KR20110083735A

KR20110083735A - 증가된 인 함유량을 가지는 망간강 박판 및 이의 생산 공정

Info

Publication number: KR20110083735A
Application number: KR1020117013287A
Authority: KR
Inventors: 라인홀트 슈나이더; 루도빅 사메크; 엔노 아렌홀츠; 클레멘스 므라첵; 마리오 하틀
Original assignee: 뵈스트알파인 스탈 게엠베하
Priority date: 2008-11-12
Filing date: 2009-11-12
Publication date: 2011-07-20
Also published as: KR101387040B1; CN102216474B; EP2366035A1; US20110308673A1; EP2366035B1; DE102008056844A1; WO2010054813A1; US9677146B2; CN102216474A; ES2642891T3

Abstract

0.4 %≤C≤1.2 %, 12.0 %≤Mn≤25.0 %, P≥0.01 % 및 Al≤0.05 %의 중량 백분율로의 화학적 조성을 가지는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판은 65,000 ㎫% 이상, 특히 70,000 ㎫% 이상의 ㎫ 단위의 인장 강도와 % 단위의 충돌 시에 신장율의 곱을 갖는다. 동일한 화학적 조성을 가지는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판은 75,000 ㎫% 이상, 특히 80,000 ㎫% 이상의 ㎫ 단위의 인장 강도와 % 단위의 충돌 시에 신장율의 곱을 달성한다.

Description

증가된 인 함유량을 가지는 망간강 박판 및 이의 생산 공정 {MANGANESE STEEL STRIP HAVING AN INCREASED PHOSPHORUS CONTENT AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 오스테나이트계 망간강 박판(austenitic manganese steel strip) 및 오스테아니트계 망간강 박판들의 생산 공정에 관한 것이다. 더욱이, 본 발명은 재성형된 강철 판재(reshaped sheet steel) 부분, 특히 연신-형성된(stretch-formed) 또는 심층-연신된(deep-drawn) 강판 부분을 포함하는 망간 강판에 관한 것이다.

망간 오스테나이트들은 특히 단단한(tough) 동시에 연신(stretch)될 수 있는 경량의 구조용 강철들이다. 큰 강도에 의해 만들어질 수 있는 무게의 감소는 망간 오스테나이트들을 자동차 산업 내에서 높은 가능성을 가지는 재료로 만든다. 이는 충돌 조건들 하에서 차제 부분들의 생산 및 이들의 작용(behaviour)에 대하여 중요한 경량의 차체들, 높은 수준의 신장 능력(elongation capability) 및 안정성의 결과로서, 연료 소비가 감소될 수 있기 때문이다.

TRIP[변태 유기 소성(transformation induced plasticity)] 강철들은 자동차 산업 내에서 이미 알려져 있으며, 점점 더 사용되고 있다. 고-합금 TRIP 강철들은 1000 ㎫ 초과까지의 높은 인장 강도들을 달성하고, 대략 30 %까지의 연신 능력(stretching ability)들을 가질 수 있다. 이런 고도의 기계적 성질들, 더 얇은 금속 판재(sheet metal)들로 인하여, 따라서 차체 무게의 감소가 자동차의 구성에 있어서 달성될 수 있다. TRIP 강철은 실질적으로 페라이트(ferrite), 베이나이트(bainite) 및 탄소-농후 잔류 오스테나이트(carbon-rich residual austenite)으로 형성된 철-탄소 합금들의 복수의 상(phase)들로 이루어져 있다. TRIP 효과는 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트(martensite)로의 변형-유도 전환(deformation-induced conversion)을 기반으로 한다. 결정 구조의 이러한 리모델링은 충돌 시에 생산물이 사용되는 동안의 또는 제품 생산 동안의 강도 및 성형성(formability)에 대하여 지속적인 증가를 야기한다. TRIP 효과는 알루미늄 및 실리콘의 합금 원소들을 첨가시킴으로써 선택적으로 영향받을 수 있다.

TRIP 강철에 있어서, 차제 부분이 고-강도 마르텐사이트계 상(α-마르텐사이트)으로 심층-연신되는 동안에 특정량의 오스테나이트는 이미 전환되며, 이는 거의 연신될 수 없다. 그러므로, TRIP 강철들의 경우에, 상대적으로 적은 신장 여축(elongation reserve)만이 충돌 상황에 대비하여 여전히 남아있다.

최근에 개발된 TWIP 강철들은 충돌시(at break) 더 높은 신장율(50 % 이상)을 가진다는 점에서 TRIP 강철들과 다르다. 축약형 TWIP는 쌍정형성 유기 소성(twinning induced plasticity), 즉 쌍정형성에 의해 유도되는 소성을 의미한다. TWIP 강철들의 특정한 연신력(stretching ability)은 결정 구조에 대한 상이한 기제들에 의해 생산될 수 있다. 예를 들어, 연신력은 결정 구조에서의 격자 결함들에 의해 촉진될 수 있고, 여기서 격자 구조는 변형-유도 방식으로 전단(shear)할 수 있으며, 상기 전단 기제는 거울면(mirror plane)에서 일어나고 규칙적인 거울형 결정 영역들['쌍정(twins)']을 생산한다. 상이한 쌍정형성 형태들 사이에서 구별할 수 있다. 더욱이, 슬립 밴드(slip band)들의 발생(occurrence)과 같은 다른 효과들은 기계적 성질들에 영향을 주는 것으로 알려져 있다. 높은 연신력으로 인하여, TWIP 강철들은 자동차 산업 내에서의 금속 판재들의 생산, 특히 충돌 시에 관련된 차체의 영역들에 대하여 우수하게 적용된다. TWIP 강철들은 오스테나이트계 구조를 가지며, 높은 망간 함유량(통상적으로 25 % 이상) 그리고 알루미늄 및 실리콘의 상대적인 높은 합금 첨가들에 의해 특징된다.

본 발명에 의해 다뤄지는 문제는 개선된 기계적 성질들을 가지는 강철의 준비(provision)에 있을 수 있다. 특히, 강철에 대한 좋은 수준의 용접성(weldability) 및/또는 좋은 수준의 성형성이 얻어질 수 있다. 더욱이, 본 발명은 개선된 기계적 성질들을 가지는 강철, 특히 높은 인장 강도와 조합하여 높은 연성(ductility), 그리고 특히 좋은 용접성 및 좋은 성형성을 가지는 강철의 생산 공정을 제공하는 것을 목표로 한다.

본 발명에 의해 다뤄지는 문제는 독립항들의 특징들에 의해서 달성된다. 유익한 구성(configuration)들 및 개발들은 종속항들에 기재된다.

좋은 성형성뿐만 아니라 높은 기계적 성질들 및 좋은 용접성은 본 발명에 따른 오스테나이트계 망간강 박판으로 달성될 수 있다. 무엇보다도(inter alia), 본 발명에 따른 강철은 대략 12.0 %≤Mn≤25.0 %의 망간 함유량이 무게 당 대략 0.4 %≤C≤1.2 % 비율의 탄소 함유량과 존재한다는 점을 특징으로 한다. 이런 설명에서, 화학적 구성요소들의 특정한 비율들은 언제나 중량 백분율을 기반으로 한다. 본 발명에 따르면, 항복 강도(yield strength) 및 인장 강도를 증가시키고 충돌 시에 신장율을 감소시키며 취성(brittleness)을 촉진시키고 오스테나이트계 안정성을 감소시키며 시멘타이트 석출(cementite precipitation)을 지연시키고 통상적으로 용접성을 감소시키는, 인(phosphorous)은 0.01 % 이상의 상대적으로 높은 양으로 합금된다. 이런 점에서, 이런 합금 개념으로, 만약 상기 합금 원소 중에서 알루미늄이 대부분 빠지게 되면(Al≤0.05 %), 생산되는 망간강 박판에 대하여 매우 좋은 성형성을 가지는 놀랄 만큼의 좋은 수준의 용접성 및 높은 기계적 성질들이 얻어질 수 있음을 알아내었다.

본 발명에 따른 화학적 조성을 가지는 열간-압연(hot-rolled) 오스테나이트 망간강 박판의 경우, 충돌시 ㎫ 단위로의 신장 그리고 60,000 ㎫% 초과, 특히 70,000 ㎫% 초과의 비율로의 인장 강도를 가지는 생산물이 얻어질 수 있다. 본 발명에 따른 화학적 조성을 가지는 냉간-압연(cold-rolled) 오스테나이트 망간강 박판의 경우, 생산물은 75,000 ㎫% 이상으로 있을 수 있고, 80,000 ㎫% 이상으로 있을 수 있으며, 특히 85,000 ㎫% 훨씬 이상, 바람직하게는 100,000 ㎫% 이상으로 있을 수 있다.

본 발명에 따른 망간강의 좋은 기계적 성질들은 적어도 다음의 3개의 기제들의 조합을 기반으로 한다:

(1) 고-밀도 마이크로쌍정형성(microtwinning) 및 나노쌍정형성(nanotwinning):

마이크로쌍정형성에 대한 선호(preference)[즉, 작고 얇은 쌍정의 형성]는 재성형 공정 동안의 결정 구조에서 관찰되었다. 종래의 고 망간 합금 강철들에 대한 마이크로쌍정의 밀도 및 두께와 비교하여, 재성형 변형(예를 들어, 심층-연신) 후에 관찰되는 마이크로쌍정의 고 밀도 및 두께는 충돌 시에 신장율에 대한 증가를 야기한다. 이는 적어도 부분적으로 다수의 전위 장애물(dislocation obstacle)들이 쌍정의 밀도를 상당히 증가시킨다는 사실에 기인할 수 있다. 재성형 공정으로 처리되는(subjected) 본 발명에 따른 망간강 박판의 예시들에서, 마이크로쌍정의 평균 두께는 바람직하게 30 ㎚ 이하, 특히 20 ㎚ 이하, 그리고 특히 10 ㎚ 이하이다. 또한, 10 ㎚ 미만의 두께를 가지는 쌍정은 나노쌍정으로 알려져 있다. 종래의 쌍정의 밀도들과 비교하여, 나노쌍정의 상당히 증가된 밀도는 특히 재성형 변형 후에 존재하였다. 인 함유량이 증가하고 적층 결함 에너지(stacking fault energy)가 감소함에 따라, 마이크로쌍정의 밀도 그리고, 특히 나노쌍정의 밀도가 증가한다고 가정되었다. 이들은 재료의 연성에 대하여 직접적인 효과를 가지며, 높은 인장 강도와 조합하여 통상적으로 매우 높은 수준의 신장율을 제공한다.

(2) 고용체 경화(Solid solution hardening):

고용체 경화는 P 및 C와 같은, 많은 양의 틈새로 용해된 합금 원소들에 의해 야기된다. 따라서, 충돌 시에 동시적으로 높은 변형 경화 수치들 및 신장율들(아마도 90 % 초과)을 가지는 고 강도(특히, 1100 ㎫ 초과)들이 정해질 수 있다.

(3) 동적 변형 시효(Dynamic strain ageing):

동적 변형 시효의 발생은 강철 내의 틈새로 용해된 합금 원소들의 높은 함유량에 기인하고, 응력-변형 곡선(stress-strain curve)을 기초로 하여 인지된다. 이러한 효과는 재료의 충돌 시에 신장율 및 강도의 개선에 추가적인 기여를 야기할 수 있다.

이에 더하여, 대응하는 열 처리로서, 소부-경화(bake-hardening) 효과는 또한 더욱 항복 강도를 증가시키는데 사용될 수 있다.

생산되는 강철들에 대하여, 소부-경화 수치들(BH 수치들)은 유럽 표준(European standard) EN 10325에 따라서 확정되었다. 틈새로 용해된 합금 원소들의 많은 양들은 증가된 소성-경화 가능성을 보장하고, 최종 생산물의 기계적 성질들을 더 개선할 수 있다. 대략 30 ㎫ 내지 80 ㎫로 열 처리한 후에 강도의 증가는 변형의 수준에 따라 관찰되었다.

적은 망간 함유량은 최종 조성물에서의 재성형 기제들 및 상 전이들[특히, 나노쌍정 및 마이크로쌍정의 형성, 그리고 더 심한(greater) 고용체 경화]에 대하여 긍정적인 효과를 갖는다. 이러한 측면에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 망간강 박판의 망간 함유량은 바람직하게 14 %≤Mn≤18.0 %, 특히 14 %≤Mn≤16.5 %의 범위에 있을 수 있다.

큰 입자들 내의 C 및/또는 P 및/또는 N 원소들의 매우 균일하고 높은 고용도(solid solubility)는 큰 입자 크기에 의해 달성될 수 있음을 더 알아내었다. 또한, 이들 원소들의 좋은 용해도는 결정 구조 내에서 작은-크기의 마이크로쌍정형성 및 나노쌍정형성 그리고 이들의 높은 밀도 쪽으로의 선호에 대한 이유가 될 수 있다. 더욱이, 이들 원소들의 통상적으로 부정적인 효과들[용접성의 악화, 강철의 취화(embrittlement)]은 바람직하게 얻어지는 P 및 C의 높은 고용도의 결과로서 본 발명에 따른 강철로부터는 놀랍게도 없었다(absent)고 가정했다. 특히, P 및 C의 고 농도들은 상당한 강철의 용접성 악화 없이 달성되었다.

질화 알루미늄(AlN)이 (오스테나이트계) 입자 성장을 손상시키기 때문에, Al에 대한 N의 비율이 선택적으로 입자 크기에 영향을 줄 수 있다. Al의 의도적인 소량 첨가(예를 들어 Al≤0.05 %, 특히 Al≤0.02 %)의 결과로서, 오스테나이트계 망간강 박판에서 큰 입자 크기를 달성할 수 있다. 본 명세서에서 따르는 합금 개념에서, 많은 탄소가 용강(liquid steel)의 탈산(deoxidation)을 위하여 사용될 수 있기 때문에 Al 함유량은 적게 유지될 수 있다. 특히, 본 발명에 따른 망간강은 생산 공정에서 그저 피할 수 없는 불순물들로 정의되는 최소한의 알루미늄 함유량을 포함할 수 있다(즉, 알루미늄 첨가 없음). 따라서, 재결정 동안[즉, 열간-압연 동안 또는 어닐링(annealing) 동안]에 최대의 입자 크기 성장이 본 발명에 따른 강철 박판에서 만들어질 수 있다.

더욱이, 0.03 %≤P, 특히 0.05 %≤P, 0.06 %≤P, 0.07 %≤P, 0.08 %≤P 그리고 또한 0.10 %≤P의 높은 인 함유량들이 적절하게 사용될 수 있다. 0.20 %≤P의 인 함유량이 실제로 사용될 수 있다. 무엇보다도, 인장 강도 및 항복 강도가 높은 인 함유량으로 인하여 더 큰 입자 크기들에 의해 증가될 수 있다. 놀랍게도, 충돌 시에 신장율에 대한 실제적인 감소 및 용접성의 상당한 악화는 인 함유량의 증가에 의해 관찰되지 않았다. 생산되는 강철 박판의 충돌 시에 신장율뿐만 아니라 인장 강도 및 항복 강도는 금속 구조에 대한 평균 입자 크기의 조절에 의해 선택적으로 변경될 수 있다. 입자가 더 커질수록, 인장 강도 그리고 또한 항복 강도는 더 작아지고, 충돌 시에 신장율은 더 높아진다. 5 ㎛ 초과 또는 10 ㎛ 초과의 평균 입자 크기들이 정해질 수 있다. 특히, 이는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판에서 정해진 13 ㎛ 초과, 특히 18 ㎛ 초과의 큰 평균 입자 크기에 관하여, 그리고 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판에서 정해진 15 ㎛ 초과, 특히 20 ㎛ 초과의 큰 평균 입자 크기에 관하여 제공될 수 있다.

알루미늄과 유사하게, 실리콘 또한 시멘타이트[(Fe,Mn)₃C]와 같은 카바이드들의 석출을 손상시키며, 이는 열간-압연 동안에 그리고 어닐링 동안에 발생한다. 시멘타이트의 석출이 충돌 시에 신장율을 감소시키기 때문에, 충돌 시에 신장율이 실리콘의 첨가에 의해 증가될 수 있음이 기대될 수 있다.

그러나, 본 발명에 따른 망간강은 바람직하게 매우 낮은 실리콘 함유량(Si≤1.0 %, 특히 Si≤0.2 %, 특히 바람직하게 Si≤0.05 %)을 포함하며, 이는 생산 공정에서 그저 피할 수 없는 불순물들로 정의될 수 있다(즉, 이런 경우에 실리콘 첨가는 없으며; Si 함유량은 따라서 Si≤0.03 % 이하에 있을 수 있다). 이에 대한 이유는 실리콘이 변형 기제들에 영향을 미치기 때문이다. 실리콘은 쌍정형성, 즉 적은 실리콘 농도가 촉진시키는 쌍정형성 및 아마도 특히 작은 마이크로쌍정 및 나노쌍정의 형성을 손상킨다. 마이크로쌍정형성의 변형 기제 및 특히 나노쌍정의 변형 기제는 충돌 시에 높은 신장율에 도움이 되므로, 이 효과는 실리콘 함유량에 대한 감소를 가지는 충돌 시의 신장율에 대한 증가를 야기한다. 이런 경우에, 다른 변형 기제들은 또한 적은 실리콘 함유량의 결과로서 유리할 수 있다. 그러므로, 본 발명에 따른 망간강의 실리콘 함유량은 적게, 바람직하게는 가능한 적게 정해질 수 있다. 실리콘 함유량은 매우 적게 유지될 수 있는데, 이는 많은 탄소가 용강의 탈산을 위하여 사용될 수 있기 때문이며, 강철의 강도(실리콘이 강도에 있어서 증가를 야기함)가 C 및/또는 P의 높은 농도들과 같은, 추가적인 측정들에 의해 보장되기 때문이다.

니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti)은 석출들(카바이드들, 나이트라이드들, 카르보나이트라이드들)을 형성하는 원소들이고, 석출의 경화에 의해 강도를 개선시키기 위하여 선택적으로 첨가될 수 있다. 그러나, 이들 원소들은 입자-미세화 효과(grain-refining effect)를 가지며, 이는 만약 큰 입자 크기가 언제나 보장된다면 이들의 농도는 적게 유지되어야 하는 이유이다.

니켈(Ni)은 오스테나이트계 상을 안정시킬 수 있는 것으로 알려져 있다(Υ-안정제로서 알려져 있음). 니켈은 선택적으로 더 많은 양들(예를 들어, 1 % 내지 5 % 초과, 그렇지 않으면 10 %)이 첨가될 수 있다.

니켈과 별도로, 크롬(Cr)의 고용체 강화제(strengthener)는 또한 α-페라이트들을 안정시킨다. 10 중량%까지의 크롬의 첨가들은 ε-마르텐사이트 및/또는 α'-마르텐사이트의 형성에 유리하며, 이는 더 큰 인장 경화 및 더 낮은 연성을 야기한다. 그러므로, 크롬의 양은 제한되어야 한다. 예를 들어, 바람직하게 Cr≤5 %, 특히 Cr≤0.2 %로 정해질 수 있다.

또한, 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)은 입자-미세화 효과를 나타낸다. 텅스텐은 탄소에 대하여 높은 친화력을 가지고, 경질의 매우 안정한 카바이드들 W₂C 및 WC 강철을 형성한다. 텅스텐의 양은 제한되어야 한다. 바람직하게 W≤2 %, 특히 W≤0.02 %로 정해질 수 있다. 텅스텐은 크롬보다 더 좋은 고용체 강화제이고, 또한 [크롬보다 더 적은 양(extent)일지라도] 카바이드들을 형성한다. 바람직하게 Mo≤2 %, 특히 Mo≤0.02 %로 정해질 수 있다.

더욱이, 열간-압연된 강철 박판의 입자 크기는 열간-압연 동안의 최종 압연 온도에 의해 몹시 영향을 받는다. 본 발명에 따른 강철 박판은 750 ℃ 내지 1050 ℃, 바람직하게는 800 ℃ 내지 900 ℃ 사이의 최종 압연 온도로 압연될 수 있다. 주어진 화학적 조성에 따라, 평균 입자 크기는 최종 압연 온도의 선택에 의해 정해질 수 있다.

본 발명에 따른 열간-압연된 강철에 의해서, 충돌 시에 60 % 또는 65 % 그리고 이 이상의 높은 신장율을 달성할 수 있었음을 증명할 수 있었다. 바람직하게, 열간-압연된 강철의 인장 강도는 이러한 경우에 1050 ㎫ 이상에 있을 수 있다.

열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 기계적 성질들은 냉간-압연에 의해 증가될 수 있다. 냉간-압연된 강철 박판의 입자 크기는 어닐링 온도에 의해 몹시 영향을 받는다. 냉간-압연 후에 일어나는 어닐링 공정은, 예를 들어 750 ℃ 내지 1050 ℃ 사이의 어닐링 온도에서 수행될 수 있으며, 특히 어닐링 온도는 900 ℃를 초과할 수 있다. 충돌 시에 75 % 이상, 특히 80 % 이상의 신장율을 가지는 1100 ㎫이상, 특히 1200 ㎫ 이상의 인장 강도가 달성될 수 있다.

상기에 언급된 화학적 조성을 가지는 본 발명에 따른 망간강 박판은 재성형된, 특히 연신-성형된 또는 심층-연신된 강판 부분을 포함하며, 이의 구조는 30 ㎚ 미만, 특히 20 ㎚ 미만의 평균 두께를 가지는 마이크로쌍정, 그리고 10 ㎚ 미만의 평균 두께를 가지는 나노쌍정을 포함한다. 언급된 바와 같이, 이들 마이크로쌍정 및 나노쌍정은 재성형 공정 동안에 남아있으며, 여기서 출발 생산물의 높은 기계적 성질들은 아마 적어도 부분적으로 변형 기제에 기인할 것이다.

열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정에서, 일단 강철로부터 주조되면 반제품(semi-finished product)은 1100 ℃ 이상의 온도까지 가열된다. 가열된 반제품은 750 ℃ 내지 1050 ℃, 바람직하게는 800 ℃ 내지 900 ℃사이의 최종 압연 온도로 압연된다. 이후에, 압연된 강철 박판은 20 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 냉각된다. 바람직하게, 열간-압연된 강철 박판은 50 ℃/s 또는 더 빠른 속도, 특히 200 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 급속하게 냉각된다. 급속 냉각은 입자들 내에서의 C, N 및 P 원소들의 높은 고용도에 기여한다. 시각적인 면에서 말하자면, 급속 냉각은 석출 없이, 그렇지 않으면 약간의 석출도 없이 용해된 원소들의 '동결(freezing)'을 야기한다. 바꿔 말하면, 석출은 대부분 급속 냉각에 의해 제거될 수 있다. 특히, 높은 인 함유량들에 의해 야기되는 강철 구조의 취화[입자 경계 편석(segregation)들] 및 입자 경계 카바이드들의 발생 모두는 급속 냉각에 의해 방지될 수 있다. 냉각 속도가 더 빠를 수록, 더 좋고 더 균일한 탄소 및 인이 용액에서 유지될 수 있다. 100 ℃/s 내지 400 ℃/s보다 빠른 냉각 속도들이 사용되었다. 또한, 400 ℃/s보다 빠른 냉각 속도 그리고 심지어 600 ℃/s보다 빠른 냉각 속도까지 가능하다. 만약 필요하다면, 몇 초간의 중간상(intermediate phase), 특히 1 내지 4초간의 중간상이 급속 냉각 전에 경과할 수 있으며, 이런 상 동안에 강철 박판은 인-합금된 강철 박판의 재결정을 개선시키기 위하여 공기에 의해 천천히 냉각된다.

냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판을 생산하기 위하여, 열간-압연된 강철 박판이 냉간-압연되고, 이후에 재결정을 위하여 어닐링된다.

냉간-압연에서, 45 % 초과, 특히 60 % 초과, 특히 바람직하게 80 % 초과의 영역에서의 두께의 높은 감소는 높은 압연력들의 적용에 의해 얻어진다.

어닐링 온도는 750 ℃ 내지 1150 ℃ 사이, 특히 900 ℃ 초과일 수 있다. 어닐링에 의해, 입자 크기는 다시 변화되고, 여기서 어닐링 공정 후에 15 ㎛ 초과, 특히 20 ㎛ 초과의 입자 크기가 충돌 시에 높은 신장율, 그리고 아마도 탄소, 인 및 선택적으로 질소의 고용도의 개선을 달성하기 위하여 제공될 수 있다. 특히, 높은 인장 강도는 인 (및 탄소)의 상대적으로 높은 함유량에 의해 보장될 수 있다.

어닐링 공정 후에, 압연된 강철 박판이 20 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 냉각된다. 바람직하게, 냉간-압연된 강철 박판의 급속 냉각은 50 ℃/s 또는 더 빠른 속도, 특히 200 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 수행된다.

열간-압연 공정에 대하여 이미 설명된 바와 같이, 이런 경우에, 매우 급속한 냉각은 입자들 내에서의 탄소, 인 및 질소의 높고 균일한 고용도, 그리고 그 결과 심지어 큰 입자들을 가지는 높은 인장 강도에 기여한다. 또한, 100 ℃/s 초과 내지 400 ℃/s의 냉각 속도들이 사용되었다. 또한, 400 ℃/s보다 빠른 냉각 속도 및 심지어 600 ℃/s보다 빠른 냉각 속도까지 사용할 수 있다. 만약 필요하다면, 몇 초간의 중간상, 특히 1 내지 6초간의 중간상이 급속 냉각 전에 경과할 수 있으며, 이런 상 동안에 강철 박판은 인-합금된 강철 박판의 재결정을 개선시키기 위하여 공기에 의해 천천히 냉각된다.

본 발명은 도면들에 대한 참조로서, 예시의 방식으로, 실시예들을 기반으로 하여 더 상세하게 이하와 같이 설명될 것이다:
도 1은 어닐링 온도와 비교하여 냉간-압연된 강철들의 평균 입자 크기를 나타내는 도면이고;
도 2는 수직 이방성(vertical anisotropy)[r₀ _/15, r₄₅ _/15 및 r₉₀ _/15 수치]과 비교하여 냉간-압연된 강철들의 복수의 예시들에 대한 변형 경화(n₁₀ _/20 수치)를 나타내는 도면이며;
도 3a 내지 도 3c는 강철들의 구조 내에서 쌍정, 마이크로쌍정 및 나노쌍정의 개념도(schematic view)들이고;
도 4는 본 발명에 따른 강철 구조의 투과 전자 현미경으로 찍은 사진을 나타내며; 그리고
도 5는 본 발명에 따른 용접된(welded) 강철 구조의 용접 너깃(weld nugget)의 현미경용 절편(microsection)을 나타낸다.

본 발명에 따른 망간강들을 생산하기 위하여 상이한 가능성들이 예시의 방식으로 첫번째로 설명될 것이다.

첫번째 접근으로, 선철(pig iron)이 코렉스(Corex) 또는 파이넥스(Finex)와 같은 용융-환원(smelting-reduction) 공정에 의해 또는 용광로에서 생산된다. 또한, 테크노레드(Tecnored) 공정이 가능하다. 예를 들어, 선철은 이후에 염기성 산소 공정[예를 들어, LD(Linz-Donawitz, 린스-도나비츠)/BOF(bottom oxygen furnace, 산소전로) 공정]에서 강철로 전환된다. [예를 들어, 루르스탈-하팅겐(Ruhrstahl-Heraeus) 공정(RH)에 의한)] 진공 탈가스(Vacuum degassing)는 강철이 주조되기 전에 수행될 수 있고, 레들 퍼니스(ladle furnace)는 용융된 금속을 가열하고 합금시키는데 사용될 수 있다. 특히, 망간강들에 적합할 수 있는 두번째 접근은 강철을 생산하기 위하여 전기 아크로 그리고 용강의 탄소를 제거하기 위하여 AOD 전로(converter)를 사용한다. 레들 퍼니스는 철강이 주조되기 전에 용융된 금속을 가열하고 합금시키는데 다시 사용될 수 있다.

따라서, 생산되는 강철은 강괴 주조법(ingot casting), 연속 주조법(continuous casting), 박판 주조법(thin-strip casting) 또는 스트랜드 주조법(strand casting)과 같은 상이한 주조 방법들의 수단에 의해 더 가공 처리될 수 있다. 주조 공정 동안에 생산되는 강철 차체는 반제품으로 불리고, 예를 들어 슬래브(slab)들, 빌렛(billet)들 또는 블럭(block)들로 형성될 수 있다.

슬래브는 열간 강판(hot strip)을 형성하기 위하여 열간 압연기(hot strip mill)들로 더 가공 처리된다. (100 ㎜ 미만의 너비의) 좁은 박판들, (100 ㎜ 내지 600 ㎜ 사이의 너비의) 중간 박판들, 및 (600 ㎜ 초과의 너비의) 넓은 박판들을 얻기 위하여 압연 스탠드들이 이러한 목적을 위하여 사용될 수 있다. 더욱이, 블럭들 및 빌렛들을 편면 부재(profiled part)들, 파이프들 또는 철사들로 형성하는 공정이 가능하다.

열간-압연 공정(WB)이 이후에 설명될 것이며, 이에 따라서 본 발명에 따른 강철 박판들이 생산될 수 있다.

본 발명에 따른 강철 박판이 생산되는 경우에는, 대략 1100 ℃ 내지 1300 ℃ 사이의 온도, 또한 선택적으로 더 높은 온도의 압연 온도가 사용될 수 있다. 예를 들어, 최종 압연 온도는 750 ℃ 내지 1050 ℃ 사이, 그리고 특히 800 ℃ 내지 900 ℃ 사이에 있을 수 있다. 열간-압연된 강철 박판의 상이한 평균 입자 크기들은 일반 온도(prevailing temperature)에서의 동적 재결정에 따라서 상이한 최종 압연 온도들에 의해 생산된다. 최종 압연 온도가 더 낮을수록, 주어진 화학적 조성에 의해 얻어지는 평균 입자 크기는 더 작아진다. 평균 입자 크기의 감소에 따라, 열간-압연된 강철 박판의 인장 강도 및 파괴 강도는 증가하고, 충돌 시에 신장율은 감소한다. 그러나, 최종 압연 온도가 너무 낮은 경우에는, 망간강들에서의 높은 입자 미세화(grain refining)가 증가된 강도의 결과로 소성 변형성(plastic deformability)의 손실을 야기하는 위험이 있다. 더욱이, 낮은 최종 압연 온도들은 상 안정성 때문에 시멘타이트[(Fe,Mn)₃C]의 형성을 점점 더 야기하여, 이에 의하여 기계적 성질들이 손상될 수 있다. 740 ℃ 이하의 최종 압연 온도들에 의해서, 시멘타이트 석출들은 상당한 기계적 성질들의 손상을 야기하는 입자 크기를 달성하였다.

더욱이, 열간-압연된 강철 박판의 평균 입자 크기는 알루미늄 및 질소의 함유량에 의하여 영향을 받는다. 망간이 용융 선철(liquid iron) 내에서 질소의 용해성을 증가시킨다는 점이 알려져 있다. 알루미늄과 함께 질소가 용해된 용융 선철에서는, 입자 경계들의 이동을 손상시키고 따라서 입자 성장을 손상시키는 질화-알루미늄 석출들을 형성한다. 질화 알루미늄은 열간-형성 동안에 크래킹(cracking)을 더 야기할 수 있다. 강철 내의 알루미늄 및 질소 함유량의 선택적인 조절의 결과로서, 950 ℃ 이하, 특히 900 ℃ 이하, 750 ℃ 이하까지의 상당히 낮은 최종 압연 온도들이 크래킹의 발생 없이 가능하다. 그러나, 대략 740 ℃ 내지 800 ℃ 이하의 최종 압연 온도에서의 감소로 도입되는, 큰 시멘트 입자들의 형성이 피해진다. 특히, 열간-압연 공정 동안에 바람직한 최종 압연 온도들은 따라서 800 ℃ 내지 900 ℃의 범위에 있을 수 있다.

예를 들어, 800 ℃ 내지 900 ℃의 범위 내의 상기에 언급된 최종 압연 온도들에서의 크래킹의 회피는 화학적 조성들에 의해 달성되며, 여기서 최대 0.008 %까지 또는 0.010 %의 극도로 낮은 알루미늄의 양은 예를 들어, 최대 0.030 % 또는0.036 %까지의 낮은 질소 함유량과 결합하여 사용되었다. 각각의 원소들의 농도들은 상호간에 의존한다. 만약 질소가 덜 사용된다면, 더 많은 알루미늄이 허용되고 반대의 경우에도 마찬가지이다. 이런 점에서, 상기에 기재된 것들보다 더 높은 질소 함유량들은 또한 적은 알루미늄 함량으로 가능하다.

열간-압연 후에, 열간 강판은 가능한 가장 빠른 냉각 속도들(예를 들어, 50 ℃/s보다 빠른 냉각 속도 또는 훨씬 더 빠른 냉각 속도)로 급속하게 냉각된다. 냉각은 열간 강판을 물에 주입(subjecting)시킴으로써 수행될 수 있다.

이후에, 열간 강판은 연속적으로 작동하는 산세 설비(pickling plant) 내에서, 예를 들어 황산으로 세척된다[물때를 벗겨낸다(de-scaled)]. 예를 들어, 열간 강판은 1.5 ㎜ 내지 2.0 ㎜의 두께를 가질 수 있다. 그러나, 열간-압연된 생산물들은 또한 상기에 기재된 것들보다 더 작거나 더 큰 박판 두께를 가지도록 생산될 수 있다. 어닐링 단계는 이런 경우에 생산되는 열간-압연 생산물들에 대하여 통상적으로 수행되지 않는다. 그러나, 어닐링된 박판과 같은 특정 실시예에서는 사실상 수행되며, 충돌 시에 신장율의 증가뿐만 아니라 입자 확대(enlargement)를 야기한다.

상기에 언급된 방식으로 생산되는 열간 강판은 냉간 강판(cold-strip) 생산물을 형성하기 위하여 냉간-압연 및 어닐링시킴으로써 더 가공 처리될 수 있다. 열간 강판은 냉간-압연시킴으로써 두께의 관점에서 더 감소되고, 박판의 기계적 성질들이 정해진다. 예를 들어, 대략 0.7 ㎜ 내지 1.75 ㎜의 범위의 얇은 박판 두께들의 냉간 강판이 생산될 수 있다. 특히, 이러한 얇은 두께를 가지는 냉간 강판 생산물들은 충격-흡수 구성요소들에 관한 자동차 분야에서 유익하다. 그러나, 상기에 기재된 것들보다 더 얇거나 더 두꺼운 박판 두께를 가지는 냉간 강판 생산물들이 또한 형성될 수 있다.

바람직하게, 냉간-압연은 높은 압연력들의 적용에 의해 수행된다. 2 내지 20개의 롤러들을 가지는 압연 스탠드(Mill stand)들이 사용될 수 있다. 예를 들어, 높은 냉간-압연력을 적용하기 위하여, 높은 압연 압력들을 위하여 설계되고 12 또는 20개의 롤러들을 포함하는 압연 스탠드들이 사용될 수 있고, 특히 센지미어(Sendzimir) 형의 압연 스탠드들(클러스터 압연기들)이 사용될 수 있다. 예를 들어, 12개의 롤러들을 포함하는 센지미어 압연기의 시스템은 각각의 경우에 3개의 후방 롤러들, 2개의 중간 롤러들 그리고 상기 롤 갭(roll gap)을 정의하는 1개의 압착 롤러(press roller)로 형성되는 대칭 배열로 구성된다. 예를 들어, 20개의 롤러들을 포함하는 센지미어 압연기의 시스템은 각각의 경우에 4개의 후방 롤러들, 3개의 외부 중간 롤러들, 2개의 내부 중간 롤러들 그리고 롤 갭을 정의하는 1개의 압착 롤러로 형성되는 대칭 배열로 구성된다. 다른 망간강들과 비교하여 놀랍도록 좋은 성형성 및 적은 크래킹이 증명되었다.

냉간-압연으로 달성된 두께에 대한 감소의 퍼센트(냉간-압연 정도)는 40 % 초과, 예를 들어 40 % 내지 60 % 사이가 될 수 있다. 또한, 냉간-압연 공정은 60 % 이상, 특히 또한 80 % 이상의 냉간-압연 정도로 수행되었다. 냉간-압연은 인장(tension)있이 수행되거나 인장 없이 수행되었다.

냉간-압연 공정 후에 또는 냉간-압연 동안의 중간 단계에서, 강철 박판은 재결정을 위하여 어닐링된다. 예를 들어, 어닐링 공정은 지속적인 어닐링 공정 또는 벨 어닐링(bell annealing) 공정에 의하여 수행될 수 있다. 냉간-압연 동안에 발생하는 구조의 경화는 어닐링에 의하여 다시 역전된다. 이러한 경우에, 구조는 핵생성(nucleation) 및 입자 성장을 통하여 재구성된다.

어닐링 공정은 750 ℃ 내지 1250 ℃ 사이의 온도, 특히 750 ℃ 내지 1150 ℃사이의 온도에서 수행될 수 있고, 상기 어닐링 온도에서 대략 5초 내지 5분간, 특히 2분 내지 5분간 지속될 수 있다. 어닐링 시간은 각각의 어닐링 온도에 대하여 실질적으로 박판의 전체 부피를 가열하기에 충분하다. 또한, 복수의 압연 단계들 및 중간 어닐링 단계들이 적합한 온도, 예를 들어 대략 950 ℃에서 수행될 수 있다.

어닐링 공정 후에, 열간 강철 박판이 바람직하게는 물로 퀀칭(quenching)하거나 기체 흐름[기체 분사(gas jet)]에 의하여 급속하게 냉각된다. 특히, 급속한 냉각 공정은 입자들 내의 C, N 및 P 원소들의 높은 고용도를 생산하는데 도움이 된다. 특히, 높은 인 함유량에 의해 임계(critical)인 취화(입자 경계 편석들)는 냉각 속도를 증가시킴으로써 대부분 또는 거의 방지될 수 있었다. 대략 초 당 50 ℃ 또는 초 당 100 ℃보다 빠른 냉각 속도들이 유리하다. 바람직하게는, 초 당 200 ℃, 300 ℃ 또는 400 ℃보다 빠른 냉각 속도들이 더 제공될 수 있으며, 초 당 500 ℃ 이상 및 600 ℃ 이상의 냉각 속도들에 의한 테스트들이 또한 성공적으로 수행된다.

냉간-압연, 어닐링 및 냉각 공정들 후에, 조질 압연(skin pass rolling: temper pass rolling) 공정은 냉간 강판의 적합한 균등성(evenness)을 정하기 위하여 수행될 수 있다. 조질 압연에 의하여, 예를 들어 0.5 %, 1.5 %, 5 %, 25 % 및 40 % 초과, 또는 적합한 중간 수치들의 두께의 감소를 달성할 수 있다.

아연 도금(galvanizing)[예를 들어, 용융-아연 도금(hot-galvanizing) 또는 아연 도금(zinc-plating)]과 같은 추가적인 공정 단계들이 적용 분야 및 고객의 요구에 따라서 추가될 수 있다.

강철의 화학적 조성은 추가적인 합금 원소들의 폭 넓은 범위에 걸쳐 다양할 수 있다. 예를 들어, 다음과 같이 선택적으로 상위의 임계치(threshold value)로서 제공될 수 있다: 0.5 %≥V, 0.5 %≥Nb, 0.5 %≥Ti, 10 %≥Cr, 10 %≥Ni, 1 %≥W, 1 %≥Mo, 3 %≥Cu, 0.02 %≥B, 언급된 바와 같이 생산 공정에 의해서 야기되는 불순물들 및 철인 나머지. 본 발명의 특정 실시 예시들은 다음의 범위들을 이용한다: 0.85 %≥C≥0.70 %, 16.2 %≥Mn≥15.5 %, 0.015 %≥Al≥0.0005 %, 0.028 %≥Si≥0.001 %, 0.039 %≥Cr≥0.020 %, 0.08 %≥Ni≥0.02 %, 0.025 %≥Nb≥0.020 %, 0.002 %≥Ti≥0.0015 %, 0.0056 %≥V≥0.002 %, 0.04 %≥N≥0.015 %, 0.2 %≥P≥0.01 %. 특히, 하기의 실시예들에 나타낸 바와 같이, 예를 들어 0.10 % 초과≤P 또는 심지어 0.12 %≤P의 극도로 높은 인 농도들이 또한 제공될 수 있다.

본 발명은 실시 예시들을 기반으로 하여 더 상세하게 하기에서 설명될 것이다.

표 1은 0.011 중량% 내지 0.102 중량% 사이의 인 농도를 가지는 4가지 강철 박판들의 화학적 조성 X80Mn16-0.01P, X80Mn16-0.03P, X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P를 나타낸다.

표 1 - 화학적 조성 -

열간 압연 공정(WB)은 상기에 진술된 상세한 설명에 따라서 각각의 경우에 대하여 수행되었다. (750 ℃ 내지 1030 ℃사이의 온도)를 사용한 최종 압연 온도들 그리고 생산된 열간 강판 생산물들 X80Mn16-0.01P, X80Mn16-0.03P, X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P에서 얻어진 기계적 성질들이 표 2에 주어진다. 인장 테스트들에서 얻어진 기계적 수치들은 유럽 기준 "EUROPEAN STANDARD EN 10002-1, July 2001"에 따라서 결정되었으며, 이는 여기에서 참조의 방식으로 본 명세서의 상세한 설명에 포함된다. 또한, 표 2에 주어진 모든 수치들은 이들이 기반으로 하는 변수에 대한 낮은 임계치들로서 기재된다.

표 2 - 기계적 성질들(열간 강판) -

이미 언급된 바와 같이, 열간 강판(WB)은 냉간 강판(KB)을 형성하기 위하여 선택적으로 더 가공 처리될 수 있다. 이런 경우를 나타내는 실시 예시들에서, 냉간-압연 공정은 표 3에 주어진 공정 파라미터들로 수행되었다. 화학적 조성들X80Mn16-0.01P, X80Mn16-0.03P, X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P의 방식으로 생산된 냉간-압연 생산물들이 표 3에 주어진다. 또한, 표 3에 주어진 모든 수치들은 이들이 기반으로 하는 변수에 대한 낮은 임계치들로서 기재된다.

표 3 - 기계적 성질들(냉간 강판) -

표 3에서 볼 수 있는 바와 같이, KB 번호들 1 내지 7 및 9를 가지는 냉간-압연 생산물들은 900 ℃의 최종 압연 온도에 의한 열간-압연 공정에서 압연되었다. 다른 경우들에서, 동일한 열간-압연 공정이 표 2에서의 열간-압연 생산물들의 기반을 형성하는데 사용되었다.

따라서, WB 번호 2를 가지는 열간-압연 생산물은 대체로 KB 번호들 1 내지 3을 가지는 냉간-압연 생산물들의 기반을 형성하고(단지 10 ℃씩 차이 나는 최종 압연 온도들), WB 번호 5를 가지는 열간-압연 제품은 대체로 KB 번호들 4 내지 6을 가지는 냉간-압연 제품들의 기반을 형성한다(단지 30 ℃씩 차이 나는 최종 압연 온도들).

표 3은 1100 ㎫ 이상 그리고 심지어 1200 ㎫ 이상의 인장 강도(Rm)들이 달성되고, 1000 ㎫ 이상의 인장 강도(Rm)들이 [X80Mn16-0.03P(KB 번호 6) 및 X80Mn16-0.10P(KB 번호 10)의 경우에는 15 ㎛ 이상, 그리고 다른 실시예들의 경우에는 20 ㎛ 이상 또는 선택적으로 심지어 25 ㎛인] 큰 평균 입자 크기들에 의해 더욱더 달성되었음을 나타낸다. 인장 강도(Rm)는 제작품 상의 최대 인장력으로 발생하는 압력으로서 정의된다.

표 3에서 주어진 충돌 시에 신장율(A₅₀)은 길이의 남아있는 변화율(change)이고, 초기 측정을 기반으로 하며, 퍼센트로 주어지며, (상기에 언급된 기준 EN 10002-1에 따라서) 인장 테스트가 충돌에 대하여 실시되면, 50 ㎜의 초기 길이 측정이 기준으로서 취해진다. 강철 박판들에 대하여, 75 % 초과 그리고, 특히 큰 평균 입자 크기들을 가지면 때때로 80 % 초과 및 심지어 90 % 초과의 높은 충돌 시에 신장율 수치들이 달성될 수 있음을 알아냈다.

강철 박판들의 기계적 성질들에 대하여 더 중요한 파라미터는 인장 강도와 충돌 시에 신장율의 곱이다. 특히, 큰 평균 입자 크기들을 가지는 경우에 높은 곱 수치들이 얻어졌다. 이에 대한 이유는 큰 입자 크기가 충돌 시에 높은 신장율에 이르게 하고, 입자 크기가 증가함으로써 통상적으로 상당히 감소하는 인장 강도가 상대적으로 높은 탄소 및/또는 인 함유량에 의하여 본 발명에 따른 가능한 최대한의 범위에서 유지되기 때문이다.

용접 테스트들에서, 매우 좋은 수준의 용접성은 0.08 % 및 0.1 %의 높은 P 함유량을 가지는(X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P) 열간 강판 및 냉간 강판에 대하여, 즉 충돌의 형태로서 얻어지는 알려진(unbuttonings) 모든 예시들에 대하여 결정될 수 있었다.

표 4는 화학적 조성들 X80Mn16-0.01P, X80Mn16-0.03P, X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P의 강철들의 용접성에 대한 테스트의 결과들을 나타낸다.

표 4 - 용접성에 대한 테스트 -

표 4에 따르면 1.1 kA 이상의 델타I의 용접 범위는 모든 강철 박판들에 대하여 결정되며, 이는 좋은 용접성을 위하여 1.0 kA를 초과하여야 한다.

도 1은 냉간-압연된 강철 박판들의 평균 입자 크기를 나타내며, 이는 질화 알루미늄에 대해서는 작고(low), 냉간-압연 공정 동안에 어닐링 온도의 작용에 대하여 화학적 조성들 X80Mn16-0.01P, X80Mn16-0.03P, X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P로 표 3에 주어진다. 열간-압연 공정에서 900 ℃의 최종 압연 온도는 본 명세서에 나타나는 냉간-압연 생산물들의 기반을 형성하였다. X80Mn16-0.01P 및 X80Mn16-0.03P의 강철 박판들이 대략 920 ℃의 어닐링 온도들에서 15 ㎛ 이상의 평균 입자 크기들을 달성한다는 것을 그래프에서 볼 수 있다. 화학적 조성들 80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P의 인이 풍부한 강철 박판들은 상대적인 어닐링 온도들에서 더 큰 평균 입자 크기들을 달성한다. 평균 입자 크기들은 현미경 사진들의 광-현미경 조사들에 의해 결정되었다.

도 2는 변형 경화 지수로서 표시되는 상기에-언급된 강철 박판들의 변형 경화(n)[이런 경우에, n₁₀ _/20 수치]가 수직 이방성(r_0/15, r_45/15 및 r_90/15 수치)과 비교하여 나타낸 그래프를 나타낸다. n-수치는 ISO 규격 10275, 2006-07 판(edition)에 따라 확정되었고, 이는 여기에서 참조의 방식으로 본 명세서의 설명 내용에 병합된다. 수직 이방성은 ISO 규격 10113, 2006-09 판에 따라 정의되고, 이는 여기에서 참조의 방식으로 본 명세서의 설명 내용에 병합된다. 기계적 성질들이 도 1에 나타낸 평균 입자 크기보다 더 폭 넓게 퍼져있기 때문에, 상기에 언급된 강철 박판들의 더 많은 예시들이 조사되었다. r₀ _/15, r₄₅ _/15 및 r₉₀ _/15 수치들이 더 클수록, 심층-연신에 대한 재료의 능력이 더 좋아진다. 특히, n-수치는 연신-형성에 대한 능력에 대하여 유리하다. 0.5 이상의 n₁₀ _/20 수치들은 0.6 내지 1.5의 범위에 있는 r₀ _/15, r_45/15 및 r₉₀ _/15 수치에 의해 달성될 수 있다. 화학적 조성들 X80Mn16-0.08P 및 X80Mn16-0.10P의 인이 풍부한 강철 박판들은 화학적 조성들 X80Mn16-0.01P 및 X80Mn16-0.03P의 강철 박판들보다 다소 큰 n-수치들을 달성한다. 따라서, 본 발명에 따른 강철 박판들은 좋은 냉간-성형성을 나타내며, 이는 특히 연신-형성 및 심층-연신 공정들에서의 추가적인 공정을 위하여 중요하다.

인장 응력(tensile stress)들이 본 발명에 따른 강철 제품들 상에 가해진(placed) 후에 상이한 변형 기제들이 관찰될 수 있었다. 상이한 형태의 쌍정형성의 발생이 특징적이었다. 매우 많은 미세한 마이크로쌍정 및 나노쌍정이 인장 부하(tensile loading)로 처리되는 본 발명에 따른 강철들의 예시들에 나타나고, 이러한 마이크로쌍정 및 나노쌍정의 평균 두께는 예를 들어 30 ㎚ 미만, 예를 들어 5 ㎚ 내지 25 ㎚ 사이의 범위, 특히 10 ㎚ 내지 20 ㎚ 사이의 범위에 있음을 알아내었다. 예를 들어, 17 ㎚의 수치는 냉간-압연된 생산물 X80Mn16-0.03P의 경우에서의 마이크로쌍정 및 나노쌍정의 평균 두께로 입증되었다. 이러한 작은 마이크로쌍정, 특히 나노쌍정의 존재는 충돌 시에 높은 신장율을 설명할 수 있는데, 이는 종래의 쌍정형성과 대조적으로 전위(dislocation) 이동의 손상의 증가 및 전위 소스(dislocation source)들의 증가로 이르게 하기 때문이다.

도 3a 내지 도 3c는 본 발명에 따른 강철들의 재성형된 실시예들에 대한 전자-빔 현미경 테스트들로 관찰된 구조들의 개념도들이다. 도 3a는 한 방향으로 활성화되는 시스템을 나타내고 종래의 쌍정형성을 가지며, 여기서 선(1)들은 쌍정의 거울 선들을 나타낸다.

도 3b는 한 방향으로 활성화되는 시스템을 나타내고, 마이크로쌍정 및 나노쌍정(2)을 갖는다. 마이크로쌍정 및 나노쌍정(2)은 배튼-성형되고(batten-shaped), 종종 상대적으로 큰 숫자들로 나란히 배열된다. 배튼 두께는 마이크로쌍정 및 나노쌍정(2)의 두께(d)로 칭해지고, 전형적으로 종래의 쌍정의 두께보다 실질적으로 더 작다.

도 3c는 두 개의 방향들로 활성화되는 시스템을 나타내고, 마이크로쌍정 및 나노쌍정(2)을 갖는다. 마이크로쌍정 및 나노쌍정(2)은 두 개 모두의 방향들로 연장하여 형성됨을 볼 수 있다.

도 4는 재성형 공정 또는 인장 부하 후에 본 발명에 따른 강철 구조의 전자현미경으로 찍은 사진을 나타낸다. 많은 수의 배튼-성형된 마이크로쌍정 및 나노쌍정은 밝은 부분에서 볼 수 있다.

도 5는 용접 공정 후에 본 발명에 따른 강철 구조의 용접 너깃의 현미경용 절편을 나타낸다. X80Mn16-0.10P 샘플들이 사용되었다. 용접 너깃에 대한 경도뿐만 아니라 열 영향부(heat affected zone)들에 대한 최대 경도 및 기본 경도가 잘 들어맞고, 약간 빗나가있을 뿐임을 볼 수 있다. 이러한 편자들은 측정 허용의 범위 내에 있다. 추가적으로, 조금의 크래킹 및 마르텐사이트가 상기 구조 내에 존재하지 않음을 볼 수 있다.

더욱이, TEM 구조 테스트들은 ε-마르텐사이트의 단편들 및 아마도 α'-마르텐사이트의 단편들이 최종 생산물들의 구조 내에 존재할 수 있음을 증명하였다. 그러므로, 여기에는 비록 바람직하게는 100 %의 오스테나이트계 상이 존재해야 할지라도, 최종 생산물 내에 100 %의 오스테나이트계 상은 없을 것이다. 측정들은 예를 들어, 대략 3 %의 ε-마르텐사이트 및 1 %의 α'-마르텐사이트를 나타내는 냉간-압연된 생산물 X80Mn16-0.03P에 대하여 수행되었다. α'-마르텐사이트가 인장 강도를 증가시키므로, 특히 또한 큰 입자 크기들이 여전히 유지되는 높은 인장 강도 수치들은 또한 아마도 (상대적으로 낮을지라도) 최종 생산물 내의 α'-마르텐사이트의 양에 의해 실제적으로 영향을 받을 수 있다.

n-수치는 화학적 조성에 의해 기본적으로 주어진다. 다시 말하면, 변형에 의해 달성될 수 있는 최종 생산물의 강도는 결정 내에서 전위가 얼마나 쉽게 가공 처리될 수 있는지에 따른다. fcc 결정 격자에서, C 및 N의 고용도는 bcc 결정 격자보다 더 크다. 이런 경우에, 이미 언급한 바와 같이, C 및 P의 고용도에 의한 인장 강도의 증가가 이용되며, 여기서 95 %의 충돌 시에 극도로 높은 신장율을 가지는 1100 ㎫의 인장 강도 수치가 최근 수행된 테스트들에서 측정될 수 있었다. 상기에 언급된 원소들의 고용도에 의해 달성되는 경도는 n-수치를 상당히 증가시킬 수 있게 만든다. 결과로써, 인강 강도 및 충돌 시에 신장율에 대한 가장 높은 이전에 보고된 생산물의 수치들이 달성된다. 특히, 이는 상대적으로 큰 평균 입자 크기들을 가지는, 강도에 대한 관련된 증가 및 높은 인 농도들의 사용에 기인하였다.

더 가공 처리되는 동안에, 열간 강판 또는 냉간 강판은 예를 들어, 차체 부분들의 생산을 위하여 자동차 공학에서 사용되는 강철 판재(steel sheet)들로 잘린다. 더욱이, 본 발명에 따른 강철은 또한 레일들, 전철기(point)들, 특히 철자(frog)들, 철근 재료(bar material)들, 파이프들, 중공 편면 부재(hollow profiled part)들 또는 고-강도 철사들에 사용될 수 있다.

강철 판재들은 재성형 공정들, 예를 들어 심층-연신 공정에 의해 바람직하게 형성되고, 이후에 최종 생산물들(예를 들어, 차체 부분)로 더 가공 처리된다. 재성형 공정 동안에, 강철 판재들의 적어도 일부들이 이러한 영역들에 효과적인 상기에-언급된 변형 기제의 방식으로, 기계적 부하(통상적으로, 인장 부하)로 처리된다. 특히, 이는 재성형된 영역들에서의 다수의 얇은 마이크로쌍정 및 나노쌍정의 상기에-기재된 형성을 야기하고, 이는 마이크로쌍정 및 나노쌍정이 재성형 작용(behaviour)에 실제적으로 영향을 미치고, (재성형된) 강철 판재에서 검출될 수 있다.

Claims

열간-압연된(hot-rolled) 오스테나이트계 망간강 박판에 있어서,
0.4 %≤C≤1.2 %
12.0 %≤Mn≤25.0 %
P≥0.01 %
Si≤2 %
Al≤0.05 %의 중량 백분율로의 화학적 조성을 가지며, 여기서 65,000 ㎫% 이상, 특히 70,000 ㎫% 이상의 ㎫ 단위의 인장 강도와 % 단위의 충돌 시에 신장율의 곱이 얻어지는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항에 있어서,
재성형 공정으로 처리되는 망간강 박판의 샘플의 구조가 30 ㎚ 이하, 특히 20 ㎚ 이하, 그리고 그 중에서도 10 ㎚ 이하의 평균 두께를 가지는 마이크로쌍정(microtwins)을 함유하는 성질을 가지는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 또는 제 2항에 있어서,
14.0 %≤Mn≤18.0 %, 특히 14.0 %≤Mn≤16.5 %를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 있어서,
P≥0.03 %, 특히 P≥0.05 %, 특히 P≥0.06 %, 특히 P≥0.08 %, 더욱 특히 P≥0.10 %를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항에 있어서,
0.6 %≤C≤0.9 %를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 5항 중 어느 한 항에 있어서,
Al≤0.05 %, 특히 Al≤0.02 %를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서,
Si≤1.0 %, 특히 Si≤0.2 %, 더욱 특히 Si≤0.05 %를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 7항 중 어느 한 항에 있어서,
13 ㎛ 이상, 특히 18 ㎛ 이상, 더욱 특히 20 ㎛ 이상의 평균 입자 크기를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 8항 중 어느 한 항에 있어서,
1050 ㎫ 이상의 인장 강도를 가지는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 1항 내지 제 9항 중 어느 한 항에 있어서,
65 % 이상의 충돌 시에 신장율을 가지는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
냉간-압연된(cold-rolled) 오스테나이트계 망간강 박판에 있어서,
0.4 %≤C≤1.2 %
12.0 %≤Mn≤25.0 %
P≥0.01 %
Si≤2 %
Al≤0.05 %의 중량 백분율로의 화학적 조성을 가지며, 여기서 75,000 ㎫% 이상, 특히 80,000 ㎫% 이상의 ㎫ 단위의 인장 강도와 % 단위의 충돌 시에 신장율의 곱이 얻어지는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항에 있어서,
재성형 공정으로 처리되는 망간강 박판의 샘플의 구조가 30 ㎚ 이하, 특히 20 ㎚ 이하, 그리고 그 중에서도 10 ㎚ 이하의 평균 두께를 가지는 마이크로쌍정을 함유하는 성질을 가지는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 또는 제 12항에 있어서,
14.0 %≤Mn≤18.0 %, 특히 14.0 %≤Mn≤16.5 %를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서,
P≥0.03 %, 특히 P≥0.05 %, 특히 P≥0.06 %, 특히 P≥0.08 %, 더욱 특히 P≥0.10 %를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 14항 중 어느 한 항에 있어서,
0.6 %≤C≤0.9 %를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 있어서,
Si≤1.0 %, 특히 Si≤0.2 %, 더욱 특히 Si≤0.05 %를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 16항 중 어느 한 항에 있어서,
15 ㎛ 이상, 특히 20 ㎛ 이상의 평균 입자 크기를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 17항 중 어느 한 항에 있어서,
1100 ㎫ 이상의 인장 강도를 가지는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
제 11항 내지 제 18항 중 어느 한 항에 있어서,
75 % 이상, 특히 80 % 이상의 충돌 시에 신장율을 가지는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판.
망간강 박판에 있어서,
0.4 %≤C≤1.2 %
12.0 %≤Mn≤25.0 %
P≥0.01 %
Si≤2 %
Al≤0.05 %의 중량 백분율로의 화학적 조성을 가지며, 30 ㎚ 이하, 특히 20 ㎚ 이하의 평균 두께를 가지는 마이크로쌍정을 포함하는 구조의 재성형된, 특히 연신-형성된 또는 심층-연신된 강판 부분을 포함하는 망간강 박판.
제 20항에 있어서,
마이크로쌍정을 포함하는 구조가 10 ㎚ 이하의 평균 두께를 가지는 망간강 박판.
제 20항 또는 제 21항에 있어서,
13 ㎛ 이상, 특히 18 ㎛ 이상, 더욱 특히 20 ㎛ 이상의 평균 입자 크기를 포함하는 망간강 박판.
제 20항 내지 제 22항 중 어느 한 항에 있어서,
75,000 ㎫% 이상, 특히 80,000 ㎫% 이상, 그리고 더욱 특히 85,000 ㎫% 이상의 ㎫ 단위의 인장 강도와 % 단위의 충돌 시에 신장율의 곱을 생산하고 재성형되지 않은 부분을 포함하는 망간강 박판.
열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정에 있어서,
0.4 %≤C≤1.2 %
12.0 %≤Mn≤25.0 %
P≥0.01 %
Si≤2 %
Al≤0.05 %의 중량 백분율로의 화학적 조성을 가지며, 다음의 단계들:
강철로 만들어진 반제품을 주조하는 단계;
1100 ℃ 이상의 온도까지 상기 반제품을 가열하는 단계;
750 ℃ 내지 1050 ℃사이의 최종 압연 온도로 상기 반제품을 압연하는 단계; 및
20 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 압연된 강철 박판을 냉각시키는 단계를 포함하는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 24항에 있어서,
상기 최종 압연 온도가 750 ℃ 내지 950 ℃사이, 특히 800 ℃ 내지 900 ℃사이의 온도인 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 24항 또는 제 25항에 있어서,
상기 강철 박판이 50 ℃/s 또는 더 빠른 속도, 특히 200 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 냉각되는 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 24항 내지 제 26항 중 어느 한 항에 있어서,
열간-압연 공정 후에 평균 입자 크기가 15 ㎛ 이상, 특히 20 ㎛ 이상인 열간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정에 있어서,
다음의 단계들:
제 24항 내지 제 27항 중 어느 한 항에 따라 생산되는 열간-압연된 강철 박판을 제조하는 단계;
상기 강철 박판을 냉간-압연시키는 단계; 및
이의 재결정화를 위하여 상기 냉간-압연된 강철 박판을 어닐링하는 단계를 포함하는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 28항에 있어서,
상기 어닐링 온도가 750 ℃ 내지 1150 ℃사이, 특히 900 ℃보다 높은 온도인 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 28항 또는 제 29항에 있어서,
상기 어닐링된 강철 박판이 50 ℃/s 또는 더 빠른 속도, 특히 200 ℃/s 또는 더 빠른 속도로 냉각되는 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 28항 내지 제 30항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후에 평균 입자 크기가 15 ㎛ 이상, 특히 20 ㎛ 이상인 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.
제 28항 내지 제 31항 중 어느 한 항에 있어서,
냉간-압연된 경우에 두께의 감소가 45 % 이상, 특히 60 % 이상인 냉간-압연된 오스테나이트계 망간강 박판의 생산 공정.