KR20120087185A - 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립 - Google Patents

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KR20120087185A
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버나드 레오 에니스
데이비드 닐 한론
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타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 하기 원소들(질량%)로 구성되는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립에 관한 것이다: 0.10-0.18 %의 C, 1.90-2.50 %의 Mn, 0.30-0.50 %의 Si, 0.50-0.70 %의 Al, 0.10-0.50 %의 Cr, 0.001-0.10 %의 P, 0.01-0.05 %의 Nb, 최대 0.004 %의 Ca, 최대 0.05 %의 S, 최대 0.007 %의 N, 및 선택적 원소로서 하기 원소들 중 적어도 하나: 0.005-0.50 %의 Ti, 0.005-0.50 %의 V, 0.005-0.50 %의 Mo, 0.005-0.50 %의 Ni, 0.005-0.50 %의 Cu, 최대 0.005 %의 B, 잔부 철 및 불가피한 불순물, 여기서, 0.80 % < Al + Si < 1.05 % 및 Mn + Cr > 2.10 %. 이러한 강은 고강도에서 개선된 성형성을 제공하며, 양호한 가공성 및 코팅성과 함께 양호한 용접성 및 표면 품질을 갖는다.

Description

고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립{HIGH STRENGTH HOT DIP GALVANISED STEEL STRIP}
본 발명은 자동차 산업에 사용되는 개선된 성형성을 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립에 관한 것이다.
상기 강 타입은 2상 조직 강 타입(dual phase steel types)이라는 이름으로 알려져 있고 개발되고 있다. 이러한 강 타입은 자동차 산업을 위한 많은 용도에서 요구되는 바와 같은 요구되는 성형성을 제공하지 않는다. 이러한 이유로, TRIP형 2상 조직 강 타입이 개발되었다.
이러한 강 타입을 설명하는 문헌은 EP 1 889 935 A1이다. 상기 문헌은 하기 조성(질량%)을 포함하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 시트를 기술하였다:
0.05-0.3 %의 C
0.08-3 %의 Mn
최대 1.4 %의 Si
0.1-2.5 %의 Al
0.1-0.5 %의 Cr
0.003-0.1 %의 P
최대 0.07 %의 S
최대 0.007 %의 N
잔부 철 및 불가피한 불순물, 여기서 Si + Al ≥ 0.5 %이다. 선택적으로, 다수의 기타 원소들이 존재할 수 있다. 31개의 강 타입이 실험실 규모로 시험되었고, 이중 19개의 강이 본 발명의 조성을 갖는 것으로 생각된다. 상기 예는 특히 Si 및 Al의 광범위한 양이 EP 1 889 935 A1에 따른 발명 요건을 충족하는 것을 보인다.
그러나, 성형성은 TRIP형 2상 조직 강 스트립에 대한 유일한 요건은 아니다. 상기 합금화 원소는 강의 비용을 가능한 낮게 하기 위해서 적은 양이 사용되어야 하며, 상기 강 스트립을 제조하고 이를 코팅하는데 가능한 용이해야 하며, 상기 강 스트립은 고강도, 양호한 용접성을 가져야 하며, 또한 양호한 표면 품질을 나타내어야 한다. 상기 요건은 산업적으로 제조된 TRIP형 2상 조직 강 타입에서 특히 중요하며, 예를 들면 백색 차체에 스팟 용접(spot weld)되는 자동차 부품으로 성형될 수 있어야 한다.
본 발명의 목적은 스트립의 가공성과 성형성 사이에 균형을 제공하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립의 조성을 발견하는데 있다.
본 발명의 부가의 목적은 용융 침지 아연도금 공정 중에 양호한 코팅성(coatability)을 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공하는데 있다.
본 발명의 부가의 목적은 양호한 용접성(weldability)을 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공하는데 있다.
본 발명의 또 다른 목적은 양호한 표면 품질을 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공하는데 있다.
본 발명의 또 다른 목적은 가능한 적은 비용으로 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공하는데 있다.
상기 목적들 중 하나 또는 그 이상은 하기 원소들(질량%)로 구성되는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공함으로써 본 발명에 따라 만족된다:
0.10-0.18 %의 C
1.90-2.50 %의 Mn
0.30-0.50 %의 Si
0.50-0.70 %의 Al
0.10-0.50 %의 Cr
0.001-0.10 %의 P
0.01-0.05 %의 Nb
최대 0.004 %의 Ca
최대 0.05 %의 S
최대 0.007 %의 N
및 선택적 원소로서 하기 원소들 중 적어도 하나:
0.005-0.50 %의 Ti
0.005-0.50 %의 V
0.005-0.50 %의 Mo
0.005-0.50 %의 Ni
0.005-0.50 %의 Cu
최대 0.005 %의 B
잔부 철 및 불가피한 불순물,
여기서, 0.80 % < Al + Si < 1.05 % 및 Mn + Cr > 2.10 %.
본 발명자들은 강의 주요 구성 원소인 탄소, 망간, 실리콘, 알루미늄 및 크롬의 양을 주의깊게 선택함으로써 요구되는 성형성, 가공성, 강도 및 연신율을 갖고 동시에 충분한 용접성, 코팅성 및 표면 품질을 제공하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립이 제조될 수 있다는 것을 발견하였다. 현재 기술 상태에서 제공되는 예에서는 상기 모든 요건을 동시에 제공하는 것은 없다는 것이 본 발명자들에 의해서 밝혀졌다.
본 발명에 따른 강 스트립의 조성은 상기 강의 성형성이 양호하고 네킹(necking)이 발생하지 않으며, 프레스된 부품의 에지 연성(edge ductility)은 크래킹을 발생하지 않는 것이다.
주요 구성 원소의 양에 대한 근거는 하기와 같다:
C: 0.10-0.18 질량%. 탄소는 종래 어닐링/아연도금 라인에서 이용가능한 냉각 속도에서 마르텐사이트의 형성 및 경화능(hardenability)을 수득하기에 충분히 높은 양으로 존재해야 한다. 마르텐사이트는 적당한 강도를 부여하기위해서 요구된다. 유리 탄소(free carbon)는 또한 수득된 강도 수준에 대한 양호한 성형성 및 개선된 작업 경도 포텐셜(work hardening potential)을 부여하는 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 이러한 이유로 0.10 질량%의 하한이 요구된다. 양호한 용접성을 확보하기위해서 최대 0.18 질량%가 필수적인 것이 발견되었다.
Mn: 1.90-2.50 질량%. 망간은 경화능을 증가시킴으로써 종래 연속 어닐링/아연도금 라인의 냉각 속도 역량내에서 마르텐사이트의 형성을 더 용이하게 하기 위해서 첨가된다. 망간은 또한 인장 강도를 증가시키고 페라이트 상을 강화하여 고용 강화에 기여하고 보유된 오스테나이트를 안정화하는데 도움을 준다. 망간은 2상 조직 강의 변형 온도 범위를 낮추므로, 종래 연속 어닐링/아연도금 라인에서 용이하게 수득될 수 있는 수준으로 요구되는 어닐링 온도를 낮춘다. 이러한 이유로 하한은 1.90 질량%가 요구된다. 연질 변형 제품(페라이트 및 펄라이트)으로 2상 조직 강의 충분한 변태를 부여함으로써 냉간 밀(cold mill)에서 허용가능한 압연력을 확보하고 열간 밀(hot mill)에서 허용가능한 압연력을 확보하기위해서 최대 2.50 질량%의 수준이 부가된다. 최대 수준은 또한 주조 중에 더 큰 분리 및 상기 스트립에서 더 높은 값에서 마르텐사이트 밴드의 형성의 관점에서 제공된다.
Si: 0.30-0.50 질량%. 실리콘은 고용을 강화하여 고강도를 수득하기 위해서 제공되며, 페라이트 매트릭스의 강화에 의해서 오스테나이트의 안정화를 제공한다. 실리콘은 과시효(overaging) 중에 카바이드의 형성을 효과적으로 매우 지연시킴으로써 오스테나이트의 안정화를 위해서 용액에서 탄소를 유지한다. 이러한 이유로, 하한은 0.30 질량%가 요구된다. 실리콘의 고수준은 감소된 접착성에 의해 허용되지 않는 코팅 품질을 유도하기 때문에 강 스트립의 코팅성의 관점에서 0.50 질량%의 최대 수준이 부과된다.
Al: 0.50-0.70 질량%. 알루미늄은 탈산화(de-oxidation)를 위해서 용융 강(liquid steel)에 첨가된다. 적당한 양의 알루미늄은 베이나이트의 변형을 가속화시키므로 종래 연속 어닐링/아연도금 라인의 어닐링 섹션에 의해서 부과된 시간 제한내에서 베이나이트를 형성할 수 있다. 알루미늄은 또한 카바이드의 형성을 지연시키므로 용액에서 탄소를 유지시키므로 과시효 중에 오스테나이트로 분배되고 오스테나이트의 안정화를 촉진한다. 이러한 이유로 하한은 0.50 질량%가 요구된다. 고함량의 알루미늄은 주조 몰드 슬래그의 독을 유도하고 결과적으로 몰드 슬래그의 점도를 증가시켜서 주조 중에 정확하지 않은 열 전달과 윤활을 유도하기 때문에 주조성(castability)을 위해서 최대 0.70 질량%가 부과된다.
Cr: 0.10-0.50 질량%. 크롬은 경화능을 증가시키기 위해서 첨가된다. 크롬은 페라이트를 형성하고 카바이드의 형성을 억제하므로, 보유된 오스테나이트의 형성을 향상시킨다. 이러한 이유로 하한은 0.10 질량%가 요구된다. 강 스트립의 만족스러운 피클링을 실시하고 스트립의 비용을 충분히 낮게 유지하기위해서 최대 수준은 0.5 질량%가 부과된다.
Ca: 최대 0.004 질량%. 칼슘의 첨가는 망간 설파이드 개재물(inclusion)의 형태를 변형한다. 칼슘이 첨가될 때, 개재물은 신장된 형태보다는 구형을 수득한다. 신장된 개재물은 또한 스트린저(stringers)라고 불리며, 라멜라 인열(lamellar tearing) 및 박리 파열(delamination fracture)이 발생할 수 있는 약한 판상으로서 작용할 수 있다. 스트린저를 피하는 것이 강 시트의 성형 공정을 위해서 유익하며, 이는 구멍의 확장 또는 플랜지의 스트래칭을 일으키고 등방성 성형 거동(isotropic forming behaviour)을 촉진한다. 칼슘 처리는 또한 알루미늄 탈산화 강 타입에서 경질, 각형, 연마 알루미나 개재물의 형성을 방지하고, 압연 온도에서 더 연질이고 구형상인 칼슘 알루미네이트 개재물 대신에 형성함으로써 물질의 공정 특성을 개선시킨다. 연속 주조 장치에서, 용융 강내에 생성되는 일부 개재물은 노즐을 막는 경향이 있으므로, 배출량을 손실시키고 비용을 증가시킨다. 칼슘 처리는 주조기 노즐을 막지 않는 저용융점 종의 형성을 촉진함으로써 막히는 경향을 감소시킨다.
P: 0.001-0.10 질량%. 인은 카바이드의 형성을 방해하므로, 상기 강에서 일부 인은 유익하다. 그러나, 인은 용접시에 강을 부서지게 할 수 있으므로, 인의 양은 주의깊게 조절되어야 하며, 특히 황 및 질소와 같은 다른 부서지기 쉬운 원소와 배합시에는 주의깊게 조절되어야 한다.
황 및 질소는 이들 원소들이 용접성에 유해하기 때문에 적은 양으로 존재한다.
니오븀은 그레인 정제 및 성형성을 위해서 0.01-0.05 질량%의 양으로 첨가된다. 니오븀은 런아웃 테이블(runout table)에서 변형을 촉진하므로 더 연질이고 더 균일한 중간 생성물을 제공한다. 니오븀은 등온 과시효 온도에서 마르텐사이트의 형성을 추가로 억제함으로써 보유된 오스테나이트의 안정화를 촉진한다.
선택적 원소는 주로 강을 강화하기 위해서 첨가된다.
또한 상기에 주어진 이유로, 알루미늄, 크롬 및 망간의 범위는 강 스트립이 냉간 압연될 수 있도록 런아웃 테이블에서 완전한 변형을 돕고 경화능 및 올바른 페라이트/베이나이트 변형 거동을 촉진하기 위해 어닐링 라인에서 탄소를 빠르게 용해할 수 있는 개시 구조를 제공하기 위한 정확한 균형을 발견할 수 있도록 선택된다. 더욱이, 베이나이트 변형을 알루미늄은 촉진하고 크롬은 감소시키기 때문에, 제한된 과시효 섹션을 갖는 종래의 용융 침지 아연도금 라인에 의해서 허용되는 시간척도(timescales)내에서 베이나이트의 적당한 양을 제조하기위해 알루미늄과 크롬 사이의 정확한 균형이 존재해야 한다.
상기에 주어진 바와 같이 원소들의 절대 함량 이외에, 또한 특정 원소들의 상대량이 중요하다.
알루미늄과 실리콘 모두는 성형성의 바람직한 범위를 제공하기 위해 정확한 조성으로 오스테나이트의 충분한 양을 안정화하고 최종 생성물에서 카바이드를 억제하기 위해서 0.8-1.05 질량%를 유지해야 한다.
망간과 크롬 모두는 마르텐사이트의 성형을 위한 충분한 경화능을 확보하며 종래의 연속 어닐링 라인 및 용융 침지 아연도금 라인에서 강도의 수득을 확보하기 위해 2.10 질량% 이상이어야 한다.
바람직하게, 원소 C는 0.13-0.16 %의 양으로 존재한다. 상기 범위에서, 강의 경화능은 최적이며 강의 용접성이 향상되었다.
바람직한 실시양태에 따르면, 원소 Mn은 1.95-2.40 %, 바람직하게는 1.95-2.30 %, 더 바람직하게는 2.00-2.20 %의 양으로 존재한다. 망간의 양이 더 많아지면, 강에 더 높은 강도를 제공하므로, 망간의 하한을 1.95 질량%, 심지어 2.00 질량%로 높이는데 유익하다. 한편, 강의 열간 압연 및 냉간 압연은 망간 양이 더 많아지면 더 어려워지므로, 망간의 상한을 2.40 질량%, 2.30 질량%, 심지어 2.20 질량%로 낮추는데 유익하다.
바람직하게, 원소 Si는 0.35-0.45 %로 존재한다. 0.30 % 대신에 실리콘의 더 많은 양은 과시효 중에 카바이드를 양호하게 지연시키고 이는 강의 성형성에 유익하다. 0.50 %보다 적은 실리콘의 양은 강 스트립의 코팅성을 향상시킨다.
바람직한 실시양태에 따르면, 원소 Al은 0.55-0.65 %의 양으로 존재한다. 알루미늄의 높아진 하한은 실리콘의 더 많아진 양과 동일한 효과를 가질 뿐만 아니라 베이나이트 형성을 향상시킨다. 알루미늄의 더 낮은 상한은 강의 주조성을 향상시킨다.
바람직하게, 원소 Cr은 0.20-0.50 %, 더 바람직하게는 0.30-0.50 %의 양으로 존재한다. 높아진 하한 수준은 강의 경화능을 증가시킨다.
바람직한 실시양태에 따르면, 원소 Nb는 0.01-0.04 %의 양으로 존재한다. 상기에서 설명한 바와 같이, 니오븀은 중간 생성물의 균일성을 향상시킨다. 상한은 주로 니오븀의 비용을 고려한다.
바람직하게, 강은 780 MPa의 최대 인장 강도를 갖는다. 강에 존재하는 원소의 양의 조심스러운 선택에 의해서 이러한 강도에 도달할 수 있고 종래 600 MPa 2상 조직 강의 성형성이 유지된다.
바람직한 실시양태에 따르면, 강은 55-75 부피%의 페라이트, 20-10 부피%의 베이나이트, 20-10 부피%의 마르텐사이트 및 10-5 부피%의 준안정성 보유 오스테나이트로 구성된 미세 구조를 갖는다.
본 발명의 제2 측면에 따르면, 상기에서 정의된 바와 같은 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립를 제조하는 방법을 제공하며, 주조 강이 목적하는 두께를 갖는 스트립(strip)으로 열간 압연 및 냉간 압연된 후에, 상기 스트립이 강 타입의 Ac1과 Ac3 온도 사이의 온도로 어닐링 라인에서 재가열되고 페라이트로의 재변형을 피하기 위한 냉각 속도로 빠르게 냉각한 후에 등온 과시효(isothermal overaging)가 적용되어 베이나이트를 형성하고, 상기 스트립이 용융 침지 아연도금된다.
상기 방법에서, 열간 압연 중에 변태 스케쥴(deformation schedule), 피니시 압연 온도 및 연이어 런아웃 테이블에서 냉각 패턴이 선택되어 열간 압연된 생성물에서 미세구조를 수득하여 냉간 밀(cold mill)에서 두께를 추가로 감소시키는데 도움이 된다. 특히, 요구되는 냉간 압연 로드(loads)를 최소화하기 위해서 열간 압연된 스트립의 강도를 제한하는데 주의해야 한다. 상기 어닐링 라인에서 온도는 강 스트립이 페라이트와 오스테나이트를 포함하도록 선택될 수 있다. 상기 냉각 속도는 원래 페라이트가 형성되지 않고 등온 과시효가 적용되어 베이나이트의 형성을 촉진하도록 선택되어야 한다. 용융 침지 아연도금은 통상적인 방식으로 실시될 수 있다. 상기 방법 중에, 대부분의 단계들의 온도 및 기간은 최종 생성물에서 강도와 연성 사이의 바람직한 균형의 실현을 위해 중요하다.
당분야의 통상의 지식을 가진 사람에게 알려져 있는 바와 같이, 철-탄소 공석 시스템(iron-carbon eutectoid system)은 하기에서 정의하는 바와 같이 많은 임계 변형 온도를 갖는다. 상기 온도는 화학 및 공정 조건에 의존한다:
A1 - 미세구조가 페라이트(알파-Fe) 및 Fe3C/펄라이트의 혼합물로 구성되는 이하 온도;
A2 - 퀴리 온도: 물질이 자성을 띠지 않는 이상 온도;
A3 - 미세구조가 주로 오스테나이트로 구성되는 이상 온도.
접미사인 c와 r은 각각 가열과 냉각 사이클에서 변형을 나타낸다.
본 발명은 이후에 설명될 것이다; 많은 조성이 먼저 설명된 일부 잘 알려져 있는 성형성 파라미터와 관련하여 평가될 것이다.
n-값: 작업 경화 계수(work hardening coefficient) 또는 n-값은 일정한 연신율과 밀접한 관련이 있다. 대부분의 시트 형성 공정에서, 성형성의 한계는 국소 얇아짐(local thinning) 또는 "네킹(necking)"에 대한 저항성에 의해서 측정된다. 단일축 인장 시험(uniaxial tensile testing)에서, 네킹은 일정한 연신율의 정도에서 시작한다. 인장 시험에서 유래된 일정한 연신율 및 n-값은 시트 강의 성형성의 척도로서 얻어질 수 있다. 스트립 강의 성형성을 향상시키는 것이 목적인 경우, n-값 및 일정한 연신율은 가장 적당한 최적화 파라미터를 나타낸다.
홀 확장 계수(hole expansion coefficient, HEC): 산업 스탬핑 작업(industrial stamping operations)에 성공적으로 적용하기 위해서, 시트 금속은 이들 전단된 에지의 스트레칭을 견디기 위한 특정 역량을 가져야 한다. 이는 국제 기술 규격 ISO/TS16630에 따라 시험된다. 10 mm의 직경을 갖는 홀이 90 x 90 mm 치수를 갖는 시험편의 중심에 만들어진다. 60°선단을 갖는 40 mm 직경의 콘 펀치(cone punch)가 상기 홀로 가해지고, 상기 시험편이 55 mm의 내부 직경을 갖는 다이에 고정된다. 상기 홀의 직경은 시험편의 두께를 통해서 크랙이 확장될 때 측정된다. 최대 HEC가 하기 식에 의해서 측정된다: 최대 HEC% = ((Dh - Do)/Do) x 100, 여기서, Do는 원래 홀 직경이고, Dh는 크래킹 후에 홀의 직경이다. 연신 플랜지성(stretch flangeability)이 최대 HEC에 기초하여 평가되고, HEC > 25%일 때 만족스럽다고 생각된다.
에릭슨 지수(Erichsen Index, EI): 에릭슨 시험은 스트레치 성형에서 플라스틱 변태를 실시하기 위한 금속을 역량을 기술하였으며, 국제표준시험 ISO 20482:2003에 따라 시험된다. 반구형 펀치가 완전히 클램프된 시트로 구동된다. 윤활시에 그래파이트 그리스(graphite grease)가 펀치 상부에 사용된다. 펀치 이동(punch travel)은 두께를 관통하는 크랙이 검출될 때 멈춘다. 마찰에 의해서 펀치 상부에서 부서짐이 없지만 측부에서 부서짐이 있어서, 동일한 2축 스트레인에는 없지만 플레인 스트레인으로 향한다. 상기 펀치 투과의 깊이가 측정된다. 에릭슨 커핑 지수(Erichsen cupping index, IE)의 값은 최소 3가지 개별 측정값의 평균이며, mm로 표시되고, 본 발명에 있어서 EI > 10 mm일 때 만족스럽다고 생각한다.
용접성(weldability): 저항 스팟 용접(resistance spot welding)은 자동차 산업에서 사용되는 주요 결합 기술이며, 차량은 평균 약 2000-3000번의 스팟 용접을 실시한다. 종래에, 스팟 용접은 매우 저렴하고 믿을 수 있는 결합 타입이지만 AHSS의 도입 이후로, 이러한 신뢰성은 떨어졌다. 상기 용접성은 스팟-용접될 물질의 역량에 의해서 측정된다. 용접 조건은 비록 AHSS에 대해서 필수적으로 최적화되지 않지만 산업 표준인 BS1140: 1993에서 얻을 수 있다. 스팟-용접성은 수득된 스팟-용접(플러그)의 실패 모드(failure mode)에 의해서 측정된다. 물질이 용접될 수 없을 때, 2개의 결합면 사이의 계면을 따라서 플러그가 분할될 것이다. 완전히 용접된 물질에서, 모 금속(parent metal)에서, 플러그 밖, 바람직하게는 열 영향을 받는 영역 밖에서 실패가 존재할 것이다. 이는 전체-플러그 실패(full-plug failure)로 알려져 있으며, 전체 플러그는 모 금속 밖으로 당겨진다. 스팟-용접성은 전체-계면 실패(full-interface failure)와 전체-플러그 실패사이에서 스케일로 표시될 수 있으며, 전자는 용접가능하지 않다고 생각된다.
본 발명의 목적 중 하나는 600 MPa 범위에서 AHSS 용융 침지 아연도금 강 스트립의 성형성을 갖지만, 780 MPa 또는 그 이상의 강도 수준인 800 MPa AHSS 강 스트립의 강도 수준을 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립을 제공하는데 있다. 이는 일정한 연신율 및 n-값에서 적당한 증가를 실현함으로써 수득된다.
본 발명에 따른 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립의 개발 중에, 다수의 스트립 코일이 표 1에 기술된 바와 같이 제조되며, 합금은 문자 A 내지 S로 표시하였다.
Figure pct00001
표 1에서, 화학 조성 또는 합금이 본 발명의 방법에 따라 제조된 강 스트립에 대해 제공된다. 표 1의 마지막 컬럼은 강 스트립이 본 발명에 따른 화학 조성을 갖는지 여부를 나타내었다. 합금 D, J, K 및 L은 본 발명의 조성을 갖는다. 요소에 대한 값이 제공되지 않는 예에서, 값이 측정될 수 없었다.
상기 표 1에 조성이 기술된 다수의 강 스트립에 대한 표 2에서, 개개의 기계적 특성에 대한 관련 정보가 제공된다.
Figure pct00002
UTS = 최대 인장 강도(ultimate tensile strength)
Rp0 .2 = 0.2% 내력(proof stress)
U.E1 = 일정 연신율
T.E1 = 전체 연신율
표 2로부터, 스트립 조성 또는 합금 D, J, K 및 L에 있어서 어닐링 온도 및 과시효 온도 및 시간은 종래 어닐링 라인에서 고강도가 수득되도록 선택될 수 있다(780 MPa 이상에서 UTS). 또한, 0.2% 내력은 상기 합금들에서 450 MPa 초과이고(합금 D에 대해서는 측정되지 않음), 일정한 연신율은 14% 초과이며, 전체 연신율은 19% 초과이다. n-값은 적어도 0.17이다. 다른 합금은 요구하는 UTS에 도달할 수 있지만, 요구되는 0.2% 내력, 일정한 연신율 및/또는 전체 연신율을 갖지 않는다. 합금 R만이 상기 기준을 실현하지만, 표 3은 상기 합금이 용접가능하지 않다는 것을 보여준다.
표 3은 표 1 및 표 2에 개시된 바와 같이 코일로부터의 다수 시료에서 홀 확장 계수 시험, 에릭슨 시험 및 용접 시험의 결과를 나타낸다. 홀 확장 계수와 에릭슨 값이 더 커지면, 스트립의 성형성이 더 좋아진다.
Figure pct00003
용접성 기호 설명:
--- 스팟-용접 결합을 수득하는 것이 가능하지 않음
-- 대부분 계면 실패를 갖는 스팟-용접성
- 대부분 일부 플러그 실패를 갖는 스팟-용접성
+ 임시 일부 플러그 실패를 갖는 스팟-용접성
++ 전체 플러그 실패를 갖는 스팟-용접성
표 3으로부터 강 스트립 D, J, K 및 L의 성형성은 홀 확장 계수 및 에릭슨 지수 값에서 합리적으로 양호하며, 용접성이 또한 합리적으로 양호한 것을 보여준다.
상기 표에서는 망간은 고강도 및 성형성의 목적하는 조합을 달성하는데 도움이 되는 것을 보여준다. 망간 함량이 1.9% 미만이면, 780 MPa의 목적하는 인장 강도는 예 A, B, C, N 및 P로부터 볼 수 있는 바와 같이 수득되지 않았다. 1.9% 미만의 망간 함량으로 강도가 수득된 예는 예 R이다. 낮은 함량의 망간을 보충하기 위해서, 합금이 더이상 스팟-용접성을 갖지 않도록 상기 합금은 다량의 탄소와 인을 갖는다. 상기 합금의 성형성은 홀 확장 계수 및 에릭슨 지수에서 만족한 것으로 생각되는 것보다 매우 낮다.
예 E, F, G 및 H에서, 망간 함량은 고강도를 이끄는 상세안에 있지만, 2차 원소 탄소(합금 F), 크롬(합금 E, F, G 및 H) 및 알루미늄(합금 E 및 G)의 결합은 각각 스팟-용접성이 떨어지고, 연성이 낮으며(일정한 연신율로 표시됨), 성형성이 낮다(HEC 및 EI로 표시됨).
높은 함량의 크롬, 낮은 함량의 실리콘 및 알루미늄을 갖지 않는 예에서(합금 M), 인장 강도는 주요 기계적 특성을 나타내고 인성(일정 및 전체 연신율) 및 성형성(HEC)은 본 발명과 비교하여 상당히 감소된 것을 보여준다.
마지막으로, 0.18 이상의 탄소 함량을 갖는 강의 스팟-용접성(합금 F, N, P 및 R)은 탄소 함량과 비례하여 상당히 감소된다. 예 F는 바람직한 조성보다 높은 탄소 함량을 가지며, 다량의 크롬과 배합하여 스팟-용접성이 떨어진다. 이는 탄소 함량이 중요한 값임을 나타내며, 0.18 % 이상의 탄소 함량을 갖는 합금은 통상 상황에서 스팟-용접가능하다고 생각되지 않는다.
합금 원소의 조심스러운 선택은 본 발명에 따르면 필수적이며, 어닐링 및 과시효 단계 중에 적당한 공정 단계가 TRIP형 2상 조직 강의 목적하는 특성을 달성하기 위해서 요구된다.
본 발명에 따른 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립은 차량용 범퍼 빔에 사용되었다. 범퍼를 제조하기 위한 강 스트립은 압연 성형 및 스트레치 굽힘 공정 중에 충분한 연성을 가져야 하며, 성형 후에 충분한 잔류 연성은 차량이 파손될 때 상기 범퍼를 사용하여 파손되는 것을 방지하기 위해 유지되어야 하며, 차량의 정면의 충돌 구조의 인테그리티(integrity)를 유지한다. 상기 범퍼 빔이 파손되는 경우, 충돌 구조의 인테그리티가 손상되어 충돌 에너지 흡수가 떨어진다.
합금 K의 조성을 갖는 강 스트립이 사용되어 범퍼를 형성한다. 범퍼의 형성은 성공적이며, 범퍼가 문제 없이 배킹 플레이트(backing plate)에서 용접된다. 강의 배킹 플레이트 및 본 발명에 따른 TRIP형 2상 조직 강으로 만들어진 범퍼로 형성된 빔의 사전 조립체(trial assembly)가 범퍼의 중심에 있는 폴(pole)에 의해 45 km/h에서 완전 정면 충돌을 모의하는 낙하 시험(drop-weight test)에서 시험된다. 범퍼의 파손은 보이지 않았다. 이는 본 발명에 따른 TRIP형 2상 조직 강의 우수한 연성 및 성형성을 기인하며, 상기 성분의 스트레치 성형으로 충돌 충격을 흡수하기 위한 충분한 포스트-형성 연성을 갖는다.

Claims (10)

  1. 하기 원소들(질량%)로 구성되는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립:
    0.10-0.18 %의 C
    1.90-2.50 %의 Mn
    0.30-0.50 %의 Si
    0.50-0.70 %의 Al
    0.10-0.50 %의 Cr
    0.001-0.10 %의 P
    0.01-0.05 %의 Nb
    최대 0.004 %의 Ca
    최대 0.05 %의 S
    최대 0.007 %의 N
    및 선택적 원소로서 하기 원소들 중 적어도 하나:
    0.005-0.50 %의 Ti
    0.005-0.50 %의 V
    0.005-0.50 %의 Mo
    0.005-0.50 %의 Ni
    0.005-0.50 %의 Cu
    최대 0.005 %의 B
    잔부 철 및 불가피한 불순물,
    여기서, 0.80 % < Al + Si < 1.05 % 및 Mn + Cr > 2.10 %.
  2. 제 1 항에 있어서,
    원소 C는 0.13-0.16 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    원소 Mn은 1.95-2.40 %, 바람직하게는 1.95-2.30 %, 더 바람직하게는 2.00-2.20 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    원소 Si는 0.35-0.45 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    원소 Al은 0.55-0.65 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    원소 Cr은 0.20-0.50 %, 바람직하게는 0.30-0.50 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    원소 Nb는 0.01-0.04 %의 양으로 존재하는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 용융 침지 아연도금 강 스트립은 780 MPa의 최대 인장 강도를 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 용융 침지 아연도금 강 스트립은 55-75 부피%의 페라이트, 20-10 부피%의 베이나이트, 20-10 부피%의 마르텐사이트 및 10-5 부피%의 준안정성 보유 오스테나이트로 구성된 미세구조를 갖는 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따른 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립의 제조 방법으로서,
    주조 강이 목적하는 두께를 갖는 스트립(strip)으로 열간 압연 및 냉간 압연된 후에, 상기 스트립이 강 타입의 Ac1과 Ac3 온도 사이의 온도로 어닐링 라인에서 재가열되고, 페라이트로의 재변태를 피하기 위한 냉각 속도로 빠르게 냉각된 후에, 등온 과시효(isothermal overaging)가 적용되어 베이나이트를 형성하고, 상기 스트립이 용융 침지 아연도금되는, 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립의 제조 방법.
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