KR20140143426A

KR20140143426A - 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법

Info

Publication number: KR20140143426A
Application number: KR1020147030603A
Authority: KR
Inventors: 토마스 헤베스베르거; 다니엘 크리찬; 슈테판 파울; 안드레아스 피힐러
Original assignee: 뵈스트알파인 스탈 게엠베하
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-04-02
Publication date: 2014-12-16
Also published as: US20150059935A1; CN104169444A; JP6232045B2; ES2746285T3; KR102044693B1; ES2746285T5; US10227683B2; WO2013144373A1; JP2015516510A; CN104169444B

Abstract

본 발명은 자동차, 및 건축 재료 등의 적용에 적합한 고강도 냉연 강판, 특히 성형성이 탁월한 고강도 강판에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 780MPa 이상의 인장 강도를 지니는 냉연 강판에 관한 것이다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCING SUCH STEEL SHEET}

본 발명은 자동차, 및 건축 재료 등에서의 적용에 적합한 고강도 냉연 강판, 특히 성형성(formability)이 탁월한 고강도 강판에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 780MPa 이상의 인장 강도를 지니는 냉연 강판에 관한 것이다.

매우 다양한 적용을 위하여, 증가된 강도 수준이 특히 자동차 산업에서 경량 구조물을 위한 전제 조건인데, 그 이유는 차체 질량 감소가 연료 소비 감소를 유발하기 때문이다.

자동차 바디 부품들은 흔히 강판을 스탬핑 가공하여 얇은 시트의 복합 구조 부재들을 형성한다. 그러나, 이러한 부품은 통상의 고강도 강으로부터는 생산될 수 없는데, 그 이유는 복합 구조 부품의 경우에는 성형성이 너무 낮기 때문이다. 이러한 이유로, 다상의 변태 유기 소성강(Transformation Induced Plasticity aided steel: TRIP 강)이 지난 수년 동안 상당한 관심을 얻고 있다.

TRIP 강은 다상 미세구조를 지니는데, 이러한 구조는 준안정 보유된 오스테나이트 상을 포함하고 이는 TRIP 효과를 만들 수 있다. 강이 변형될 때, 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되며, 이는 상당한 가공 경화(work hardening)를 유발한다. 이러한 경화 효과는 재료에서의 네킹(necking)에 저항하고 시트 성형 작업시 파단(failure)을 지연시키는 작용을 한다. TRIP 강의 미세구조는 이의 기계적 특성을 크게 바꿀 수 있다. 이러한 특성은 강이 변형될 때 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태에 직접적으로 영향을 미치기 때문에, 보유된 오스테나이트 상의 체적%, 크기 및 형태가 TRIP 강 미세구조의 가장 중요한 양태들이다. 오스테나이트를 실온에서 화학적으로 안정화시키는 여러 방식들이 있다. 저합금 TRIP 강에서, 오스테나이트는 이의 탄소 함량 및 오스테나이트 결정립의 작은 크기를 통해 안정화된다. 오스테나이트를 안정화시키는데 필요한 탄소 함량은 약 1중량%이다. 그러나, 강 중의 높은 탄소 함량은 용접성을 손상시키기 때문에 많은 적용에서 사용될 수 없다.

따라서, 실온에서 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는 오스테나이트 내로 탄소를 집중시키는 특정 가공 루트가 필요하다. 또한, 일반적인 TRIP 강 화학은, 오스테나이트 안정화를 도울 뿐만 아니라 오스테나이트로 탄소를 분할하는 미세구조의 생성을 돕는 소량으로 첨가되는 다른 원소들을 함유한다. 가장 일반적인 첨가는 1.5중량%의 Si와 Mn 둘 모두이다. 베이나이트 변태 중 오스테나이트가 분해되는 것을 억제하기 위해서, 일반적으로, 규소 함량은 1중량% 이상이어야 할 필요가 있음이 고려된다. 강 중의 규소 함량은, 규소가 세멘타이트 중에서 불용성이기 때문에 중요하다. US 2009/0238713호에는 이러한 TRIP 강이 개시되어 있다. 그러나, 높은 규소 함량은 열연 강의 불량한 표면 품질 및 냉연 강의 불량한 도금성(coatability)의 원인이 될 수 있다. 이에 따라서, 규소의 다른 원소들로의 부분적인 또는 완전한 대체가 연구되고 있으며, 전도 유망한 결과들이 Al-기반 합금 설계에 대해 보고되고 있다. 그러나, 알루미늄의 사용에 의한 단점은 주조 동안의 편석(segregation) 거동인데, 이러한 편석 거동은 슬래브(slab)의 중앙 위치에서 Al의 결핍을 초래하여 최종 미세구조에서 마르텐사이트 밴드의 형성의 위험을 증가시킨다.

매트릭스 상에 좌우하여, 하기 주요 유형의 TRIP 강이 언급된다.

TPF: 다각형 페라이트의 매트릭스를 지니는 TRIP 강

앞서 이미 언급된 바와 같이, TPF 강은 베이나이트 및 보유된 오스테나이트로부터의 개재물을 지니는 비교적 연질의 다각형 페라이트로부터 매트릭스를 함유한다. 보유된 오스테나이트는 변형시 마르텐사이트로 변태되어, 요망되는 TRIP 효과를 유발하는데, 이는 강이 강도와 인발가공성(drawability)의 탁월한 조합을 달성하게 한다. 그러나, 이들의 장출 성형성(stretch flangability)은 보다 균질의 미세구조 및 보다 강한 매트릭스를 지니는 TBF, TMF 및 TAM 강들에 비해서는 더 낮다.

TBF: 베이나이틱 페라이트의 매트릭스를 지니는 TRIP 강

TBF 강은 베이나이틱 페라이트 매트릭스가 탁월한 장출 성형성을 가능하게 하기 때문에 오랫동안 공지되어 있으며 많은 관심을 받고 있다. 게다가, TPF 강과 유사하게, 준안정 보유된 오스테나이트 아일랜드(island)들의 마르텐사이트로의 변형 유기 변태(strain-induced transformation)에 의해 보장되는 TRIP 효과는 강의 인발가공성을 상당히 개선시킨다.

TMF: 마르텐사이틱 페라이트의 매트릭스를 지니는 TRIP 강

TMF 강은 또한 강한 마르텐사이틱 매트릭스 내에 매립되는 준안정 보유된 오스테나이트의 작은 아일랜드들을 함유하는데, 이는 이러한 강이 TBF 강에 비해서 훨씬 더 우수한 장출 성형성을 달성하게 한다. 이러한 강이 또한 TRIP 효과를 나타내고 있지만, 이들의 인발가공성은 TBF 강에 비해 더 낮다.

TAM: 어닐링된 마르텐사이트의 매트릭스를 지니는 TRIP 강

TAM 강은 새로운 마르텐사이트의 리어닐링(re-annealing)에 의해 얻어지는 침상(needle-like) 페라이트로부터 매트릭스를 함유한다. 우세한 TRIP 효과는 변형시 마르텐사이트 내로의 준안정 보유된 오스테나이트 개재물들의 변태에 의해 다시 가능해진다. 이들의 강도, 인발가공성 및 장출 성형성의 전도 유망한 조합에도 불구하고, 이러한 강은 이의 복잡하며 값비싼 2단 열 사이클(double-heat cycle)로 인해서 주목할만한 산업적 관심을 얻지는 못하였다.

본 발명은 780MPa 이상의 인장 강도를 지니고 탁월한 성형성을 지니는 고강도 냉연 강판 및 산업 규모로 이를 생산하는 방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 통상의 산업적 어닐링 라인에서의 생산에 적합한 특성을 지니는 냉연 TPF 강판에 관한 것이다. 이에 따라서, 강은 우수한 성형 특성을 지닐 뿐만 아니라 이와 동시에 A_c3-온도, M_s-온도, 오스템퍼링(austempering) 시간 및 온도 및 그 밖의 인자들, 예컨대, 산업적 어닐링 라인에서 강판의 가공성 및 열연 강판의 표면 품질에 영향을 미치는 스티키 스케일(sticky scale)에 대하여 최적화되어야 한다.

본 발명은 특허청구범위에서 기술된다.

이하 명세서에서, 하기 약어들은 다음과 같다:

PF= 다각형 페라이트,

B= 베이나이트,

BF= 베이나이틱 페라이트,

TM= 템퍼링된 마르텐사이트.

RA= 보유된 오스테나이트

R_m= 인장 강도(MPa)

Ag= 균일 연신율, UEl(%)

A₈₀= 총 연신율(%)

Rp0.2= 항복 강도(MPa)

HR= 열연 감소율(%)

T_an= 어닐링 온도(℃)

t_an= 어닐링 시간(s)

CR1= 냉각 속도(℃/s)

T_Q= 켄칭 온도(℃)

CR2= 냉각 속도(℃/s)

T_RJ= 급속 냉각의 정지 온도(℃)

T_OA= 오버에이징(overageing)/오스템퍼링 온도(℃)

t_OA= 오버에이징/오스템퍼링 시간(s)

CR3= 냉각 속도(℃/s)

냉연 고강도 TPF 강판은 하기 원소들로 이루어진 조성물을 지닌다(중량%):

불순물을 제외한 나머지는 Fe임.

원소들의 제한치에 대한 이유는 하기에 설명된다.

원소 C, Mn, Si 및 Cr은 하기 기재된 이유로 본 발명에 필수적이다:

C: 0.1 - 0.3 %

C는 오스테나이트를 안정화시키며, 보유된 오스테나이트상 내에서 충분한 탄소를 얻는데 중요한 원소이다. C는 또한 요망되는 강도 수준을 얻는데 중요하다. 일반적으로, 0.1%의 C당 대략 100MPa의 인장 강도의 증가가 예상될 수 있다. C가 0.1% 미만이면, 780MPa의 인장 강도를 획득하기 어렵다. C가 0.3%를 초과하면, 용접성이 손상된다. 이러한 이유들로, 바람직한 범위는 요망되는 강도 수준에 좌우하여 0.1 - 0.25 %, 0.13 - 0.17 %, 0.15 - 0.19 % 또는 0.19 - 0.23 %이다.

Mn: 1.4 - 2.7 %

망간은 고용강화(solid solution strengthening) 원소이며, 이는 M_s 온도를 낮춤으로써 오스테나이트를 안정화시키며 냉각 동안 펄라이트가 형성되는 것을 방지한다. 또한, Mn은 A_c3 온도를 낮춘다. 1.4% 미만의 함량에서, 780MPa 이상의 인장 강도를 얻기 어려울 수 있다. 1.7% 미만의 함량에서는 이미 780MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 어려울 수 있다. 그러나, Mn의 양이 2.7%보다 높다면, 편석 문제들이 발생할 수 있고, 작업력이 저하될 수 있다. 상한치는 또한 테이블 외에서 그리고 코일에서 소모 시 냉각 동안 미세구조에 대한 Mn의 영향에 의해 결정되는데, 그 이유는 높은 Mn 함량이 냉연에 바람직하지 않은 마르텐사이트 분획의 형성을 초래할 수 있기 때문이다. 따라서, 바람직한 범위는 1.5 - 2.5 %, 1.5 - 1.7 %, 1.5 - 2.3 %, 1.7 - 2.3 %, 1.8 - 2.2 %, 1.9 - 2.3 % 및 2.3 - 2.5 %이다.

Si: 0.4 - 1.0 %

Si는 고용강화 원소로서 작용하며, 박강판의 강도를 보장하는데 중요하다. Si는 세멘타이트 중에서 불용성이며, 그에 따라서, 석출하는 세멘타이트로부터 Si가 확산되는 시간이 주어져야 하기 때문에 베이나이트 변태 동안 카바이드의 형성을 크게 지연시키는 작용을 할 것이다. Si는 강판의 기계적 특성을 개선시킨다. 그러나, 높은 Si는 표면 상에서 Si 산화물을 형성시키는데, 이는 롤 상에 피클(pickle)을 생성시켜 표면 결함을 초래할 수 있다. 추가로, 높은 Si 함량의 경우에는 아연도금(galvanizing)이 매우 어렵다. 즉, 표면 결함의 위험이 증가된다. 이에 따라서, Si는 1.0%로 제한된다. 따라서, 바람직한 범위는 0.4 - 0.9 %, 0.4 - 0.8 %, 0.5 - 0.9 %, 0.5 - 0.7 % 및 0.75 - 0.90 %이다.

Cr: 0.1 - 0.9 %

Cr은 강판의 강도를 증가시키는데 효과적이다. Cr은 페라이트를 형성하며 펄라이트 및 베이나이트의 형성을 억제하는 원소이다. A_c3 온도 및 M_s 온도는 Cr 함량이 증가함에 따라 단지 약간 저하된다. 이러한 유형의 강에서, 보유된 오스테나이트의 양은 크롬 함량에 의해 증가된다. 그러나, 베이나이트 변태의 억제로 인해, 더 긴 유지 시간이 요구되어 정상적인 라인 속도를 이용할 때, 통상의 산업적 어닐링 라인 상에서 가공이 어려워지거나 불가능하다. 이러한 이유로, Cr의 양은, 바람직하게는 0.8%로 제한된다. 따라서, 바람직한 범위는 0.15 - 0.6 %, 0.15 - 0.35 %, 0.3 - 0.7 %, 0.5 - 0.7 %, 0.4 - 0.8 %, 및 0.25 - 0.35 %이다.

Si + Cr: ≥ 0.9

Si와 Cr은 또한 이들이 주조 동안 망간 편석의 효과를 저하시키는 마르텐사이트 밴딩의 위험성을 감소시키는데 효율적이다. 또한, 그리고 완전히 예상치않게도, 조합되는 단서로 Si와 Cr은 보유된 오스테나이트의 양을 증가시켜 이후에 연성을 개선시키는 것으로 밝혀졌다. 이러한 이유로, Si + Cr의 양은 ≥ 0.9%여야한다. 그러나, 너무 많은 Si + Cr의 양은 베이나이트 형성의 강한 지연을 초래할 수 있으므로, Si + Cr는 바람직하게는 1.4%로 제한된다. 따라서, 바람직한 범위는 1.0 - 1.4 %, 1.05 - 1.30 % 및 1.1 - 1.2 %이다.

Si/Cr = 1 - 5

Si와 Cr은 세멘타이트 형성을 억제하고, Cr은 베이나이트 형성 속도에 대하여 강한 지연 효과를 지니기 때문에, Si는 세멘타이트 석출의 강한 억제와 베이나이트 형성 속도의 적은 지연 사이에 균형을 맞추기 위해서 Cr와 적어도 동일한 양으로 강에 존재해야 한다. 바람직하게는, Si는 Cr보다 더 많은 양으로 존재한다. 따라서, Si/Cr에 대한 바람직한 범위는 1 - 5, 1.5 - 3, 1.7 - 3, 1.7 - 2.8, 2 - 3 및 2.1 - 2.8이다.

C, Mn, Si 및 Cr에 더하여, 강은 미세구조를 조절하고/거나 변태 속도에 영향을 미치고/거나 기계적 특성들 중 하나 이상을 미세하게 조정하기 위해서 하기 원소들 중 하나 이상을 임의로 함유할 수 있다.

Al: ≤ 0.8

Al은 페라이트 형성을 촉진시키며, 또한 흔히 탈산제로서 사용된다. Si와 같이 Al은 세멘타이트 내에 불용성이며, 그에 따라서 베이나이트 형성 동안 세멘타이트 형성을 상당히 지연시킨다. Al의 첨가는 보유된 오스테나이트 중의 탄소 함량을 상당히 증가시킨다. 그러나, M_s 온도는 Al 함량이 증가함에 따라 증가된다. Al의 추가의 단점은 A_c3 온도의 극적인 증가를 유발한다는 점이다. 그러나, 본 발명의 TPF 합금은 2-상 영역으로 어닐링될 수 있기 때문에, 상당량의 Al이 사용될 수 있다. Al은 TRIP 강 등급에서 Si의 대체를 위해 성공적으로 사용된다. 그러나, Al의 주요 단점은 주조 동안 이의 편석 거동이다. 주조 동안, Mn은 슬래브의 중앙에서 풍부하고, Al-함량은 감소된다. 따라서, 중앙에서 현저한 오스테나이트 안정화된 영역 또는 밴드가 형성된다. 이는 가공의 말미에 마르텐사이트 밴딩을 야기하며, 낮은 응력에서 내부 균열이 마르텐사이트 밴드에 형성된다. 다른 한 편으로, Si 및 Cr은 또한 주조 동안 풍부해진다. 따라서, 마르텐사이트 밴딩에 대한 경향은 Si 및 Cr과의 합금에 의해서 감소될 수 있는데, 그 이유는 Mn 풍부로 인해 오스테나이트 안정화가 이러한 원소들에 의해 저하되기 때문이다. 이러한 이유로, Al 함량은 바람직하게는 0.6%, 바람직하게는 0.1%, 가장 바람직하게는 0.06% 미만으로 제한된다.

Nb: < 0.1

Nb는 결정 입도 성장(grain size development)에 대한 그의 현저한 영향으로 인해 강도 및 인성의 개선을 위해서 저합금 강에 흔히 사용된다. Nb는 NbC의 석출로 인해 매트릭스 미세구조 및 보유된 오스테나이트 상을 조질함으로써 강도 연신율 균형을 증가시킨다. 따라서, Nb의 첨가는, 우수한 깊은 인발가공성을 지니는 고강도 강판을 얻는데 이용될 수 있다. 0.1% 초과의 함량에서 효과는 포화된다.

따라서, 바람직한 범위는 0.01 - 0.08 %, 0.01 - 0.04 % 및 0.01 - 0.03 %이다. 더욱 더 바람직한 범위는 0.02 - 0.08 %, 0.02 - 0.04 % 및 0.02 - 0.03 %이다.

Mo: < 0.3

Mo는 강도를 개선시키기 위해서 첨가될 수 있다. Nb와 함께 Mo의 첨가는, 미세한 NbMoC 카바이드의 석출을 유발하며, 이는 강도와 연성의 조합에서 추가 개선을 유발한다.

Ti: < 0.2; V: < 0.2

이러한 원소들은 석출 경화에 효과적이다. Ti는 0.01 - 0.1 %, 0.02 - 0.08 % 또는 0.02 - 0.05 %의 바람직한 양으로 첨가될 수 있다. V는 0.01 - 0.1 % 또는 0.02 - 0.08 %의 바람직한 양으로 첨가될 수 있다.

Cu: < 0.5; Ni: < 0.5

이러한 원소들은 고용 강화 원소들이며, 내부식성에 대하여 긍정적인 효과를 지닐 수 있다. 이러한 원소들은, 필요 시, 0.05 - 0.5 % 또는 0.1 - 0.3 %의 양으로 첨가될 수 있다.

B: < 0.005

B는 페라이트의 형성을 억제하며, 강판의 용접성을 개선시킨다. 주목할만한 효과를 지니기 위해서는, 0.0002% 이상이 첨가되어야 한다. 그러나, 과량은 용접성을 저하시킨다.

바람직한 범위는 ＜ 0.004%, 0.0005- 0.003 % 및 0.0008 -0.0017 %이다.

Ca: < 0.005; Mg: < 0.005; REM: < 0.005

이러한 원소들은, 강 중의 개재물들의 형태를 제어하고, 이에 의해서 강판의 구멍 확장성(hole expansibility) 및 장출 성형성을 개선시키기 위해서 첨가될 수 있다.

바람직한 범위는 0.0005 - 0.005 % 및 0.001 - 0.003 %이다.

Si > Al

본 발명에 따른 고강도 냉연 강판은 규소 기반 설계를 지닌다. 즉, Si의 양은 Al의 양보다 더 많은데, 바람직하게는, Si > 1.3 Al, 더욱 바람직하게는 Si > 2Al, 가장 바람직하게는 Si > 3Al이다.

Mn + 3Cr

본 발명의 강판에서 베이나이트 형성의 너무 강한 억제를 방지하기 위해서, Mn + 3Cr의 비율을 ≤ 3.8, 바람직하게는 ≤ 3.6, 더욱 바람직하게는 ≤ 3.4로 조절하는 것이 바람직하다.

(Rp₀ _.2)/(R_m)

본 발명의 강판에서, 요망되는 성형성을 얻기 위해서 (Rp₀ _.2)/(R_m) ≤ 0.7, 바람직하게는 (Rp₀ _.2)/(R_m) ≤ 0.75의 항복 비율로 조절하는 것이 바람직하다.

고강도 냉연 TPF 강판은

보유된 오스테나이트 5 - 22

베이나이트 + 베이나이틱 페라이트 + 템퍼링된 마르텐사이트 ≤ 80

다각형 페라이트 ≥10

를 포함하는 다상 미세구조물을 지닌다(체적%).

보유된 오스테나이트(RA)의 양은 5 - 22 %, 바람직하게는 6 - 22 %, 더욱 바람직하게는 6 - 16 %이다. TRIP 효과 때문에, 높은 연신율이 필수인 경우에는 보유된 오스테나이트가 전제 조건이다. 다량의 보유된 오스테나이트는 장출 성형성을 감소시킨다. 이러한 강판에서, 매트릭스는 일반적으로 50%를 초과하는 양을 지니는 연질의 다각형 페라이트(PF)로 주로 구성된다. 단지 소량의 베이나이틱 페라이트(BF)가 일반적으로 최종 미세구조물에 존재한다. 불충분한 국부적 오스테나이트 안정성의 결과로, 구조는 또한 실온으로의 냉각 동안 형성되는 일부 소량의 새로운 마르텐사이트를 함유할 수 있다.

고강도 냉연 TPF 강판은, 하기 기계적 특성들을 지닌다:

인장 강도(R_m) ≥ 780MPa

총 연신율(A₈₀) ≥ 12%, 바람직하게는 ≥13%, 더욱 바람직하게는 ≥14%

R_m 및 A₈₀값은 유럽 표준 EN 10002 Part 1에 따라 유추되었으며, 여기서 샘플은 스트립의 길이 방향에서 취해졌다.

강판의 성형성은 강도-연신율 균형(R_m × A₈₀)에 의해 평가되었다.

본 발명의 강판은 하기 조건을 충족한다:

R_m × A₈₀ ≥ 13000 MPa%

본 발명의 강판의 기계적 특성은 합금 조성 및 미세구조에 의해 주로 조절될 수 있다.

한 가지 바람직한 구체예에서, 고강도 냉연 강판은 780MPa 이상의 인장 강도를 지니며, 강은

를 포함하며,

강판은 하기 요건들 중 하나 이상을 충족한다:

및

780MPa 이상의 인장 강도를 지니는 고강도 냉연 강판에 대한 전형적인 조성은

일 수 있다.

또 다른 바람직한 구체예에서, 고강도 냉연 강판은 980MPa 이상의 인장 강도를 지니며, 강은

을 포함하고,

강판은 하기 요건들 중 하나 이상을 충족한다:

및

980MPa 이상의 인장 강도를 지니는 고강도 냉연 강판에 대한 전형적인 조성은

일 수 있다.

추가의 또 다른 바람직한 구체예에서, 고강도 냉연 강판은 1180MPa 이상의 인장 강도(R_m)를 지닌다. 이러한 구체예에서, 강은

를 포함하며, 하기 요건들 중 하나 이상을 충족한다:

및

1180MPa 이상의 인장 강도를 지니는 고강도 냉연 강판에 대한 전형적인 조성은 하기와 같을 수 있다:

본 발명의 고강도 냉연 강판은 통상의 산업적 어닐링 라인을 이용하여 생산될 수 있다.

가공은

a) 상기 기재된 바와 같은 조성물을 지니는 냉연 스트립을 제공하는 단계;

b) 760℃ 내지 A_c3 + 20℃인 어닐링 온도(T_an)에서 냉연 스트립을 어닐링하는 단계; 이어서

c) 펄라이트 형성을 방지하기에 충분한 냉각 속도로 어닐링 온도(T_an)에서부터 300℃ 내지 475℃, 바람직하게는 350℃ 내지 475℃인 냉각 정지 온도(T_RJ)로 냉연 스트립을 냉각시키는 단계; 이어서

d) 320℃ 내지 480℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA)에서 냉연 스트립을 오스템퍼링하는 단계; 및

e) 냉연 스트립을 주위 온도로 냉각시키는 단계

를 포함한다.

공정은 바람직하게는 하기 단계들을 추가로 포함할 것이다:

단계 b)에서, 어닐링은 최대 100초, 바람직하게는 60초의 어닐링 유지 시간(t_an)동안 760℃ 내지 820℃인 어닐링 온도(T_an)에서 수행되고,

단계 c)에서, 냉각은, 어닐링 온도(T_an)에서부터 600℃ 내지 750℃의 켄칭 온도(T_Q)까지의 약 3 - 20℃/s의 제 1 냉각 속도 CR1, 및 켄칭 온도(T_Q)에서부터 급속 냉각의 정지 온도(T_RJ)까지의 약 20 - 100℃/s의 제 2 냉각 속도 CR2로서, 두 개의 개별 냉각 속도를 지니는 냉각 패턴에 따라 수행될 수 있으며,

단계 d)에서, 강판의 오스템퍼링은 350℃ 내지 475℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA), 및 50초 내지 600초의 오버에이징/오스템퍼링 시간(t_OA)에서 수행된다.

바람직하게는, 단계 c)와 단계 d) 사이에는 강판에 외부 가열이 가해지지 않는다.

본 발명의 고강도 냉연 강판을 생산하는 한 가지 가능한 방법에서, 단계 d)에서의 오스템퍼링은 375℃ 내지 475℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA)에서 ≤200s의 오버에이징/오스템퍼링 시간(t_OA) 동안 수행된다.

본 발명의 고강도 냉연 강판을 생산하는 또 다른 가능한 방법에서, 단계 d)에서의 오스템퍼링은 350℃ 내지 450℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA)에서 ≥200s의 오버에이징/오스템퍼링 시간(t_OA) 동안 수행된다.

열 처리 조건들을 조절하는 이유들이 하기에 기재된다.

어닐링 온도(T_an) = 760℃ 내지 A_c3 온도 + 20℃:

어닐링 온도에 의해서 어닐링 동안 재결정화, 세멘타이트의 용해 및 페라이트 및 오스테나이트의 양이 제어된다. 낮은 어닐링 온도(T_an)는 재결정화되지 않는 미세구조 및 세멘타이트의 불충분한 용해를 초래한다. 높은 어닐링 온도는 충분한 오스테나이트화 및 결정 성장을 초래한다. 이는 냉각 동안 불충분한 페라이트 형성을 초래할 수 있다.

320℃ 내지 480℃인 오스템퍼링 온도(T_OA):

오스템퍼링 온도(T_OA)를 상기 언급된 범위로 제어함으로써, 베이나이트의 양, 세멘타이트의 바람직하지 않은 석출, 및 그에 따라서, 보유된 오스테나이트(RA)의 양 및 안정성이 제어될 수 있다. 오스템퍼링 온도(T_OA)가 낮을수록, 베이나이트 형성 속도가 저하될 것이며, 너무 소량의 베이나이트가 불만족스럽게 안정화된 보유된 오스테나이트를 초래할 수 있다. 오스템퍼링 온도(T_OA)가 높을수록, 베이나이트 형성 속도는 증가되지만, 일반적으로 베이나이트의 양은 감소되며, 이는 불만족스럽게 안정화된 보유된 오스테나이트를 초래할 수 있다. 오스템퍼링 온도의 추가 증가는 세멘타이트의 바람직하지 않은 석출을 초래할 수 있다.

300℃ 내지 475℃인 급속 냉각의 냉각 정지 온도(T_RJ):

급속 냉각의 냉각 정지 온도(T_RJ)를 제어함으로써, 오스템퍼링 전 변태의 추가 제어가 가능하고, 이는 수득되는 상이한 구성성분들의 양의 미세 조정에 적용될 수 있다.

제 1 및 제 2 냉각 속도(CR1, CR2):

어닐링 온도(T_an)로부터 급속 냉각의 정지 온도(T_RJ)로의 어닐링된 스트립의 냉각에 대한 냉각 패턴은 두 개의 개별적인 냉각 단계들을 지닐 수 있다. 어닐링 온도(T_an)에서부터 600℃ 내지 750℃인 켄칭 온도(T_Q)까지 약 3 - 20℃의 제 1 냉각 속도(CR1)를 제어하고, 켄칭 온도(T_Q)에서부터 급속 냉각의 정지 온도(T_RJ)까지 약 20 - 100℃의 제 2 냉각 속도(CR2)를 제어함으로써, 다각형 페라이트의 양, 그리고 연장되어, 오스테나이트의 양이 제어될 수 있다. 게다가, 이러한 냉각 패턴에 의해서, 펄라이트의 형성이 방지되는데, 그 이유는 펄라이트는 강판의 성형 특성을 저하시키기 때문이다. 그러나, 소량의 펄라이트가 켄칭된 스트립에 존재할 수 있다. 최대 1%의 펄라이트가 존재할 수 있지만, 켄칭된 스트립은 펄라이트를 함유하지 않는 것이 바람직하다.

제 3 냉각 속도 CR3:

어닐링 라인에 전형적으로 적용된 오스템퍼링 온도(T_OA)에서부터 실온까지의 냉각 스케쥴은 강판의 미세구조 및 기계적 특성에 무시할만한 영향을 지닌다.

실시예

표 I에 따른 화학적 조성을 지니는 다수의 시험 합금 A-Q를 제조하였다. 강판을 제조하고, 표 II에 명시된 파라미터에 따라 통상의 산업적 어닐링 라인을 이용하여 열 처리에 주어지게 하였다. 강판의 미세구조를 다수의 다른 기계적 특성들과 함께 검사하였고, 그 결과는 표 III에 나타나 있다. 표 I 및 표 III에서, 본 발명의 실시예 또는 본 발명이 아닌 실시예가 Y 또는 N으로 각각 표시되어 있다.

산업적 이용가능성

본 발명은 자동차와 같은 차량을 위한 탁월한 성형성을 지니는 고강도 강판에 폭넓게 적용될 수 있다.

Claims

a)

불순물을 제외한 나머지 Fe
의 원소들로 이루어진 조성물(중량%)
b)
보유된 오스테나이트 5 - 22
베이나이트 + 페라이틱 베이나이트 + 템퍼링된 마르텐사이트 ≤80
다각형 페라이트 ≥ 10
로 이루어진 다상 미세구조물(체적%)
c)
인장 강도(R_m) ≥ 780MPa
총 연신율(A₈₀) ≥ 12%, 바람직하게는 ≥ 13%
의 기계적 특성을 포함하고,
임의로 R_m × A₈₀≥ 13000 MPa%의 조건을 충족하는, 고강도 냉연 강판.
제 1항에 있어서, 하기 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 하기 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 있어서, 하기 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:
제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항에 있어서, 보유된 오스테나이트(RA)의 최대 크기가 ≤6㎛, 바람직하게는 ≤3㎛인, 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 5항 중 어느 한 항에 있어서, 다상 미세구조물이
보유된 오스테나이트 6 - 16
베이나이트 + 페라이틱 베이나이트 + 템퍼링된 마르텐사이트 ≤80
다각형 페라이트 ≥10
를 포함하는(체적%), 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 강이

를 포함하고, 강판이 하기 요건들 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:

및
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 강이

을 포함하고, 강판이 하기 요건들 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:

및
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 강이

을 포함하고, 강판이 하기 요건들 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:

및
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 강이

을 포함하고, 강판이 하기 요건들 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:

및
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 강이

을 포함하고, 강판이 하기 요건들 중 하나 이상을 충족하는, 고강도 냉연 강판:

및
제 1항 내지 제 11항 중 어느 한 항에 있어서, 비율 Mn + 3 x Cr이 ≤ 3.8, 바람직하게는 ≤ 3.6, 가장 바람직하게는 ≤ 3.4인, 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 12항 중 어느 한 항에 있어서, Si > Al, 바람직하게는 Si > 1.3 Al, 더욱 바람직하게는 Si > 5Al, 가장 바람직하게는 Si > 10Al의 양인, 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, Si/Cr의 비율이 1 - 5, 바람직하게는 1.5 - 3, 더욱 바람직하게는 1.7 - 3, 가장 바람직하게는 1.7-2.8인, 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 14항 중 어느 한 항에 있어서, 용융 아연 도금(hot dip galvanizing) 층이 제공되지 않는, 고강도 냉연 강판.
제 1항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 따른 고강도 냉연 강판을 생산하는 방법으로서,
a) 제 1항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 기재된 바와 같은 조성물을 지니는 냉연 강 스트립을 제공하는 단계;
b) 760℃ 내지 A_c3 + 20℃인 어닐링 온도(T_an)에서 냉연 강 스트립을 어닐링하는 단계; 이어서
c) 펄라이트 형성을 방지하기에 충분한 냉각 속도로 어닐링 온도(T_an)에서부터 300℃ 내지 475℃, 바람직하게는 350℃ 내지 475℃인 급속 냉각의 냉각 정지 온도(T_RJ)로 냉연 강 스트립을 냉각시키는 단계; 이어서
d) 320℃ 내지 480℃인 오버에이징(overageing)/오스템퍼링(austempering) 온도(T_OA)에서 냉연 강 스트립을 오스템퍼링하는 단계; 이어서
e) 냉연 강판 스트립을 주위 온도로 냉각시키는 단계를 포함하는, 고강도 냉연 강판을 생산하는 방법.
제 16항에 있어서, 단계 d)에서의 오스템퍼링이 375℃ 내지 450℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA)에서 ≤200s의 시간 동안 수행되는, 고강도 냉연 강판을 생산하는 방법.
제 16항에 있어서, 단계 d)에서의 오스템퍼링이 350℃ 내지 475℃인 오버에이징/오스템퍼링 온도(T_OA)에서 ≥200s의 시간 동안 수행되는, 고강도 냉연 강판을 생산하는 방법.