KR20140138990A - 고강도 다상 강, 및 상기 강으로부터 강판을 생산하는 방법 - Google Patents

고강도 다상 강, 및 상기 강으로부터 강판을 생산하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 하기의 원소(중량%의 함량)로 이루어지는, 특히 경량 차량 구조물을 위한 개선된 성형 특성을 갖는 냉간 압연된 또는 열간 압연된 강판을 위한 2상 조직을 갖는 것이 바람직한 580 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강에 관한 것이다. C 0.075 내지 0.105 이하; Si 0.200 내지 0.300 이하; Mn 1.000 내지 2.000 이하; Cr 0.280 내지 0.480 이하; Al 0.10 내지 0.060 이하; P 0.020 이하; Nb 0.005 이상 내지 0.025 이하; N 0.0100 이하; S 0.0050 이하;
위에서 언급되지 않은 종래의 강에 부수되는 잔부의 철. 본 발명은 또한 상기 강으로부터 냉간 압연된 또는 열간 압연된 강판을 생산하기 위한 방법에 관한 것이다.

Description

고강도 다상 강, 및 상기 강으로부터 강판을 생산하는 방법{HIGH-STRENGTH MULTI-PHASE STEEL, AND METHOD FOR PRODUCING A STRIP FROM SAID STEEL}
본 발명은 청구항 1의 전제부에 따른 고강도 다상 강에 관한 것이다.
본 발명은 또한 특허 청구항 9에 따른 이와 같은 강으로부터 열간 또는 냉간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.
특히 본 발명은 우수한 성형성 및 용접 특성을 갖는 부품을 생산하기 위해 67 % 미만의 낮은 최대항복비를 갖는 580 내지 900 MPa의 범위의 인장 강도를 갖는 강에 관한 것이다.
격렬하게 경쟁하는 자동차 시장으로 인해 제작자들은 신속한 소모를 저감함과 동시에 최상의 가능한 쾌적함 및 탑승자 보호를 유지하기 위한 해법을 끊임없이 모색해야 한다. 그 결과 모든 차량 부품의 중량 절감은 사용 중의 높은 정적 응력 또는 동적 응력의 조건 하에서 및 충돌의 경우에 중요한 역할을 할 뿐 아니라 개별 부품의 최상의 가능한 거동을 유발한다. 소재 공급자는 차량 부품의 중량을 감소시키기 위해 얇은 시트 두께를 갖는 고강도 및 초고강도 강을 제공함과 동시에 제조 및 사용 중에 성형 특성 및 부품 특성을 향상시킴으로써 이러한 요건에 부합하도록 노력한다.
고강도 및 초고강도 강은 더욱 경량의 차량(예를 들면, 승용차 및 트럭)의 부품을 가능하게 하고, 그 결과 연료 소비의 감소로 이어진다. 그것과 관련된 CO2 비율의 감소는 공해의 감소로 이어진다.
그러므로 이러한 강은 강도 및 전성, 에너지 흡수 능력에 대한, 그리고 예를 들면, 산세척, 열간 또는 냉간 성형, 용접 및/또는 표면 처리(예를 들면, 금속적 마무리 가공된, 유기질 코팅된 바니싱)와 같은 가공 중에 비교적 높은 요구에 부합해야 한다.
따라서, 새로이 개발된 강은 요구되는 중량 감소에 관한 요구, 항복 강도, 인장 강도 및 우수한 성형성의 파단신율에 관한 증대하는 재료 요구, 뿐만 아니라 높은 강인성, 입계 균열 저항, 에너지 흡수 및 가공 경화 효과 및 소부 경화 효과를 통한 강도의 부품에 관한 요구, 또한 개선된 용접성의 형태의 접합에 대한 개선된 적절성에 부합해야 한다.
개선된 에지 균열 저항은 증가된 홀(hole) 팽창을 의미하고, 높은 홀 팽창(HHE) 또는 낮은 에지 균열(LEC)과 같은 동의어로 알려져 있다.
개선된 용접성은 특히 저하된 탄소 당량에 의해 달성된다. 이것은 저탄소 당량 (LCE) 또는 아포정(under peritectical; UP)과 같은 동의어가 있다.
그러므로 차량 구조물에서 마르텐사이트계 제 2 상 및 경우에 따라 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 갖는 추가의 상이 집합된 페라이트 기본 조직으로 이루어지는 2상 강이 점점 더 많이 사용된다. 베이나이트는 상이한 형태로 제공될 수 있다.
극히 높은 인장 강도에서 낮은 최대 항복비, 강력한 냉간 가공경화 및 우수한 냉간 성형성과 같은 강 유형을 결정하는 2상 강의 가공 특성은 주지되어 있다.
EN 10346에 설명된 바와 같은 상이한 미세조직 조성을 특징으로 하는 복합상 강, 페라이트-베이나이트 강, 베이나이트 강 및 또한 마르텐사이트 강과 같은 다상 강이 또한 점점 더 많이 사용된다.
복합상 강은 페라이트/베이나이트 기본 조직 내에 적은 비율은 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 포함하는 강으로서, 여기서 극단의 결정립 미세화는 지연된 재결정에 의해 또는 마이크로-합금 원소의 석출에 의해 유발된다.
페라이트 베이나이트 강은 페라이트 및/또는 변형 경화된 페라이트의 매트릭스 내에 베이나이트 또는 변형 경화된 베이나이트를 포함하는 강이다. 매트릭스의 가공 경화는 높은 전위 밀도, 결정립 미세화 및 마이크로-합금 원소의 석출에 의해 유발된다.
베이나이트 강은 냉간 성형 공정의 경우에 충분히 높은 팽창에서 극히 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 하는 강이다. 화학 조성은 우수한 용접성을 유발한다. 미세조직은 전형적으로 베이나이트로 이루어 진다. 경우에 따라 마르텐사이트 및 페라이트와 같은 적은 비율의 다른 상이 포함될 수 있다.
마르텐사이트 강은 열 기계적 압연으로 인해 마르텐사이트의 기본 조직 내에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트를 포함하는 강이다. 이 강 유형은 냉간 성형 공정의 경우에 충분히 높은 팽창에서 극히 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 다상 강의 그룹 내에서 마르텐사이트 강이 최고 인장 강도 값을 갖는다.
이러한 강은 구조 부품, 섀시 및 크래시(crash) 관련 부품 뿐만 아니라 유연하게 냉간 압연된 강판에 사용된다. 이러한 테일러 롤드 블랭크(Tailor Rolled Blank) 경량 구조물 기술(TRB®)은 부품의 길이에 걸친 시트 두께의 하중 조절된(load adjusted) 선택으로 인해 상당한 중량 감소를 가능하게 한다.
그러나, 시트 두께가 심하게 변화하는 경우, 공지된 그리고 현재 이용 가능한 합금 및 연속 어닐링 시스템은, 다상 미세조직을 갖는 TRB®의 생산에, 예를 들면, 냉간 압연 전의 열처리에 관련하여 어떤 제약을 부과한다. 상이한 시트 두께의 영역에서, 즉 변동하는 압하율이 존재하는 경우에, 종래의 프로세스 윈도(process window)에서의 온도 차이로 인해, 냉간 압연된 강판 및 열간 압연된 강판 내에는 균질한 다상 미세조직이 형성될 수 없다.
경제적 이유로 냉간 압연된 강판은 통상적으로 성형성이 우수한 강 시트를 생성하기 위해 연속 어닐링 공정으로 재결정화 어닐링된다. 합금 조성 및 강판 횡단면에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도와 같은 공정 파라미터는 미세조직의 요구되는 기계적-기술적 특성에 대응하여 조절된다.
2상 미세조직을 형성하기 위해, 1.50 mm 내지 4.00 mm의 전형적 두께의 열연강판, 또는 0.50 mm 내지 3.00 mm의 전형적 두께의 냉연강판은, 예를 들면, 냉각 중에 요구되는 미세조직이 형성되는 온도까지 연속 어닐링 노 내에서 가열된다. 이것은 복합상 미세조직, 마르텐사이트, 페라이트-베이나이트 및 또한 순수한 베이나이트 미세조직을 갖는 강을 구성하기 위해 적용된다.
연속 어닐링 시스템에서, 페라이트 또는 베이나이트계 페라이트와 같은 비교적 연질 성분은 강에 낮은 항복 강도를 제공하고, 마르텐사이트 또는 탄소-풍부 베이나이트와 같은 경질 성분은 강에 강도를 제공하는 특수 열처리가 가해진다.
부식 방지에 대한 높은 요구로 인해 열연강판 또는 냉연강판의 표면을 용융 침지 아연도금해야 하는 경우, 통상적으로 어닐링은 용융 침지 아연도금욕의 상류에 배치되는 연속 어닐링 노에서 실행된다.
다상 강을 위한, 예를 들면, EP 1 113 085 A1, EP 1 201 780 A1 및 EP 0 796 928 A1으로부터 공지된 합금 개념을 갖는 열간 압연된 또는 냉간 압연된 강판의 연속 어닐링에서, 시험된 합금 조성의 경우에 요구되는 기계적 특성이 만족되지만, 공정 파라미터의 조절 없이 단면 단계의 경우에 강판 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 보장할 수 있도록 하기 위해 어닐링 파라미터를 위해 단지 좁은 프로세스 윈도만이 이용 가능하다는 문제가 수반된다.
EP 0 796 928 A1로부터 공지된 이 강의 추가의 단점은 0.4 내지 2.5 %의 극히 높은 Al-함량이 미세 편석 및 주조 분말 개재물에 기인되어 종래의 밴드 주조를 통한 강 생산에 악영향을 준다는 것이다.
확대된 프로세스 윈도의 경우, 요구되는 강판 특성은 어닐링될 강판의 횡단면 변화가 더 큰 경우에도 동일한 공정 파라미터로 달성될 수 있다.
강판 폭에 걸쳐 상이한 두께를 갖는 유연하게 압연된 강판 외에도 이것은 특히 서로 후속하여 어닐링되어야 하는 상이한 두께 및/또는 상이한 폭을 갖는 강판에도 적용된다.
특히 하나의 강판으로부터 다른 강판으로의 천이 영역에서 두께가 상이한 경우, 균일한 온도 분포를 달성하기 어렵다. 너무 좁은 프로세스 윈도를 갖는 합금 조성의 경우, 이것은 예를 들면, 더 얇은 강판이 너무 느리게 노를 통과함으로써 생산성을 떨어뜨리거나, 더 두꺼운 강판이 너무 빠르게 노를 통과하여, 원하는 미세조직을 달성하기 위한 요구되는 어닐링 온도에 도달하지 못한다는 사실을 초래할 수 있다. 그 결과 수반되는 불일치 비용에 의해 낭비가 커진다.
따라서 상변태가 온도 및 시간 의존성이므로 결정적인 공정 파라미터는 연속 어닐링의 속도의 조절이다. 따라서, 온도 및 시간 경과가 연속 어닐링 중에 변화하는 경우, 강의 기계적 특성의 균일성에 관하여 민감도가 낮으면 낮을 수록 프로세스 윈도의 크기는 더 커진다.
너무 좁은 프로세스 윈도의 문제점은 특히 (예를 들면, 유연한 압연의 결과로) 강판 길이 및 강판 폭의 전체에 걸쳐 변화하는 시트 두께를 갖는 열연강판 또는 냉연강판으로 제조되는 응력 최적화 부품을 생산해야하는 경우의 어닐링 처리에서 특히 현저하다.
강판 길이의 전체에 걸쳐 상이한 두께를 갖는 강판을 제조하기 위한 방법은, 예를 들면, DE 100 37 867 A1에 설명되어 있다.
일군의 다상 강을 위한 공지된 합금 개념을 이용하는 경우, 좁은 프로세스 윈도는 상이한 두께를 갖는 강판의 연속 어닐링 중에 강판의 전체 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 형성하는 것을 가뜩이나 어렵게 한다.
공지된 조성의 다상 강으로 제조되는 유연하게 압연된 냉연강판의 경우, 너무 좁은 프로세스 윈도는 더 좁은 시트 두께를 갖는 영역이 냉각 중의 변태 공정에 기인되는 과도한 마르텐사이트 비율로부터 유발되는 과도한 강도를 가지는 원인이 되거나, 또는 더 두꺼운 시트 두께를 갖는 영역이 불충분한 마르텐사이트 비율에 의해 불충분한 강도를 얻는 원인이 된다. 실제로 강판 길이 또는 폭의 전체에 걸친 균질의 기계적-기술적 특성은 연속 어닐링에서의 공지된 합금 개념으로는 달성될 수 없다.
미세조직상의 체적 비율의 제어된 조절에 의해 강판 폭 및 강판 길이의 전체에 걸친 좁은 영역에서 유발되는 기계적-기술적 특성을 달성하기 위한 목표는 가장 높은 최우선권을 갖고, 그러므로 확대된 프로세스 윈도를 통해서만 가능하다. 다상 강을 위한 공지된 합금 개념은 너무 좁은 프로세스 윈도를 특징으로 하고, 그러므로 특히 유연하게 압연된 강판의 경우에 당면한 문제점을 해결하기 위해 적합하지 않다. 현재까지 공지된 합금 개념의 경우, 한정된 횡단면 영역(시트 두께 및 강판 폭)을 가지는 강도 등급의 강만이 생산될 수 있으므로 상이한 강도 등급 또는 횡단면 범위에 대해서는 상이한 합금 개념이 요구된다.
최신기술은 탄소 및/또는 규소 및/또는 망가니즈의 양을 증가시킴으로써, 그리고 미세조직 조절 및 고용 강화(고용 경화)를 통해 강도를 증가시키는 것이다.
그러나, 전술한 원소의 양을 증가시키면, 예를 들면, 용접, 성형 및 용융 침지 코팅 중에 재료 가공 특성이 점점 더 나빠진다.
반면에, 또한 강의 생산에서 더 우수한 냉간 가공성 및 더 우수한 성능 특성을 달성하기 위해 탄소 및/또는 망가니즈 함량을 감소시키는 경향이 있다.
에지 균열 거동을 설명하고 정량화하기 위해, 다수의 가능한 시험 방법 중의 하나로서 ISO 11630에 따른 홀 팽창 시험이 이용된다. 대응하는 최적화된 등급에서 강의 사용자는 표준 재료에서 보다 높은 값을 기대한다. 그러나, 또한 탄소 당량을 특징으로 하는 용접 적합성에 점점 더 초점이 모아지고 있다.
낮은 항복 강도 비율(Re/Rm)은 2상 강의 경우에 전형적이고, 특히 연신 및 딥 드로잉 공정에서의 성형성을 위해 공헌한다. 이것은 준정적 하중에서 소성변형을 보장하는 거리와 재료를 파괴하는 거리에 관한 정보를 제작자에게 제공한다. 대응하여 더 낮은 항복 강도 비율은 부품 파괴를 위한 더 큰 안전성 한계를 나타낸다.
복합상 강의 경우에 전형적인 더 높은 항복 강도 비율(Re/Rm)은 또한 에지 균열에 대한 저항을 특징으로 한다. 이것은 개별 미세조직 성분의 더 작은 강도 차이에 기인되고, 이것은 절단 에지의 영역의 균일한 변형에 긍정적 효과를 미친다.
580 MPa의 최소 강도를 갖는 다상 강을 실현하기 위한 분석적 전망은 더 다양화되었고, 강도-촉진 원소인 탄소, 규소, 망가니즈, 인, 알루미늄 및 크로뮴 및/또는 몰리브데넘에 관한, 뿐만 아니라 티타늄과 바나듐과 같은 마이크로-합금의 첨가에 관한, 그리고 재료 특징화 특성에 관한 매우 넓은 합금 범위를 보여준다.
치수에 관한 범위는 넓고, 0.50 내지 4.00 mm의 두께 범위에 있다. 주로 최대 약 1850 mm의 강판이 사용되지만, 강판을 종방향으로 분리시킴으로써 생성되는 세장형 강판 치수도 사용된다. 시트 또는 플레이트는 이 강판을 횡방향으로 분리시킴으로써 생성된다.
그러므로 본 발명은, 압연 방향에 대해 종방향으로 그리고 횡방향으로 580 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강을 위한 새로운 합금 개념을 설명하는 것으로서, 바람직하게 2상 미세조직 및 67 % 미만의 항복 강도 비율을 갖고, 이것에 의해 열간 및 냉간 압연된 강판의 연속 어닐링의 위한 프로세스 윈도가 확대될 수 있으므로 상이한 단면의 강판 외에도 강판 길이 또는 강판 폭에 걸쳐 변화하는 두께 및 이에 대응하여 변화하는 냉간 압하율(rolling reduction degree)을 갖는 강판이 최고의 가능한 균일한 기계적 기술적 특성으로 생성될 수 있다. 또한 이 강으로 제조되는 강판을 생산하기 위한 방법이 설명된다.
본 발명의 교시에 따르면, 이러한 목적은 다음의 중량%의 함량을 갖는 강에 의해 해결된다:
C: 0.075 내지 0.105 이하
Si: 0.200 내지 0.300 이하
Mn: 1.000 내지 2.000 이하
Cr: 0.280 내지 0.480 이하
Al: 0.010 내지 0.060 이하
P: 0.020 이하
Nb: 0.005 이상 내지 0.025 이하
N: 0.0100 이하
S: 0.0050 이하
위에서 언급되지 않은 통상적인 강에 부수되는 원소를 포함하는 잔부의 철.
본 발명에 따른 강은 공지된 강에 비해 상당히 확대된 프로세스 윈도의 이점을 갖는다. 그 결과 2상 미세조직을 갖는 냉연강판 및 열연강판의 연속 어닐링 중에 공정 신뢰성이 향상된다. 따라서, 더 균일한 기계적-기술적 특성이 상이한 단면 및 아니면 동일한 공정 파라미터의 경우에도 연속적으로 어닐링되는 열연강판 또는 냉연강판을 위한 강판에서 보장될 수 있다.
이것은 상이한 강판 횡단면을 가진 후속 강판 뿐만 아니라 가변적인 강판 두께 및 강판 길이 또는 강판 두께를 갖는 강판을 위한 연속 어닐링에 적용된다. 이것은, 예를 들면, (예를 들면, 1 mm 미만의 강판 두께, 1 내지 2 mm의 강판 두께, 및 2 내지 4 mm의 강판 두께와 같은) 선택된 두께 범위 내에서의 가공을 가능하게 한다.
변동하는 시트 두께를 갖는 다상 강으로 제조되는 고강도의 열연강판 또는 냉연강판이 본 발명에 따라 연속 어닐링 방법으로 제조되는 경우, 성형에 의해 이 재료로부터 응력-최적화된 부품이 유리하게 제조될 수 있다.
제조된 재료는 냉연강판으로서 제조될 수 있고, 그리고 또한 용융 침지 아연도금 라인 또는 스킨패스(skin pass)되거나 스킨패스되지 않은 상태로, 그리고 또한 열처리되는 상태(중간 어닐링)로 순수 연속 어닐링 라인을 통해 열연강판으로서 제조될 수 있다.
동시에, 예를 들면, EN 10346에 따라 HDT580X, HCT600X, 및 HCT780X와 같은 상이한 강도 등급의 강이 생산될 수 있도록 공정 파라미터의 표적화된 변동에 의해 미세조직 비율을 조절하는 것이 가능하다.
본 발명에 따른 합금 조성으로 생산되는 강판은 Ac1 내지 Ac3의 변태구간 어닐링에서, 또는 Ac3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링에서, 2상 영역(예를 들면, Ac1 내지 약 20℃)의 개시점 미만에서 최종적인 제어된 냉각 및 어닐링을 갖는, 온도 및 처리 속도에 관한 표준에 비해 상당히 더 넓은 프로세스 윈도에 의한 2상 강의 생산을 특징으로 한다.
700℃ 내지 950℃의 어닐링 온도가 유리한 것으로 입증되었다. 전체 공정에 따라 열처리를 실현하기 위한 상이한 접근방법이 존재한다.
후속되는 용융 침지 코팅이 없는 연속 어닐링 시스템에서, 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 어닐링 온도로부터 시작하여 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 가장 유리하게, 사전에 15 내지 100 ℃/초의 냉각 속도로 300 내지 500 ℃의 이전의 중간 온도까지 냉각이 실행될 수 있다. 마지막으로 실온까지의 냉각이 약 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실행된다.
용융 침지 코팅의 프레임워크 내에서의 열처리에서, 2 가지 가능한 온도 프로파일이 존재한다. 위에서 설명한 냉각은 침지욕 내에 진입하기 전에 중단되고, 침지욕으로부터 배출된 후에 200 내지 250 ℃의 중간 온도에 도달할 때까지 지속된다. 침지욕 온도에 따라, 약 420 내지 470℃의 유지온도가 이 경우에 얻어진다. 실온까지의 냉각이 2 내지 30 ℃/초의 냉각 속도로 다시 실행된다.℃/s.
용융 침지 코팅에서의 온도 프로파일의 제 2 변형례는 200 내지 250 ℃의 중간 온도에서 1 내지 20 초 동안 그 온도를 유지하는 단계 및 그 후 용융 침지 코팅을 위해 요구되는 420 내지 470 ℃의 온도까지 재가열하는 단계를 포함한다. 용융 침지 코팅 후, 강판은 200 내지 250 ℃까지 다시 냉각된다. 실온까지의 냉각이 2 내지 30 ℃/초의 냉각 속도로 다시 실행된다.
망가니즈, 크로뮴 및 규소 외에 탄소는 고전적인 2상 강에서 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태의 원인이 된다.
본 발명에 따라 첨가된 원소 탄소, 규소, 망가니즈 및 크로뮴 뿐만 아니라 니오븀의 조합만이 연속 어닐링에서의 동시의 상당히 확대된 프로세스 윈도에서 580 MPa의 최소 인장 강도 및 67 % 미만의 항복 강도 비율의 요구되는 기계적 특성을 보장한다.
넓은 프로세스 윈도를 달성하기 위한 근거는 강판 두께에 따라 차등화 및 한정되는 망가니즈 함량과 함께 위에서 언급된 탄소/규소/망가니즈/크로뮴의 고전적인 조성을 고려하면서 독점적으로 니오븀을 구비하는 본 발명에 따른 마이크로-합금화이다.
연속 어닐링 시스템에서의 속도는 동일한 폭에서 단면 또는 강판 두께가 증가함에 따라 감소되므로, 즉 변태를 위해 사용할 수 있는 시간의 증가하므로, 변형례 1, 2 및 3에서 도 6에 개략적으로 도시된 바와 같이, 선택된 두께 범위(예를 들면, 0.5 내지 4.0 mm)에 걸쳐 유사한 미세조직 비율을 달성하도록, 그리고 대응하여 상변태를 이동시키도록 망가니즈가 이 역할을 대신해야 한다.
이 재료의 특징은 또한 첨가되는 망가니즈의 중량%를 증가시키면 페라이트 영역이 냉각 중에 더 긴 시간을 향해 그리고 더 낮은 온도를 향해 이동하게 되는 것이다.
그러므로 페라이트의 비율은 공정 파라미터에 따라 베이나이트의 비율을 증가시킴으로써 더 적은 정도까지 또는 더 큰 정도까지 심하게 감소된다.
시험 결과, 넓은 프로세스 윈도 및 열연강판의 경우 적어도 580 MPa 및 냉간 재압연된 열연강판과 냉연강판의 경우 적어도 600 MPa의 전형적으로 요구되는 인장 강도 범위를 달성하기 위해, 마이크로-합금 원소인 0.005 내지 0.025 %의 함량의 니오븀의 첨가만으로 충분하다는 것이 밝혀졌다.
언급된 함량의 망가니즈의 제어된 첨가만이, 단면의 영향을 보상하기 위한 제어 파라미터로서, 상이한 강판 두께에서 균일한 기계적 특성값 및 미세조직 조성을 가능하게 한다.
니오븀의 마이크로-합금화는 위에서 설명되는 공정의 강건성을 가능하게 한다. 망가니즈를 변화시킴으로써, 시간-온도 변태 거동에서 단면의 영향이 보상된다.
0.105 % 이하의 낮은 탄소 함량을 설정함으로써 탄소 당량이 감소될 수 있고, 이것은 용접성을 개선하고 과도한 경화를 방지한다. 또한 저항 점용접에서 전극의 내용년수가 상당히 연장될 수 있다.
이하에서 본 발명에 따른 합금의 원소의 효과를 더 상세히 설명한다. 다상 강은 전형적으로 합금 성분이 마이크로-합금 원소와 함께 그리고 마이크로-합금 원소 없이 화학 결합되는 화학 조성을 갖는다. 부수되는 원소는 불가피한 것이고, 필요한 경우 그 효과가 고려된다.
부수되는 원소는 철 광석 내에 이미 존재하거나 제조에 기인되어 강 내에 혼입되는 원소이다. 이들 원소는 주로 그것의 부정적인 효과로 인해 통상적으로 바람직하지 않다. 이것을 허용 가능한 함량까지 제거하거나 이것을 덜 유해한 형태로 변환시키는 것이 모색된다.
수소(H)는 격자 장력을 발생함이 없이 철 격자를 통해 확산될 수 있는 유일한 원소이다. 그 결과, 수소는 철 격자 내에서 비교적 가동성을 갖고, 제조 중에 비교적 쉽게 흡수될 수 있다. 이것에 의해 수소는 원자(이온)의 형태로 철 격자 내에 흡수될 수 있다.
수소는 강력한 취화 효과를 갖고, 에너지적으로 유리한 거점(결함, 결정립계 등)로 우선적으로 확산한다. 결함은 수소 트랩(trap)으로서 작용하고, 그리고 재료 내에 수소의 유지 시간을 상당히 증가시킨다.
분자 수소로의 재결합은 냉간 균열을 유발할 수 있다. 이러한 거동은 수소 취화 또는 수소 유도 응력 부식에서 발생한다. 수소는 또한 소위 지연된 파단의 원인으로 종종 지적되고, 이것은 외부 장력 없이 발생한다.
그러므로 강 내의 수소 함량은 가능한 낮아야 한다.
산소(O): 용융된 상태에서 강은 비교적 큰 기체 흡수 용량을 갖지만, 실온에서 산소는 극소량 용해될 수 있을 뿐이다. 수소와 유사하게, 산소도 원자 형태로만 재료 내에 확산될 수 있다. 심한 취화 효과 및 시효 저항에 관한 부정적인 효과로 인해, 산소 함량은 제조 중에 가능한 많이 감소되도록 추구된다.
산소를 감소시키기 위해, 한편으로 진공 처리와 같은 제조 방법이 있고, 다른 한편으로 분석적 접근방법이 있다. 특정의 합금 원소를 첨가함으로써 산소는 무해한 상태로 변환될 수 있다. 따라서, 망가니즈, 규소 및/또는 알루미늄에 의한 산소의 결합이 일반적이다. 그러나, 이것 의해 생성되는 산화물은 결함의 형태로 재료 내에 부정적인 특성을 유발할 수 있다. 다른 한편 알루미늄 산화물의 미세한 석출물은 결정립 미세화를 유발할 수 있다.
전술한 이유로 인해 강 내의 산소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
질소(N)도 또한 강의 생산 시에 부수되는 원소이다. 유리 질소를 갖는 강은 심한 시효 효과의 경향을 갖는다. 질소는 전위에서 저온에서 이미 확산되어, 전위를 봉쇄한다. 그 결과, 이것은 강인성의 빠른 손실과 관련되는 강도 증가를 유발한다. 질소는 알루미늄 또는 티타늄을 첨가함으로써 질화물의 형태로 결합될 수 있다.
전술한 이유로 질소 함량은 강의 생산 중에 0.0100 % 이하, 0.0090% 이하, 최적으로는 0.0080% 이하, 또는 불가피한 양까지 제한된다.
황(S)은 인과 마찬가지로 철 광석 내에 미량 원소로서 결합되어 있다. 황은 강한 편석의 경향 및 취화 효과로 인해 강에서 바람직하지 않다(자동화 강 제외). 그러므로 (예를 들면, 고도의 진공 처리에 의해) 금속 내에서 가능한 한 저 함량의 황을 달성하는 것이 추구된다. 또한 존재하는 황은 비교적 무해한 화합물인 망가니즈 황화물(MnS)로 변환된다.
망가니즈 황화물은 압연 중에 종종 밴드 형상(band-like)으로 압연되고, 변태를 위한 발아(germination) 거점으로서 기능한다. 특히, 확산 제어 변태의 경우, 이것은 밴드 형상으로 구성되는 미세조직을 유발하고, 매우 현저한 밴딩(banding)의 경우에 기계적 특성의 감소를 유발할 수 있다(예를 들면, 분산된 마르텐사이트 아일랜드 대신 현저한 마르텐사이트 밴드, 이방성 재료 거동, 감소된 파단 신율).
전술한 이유로 강의 생산 중에 황 함량은 0.0050% 이하 또는 불가피한 함량으로 제한된다.
인(P)은 철 광석으로부터 유래되는 미량 원소이고, 치환 원자로서 철 격자 내에 용해된다. 고용 강화의 결과 인은 강도를 증가시키고 경화능을 향상시킨다.
그러나, 무엇보다도 인의 느린 확산 속도로 인해 심한 편석의 경향을 갖고, 강인성을 심하게 저하시키므로 가능한 한 인 함량을 저하시키는 것이 일반적으로 추구된다. 결정립계에서 인의 침착은 결정립계 균열을 유발할 수 있다. 또한 인은 강인성 거동으로부터 취성 거동으로의 천이 온도를 최대 300 ℃ 만큼 상승시킨다. 열간 압연 중, 표면에 근접한 인 산화물은 결정립계에서 분리될 수 있다.
그러나, 저비용 및 높은 강도 증가로 인해 인은 일부의 강에서 마이크로-합금 원소로서 소량(0.1% 미만)으로 사용된다. 예를 들면, 고강도 강(격자간원자가 없음)에서 또는 또한 2 상 강의 일부의 합금 개념에서.
전술한 이유로 강의 생산 중에 인의 함량은 0.020% 이하 또는 불가피한 함량으로 제한된다.
통상적으로 합금 원소는 표적화된 방식으로 특성에 영향을 주도록 강에 첨가된다. 합금 원소는 다양한 강의 다양한 특성에 영향을 줄 수 있다. 일반적으로 그 효과는 재료 내의 양 및 용해도 상태에 크게 의존한다.
따라서, 그 상호관계는 매우 다양하고 복잡하다. 이하에서 합금 원소의 효과를 더 상세히 설명한다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로 본다. 최대 2.06 %에 이르는 표적화 도입의 결과, 철은 우선적으로 강이 된다. 종종 강의 생산 중에 탄소 함량이 극단적으로 감소된다. 2상 강에서 연속 용융 침지 코팅의 경우 그 함량은 최대로 0.23 %이고, 최소값은 주어지지 않는다.
비교적 작은 원자반경으로 인해, 탄소는 철 격자 내에 침입형으로 용해된다. α-철에서의 용해도는 최대 0.02 %, γ-철에서는 최대 2.06 %이다. 용해된 형태에서 탄소는 강의 경화능을 상당히 증가시킨다.
상이한 용해도의 결과, 상변태에서 매우 상이한 반응속도 조건을 유발할 수 있는 현저한 확산 공정이 필요하다. 또한 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 향상시키는데, 이것은 상태도에서 오스테나이트 영역이 더 낮은 온도를 향해 확장되는 것으로서 나타난다. 마르텐사이트 내의 강제(force)-용해된 탄소 함량이 증가하면, 격자 비틀림이 증가하고, 이것과 관련되어 비확산식으로 생성되는 상의 강도가 증가한다.
또한 탄소는 탄화물의 형성을 위해 필요하다. 대표적인 것은 제멘타이트(Fe3C)이고, 이것은 거의 모든 강 내에 존재한다. 그러나, 상당히 더 경질의 특수한 탄화물은 크로뮴, 티타늄, 니오븀 및 바나듐과 같은 다른 금속에 의해 형성될 수 있다. 석출의 유형 뿐만 아니라 분포 및 크기는 얻어지는 강도 증가를 위해 결정적으로 중요하다. 한편으로, 충분한 강도를 다른 한편으로 우수한 용접성을 보장하기 위해, 최소 C-함량은 0.075 %로 설정되고, 최대 C-함량은 0.105 %로 설정된다.
규소(Si)는 주조 중에 산소와 결합되므로 강 내의 편석 및 혼입을 저하시킨다. 또한 고용 강화의 결과, 규소는 불과 약간만 저하된 파단 신율에서 페라이트의 강도 및 항복 강도 비율을 증가시킨다. 더 중요한 효과는 규소가 페라이트의 형성을 더 짧은 시간을 향해 이동시키므로 ?칭(quenching) 전 충분한 양의 페라이트를 생성할 수 있다는 것이다. 페라이트의 형성의 결과, 오스테나이트는 탄소가 풍부해지고, 안정화된다. 더 높은 함량에서 규소는 탄화물 형성을 방지함으로써 더 낮은 온도 범위에서, 특히 베이나이트 형성의 영역에서 오스테나이트를 안정화시킨다.
열간 압연 중에 높은 규소 함량에서 심하게 점착하는 스케일이 형성될 수 있고, 이것은 추가의 가공에 부정적인 영향을 미칠 수 있다.
연속 아연도금에서, 규소는 어닐링 중에 표면으로 확산될 수 있고, 독자적으로 또는 망가니즈와 함께 막 형상의 산화물을 형성한다. 이러한 산화물은 아연 용탕 내에 강판을 침지시키는 중에 아연도금 반응을 악화(철의 용해 및 저지층의 형성)시킴으로써 아연도금에 악영향을 미친다. 이것은 부족한 아연 용착 및 아연도금되지 않은 영역으로 나타난다. 그러나, 어닐링 기체 내의 습도를 조절한 노를 적절히 가동함으로써 및/또는 낮은 Si/Mn 비율에 의해 및/또는 중간 정도의 양의 규소를 사용함으로써, 강판의 우수한 아연도금 및 우수한 아연 용착이 보장될 수 있다.
전술한 이유로 최소 Si-함량은 0.200 %로 설정되고, 최대 Si-함량은 0.300 %로 설정된다.
망가니즈(Mn)은 유해한 황을 망가니즈 황화물로 변환시키기 위한 탈황용으로 거의 모든 강에 첨가된다. 또한 고용 강화로 인해, 망가니즈는 페라이트의 강도를 증대시키고, α/γ 변태를 더 저온을 향해 이동시킨다.
2상 강에 망가니즈를 첨가하는 주요 이유는 경화 심도를 상당히 향상시키는 것이다. 확산 장해로 인해, 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간을 향해 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 하강된다.
규소와 마찬가지로, 망가니즈는 어닐링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향을 갖는다. 어닐링 파라미터 및 기타 합금 원소(특히 Si 및 Al)의 함량에 따라, 망가니즈 산화물(예를 들면, MnO) 및/또는 망가니즈가 혼합된 산화물(예를 들면, Mn2SiO4)이 발생될 수 있다. 그러나, 망가니즈는 산화물 막 대신 다소 구형인 산화물을 형성하므로 낮은 Si/Mn 또는 Al/Mn 비율에서 덜 중요하다. 그럼에도 불구하고 높은 망가니즈 함량은 아연층 및 아연 하프팅(hafting)에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
그러므로 Mn-함량 은 단면(동일한 강판 폭의 강판 두께)에 따라 1.000 내지 2.000 %로 설정된다. 0.5 내지 1.0 mm의 두께 범위의 경우, 1.00 내지 1.50 중량%의 망가니즈 함량이, 1.02 내지 2.0 mm의 범위의 경우, 1.25 내지 1.75 중량%가, 그리고 2.0 내지 4.0 mm의 범위의 경우, 1.50 내지 2.00 중량%의 망가니즈 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
크로뮴(Cr): 2상 강에서 크로뮴의 첨가는 주로 경화 심도를 향상시킨다. 용해된 형태에서, 크로뮴은 펄라이트 및 베이나이트 변태를 더 긴 시간을 향해 이동시키고, 동시에 이것에 의해 마르텐사이트 개시 온도를 저하시킨다.
더욱 중요한 효과는 템퍼링 저항을 상당히 증가시키는 것이므로, 아연 침지욕에서 거의 강도 손실이 발생하지 않게 된다.
또한 크로뮴은 탄화물 형성체이다. 크로뮴이 탄화물 형태로 존재하는 경우, 오스테나이트화 온도는 크로뮴 탄화물을 용해시키도록 경화 전에 충분히 높게 선택되어야 한다. 그렇지 않으면 증가된 핵의 수는 경화 심도의 장해물이 될 수 있다.
크로뮴은 또한 어닐링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향을 갖고, 이것은 아연도금의 품질에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
그러므로 Cr 함량은 0.280 내지 0.480 %의 값으로 설정된다.
몰리브데넘(Mo): 크롬과 유사하게 몰리브데넘은 경화능을 향상시키기 위해 첨가된다. 펄라이트 및 베이나이트 변태는 더 긴 시간을 향해 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 하강된다.
또한 몰리브데넘은 아연욕 내에서 강도 손실이 예상되지 않도록 템퍼링 저항을 상당히 향상시키고, 고용 강화로 인해 페라이트의 강도를 증가시킨다.
그러므로 비용의 이유로 Mo는 첨가되지 않는다. 몰리브데넘의 함량은 불가피하게 강에 부수되는 양까지 제한된다.
구리(Cu): 구리를 첨가 하면 인장 강도 및 경화 심도를 증가시킬 수 있다. 니켈과 관련하여, 크로뮴 및 아인산 구리는 표면 상에 보호용 산화물층을 형성할 수 있고, 이것은 부식 속도를 상당히 감소시킨다.
산소와 관련하여 구리는 결정립계에서 유해한 산화물을 형성할 수 있고, 이것은 특히 열간 성형 공정의 경우에 부정적인 결과를 가질 수 있다. 그러므로 구리의 함량은 강 제조 중에 불가피한 양으로 제한된다.
니켈(Ni) 또는 주석(Sn)과 같은 다른 합금 원소의 함량은 강의 생산 중에 불가피한 양으로 제조된다.
통상적으로 마이크로-합금 원소는 극소량(0.1% 미만)만 첨가된다. 합금 원소와 달리 이것은 석출물의 형성을 통해서 주로 효과를 발휘하지만 용해된 상태에서 특성에 영향을 줄 수도 있다. 낮은 첨가량에도 불구하고, 마이크로-합금 원소는 가공 및 최종 특성과 같은 생산 조건에 심하게 영향을 미친다.
일반적으로 사용되는 마이크로-합금 원소는 철 격자 내에서 용해될 수 있는 탄화물 및 질화물 형성체이다. 질화물과 탄화물의 상호에 대한 완전한 용해도로 인해 탄질화물의 형성도 또한 가능하다. 통상적으로 산화물 및 황화물을 형성하는 경향은 마이크로-합금 원소에서 가장 현저하지만, 이것은 다른 합금 원소로 인해 표적화된 방식으로 방지된다.
이러한 특성은 일반적으로 유해한 원소인 황과 산소가 결합될 수 있으므로 유리하게 이용될 수 있다. 그러나, 충분한 양의 마이크로-합금 원소가 탄화물의 형성을 위해 더 이상 사용할 수 없다는 사실로부터 이 결합은 또한 부정적 결과를 가질 수 있다
전형적인 마이크로-합금 원소는 알루미늄, 바나듐, 티타늄 및 붕소이다. 이들 원소는 철 격자 내에 용해될 수 있고, 그리고 탄소 및 질소와 함께 탄화물 및 질화물을 형성할 수 있다.
통상적으로 알루미늄(Al)은 철 내에 용해된 산소 및 질소와 결합하도록 강 내에 첨가된다. 이러한 방식으로, 산소는 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 변환된다. 이들 석출물은 핵생성 거점을 증가시키는 것을 통해 결정립 미세화를 유발할 수 있고, 따라서 강인성 및 강도 값을 증대시킨다.
알루미늄 질화물은 티타늄이 충분한 양으로 존재하는 경우에 석출되지 않는다. 티타늄 질화물은 더 낮은 형성 엔탈피를 갖고, 더 높은 온도에서 형성된다.
용해된 상태에서, 알루미늄은 규소와 마찬가지로 페라이트 형성을 더 짧은 시간을 향해 이동시키고, 따라서 2상 강 내에 충분한 양의 페라이트를 형성할 수 있다. 또한 이것은 탄화물 형성을 억제하고, 따라서 오스테나이트의 변태를 지연시킨다. 이러한 이유로 Al은 또한 알루미늄에 의해 규소의 부분을 대체하도록 잔류 오스테나이트 강 내의 합금 원소로서 사용된다. 이러한 접근방법의 이유는 Al이 규소에 비해 아연도금 반응에 덜 결정적이기 때문이다.
그러므로 Al-함량은 0.01 내지 0.060 %로 제한된다.
니오븀 (Nb): 연속 어닐링 중의 지연된 상변태의 결과로서 프로세스 윈도의 확장에 미치는 전술한 효과 외에도 니오븀은 모든 마이크로-합금 원소 중에서 재결정의 지연 및 또한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데 가장 효과적이므로 또한 강력한 결정립 미세화를 유발한다.
강도 증가 효과는 티타늄의 효과에 비해 질적으로 높고, 이것은 향상되는 결정립 미세화 효과 및 더 많은 수의 강도 증가 입자(고온에서 주석에 대한 티타늄의 결합)에 의해 밝혀진다. 니오븀 탄화물은 1200 ℃ 미만의 온도에서 형성된다. 티타늄과 질소의 결합의 경우에, 니오븀은 더 저온 범위에서 작은 효과적인 탄화물(더 작은 탄화물 크기)을 형성함으로써 그 강도 증가 효과를 향상시킬 수 있다.
니오븀의 추가의 효과는 α/γ-변태의 지연 및 용해된 상태에서 마르텐사이트 개시 온도의 저하이다. 이것은 한편으로 용질 항력(solute drag) 효과에 의해, 그리고 다른 한편으로 결정립 미세화에 의해 발생한다. 후자는 미세조직의 강도 증가 및 이것에 의해 또한 마르텐사이트 형성 중에 체적 증가에 대한 더 큰 저항을 유발한다.
원리적으로 니오븀의 첨가는 그 용해도 한계에 의해 제한된다. 후자는 석출물의 양을 제한하지만, 초과된 경우 비교적 큰 입자의 조기의 석출물의 형성을 특히 유발한다.
따라서, 석출 경화는 낮은 C-함량(더 큰 과포화 가능)을 갖는 강에서, 그리고 열간 성형 공정(변형 유도 석출)에서 특히 효과적일 수 있다.
그러므로 니오븀 함량은 0.005 내지 0.025 %의 값으로 제한되고, 여기서 함량은 0.005 이상 내지 0.020 % 이하인 것이 유리하다.
티타늄 (Ti): 본 합금 개념에서 티타늄의 첨가는 요구되지 않으므로, 티타늄의 함량은 불가피한 강 부수량으로 제한된다.
바나듐 (V): 본 합금 개념에서 바나듐의 첨가는 요구되지 않으므로, 바나듐의 함량은 불가피한 강 부수량으로 제한된다.
붕소 (B): 본 합금 개념에서 붕소의 첨가는 요구되지 않으므로, 붕소의 함량은 불가피한 강 부수량으로 제한된다.
본 발명에 따른 강에 대해 실시된 시험에 의해 본 합금 개념에서 580 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 2상 강은 Ac3을 초과하여 열연강판을 어닐링함에 의해 달성될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
Ac1 내지 Ac3의 변태구간 어닐링 또는 제어된 냉각을 갖는 Ac3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링에서 2상 미세조직을 갖는 다상 강판이 공정 변동에 관한 큰 허용오차를 특징으로 하는 0.50 내지 4.00 mm의 두께 범위로 제조되었다.
이것에 의해 공지된 합금 개념에 비해 본 발명에 따른 합금 조성의 경우 상당히 확대된 프로세스 윈도가 달성된다.
본 발명에 따른 강의 경우, 달성될 2상 미세조직의 어닐링 온도는 약 700 내지 950℃이고; 온도 범위에 따라 재결정된(단상 영역) 미세조직, 부분적인 오스테나이트(2상 영역) 미세조직 또는 완전한 오스테나이트 미세조직(오스테나이드 영역)이 달성된다.
시험은 Ac1 내지 Ac3에서의 변태구간 어닐링 또는 Ac3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링 후에 달성된 미세조직 비율은 추가의 공정 단계(예를 들면, Z(아연) 및 ZM(아연-마그네슘)의 경우 420 내지 470℃의 온도에서의 용융 침지 코팅) 후에도 유지된다는 것을 보여준다.
용융 침지 코팅된 재료는 스킨패스된 압연된(냉간 재압연된) 또는 스킨패스되지 않은 압연된 상태 및/또는 연신 평활화(stretch leveled)된 또는 연신 평활화되지 않은 상태로 열연강판으로서 뿐만 아니라 냉간 재압연된 열연강판 또는 냉연강판으로서 제조될 수 있다.
본 경우 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 열연강판, 냉간 재압연된 열연강판 또는 냉연강판인 강판은 또한 추가의 가공 중에 에지 근접 균열에 대한 높은 저항을 특징으로 한다.
압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로의 강판의 특성값의 차이가 작은 것은 결과적으로 압연 방향에 대해 횡방향, 종방향, 대각선 방향으로의 후속되는 재료 삽입에 유리하다.
본 발명에 따른 강으로 제조되는 열연강판의 냉간 압연성을 보장하기 위해, 본 발명에 따르면 열연강판은 AC3를 초과하는 오스테나이트 범위 내의 최종 압연 온도 및 재결정 온도를 초과하는 코일링(coiling) 온도로 제조된다.
본 발명의 추가의 특징, 이점 및 세부사항은 도면에 도시된 예시적인 실시형태의 설명으로부터 쉽게 이해할 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 강의 생산을 위한 공정 흐름의 개략도이다.
도 2는 종래기술에 대한 본 발명(변형례 1)에 따른 강의 예시적인 홀 팽창 시험(시트 두께: 2.50 mm)의 결과이다.
도 3은 종래기술을 예시하는 표준 등급에 대한 본 발명에 따른 강의 분석적 차이의 예이다.
도 4a는 강도 등급 HCT600X의 종래기술을 예시하는 표준 등급에 비교되는 본 발명에 따른 강의 (압연 방향에 대해 횡방향 및 종방향의) 기계적 특성값의 예이다.
도 4b는 본 발명의 변형례 1, 2 및 3에 따른 강의 압연 방향에 대해 횡방향으로의 기계적 특성값의 회귀 계산이다.
도 4c는 1 mm 미만의 시트 두께에 대한 강도 등급 HCT780X의 종래기술을 예시하는 표준 등급에 비교되는 본 발명(변형례 1)에 따른 강의 (압연 방향에 대해 횡방향으로의) 기계적 특성의 예이다.
도 4d는 2.50 mm의 강판 두께에 대한 강도 등급 HDT580X의 본 발명(변형례 1)에 따른 강의 (압연 방향에 대해 횡방향으로의) 기계적 특성값의 예이다.
도 5는 변형례 1의 예시인 열간 압연 및 연속 어닐링 공정 단계의 시간 온도 경과의 개략도이다.
도 6은 변형례 1, 2 및 3에서 본 발명에 따른 강의 개략적인 ZTU 다이어그램이다.
도 7은 압하율을 변화시킬 때 (압연 방향에 대해 종방향으로의) 기계적 특성값이다.
도 8은 본 발명(변형례 3의 예시)에 따른 합금 개념에서 설정될 수 있는 강도 등급에 대한 개관이다.
도 9a는 온도-시간 곡선 (방법 1의 개략도)이다.
도 9b는 온도-시간 곡선 (방법 2의 개략도)이다.
도 9c는 온도-시간 곡선 (방법 3의 개략도)이다.
도 1은 본 발명에 따른 강의 생산을 위한 공정 흐름을 개략적으로 도시한다. 본 발명에 관련된 상이한 공정 루트가 도시되어 있다. 위치 5(산세척)까지 공정 루트는 본 발명에 따른 모든 강에 대해 동일하고, 그 후 원하는 결과에 따라 다양한 공정 루트가 선택된다. 예를 들면, 산세척된 열연강판은 아연도금되거나 또는 냉각 압연 및 아연도금될 수 있다. 또는 이것은 연화 어닐링되고, 냉간 압연되고, 아연도금될 수 있다.
도 2는 홀 팽창 시험의 결과(상호 비교되는 상대값)를 보여준다. 표준 등급 공정 1인 표준 등급에 비교되는 본 발명(변형례 1, 도 3 참조)에 따른 강의 홀 팽창 시험의 결과가 도시되어 있다. 모든 재료는 2.50 mm의 시트 두께를 가진다. 이 결과는 ISO 16630에 따른 시험에 적용된다. 본 발명에 따른 강은 펀칭된 구멍의 경우에 동일하게 가공된 표준 등급보다 더 우수한 팽창값을 달성함을 알 수 있다. 공정 1은, 예를 들면, 도 9b에서 설명된 바와 같은 조합된 직화로(directly fired furnace) 및 라디언트 튜브로(radiant tube furnace)에 의한 용융 침지 아연도금의 어닐링에 대응한다. 공정 2는, 예를 들면, 도 9c에서 설명된 바와 같은 연속 어닐링 시스템에서의 공정 시퀀스에 대응한다. 또한 이 경우 유도로에 의한 강의 재가열은 임의로 아연도금욕의 직전에서 달성될 수 있다. 언급된 범위 내에서 본 발명에 따른 상이한 온도 경과의 결과로서, 양자 모두 표준 등급에 비교하여 상당히 개선된 상이한 특성값이 얻어지거나 또한 상이한 홀 팽창이 얻어진다. 따라서 주된 차이는 열처리 및 하류의 냉각에서 온도-시간 파라미터이다.
도 3은 종래기술을 예시하는 표준 등급에 비교한 본 발명에 따른 강의 관련되는 합금 원소를 보여준다. 종래기술에 대응하는 비교 강(표준 등급)에서, 주요 차이는 과포정(hyper-peritectic) 범위에 위치하는 탄소 함량 뿐만 아니라 원소 규소, 망가니즈 및 크로뮴이다. 또한 표준 등급은 인과 마이크로 합금된다. 본 발명에 따른 강은 니오븀과 마이크로 합금되고, 상당히 증가된 망가니즈 함량을 갖는다.
도 4a는 종래기술을 예시하는 표준 등급에 비교되는, 예를 들면, 그 변형례 1, 2 및 3에서 본 발명에 따른 강의 압연 방향에 대해 횡방향 및 종방향으로의 기계적 특성값을 보여준다. 2상 영역에서의 어닐링에 의해 달성된 모든 특성값은 HCT600X의 기준 가이드라인에 대응한다.
도 4b는 회귀 계산을 통해 결정된 변형례 1, 2 및 3에서 예시되는 본 발명에 따른 강의 압연 방향에 대해 횡방향으로의 기계적 특성값을 보여준다. 강판 두께에 따른 망가니즈 함량 변화(발명의 변형례 1, 2 및 3)에 따른 기계적 특성값이 도시되어 있다. 모든 특성값은 기준 가이드라인에 대응한다. 최대항복비는 모든 변형례의 경우에 67 %에 훨씬 못 미친다.
도 4d는 본 발명(변형례 1)에 따른 강의 2.50 mm의 재료 두께 및 Ac3를 초과하는 어닐링의 경우에 압연 방향에 대해 횡방향으로의 기계적 특성값 및 화학 조성을 보여준다. 모든 특성값은 HDT580X의 기준 가이드라인에 대응한다.
도 5는 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 강판의 열간 압연 및 연속 어닐링 공정 단계의 시간 온도 경과를 개략적으로 도시한다. 압연 공정 뿐만 아니라 변형례 1에 예시된 냉간 압연 후의 열처리의 경우의 시간 및 온도 의존성 변태가 도시되어 있다.
도 6은 변형례 1, 2 및 3에 따라 구별되는 본 발명에 따른 강의 개략적인 ZTU 다이어그램이다. 여기서 대응하는 화학 조성(망가니즈의 함량만 변동) 및 Ac1 및 Ac3 온도를 갖는 결정된 ZTU 다이어그램이 도시되어 있다. 냉각 중의 대응하는 온도 시간 경과를 조절함으로써 광범위한 미세조직 조성이 유리하게 조절될 수 있다. 여기서 망가니즈 함량의 단계적 증가에서 더 늦은 시간을 향한 페라이트 노즈, 펄라이트 노즈 및 베이나이트 노즈의 이동이 특히 흥미롭고, 이것에 의해 강판 두께에 의존하는 시스템 속도에서 전체 두께 범위에 걸쳐 유사한 미세조직 비율을 조절할 수 있다.
도 7은 압하율을 변화시킬 때 동일한 파라미터의 연속적으로 어닐링된 강판에서 또는 또는 변형례 1을 관측하는 실시예를 형성하는 상이한 강판 두께에서 압연 방향에 대해 종방향으로의 기계적 특성값을 보여준다. 선택된 압하율에 따른 특성값인 인장 강도, 항복 강도 및 파단신율이 도시되어 있다. 압하율이 증가하면 인장 강도만이 증가한다. 30 % 압하율에 대한 모든 값은 HCT600X의 기준의 범위 내에 있다. 압하율이 더 높아지면(75 % 초과), 강 등급은 780 MPa의 최소 강도를 갖는 HCT780X를 향해 이동한다.
도 8은 본 발명(변형례 1)에 따른 합금 개념에서 조정될 수 있는 강도 등급에 대한 개관을 보여준다. 사용된 합금 조성은 도 3에 표시된 것에 대응한다. 압연 방향에 대해 종방향으로의 특성값 및 미세조직 조성을 갖는 상이하게 가공된 강판이 표시되어 있다. 이것은 수행된 공정 단계 및 조절된 공정 파라미터에 따라 얻어지는 미세조직 비율을 갖는 열연강판 및 냉연강판을 위한 조절 가능한 강도 등급의 범위를 설명한다.
도 9는 3 가지 상이한 변형례의 어닐링 처리 및 냉각에서, 그리고 각각의 경우에 방법의 청구항에 적용된 것에 대응하는 상이한 오스테나이트화 조건에서 온도 시간 경과를 개략적으로 도시한다.
방법 1(도 9a)은, 연속 어닐링 시스템에서, 제조된 냉간 또는 열간 압연된 강판의 어닐링 및 냉각을 도시한다. 먼저 강판이 약 700 950℃의 범위 내의 온도까지 가열된다. 다음에 어닐링된 강판은 어닐링 온도로부터 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각된다. 본 개략도에서 제 2 중간 온도(약 300 내지 500 ℃)는 도시되어 있지 않다. 다음에 강판은 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온에 도달할 때까지 공냉되거나, 실온에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각이 유지된다.
방법 2(도 9b)는 방법 1에 따른 공정을 도시하지만, 냉각은 용융 침지 아연도금을 위해 용융 침지 용기를 통과할 때 일시적으로 중단되고, 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 지속된다. 다음에 강판은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉된다.
방법 3(도 9c)은 또한 용융 침지 코팅에서 방법 1에 따른 공정을 도시하지만, 강판의 냉각은 약 200 내지 250℃의 범위의 중간 온도에서 일시적(약 1 내지 20초)으로 중단되고, 용융 침지 코팅(약 420 내지 470℃)을 위해 요구되는 온도까지 재가열된다. 다음에 강판은 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 다시 냉각된다. 강판의 실온까지의 최종 냉각은 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공기 중에서 실행된다.

Claims (16)

  1. 하기의 원소(중량%의 함량)로 구성되는, 특히 차량 경량 구조물을 위한 개선된 성형 특성을 갖는 냉간 또는 열간 압연된 강판을 위한 2상 미세조직을 갖는 것이 바람직한 580 MPa의 최소 강도를 갖는 고강도 다상 강.
    C: 0.075 내지 0.105 이하
    Si: 0.200 내지 0.300 이하
    Mn: 1.000 내지 2.000 이하
    Cr: 0.280 내지 0.480 이하
    Al: 0.010 내지 0.060 이하
    P: 0.020 이하
    Nb: 0.005 이상 내지 0.025 이하
    N: 0.0100 이하
    S: 0.0050 이하
    위에서 언급되지 않은 통상적인 강에 부수되는 원소를 포함하는 잔부의 철.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 Mn-함량은 0.50 내지 1.00 mm의 강판 두께에서 1.000 이상 내지 1.500 % 이하인, 고강도 다상강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 Mn-함량은 1.00 내지 2.00 mm의 강판 두께에서 1.250 이상 내지 1.750 % 이하인, 고강도 다상강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 Mn-함량은 2.00 내지 4.00 mm의 강판 두께에서 1.500 이상 내지 2.000% 이하인, 고강도 다상강.
  5. 제 1 항에 있어서,
    780 MPa의 최소 인장 강도를 달성하기 위해, 상기 Mn 함량은 0.50 내지 1.00 mm의 강판 두께에서 1.500 이상 내지 2.000 % 이하인, 고강도 다상강.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Nb 함량은 0.020 % 이하인, 고강도 다상강.
  7. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 N 함량은 0.0090 % 이하인, 고강도 다상강.
  8. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 N 함량은 0.0080% 이하인, 고강도 다상강.
  9. 요구되는 2상 미세조직이 연속 어닐링 중에 생성되는 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 따라 제조되는 강으로부터 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법으로서, 상기 냉간 또는 열간 압연된 강판은 약 700 내지 950 ℃의 범위의 온도까지 상기 연속 어닐링 노 내에서 가열되고, 다음에 상기 어닐링된 강판은 약 15 내지 100 ℃/초의 냉각 속도로 상기 어닐링 온도로부터 약 300 내지 500 ℃의 제 1 중간 온도까지 냉각되고, 다음에 약 200 내지 250 ℃의 냉각 속도로 약 200 내지 250 ℃의 제 2 중간 온도까지 냉각되고, 다음에 상기 강판은 실온에 도달될 때까지 약 2 내지 30 ℃/초의 냉각 속도로 공냉되거나, 상기 제 1 중간 온도로부터 실온까지 약 15 내지 100 ℃/초의 냉각 속도로 냉각이 유지되는, 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 가열 및 후속되는 냉각 후의 용융 침지 코팅에서, 상기 냉각은 상기 용융 침지욕 내로 진입하기 전에 중단되고, 상기 용융 침지 코팅 후 상기 냉각은 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달될 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 지속되고, 다음에 상기 강판은 실온에 도달될 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉되는, 간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  11. 제 9 항에 있어서,
    상기 가열 및 상기 용융 침지욕 내에 진입되기 전의 약 200 내지 250℃의 상기 중간 온도까지 후속되는 냉각 후의 용융 침지 코팅에서, 상기 온도는 약 1 내지 20 초 동안 유지되고, 다음에 상기 강판은 약 420 내지 470℃의 온도까지 재가열되고, 상기 용융 침지 코팅 후에 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 약 200 내지 250℃의 상기 중간 온도에 도달될 때까지 냉각이 실행되고, 다음에 상기 강판은 실온에 도달될 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공냉되는, 간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  12. 제 9 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    780 MPa의 최소 인장 강도에 도달하기 위해, 제 5 항에 따른 강판은 상기 변태점(Ac1) 미만으로 열처리되는, 간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  13. 제 9 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    780 MPa의 최소 인장 강도에 도달하기 위해, 제 5 항에 따른 강판은 75 %를 초과하는 압하율(rolling reduction degree)로 Ac1 내지 Ac3에서 열처리되는, 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  14. 제 9 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    열처리 중에 상기 시스템의 처리속도를 상이한 강판 두께에 따라 조절함으로써 상기 강판의 비교 가능한 미세조직 상태 및 기계적 특성값이 조절되는, 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  15. 제 9 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 상기 열처리 후에 스킨패스(skin pass)되는, 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
  16. 제 9 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 상기 열처리 후에 연신 평활화(stretch level)되는, 냉간 또는 열간 압연된 강판을 제조하기 위한 방법.
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