없이 P를 첨가하므로서 제한된다.
- 본 발명의 스틸제품에는 Ni, Cu 또는 Cr이 첨가되지 않는다. 이것은 스크랩 재순환에따른 논리적 문제를 피할 수 있고 분석의 비용을 감소시킨다.
바람직한 구체예의 상세한 설명-실시예
1. 실시예 조성물
표 1은 본 발명에따른 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸제품의 실험실 캐스팅 조성물(코드 A, E 및 F) 및 청구된 범위보다 높은 C-함량을 갖거나 그리고/또는 인을 고의적으로 넣지 않은 참고조성물(B, C 및 D)의 예를 도시한 것이다. 이들 예제 조성물 시험 견본의 기계적 특성을 얻기위하여 실험실 열 순환 시뮬레이션 및 인장시험을 수행했다. 어떤 경우에서든지 적시된 모든 인장시험 기계적 특성은 표준 EN1002-1에따라 측정되었다는 것을 알아야한다.
1.1 냉간압연 및 연속적으로 어닐링된 제품
처리단계는 다음과 같았다:
- 캐스팅하고,
- 1시간 동안 1250℃에서 재가열하며,
- 3.5mm의 최종두께로 오스테나이트 영역에서 열간압연하고,
- 600℃의 코일링 온도로 수 냉각시키며,
- 1mm의 최종두께로 냉간압연하는 단계.
상기 처리단계 후에 압연 방향에 평행한 80mm게이지 길이의 인장 견본을 시트없이 기계가공했다. 이 견본들을 두개의 염 조(salt baths) 그리고 두단계의 열 순환으로 열처리했다. 주어진 시간(IAt)동안 이상영역(IAT)에서 어닐링한 후 샘플을 더 낮은 온도의 염 조에서 퀀칭하고 등온적으로(isothermally) 주어진 시간(BHt)동안 유지(BHT)시켰다. 기계적 특성을 표 3에 기재하였으며, TRIP700 grade에 대한 명세에 따랐다. 조질압연은 적용하지 않았다. 표3에 기재된 것(예제 조성물 A)의 기계적 특성과 표5에 기재된 것(특히 참고 조성물 C)을 비교할 때 본 발명의 스틸에서의 P의 첨가가 인장강도 수준을 유지하면서 탄소함량을 500ppm으로 감소시킬수 있음이 명백해진다. 이러한 C-감소는 용접성을 매우 개선시킨다(표 2 참조: 0.25C 와 0.20C사이의 차이). 표 7은 조성물 E와 F의 스틸샘플에대하여 몇번의 연속적인 어닐링 시뮬레이션후에 얻어진 기계적 특성을 포함한다. 표 5 및 7(특히 B에 비교되는 E)에있는 데이타를 보면 600ppm이상의 탄소를 가지며 인이 첨가되지않은 참고 조성물과 비교했을 때 인장강도가 본 발명의 조성물에 있어서 훨씬 더 높다는 것이 명백하다.
1.2 냉간압연 및 용융 갈바나이징된 제품
처리단계는 다음과 같았다:
- 캐스팅하고,
- 1시간 동안 1250℃에서 재가열하며,
- 3.5mm의 최종두께로 오스테나이트 영역에서 열간압연하고,
- 600℃의 코일링 온도로 수 냉각시키며,
- 1mm의 최종두께로 냉간압연하는 단계.
상기 처리단계 후에 압연 방향에 평행한 80mm게이지 길이의 인장 견본을 시트없이 기계가공했다. 이 견본들을 두개의 염 조 그리고 두단계의 열 순환으로 열처리했다. 이상영역에서 어닐링한 후 샘플을 더 낮은 온도의 염 조에서 퀀칭하고 등온적으로 유지시켰다. 용융 갈바나이징 단계를 포함하는 처리단계를 보다 가깝게 시뮬레이션하기위하여 온도와 유지시간을 채용했다. 기계적 특성을 표 4에 기재하였는데 이 표는 본 발명이 매우 견고한 용융 갈바나이징된 TRIP700 제품을 가져온다는 것을 명백히 설명한다: 처리 파라메터들(IAT, Iat, BHT, BHt)의 넓은 변화도 비교할만한 기계적 강도를 갖는 제품을 가져온다. 조질압연은 적용하지 않았다. 표4에 기재된 것(예제 조성물 A)의 기계적 특성과 표6에 기재된 것(특히 참고 조성물 C)을 비교할 때 본 발명의 스틸에서의 P의 첨가가 인장강도 수준을 유지하면서 탄소함량을 500ppm으로 감소시킬수 있음이 명백해진다. 이러한 C-감소는 용접성을 매우 개선시킨다(표 2 참조).
표 8은 조성물 E와 F의 스틸샘플에대하여 몇번의 연속적인 용융 갈바나이징 시뮬레이션후에 얻어진 기계적 특성을 포함한다. 표 6 및 8(특히 B에 비교되는 E)에있는 데이타를 보면 600ppm이상의 탄소를 가지며 인이 첨가되지않은 참고 조성물과 비교했을 때 인장강도가 본 발명의 조성물에 있어서 훨씬 더 높다는 것이 명백하다.
[표 1]
Al-Si TRIP 스틸의 조성(ppm). 조성물 A, E 및 F는 본발명에따른 것이고 B, C 및 D는 참고 조성물이다.
코드 C Mn Al Si P S N Ti Nb V
A 2000 16200 9000 3000 850 20 69 20 20 30
B 3000 15000 12000 3000 173 60 43 47 30 43
C 2500 15000 12000 3000 167 55 32 37 26 45
D 2000 15000 10000 3000 223 32 48 61 38 55
E 2400 15100 11200 2700 820 10 100 50
F 2200 15000 13400 4400 730 10 50 50
[표 2]
AFNOR-A87001에따른 스폿 용접에대한 크로스 인장시험에서 Imax에서 측정된 최대 힘의 평균
코드 Imax에서 Fmax(N)
B 6906
C 7489
D 9608
[표 3]
본 발명에따른 냉간압연되고 연속적으로 어닐링된 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸, 조성물 A의 기계적 강도. 조질압연이 적용되지 않았음. 두께 1mm.
코드 IAT(℃) IAt(s) BHT(℃) BHt(s) Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) Au (%) A80 (%)
A 770 60 400 120 486 708 24.7 30.9
[표 4]
본 발명에 따른 냉간압연되고 용융 갈바나이징된 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸, 조성물 A의 기계적 강도. 조질압연이 적용되지 않았음. 두께 1mm.(BH=베이나이트성 유지=아연 조를 통하여 통과하기 전의 유지)
IAT (℃) IAt (s) BHT (℃) BHt (s) Rp0.2 (MPa) Rm (MPA) Au (%) A80 (%) Re/Rm RmxA80
770 73 460 20 411 738 23.6 28.6 0.557 21107
490 408 756 22.6 28.0 0.540 21168
800 460 436 756 24.2 29.6 0.577 22378
490 428 775 22.5 28.1 0.552 21778
830 460 427 746 24.6 30.2 0.572 22529
490 434 761 22.4 28.1 0.570 21384
770 52 460 14 419 734 24.3 29.4 0.571 21580
490 419 754 22.5 27.2 0.556 20509
800 460 432 755 23.7 28.8 0.572 21744
490 427 760 23.1 28.3 0.562 21508
830 460 427 748 22.7 27.8 0.571 20794
490 428 771 21.7 27.0 0.555 20817
770 36 460 10 423 701 24.7 30.3 0.603 21240
490 419 726 23.8 28.7 0.577 20836
800 460 433 755 23.9 28.9 0.574 21820
490 426 743 22.0 26.8 0.573 19912
830 460 441 768 23.6 28.9 0.574 22195
490 449 765 23.0 27.9 0.587 21344
[표 5]
냉간압연되고 연속적으로 어닐링된 참고 Al-Si TRIP 스틸의 기계적 강도.(RD: 압연방향; TD: 가로방향)
코드 두께 (mm) SKP (%) Re (MPa) Rm (MPa) A80 (%)
RD TD RD TD RD TD
B 1 0.50 508 499 737 726 34.0 32.0
1.5 0.75 508 500 732 746 31.0 27.0
1.6 1.00 524 515 737 745 31.0 29.0
C 0.7 0.50 502 499 713 717 34.3 32.1
1.45 0.80 507 496 692 700 34.2 31.5
D 0.85 0.70 483 463 664 668 27.8 29.2
1.22 0.70 451 451 647 657 30.1 29.9
1.47 0.75 466 457 650 658 28.5 27.7
[표 6]
용융 갈바나이징된 참고 Al-Si TRIP 스틸의 기계적 강도.(RD: 압연방향; TD: 가로방향)
코드 두께 (mm) SKP (%) Re (MPa) Rm (MPa) A80 (%)
RD TD RD TD RD TD
B 1.00 0.5 490 482 800 803 32.1 30.1
1.2 0.7 483 485 802 810 32.7 30.7
C 1.00 0.6 458 449 727 732 34.6 35.4
1.45 0.9 472 462 732 727 33.2 31.4
D 1.49 1.0 446 438 652 647 33.8 20.9
1.23 1.1 451 456 673 675 32.8 33.0
[표 7]
본 발명에따른 냉간압연되고 연속적으로 어닐링된 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸, 조성물 A의 기계적 강도. 조질압연이 적용되지 않았음. 두께 1mm.
코드 IAT(℃) IAt(s) BHT(℃) BHt Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A80 (%) Re/Rm RmxA80
E 800 209 375 448 595 820 26.1 0.726 21402
425 593 795 33.2 0.746 26394
125 375 280 562 834 26.9 0.674 22434
425 589 798 27.3 0.738 21785
F 800 209 375 448 597 837 27.5 0.713 23071
425 582 819 32 0.710 26208
125 375 280 569 855 27.3 0.665 23341
425 589 820 32.4 0.718 26568
[표 8]
본 발명에따른 냉간압연되고 용융 갈바나이징된 P-합금된 Al-Si TRIP 스틸의 기계적 강도. 조질압연이 적용되지 않았음. 두께 1mm. (BH=베이나이트성 유지=아연 조를 통하여 통과하기 전의 유지)
코드 IAT(℃) IAt(s) BHT(℃) BHt(s) Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A80 (%) Re/Rm RmxA80
E 800 73 460 20 496 862 26.9 0.575 23188
490 481 901 24.6 0.534 22165
45 460 65 544 858 28.3 0.634 24281
490 528 872 24.3 0.606 21190
36 460 10 555 799 24.4 0.695 19496
490 526 881 27.9 0.597 24580
22 460 32 490 872 23.6 0.562 20579
490 549 850 27.8 0.646 23630
F 800 73 460 20 487 924 25.1 0.527 23192
490 437 971 22.1 0.450 21459
45 460 65 551 830 29.9 0.664 23731
490 509 938 25.3 0.543 23684
36 460 10 552 855 27.7 0.646 23684
490 480 922 24.7 0.521 22773
22 460 32 480 920 24.9 0.522 22908
490 532 881 25.8 0.604 22730

Claims (19)

  1. 비코팅된, 전기 갈바나이징 또는 용융 갈바나이징된 TRIP 스틸 조성물의 제조를위한, 냉간압연단계를 포함하는 방법에 사용하기위한 스틸 조성물에 있어서, 상기 조성물이 하기의 함량으로 특징되는 스틸 조성물:
    - C: 1300-2600ppm,
    - Mn: 10000-22000ppm,
    - Al: 8000-15000ppm,
    - Si: 2000-6000ppm,
    - P: 400-1000ppm,
    - S: 최대 120ppm,
    - N: 최대 200ppm,
    - Ti: 최대 1000ppm,
    - Nb: 최대 1000ppm,
    - V: 최대 1000ppm,
    - B: 최대 10ppm,
    나머지는 거의 철 및 부수적인 불순물이다.
  2. 제 1항에 있어서, 1300-1900ppm 사이의 탄소 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  3. 제 2항에 있어서, 1350-1900ppm 사이의 탄소 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  4. 제 2항에 있어서, 1400-1900ppm 사이의 탄소 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  5. 제 1항에 있어서, 1700-2300ppm 사이의 탄소 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  6. 제 1항에 있어서, 2000-2600ppm 사이의 탄소 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  7. 제 2 내지 6항 중 어느 한 항에 있어서,
    - Mn: 13000-22000ppm,
    - Al: 8000-14000ppm,
    - Si: 2500-4500ppm,
    - P: 600-1000ppm,
    - S: 최대 120ppm,
    - N: 최대 150ppm,
    - Ti: 최대 200ppm,
    - Nb: 최대 100ppm,
    - V: 최대 100ppm,
    - B: 최대 5ppm,
    를 포함하는 스틸 조성물.
  8. 제 7항에 있어서, 9000-13000ppm 사이의 알루미늄 함량을 포함하는 스틸 조성물.
  9. 냉간압연된 TRIP 스틸 제품을 제조하기위한 방법에 있어서, 하기의 단계를 포함하는 방법:
    - 제 1-8항 중 어느 한 항에 따른 조성을 갖는 스틸 슬래브 준비하고,
    - 최종 압연온도가 Ar3 온도보다 더 높게 상기 슬래브를 열간압연하여 열간압연된 기재를 형성하며,
    - 500-680℃의 코일링 온도(CT)로 상기 기재를 냉각시키고,
    - 상기 코일링 온도에서 상기 기재를 코일링하며,
    - 상기 기재를 피클링하여 산화물을 제거하고,
    - 상기 기재를 냉간압연하여 최소 40%에 이르는 두께의 감소를 얻는 단계.
  10. 제 9항에 있어서, 하기의 단계를 더 포함하는 방법:
    - 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 기재를 소킹하고,
    - 360-450℃ 범위의 온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키며,
    - 700s이하의 시간동안 상기 온도범위에서 상기 기재를 유지시키고,
    - 1℃/s 이상의 냉각속도로 실온까지 상기 기재를 냉각시키며,
    - 상기 기재를 최대 1.5% 스킨패스(skinpass) 감소시키는 단계.
  11. 제 10항에 있어서, 전해적 아연코팅 단계를 더 포함하는 방법.
  12. 제 9항에 있어서, 하기의 처리단계를 더 포함하는 방법:
    - 760-850℃ 사이의 온도에서 상기 기재를 소킹하고,
    - 아연 조의 온도까지 2℃/s이상의 냉각속도로 상기 기재를 냉각시키며,
    - 200초이하의 시간동안 490-460℃ 사이의 온도범위에서 상기 기재를 유지시키고,
    - 상기 아연 조에서 상기 기재를 용융 갈바나이징하며
    - 2℃/s 이상의 냉각속도로 실온까지 상기 기재를 냉각시키는 단계.
  13. 제 12항에 있어서, 상기 기재를 최대 1.5% 스킨패스 감소시키는 단계를 더 포함하는 방법.
  14. 제 8-11항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 30-75% 페라이트, 10-40% 베이나이트, 0-20% 잔류 오스테나이트 및 가능하게는 0-10% 마텐자이트를 포함하는 미소구조체를 갖는 스틸 제품.
  15. 제 10-13항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 1300-1900ppm 사이의 탄소함량을 포함하고, 320-480 MPa 사이의 항복강도, 590 MPa 이상의 인장강도, 26% 이상의 신장도 A80 및 0.2 이상의, 10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된 스트레인 경화 계수를 갖는 스틸 제품.
  16. 제 10-13항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 1700-2300ppm 사이의 탄소함량을 포함하고, 350-510 MPa 사이의 항복강도, 700 MPa 이상의 인장강도, 24% 이상의 신장도 A80 및 0.19 이상의, 10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된 스트레인 경화 계수를 갖는 스틸 제품.
  17. 제 10-13항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 2000-2600ppm 사이의 탄소함량을 포함하고, 400-600MPa 사이의 항복강도, 780 MPa 이상의 인장강도, 22% 이상의 신장도 A80 및 0.18 이상의, 10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된 스트레인 경화 계수를 갖는 스틸 제품.
  18. 제 10-13항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 2000-2600ppm 사이의 탄소함량을 포함하고, 450-700 MPa 사이의 항복강도, 980 MPa 이상의 인장강도, 18% 이상의 신장도 A80 및 0.14 이상의, 10% 및 일정한 신장도 사이로 계산된 스트레인 경화 계수를 갖는 스틸 제품.
  19. 제 14-18항 중 어느 한 항에 따라 제조되며, 세로 및 가로 방향으로 40 MPa 이상의 베이킹 하드닝 BH2를 갖는 스틸 제품.
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Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
JP4214006B2 (ja) 2003-06-19 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1918403B1 (de) * 2006-10-30 2009-05-27 ThyssenKrupp Steel AG Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem ein martensitisches Gefüge bildenden Stahl
MX366540B (es) * 2007-02-23 2019-07-12 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero de alta resistencia laminada en frio y recocida en continuo, y metodo para producirla.
US8435363B2 (en) 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
CN101899619B (zh) * 2010-08-14 2012-04-25 武汉钢铁(集团)公司 高应变硬化指数的热镀锌高强钢及其生产方法
EP2439290B1 (de) 2010-10-05 2013-11-27 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2012168564A1 (fr) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
CN102321854A (zh) * 2011-09-21 2012-01-18 首钢总公司 一种trip钢及其生产方法
JP2013072108A (ja) * 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる冷延鋼板及びその製造方法
PL2762579T3 (pl) * 2011-09-30 2018-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka cynkowana na gorąco o dużej wytrzymałości i sposób jej wytwarzania
FR2986598B1 (fr) 2012-02-03 2015-03-27 Freudenberg Carl Kg Joint d'etancheite
US20140102604A1 (en) * 2012-10-11 2014-04-17 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Cold rolled recovery annealed mild steel and process for manufacture thereof
WO2015001367A1 (en) 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2016001701A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Polyvalent processing line for heat treating and hot dip coating a steel strip
EP3167092B1 (en) 2014-07-07 2018-03-28 Tata Steel IJmuiden BV Steel strip having high strength and high formability, the steel strip having a hot dip zinc based coating
RU2556445C1 (ru) * 2014-11-05 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR102057890B1 (ko) * 2015-07-13 2019-12-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법
PL3323907T3 (pl) 2015-07-13 2020-07-27 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka, blacha stalowa cienka cynkowana zanurzeniowo na gorąco, blacha stalowa cienka cynkowana z przeżarzaniem i sposoby ich wytwarzania
EP3390040B2 (en) 2015-12-15 2023-08-30 Tata Steel IJmuiden B.V. High strength hot dip galvanised steel strip
EP3437750A1 (en) 2017-08-02 2019-02-06 Autotech Engineering A.I.E. Press method for coated steels
US10329639B2 (en) * 2017-08-04 2019-06-25 Gm Global Technology Operations Llc. Multilayer steel and method of reducing liquid metal embrittlement
CN112703265A (zh) * 2018-10-04 2021-04-23 日本制铁株式会社 冷轧钢板
CN115181896B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 980MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN115181899B (zh) * 2021-04-02 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法
CN113549821A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比高扩孔率800MPa级热轧酸洗复相钢及其生产方法
DE102022104228A1 (de) 2022-02-23 2023-08-24 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit niedrigem Kohlenstoffgehalt

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
LU43211A1 (ko) * 1962-04-24 1963-04-18
US4388122A (en) * 1980-08-11 1983-06-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method of making high strength hot rolled steel sheet having excellent flash butt weldability, fatigue characteristic and formability
JPS59211591A (ja) * 1983-05-14 1984-11-30 Kawasaki Steel Corp 耐食性などに優れたＺｎ−Ｆｅ−Ｐ系合金電気めつき鋼板
US5332453A (en) * 1992-03-06 1994-07-26 Kawasaki Steel Corporation High tensile steel sheet having excellent stretch flanging formability
JPH05295433A (ja) * 1992-04-20 1993-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融亜鉛メッキ高張力熱延鋼板の製造方法
US5470529A (en) 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JPH07252592A (ja) * 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板
TW363082B (en) * 1994-04-26 1999-07-01 Nippon Steel Corp Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3530353B2 (ja) * 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3530356B2 (ja) * 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用良加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3322152B2 (ja) * 1997-02-04 2002-09-09 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
JP3619357B2 (ja) * 1997-12-26 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法
JP3839955B2 (ja) * 1998-04-30 2006-11-01 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と成形性に優れた高張力複合組織熱延鋼板の製造方法
JP3842897B2 (ja) * 1998-05-06 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた良加工性熱延高張力鋼板の製造方法
JP3881465B2 (ja) * 1998-11-20 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 表面品質の良好な高張力熱延鋼板
KR100638543B1 (ko) 1999-04-21 2006-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성이 우수한 고장력 용융아연도금강판 및 그 제조방법
US6589369B2 (en) * 2000-04-21 2003-07-08 Nippon Steel Corporation High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same
JP3661559B2 (ja) * 2000-04-25 2005-06-15 住友金属工業株式会社 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板とその製造方法
NL1015184C2 (nl) * 2000-05-12 2001-11-13 Corus Staal Bv Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
US6632296B2 (en) * 2000-06-07 2003-10-14 Nippon Steel Corporation Steel pipe having high formability and method for producing the same
JP4414563B2 (ja) * 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3542946B2 (ja) 2000-06-29 2004-07-14 新日本製鐵株式会社 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
EP1288322A1 (en) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
JP3828466B2 (ja) * 2002-07-29 2006-10-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ特性に優れた鋼板
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products

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CA2507378A1 (en) 2004-07-08

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