KR20160039218A - 실리콘을 함유하는 750 MPa의 최소 인장 강도 및 개선된 특성을 갖는 마이크로-합금된 고강도 다상 강 및 상기 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 방법 - Google Patents

실리콘을 함유하는 750 MPa의 최소 인장 강도 및 개선된 특성을 갖는 마이크로-합금된 고강도 다상 강 및 상기 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 특히 경량 차량 구성을 위한 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 위한 2상 미세구조를 갖는 것이 바람직하고, 750 Mpa의 최소 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강에 관한 것이고, 상기 고강도 다상 강은 개선된 성형 특성 및 최대 73%의 항복점 대 인장 강도의 비율을 갖는다. 고강도 다상 강은 청구항 1에 특정된 원소(질량%의 함량) 및 위에서 언급되지 않은 전형적인 강 수반 원소를 포함하는 잔부의 철로 이루어진다.

Description

실리콘을 함유하는 750 MPa의 최소 인장 강도 및 개선된 특성을 갖는 마이크로-합금된 고강도 다상 강 및 상기 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 방법{MICRO-ALLOYED HIGH-STRENGTH MULTI-PHASE STEEL CONTAINING SILICON AND HAVING A MINIMUM TENSILE STRENGTH OF 750 MPA AND IMPROVED PROPERTIES 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 13에 따라 이러한 강으로 제조되는 열연 강재 스트립 및/또는 냉연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.
특히 본 발명은 부품을 제조하기 위한 적어도 750 MPa 내지 최대 920 MPa의 범위의 인장 강도 및 최대 73%의 낮은 항복 대 인장 비를 갖는 강에 관한 것으로서, 이것은 우수한 성형성을 갖고, 용접 접합부의 약화와 같은 용접 특성을 개선한다.
격렬하게 경쟁하는 시장으로 인해 자동차 제작자들은 신속한 소모를 저감함과 동시에 최상의 가능한 쾌적함 및 차량 탑승자 보호를 유지하기 위한 해법을 끊임없이 모색해야 한다. 이와 같은 맥락에서 중요한 인자는 한편으로 모든 차량 부품의 중량을 절감하는 것이고, 다른 한편으로 작동 중이나 또는 충돌의 경우에 높은 정적 응력 및 동적 응력에 노출되는 개별 부품의 유리한 거동이다. 원료 공급자들은 차량 부품의 중량을 감소시킴과 동시에 제조 중 및 사용 중에 성형 특성 및 부품 특성을 개선하도록 두께가 얇은 고강도 강 및 초고강도 강을 제공함으로써 이러한 요건에 대처하도록 모색하고 있다.
고강도 강 및 초고강도 강은 보다 경량의 차량 부품을 가능하게 하고, 그 결과 연료 소모 및 CO2 의 감소에 기인된 공해의 감소로 이어진다.
그러므로 이들 강은, 예를 들면, 산세척, 열간 또는 냉간 성형, 용접 및/또는 금속 코팅(유기 코팅 또는 바니싱)과 같은 공정 중에 강도, 전성, 에너지 흡수 능력에 관한 비교적 높은 요구에 부합해야 한다.
그러므로 새롭게 개발되는 강은 우수한 성형성을 가짐과 동시에 중량 감소, 극한 항복 강도에 관한 증가하는 재료 요구, 변형 경화 거동 및 파단 신율에 부과된 요구 및 높은 강인성의 부품, 계면 균열 저항, 에너지 흡수, 및 가공 경화 효과 및 소부(bake) 경화 효과를 통한 강도에 부과된 요구 뿐만 아니라 개선된 용접성의 형태의 접합을 위한 개선된 적합성에 부합되어야 한다.
개선된 에지(edge) 균열 저항은 성형 중에 구멍 확장 능력의 증대를 의미하고, 또는 낮은 에지 균열(low edge crack; LEC) 또는 높은 구멍 확장(high hole expansion; HHE)을 의미한다.
개선된 용접성은 특히 탄소 당량의 저감에 의해 달성된다. 이것의 동의어는 언더-페리테틱(under-peritectic; UP) 또는 이미 알려진 낮은 탄소 당량(LCE)이다.
용접 접합부의 개선된 파괴 거동(파괴 패턴)은 특히 마이크로-합금 원소의 첨가에 의해 달성된다.
본 발명에 따른 강은 또한 자동차 제조에서 중량을 감소시키기 위해 이미 사용되고 있는 마이크로-합금된 페라이트계 강으로 된 특정 부품의 두께를 선택적으로 감소시키기 위한 목표를 갖는다.
따라서 강 시트의 두께의 이러한 감소는 차량 부품의 충분한 강도를 보장하기 위해 단상 또는 다상 미세구조를 갖는 고강도 강을 필요로 한다.
차량 제조에서 마르텐사이트계의 제 2 상이 결합된 페라이트계 기본 구조로 이루어지는 2상(dual phase) 강이 점점 더 많이 사용된다. 저탄소 마이크로-합금 강에서 베이나이트 및 잔류 오스테나이트와 같은 추가의 상의 비율은 구멍 확장 거동에 유리한 효과를 갖는다는 것이 밝혀졌다. 여기서 베이나이트는 다양하게 발현될 수 있다.
예를 들면, 매우 높은 인장 강도에서 낮은 항복강도 대 인장강도의 비율, 강한 변형 경화 및 우수한 냉간 성형성과 같은 2상 강의 특유의 재료 특성은 주지되어 있다.
일반적으로, 예를 들면, 상이한 미세구조 조성을 특징으로 하는 복합상 강, 페라이트계-베이나이트계 강, TRIP 강 뿐만 아니라 위에 기재된 2상 강인 일군의 다상 강이 점점 더 많이 사용된다.
EN 10346 강에 따른 복합상 강 은 페라이트계/베이나이트계 기본 구조 내에 적은 비율의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 포함하는 것으로서, 마이크로-합금 원소의 지연되는 재결정 또는 석출에 의해 강력한 결정립 미세화가 유발된다.
2상 강에 비해 이들 복합상 강은 보다 높은 항복 강도, 보다 높은 항복 대 인장 비율, 보다 낮은 변형 경화 및 보다 높은 구멍 확장 능력을 갖는다.
EN 10346 강에 따른 페라이트계 - 베이나이트계 강 은 페라이트 및/또는 변형 경화된 페라이트의 매트릭스 내에 베이나이트 또는 변형 경화된 베이나이트를 포함하는 것이다. 매트릭스의 강도는 높은 전위 밀도, 결정립 미세화, 마이크로-합금 원소의 석출에 의해 유발된다.
EN 10346 강에 따른 2상 강은 페라이트계 기본 미세구조를 갖고, 여기에 마르텐사이트계 제 2 상이 아일랜드 형태로 결합되어 있고, 경우에 따라 또한 제 2 상으로서 어떤 비율의 베이나이트를 갖는다. 2상 강은 높은 인장 강도를 보유함과 동시에 낮은 항복 대 인장 비율 및 우세한 변형 경화를 보여준다.
EN 10346 강에 따른 TRIP-강은 잔류 오스테나이트가 결합된 주로 페라이트계 기본 미세구조를 갖고, 이 잔류 오스테나이트는 성형 중에 마르텐사이트로 변태된다(TRIP 효과). 이 강은 이것의 우세한 변형 경화에 기인되어 매우 우수한 균일한 연신율 특성 및 높은 인장 강도를 갖는다.
소부 경화 효과에 관련하여 높은 부품 강도가 달성될 수 있다. 이러한 강은 인장 성형과 또한 딥 드로잉에 적합하다. 그러나, 재료의 성형 시에 보다 높은 시트 유지력 및 압착력이 요구된다. 비교적 강력한 탄성 복원이 또한 고려되어야 한다.
단상 미세구조를 갖는 고강도 강은, 예를 들면, 베이나이트계 강 및 마르텐사이트계 강을 포함한다.
EN 10346 강에 따른 베이나이트계 강 은 냉간 성형 공정의 경우에 충분히 높은 확장에서 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 이 화학 조성은 우수한 용접성을 유발한다. 미세구조는 전형적으로 베이나이트로 이루어진다. 경우에 따라 마르텐사이트 및 페라이트와 같은 적은 비율의 다른 상이 포함될 수 있다.
EN 10346 강에 따른 마르텐사이트계 강 은 열기계적 압연의 결과 마르텐사이트의 기본 구조 내에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트가 포함된 것이다. 이러한 강 유형은 냉간 성형 공정의 경우 충분히 높은 연신율에서 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 일군의 다상 강 내에서 마르텐사이트계 강이 최고의 인장 강도 값을 갖는다.
딥 드로잉을 위한 적합성은 제한된다. 마르텐사이트계 강은 롤성형과 같은 굴곡가공을 포함하는 성형 공정에 주로 적합하다.
고강도 강은 강 플레이트, 테일러드 블랭크(용접된 강 플레이트) 뿐만 아니라 TRB®라고 불리는 유연한 냉연 강재 스트립으로서 구조 부품, 섀시 부품 및 충돌-관련 부품에서 사용된다.
테일러 롤드 블랭크( T ailor R olled B lank)의 경량 제조 기술(TRB®)은 부품 또는 강 유형의 길이에 걸쳐 시트 두께의 부하-조절식 선택의 결과로서 상당한 중량 감소를 가능하게 한다.
연속 어닐링 설비에서, 강이 페라이트 또는 베이나이트계 페라이트와 같은 비교적 연질 성분에 의해 자신의 낮은 항복 강도를 구비하고, 마르텐사이트 또는 탄소-부화 베이나이트와 같은 경질 성분에 의해 자신의 강도를 얻는 규정된 미세구조를 설정하기 위해 특수 열처리가 수행된다.
경제적인 이유로, 냉간-압연된 고강도 내지 초고강도 스트립은 통상적으로 성형성이 우수한 강 시트를 생성하기 위해 연속 어닐링 공정에서 재결정 어닐링을 거친다. 합금 조성 및 스트립 단면적에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도(냉각 프로파일)과 같은 공정 파라미터는 요구되는 미세구조에 의해 요구되는 기계적-기술적 특성에 대응하여 조절된다.
2상 미세구조를 형성하기 위해, 1.50 mm 내지 4.00 mm의 전형적인 두께의 산세척된 열연 강재 스트립 또는 0.50 mm 내지 3.00 mm의 전형적인 두께의 냉연 강재 스트립이 연속 어닐링 노 내에서 어떤 온도까지, 즉 냉각 중에 요구되는 미세구조를 형성하는 온도까지 가열된다. 복합상 미세구조, 마르텐사이트계, 페라이트계-베이나이트계와 또한 순수한 베이나이트계 미세구조를 갖는 강을 구성하는 것도 마찬가지이다.
하나의 스트립으로부터 다른 스트립으로의 천이 영역에서 두께가 상이한 경우에는 특히 일정한 온도를 달성하기가 곤란하다. 지나치게 좁은 공정 윈도우(process window)를 갖는 합금 조성을 어닐링하는 경우, 보다 얇은 스트립이 지나치게 느리게 노를 통과함으로써 생산성을 저하시키거나, 보다 두꺼운 스트립이 지나치게 빠르게 노를 통과함으로써 원하는 미세구조를 달성하기 위한 원하는 어닐링 온도 및 냉각 구배에 도달하지 못하게 될 수 있다. 이것은 폐기물의 증대를 초래한다.
어닐링될 스트립의 단면의 차이가 보다 큰 경우에도 동일한 공정 파라미터에서 요구되는 스트립 특성을 가능하게 하기 위해 확대된 공정 윈도우가 필요하다.
지나치게 좁은 공정 윈도우의 문제는 (예를 들면, 가요성 압연의 결과로서) 스트립 길이 및 스트립 폭을 가로질러 변화되는 시트 두께를 갖는 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립으로 된 응력-최적화 부품이 제조되는 경우의 어닐링 처리에서 특히 현저하다.
그러나, 시트 두께가 심하게 변화되는 경우, 현재 공지된 합금 및 이용가능한 연속 어닐링 시스템을 이용한 다상 미세구조를 구비하는 TRB®의 제조는 비용의 증대, 예를 들면, 냉간 압연 전의 추가적 열처리를 요한다. 상이한 시트 두께의 영역에서, 즉 압하율이 변화하는 경우, 종래의 합금 특이적인 좁은 공정 윈도우에서의 온도 차이로 인해 냉연 강재 스트립 및 열연 강재 스트립에서 균질의 다상 미세구조가 형성될 수 없다.
스트립 길이를 가로질러 상이한 두께를 갖는 스트립의 제조 방법은, 예를 들면, DE 100 37 867 A1에 기재되어 있다.
부식 방지에 대한 높은 요구로 인해 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립의 표면을 용융 아연도금해야 하는 경우, 용융 아연도금욕의 상류에 배치되는 연속 어닐링 노에서 어닐링이 통상 실시된다.
또한 열연 강재 스트립의 경우, 합금 개념에 따라, 요구되는 기계적 특성을 실현하기 위한 요구되는 미세구조는 연속 노에서 어닐링되기 전에는 형성되지 않는다.
따라서 공정 파라미터를 결정하는 것은, 상 변태가 온도 및 시간 의존성이므로, 연속 어닐링에서의 어닐링 온도와 속도 뿐만 아니라 냉각 속도(냉각 구배)를 조절하는 것이다. 따라서, 연속 어닐링 중에 온도 및 시간 경과가 변화되는 경우에 기계적 특성의 균일성에 관하여 강의 민감도가 낮으면 낮을 수록 공정 윈도우는 더 커진다.
상이한 두께의 열연 강재 스트립 및 냉연 강재 스트립의 연속 어닐링에서 다상 강을 위한 공지된 합금 개념을 사용할 경우, 비록 거기서 시험된 합금 조성이 요구되는 기계적 특성을 만족시키더라도 좁은 공정 윈도우만이 공정 파라미터를 조절할 필요 없이 스트립 길이의 전체에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 조절할 수 있도록 어닐링 파라미터에 이용할 수 있다.
일 군의 다상 강을 위한 공지된 합금 개념을 사용하는 경우, 좁은 공정 윈도우는 상이한 두께의 스트립의 연속 어닐링 중에 스트립의 전체 길이 및 폭에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 형성하는 것을 곤란하게 한다.
공지된 조성의 다상 강으로 제조된 가요성 압연된 냉연 강재 스트립의 경우, 지나치게 좁은 공정 윈도우에 의해 보다 얇은 시트 두께의 영역이 냉각 중의 변태 공정에 기인되는 과도한 마르텐사이트 비율에 기인되어 과도한 강도를 갖게 되거나, 보다 두꺼운 두께의 영역이 불충분한 마르텐사이트 비율에 기인되어 불충분한 강도를 달성하게 된다. 실제적으로 스트립 길이 또는 폭의 전체에 걸친 균질의 기계적-기술적 특성은 연속 어닐링에서 공지된 합금 개념으로 달성될 수 없다.
미세구조 상(phase)의 체적 비율의 제어된 조절을 통해 스트립 폭 및 스트립 길이의 전체에 걸쳐 좁은 영역에서 얻어지는 기계적-기술적 특성을 달성하기 위한 목적은 최고의 우선순위를 갖고, 그러므로 이것은 확대된 공정 윈도우를 통해서만 가능하다. 다상 강을 위한 공지된 합금 개념은 지나치게 좁은 공정 윈도우를 특징으로 하므로 특히 가요성 압연 스트립의 경우에 이 문제를 해결하기에 부적합하다. 현재까지 공지된 합금 개념을 이용하면, 한정된 단면 영역(시트 두께 및 스트립 폭)을 갖는 하나의 강도 등급의 강만이 제조될 수 있으므로 상이한 강도 등급 또는 단면 범위를 위해서는 다른 합금 개념을 요한다.
종래 기술은 탄소 및/또는 실리콘 및/또는 망가니즈의 양을 증가시킴으로써 강도를 증가(고용체 경화)시키고, 조절된 온도 프로파일에서의 미세구조 조절을 통해 강도를 조절하는 것이다.
그러나, 전술한 원소의 양을 증가시키면, 예를 들면, 용접, 성형 및 용융 코팅 중에 재료의 공정 특성이 점점 더 악화될 뿐만 아니라 강 생산, 열간 압연 산세, 냉간 압연 및 용융 코팅을 포함하는/미포함하는 열처리와 같은 모든 공정 단계의 산업 생산은 개별 설비에 관하여 요구가 증가된다.
강 생산에서 개선된 냉간 공정 및 사용 중의 보다 우수한 특성을 달성하기 위해 탄소 당량을 감소시키는 경향이 있다.
스트립 공정, 특히 에지 균열을 기술하고 정량화하기 위해, 다수의 가능한 시험 방법 중 하나로서 ISO 16630에 따른 구멍 확장 시험이 사용된다.
그러나 탄소 당량에 의해 특징지어지는 용접을 위한 적합성도 점점 더 주목을 받는다.
예를 들면, 다음의 탄소 당량에서
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
PCM = C+(Mn + Cu +Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15/ +/V10 + 5B
탄소 및 망가니즈 뿐만 아니라 크로뮴 또는 몰리브데넘 및 바나듐과 같은 특성 표준 원소가 고려된다.
실리콘은 탄소 당량의 계산을 위해 작은 역할을 한다. 이것은 본 발명에 관련하여 결정적으로 중요하다. 보다 낮은 탄소 및 망가니즈의 함량을 통한 탄소 당량의 저감은 실리콘 함량을 증가시킴으로써 보상되어야 한다. 따라서, 에지 균열 저항과 용접 적합성은 동일한 강도로 개선된다.
65 미만의 낮은 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 2상 강을 위해 전형적이고, 특히 신장 공정 및 딥 드로잉 공정에서의 성형성에 도움을 준다. 이것은 후속되는 소성 변형과 준정적 하중에서의 재료의 파괴 사이의 거리에 관한 정보를 제작자에게 제공한다. 대응하여 보다 낮은 항복 강도 비율은 부품 파괴에 대한 보다 큰 안전폭을 제공한다.
복합상 강을 경우에 전형적인 65를 초과하는 보다 높은 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 또한 에지 균열에 대한 저항에 의해 특징지어진다. 이것은 개개의 미세구조 부품의 보다 작은 강도의 차이에 기인될 수 있고, 이것은 절단날의 영역에서 균질의 변형에 좋은 효과를 미친다.
항복 강도에 관련하여 복합 강 뿐만 아니라 2상 강에 귀속될 수 있는 중첩 영역에 대한 규범이 제공된다.
750 MPa의 최소 강도를 갖는 다상 강을 달성하기 위한 분석적 전망은 매우 다양하고, 강도-촉진 원소인 탄소, 실리콘, 망가니즈, 인, 알루미늄 및 크로뮴 및/또는 몰리브데넘에 관하여 뿐만 아니라 타이타늄 니오븀, 바나듐 및/또는 붕소와 같은 마이크로-합금의 첨가에 관하여, 그리고 재료-특징부여 특성에 관하여 매우 넓은 합금 범위를 밝혀준다.
치수의 범위는 넓고, 두께 범위는 0.50 내지 4.00 mm이다. 주로 최대 약 1850 mm의 스트립이 사용되지만, 스트립을 종방향으로 분리시킴으로써 스트립의 치수를 가늘게 자르기도 한다. 시트 또는 플레이트는 스트립을 횡방향으로 분리시킴으로써 형성된다.
그러므로 본 발명은 압연 방향의 종방향 및 횡방향으로 750 내지 920 Mpa의 최소 인장 강도를 갖고, 바람직하게는 2상 미세구조 및 최대 73%의 항복 강도 비를 갖고, 이것에 의해 열연 강재 스트립 및 냉연 강재 스트립의 연속 어닐링을 위한 공정 윈도우가 확대될 수 있고, 따라서 상이한 단면, 길이 또는 폭에 걸쳐 변화하는 두께, 이에 따라 변화되는 냉간 압하율을 갖는 스트립이 가능한 균일한 기계적 기술적 특성을 갖도록 생성될 수 있는, 고강도 다상 강을 위한 새로운 합금 개념을 발표하기 위한 목적에 기초한다. 또한, 강의 용융 코팅(용융 아연도금 능력)이 보장될 것이고, 이러한 강으로 제조된 스트립을 제조하기 위한 방법이 제공된다.
본 발명의 교시에 따르면, 이 목적은 다음의 내용물을 중량%로 갖는 강에 의해 달성된다:
C: 0.075 내지 0.105
Si: 0.600 내지 0.800
Mn: 1.000 내지 0.700
Cr: 0.100 내지 0.480
Al: 0.010 내지 0.060
N: 0.0020 내지 0.0120
S: 0.0030 이하
NB: 0.005 내지 0.050
Ti: 0.0050 내지 0.050
B: 0.0005 내지 0.0040
Mo: 0.200 이하
Cu: 0.040 % 이하
Ni: 0.040 % 이하
잔부의 철 및 위에 언급되지 않은 통상의 강에 수반되는 원소.
본 발명에 따른 강은 용융 아연도금을 위해 매우 적합하고, 공지된 강에 비해 상당히 확대된 공정 윈도우를 갖는다. 그 결과 2상 미세구조 또는 다상 미세구조를 갖는 냉연 강재 스트립 및 열연 강재 스트립의 연속 어닐링 중에 공정 신뢰성이 향상된다. 따라서, 연속 어닐링된 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립용 스트립에서, 또한 상이한 단면의 경우에, 아니면 동일한 공정 파마미터에서 더 균질한 기계적-기술적 특성이 보장된다.
이것은 상이한 스트립 단면을 갖는 연속 스트립 뿐만 아니라 스트립 길이 또는 스트립 폭에 걸쳐 변화하는 두께를 갖는 스트립의 연속 어닐링에 적용된다. 이것은, 예를 들면, 선택된 두께 범위(예를 들면, 1 mm 미만의 스트립 두께, 1 내지 2 mm의 스트립 두께 및 2 내지 4 mm의 스트립 두께) 내에서의 공정을 가능하게 한다.
다양한 시트 두께를 갖는 다상 강으로 된 고강도 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립이 연속 어닐링 방법으로 본 발명에 따라 제조되는 경우, 성형에 의해 이러한 재료로부터 응력-최적화된 부품이 유리하게 제조될 수 있다.
생산된 재료는 스킨 패싱(skin passing) 상태나 스킨 패싱되지 않는 상태에서, 또는 열처리된 상태(중간 어닐링)에서 용융 아연도금 라인이나 순수한 연속 어닐링 라인을 통해 냉연 강재 스트립으로서 또는 열연 강재 스트립으로서 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 합금 조성으로 2상 미세구조 또는 다상 미세구조를 유발하는 Ac1과 Ac3 사이의 변태구간 어닐링이나, 또는 최종 제어된 냉각을 수반하는 Ac3를 초과하는 오스테나이트계 어닐링에 의해 제조될 수 있다.
700 내지 950℃의 어닐링 온도가 유리한 것으로 입증되었다. 전체 공정에 따라 열처리를 실현하기 위한 다양한 접근방법이 있다.
후속 용융 코팅을 포함하지 않는 연속 어닐링 설비에서, 스트립은 어닐링 온도로부터 출발하여 약 160 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각된다. 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 300 내지 500℃의 사전 중간 온도까지의 냉각이 실시되는 것이 최적일 수 있다. 마지막으로, 실온까지의 냉각이 약 2 내지 30℃의 냉각 속도로 실시된다(변형례 1, 도 6a).
용융 코팅의 프레임워크 내의 열처리에서 2 가지 온도 프로파일이 가능하다. 위에 기재된 바와 같은 냉각은 용융욕 내로 진입하기 전에 정지되고, 용융욕으로부터 부상된 후 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지만 계속된다. 용융욕의 온도에 따라, 이 경우에 약 400 내지 470℃의 유지 온도가 얻어진다. 다시 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지의 냉각이 실시된다. (변형례 2, 도 6b).
용융 코팅의 경우에 온도 프로파일의 제 2 변형례는 200 내지 350℃의 중간 온도에서 약 1 내지 20 초 동안 이 온도를 유지하고, 다음에 용융 코팅을 위해 요구되는 400 내지 470℃의 온도까지 재가열하는 것을 포함한다. 용융 코팅 후에 스트립은 다시 200 내지 250℃까지 냉각된다. 다시 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지의 냉각이 실시된다. (변형례 3, 도 6c).
전통적인 2상 강에서 탄소 외에 망가니즈, 크로뮴 및 실리콘도 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태에 관여한다. 첨가된 원소인 탄소, 실리콘, 망가니즈 및 크로뮴의 본 발명에 따른 조합만이, 하나의 관점으로부터, 연속 어닐링에서 동시의 상당히 확대된 공정 윈도우로 750 MPa의 최소 인장 강도의 요구되는 기계적 특성 및 73% 미만의 항복 강도 비율을 보장한다.
시험 결과, 특히 0.600-0.800 %의 양으로 실리콘을 첨가하면 광범위한 치수에 대해 넓은 공정 윈도우가 가능해지고, 또한 열연 강재 스트립의 경우에는 적어도 750 MPa, 그리고 냉간 재압연된 열연 강재 스트립 및 냉연 강재 스트립의 경우에는 적어도 780 MPa의 요구되는 인장 강도를 달성하기에 적합하다는 것이 밝혀졌다.
이 재료의 특징은 또한 망가니즈의 첨가량(질량%)이 증가하면 할 수록 냉각 중에 페라이트 영역이 보다 긴 시간 및 보다 낮은 온도 쪽으로 이동된다. 이것에 의해 페라이트의 비율도 공정 파라미터에 따라 베이나이트의 비율이 증대됨으로써 감소된다.
0.105% 이하의 낮은 탄소 함량을 설정하면 탄소 당량이 감소될 수 있고, 이것은 용접성을 개선하고, 과도한 경화를 방지한다. 또한 저항 점용접에서 전극의 내용 연한도 상당히 증대될 수 있다.
이하에서 본 발명에 따른 합금 내의 원소의 효과를 더 상세히 설명한다. 전형적으로 다상 강은 마이크로-합금 원소와 함께, 또는 마이크로-합금 원소 없이 합금 성분들이 결합되어 있는 화학 조성을 갖는다. 부수적 원소는 불가피한 것으로 필요한 경우에 그 효과에 관하여 고려된다.
부수적 원소는 철 광석 내에 이미 존재하거나 제조 시에 강에 혼입되는 원소이다. 이 원소는 이것의 주로 부정적 효과로 인해 통상적으로 바람직하지 않다. 허용될 수 있는 함량에 도달하도록 이것을 제거하기 위해, 또는 이것을 덜 유해한 형태로 변환하기 위해 노력한다.
수소(H)는 격자 장력을 발생시키지 않고 철 격자를 통해 확산될 수 있는 유일한 원소이다. 결과적으로 수소는 철 격자 내에서 비교적 가동성을 가지며, 제조 중에 비교적 쉽게 흡수될 수 있다. 따라서 수소는 원자(이온) 형태로 철 격자 내에 흡수될 수 있다.
수소는 강력한 취화 효과를 가지며, 바람직하게 에너지적으로 유리한 부위(결함, 결정립계 등)로 확산된다. 결함은 수소 트랩의 역할을 하여, 재료 내의 수소의 체류 시간을 상당히 증가시킬 수 있다.
분자 수소로의 재결합은 냉간 균열을 초래할 수 있다. 이러한 거동은 수소 취화에서 또는 수소에 의해 유발되는 응력 부식에서 발생된다. 수소는 외부의 장력 없이 발생되는 소위 지연된 파괴의 원인으로서 종종 지목되기도 한다.
본 발명에 따라 특히 그 확대된 공정 윈도우의 덕분에 달성되는 보다 균일한 미세구조는 수소 취화에 대한 감수성을 저하시켜준다.
그러므로 강 내의 수소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
산소(O): 용융 상태에서, 강은 비교적 높은 기체 흡수 능력을 가지지만, 실온에서 산소는 극소량만이 용해될 뿐이다. 수소와 유사하게 산소는 원자의 형태로만 재료 내에 확산될 수 있다. 강력한 취화 효과 및 시효 저항에 관한 부정적 효과에 기인되어, 제조 중에 산소 함량이 가능한 한 많이 감소되도록 노력한다.
산소의 양을 감소시키기 위해, 한편으로 진공 처리와 같은 제조 방법 및 다른 한편으로 분석적 접근방법이 존재한다. 산소는 특정의 합금 원소를 첨가함으로써 무해한 상태로 전환될 수 있다. 예를 들면, 망가니즈, 실리콘 및/또는 알루미늄을 통해 산소와 결합하는 것이 일반적이다. 그러나, 그 결과 생성되는 산화물은 결함의 형태로 재료 내에 부정적인 특성을 유발할 수 있다.
위에서 언급된 이유로 강 내의 산소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
인(P)은 철 광석 내에 포함된 미량 원소이고, 치환 원자로서 철 격자 내에 용해된다. 고용체 강화의 결과로서 인은 강도를 증대시키고, 경화능을 개선시킨다.
그러나, 인의 느린 확산 속도에 기인되어 인은 강한 편석의 경향을 갖고, 강인성을 심하게 저하시키므로 가능한 한 인 함량을 저하시키는 것이 통상적으로 모색된다. 결정립계에서의 인의 침착은 결정립계 균열을 초래할 수 있다. 또한 인은 강인 거동으로부터 취성 거동으로의 천이 온도를 최대 300℃ 만큼 증가시킨다. 열간 압연 중에, 표면에 근접한 인 산화물은 결정립계에서의 분리를 초래할 수 있다.
그러나, 낮은 비용 및 높은 강도 증가로 인해, 인은 일부의 강에서, 예를 들면, 고강도 IF(interstitial free)-강, 소부 경화 강에서 또는 2상 강을 위한 일부의 합금 개념에서 마이크로-합금 원소로서 소량(<0.1%)으로 사용된다. 본 발명에 따른 강은 특히 인이 첨가되지 않는 점에서 인이 고용체 형성제로서 사용되는 공지의 분석 개념(예를 들면, EP 2 412 842 A1 또는 EP 2 128 295 A1)과 다르다.
전술한 이유로 인은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
황(S)은 인과 유사하게 철 광석 내에 미량 원소로서 결합되어 있다. 이것은 강한 편석의 경향 및 강한 취화 효과로 인해 강에서 바람직하지 않다(예외 자동화(automate) 강). 그러므로 (예를 들면, 강력한 진공 처리에 의해) 용탕 내의 황의 양이 가능한 한 낮아지도록 모색된다. 더욱이 존재하는 황은 망가니즈를 첨가함으로써 비교적 무해한 화합물인 망가니즈 황화물(MnS)로 전환된다.
망가니즈 황화물은 압연 중에 밴드(band) 형태로 압연되고, 변태를 위한 발아 부위의 역할을 한다. 특히 확산-제어형 변태의 경우, 이것은 밴드 형태로 구성되는 미세구조를 유발하고, 매우 현저한 밴드형성의 경우에는 기계적 특성이 저하된다(예를 들면, 분산된 마르텐사이트의 아일랜드 대신에 현저한 마르텐사이트 밴드, 비등방성 재료 거동, 감소된 파단 신율).
전술한 이유로, 황 함량은 0.0030% 이하, 유리하게는 0.0020% 이하, 또는 최적으로는 0.0010% 이하, 또는 강 생산 중의 불가피한 양으로 제한된다.
합금 원소는 통상적으로 표적화 방식으로 특성에 영향을 주기 위해 강에 첨가된다. 합금 원소는 다양한 강의 다양한 특성에 영향을 줄 수 있다. 이 효과는 일반적으로 재료의 양 및 용해도 상태에 크게 의존한다.
따라서, 그 상호관계는 매우 다양하고 복잡할 수 있다. 이하에서 합금 원소의 효과를 더 상세히 설명한다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로 간주된다. 우선 최대 2.06%의 탄소를 표적화 도입하면 철이 강으로 변화된다. 종종 탄소 함량은 강 생산 중에 현저히 저감된다. EN 10346 또는 VDA 239-100에 따르면 연속 용융 코팅용 2상 강에서 탄소 함량은 최대 0.230%이고, 최소값은 주어지지 않는다.
탄소는 비교적 작은 원자 반경으로 인해 철 격자 내에 침입형으로 용해된다. Α-철 내에서의 용해도는 최대 0.01%이고, γ-철 내에서는 최대 2.06%이다. 탄소는 용해된 형태에서 강의 경화능을 상당히 증대시키므로 충분한 양의 마르텐사이트의 형성을 위해 필수적이다. 그러나, 과도한 탄소 함량은 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도 차이를 증대시키고, 용접성을 제한한다.
높은 구멍 확장에 관련된 요구를 만족시키기 위해, 본 발명에 따른 강은 0.105% 미만의 탄소를 포함한다.
상이한 용해도로 인해, 상 변태 시에 현저한 확산 공정이 필요하고, 이것은 매우 상이한 속도론적 조건을 초래할 수 있다. 또한 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 증가시키고, 이것은 상태도에서 보다 낮은 온도를 향한 오스테나이트 영역의 확장으로서 잘 드러나게 된다. 마르텐사이트 내의 강재 용해된 탄소 함량이 증가되면, 격자 왜곡 및 이와 관련된 무확산 생성 상의 강도가 증대된다.
또한 탄소는 탄화물을 형성한다. 대표적인 것은 거의 모든 강에 존재하는 시멘타이트(Fe3C)이다. 그러나, 크로뮴, 타이타늄, 니오븀 및 바나듐과 같은 다른 금속과 함께 경도가 상당히 더 높은 특수 탄화물을 형성할 수 있다. 그 결과 석출물의 유형 뿐만 아니라 분포 및 크기는 얻어지는 강도 증가에 결정적으로 중요하다. 한편으로는 충분한 강도를, 그리고 다른 한편으로는 우수한 용접성을 보장하기 위해, 최소 C-함량은 0.075%로 설정되고, 최대 C-함량은 0.105%로 설정된다.
실리콘( Si )은 주조 중에 산소와 결합되므로 강의 탈산을 위해 사용된다. 실리콘의 편석 계수가, 예를 들면, 망가니즈의 것보다 상당히 더 낮은 것(0.16 대 0.87)은 추후의 강 특성을 위해 중요하다. 편석은 일반적으로 미세구조 성분의 밴드상 구조를 유발하고, 이것은 성형 특성, 예를 들면, 구멍 확장을 저하시킨다.
재료에 따라 실리콘의 첨가는 강력한 고용체 경화를 유발한다. 0.1%의 실리콘을 첨가하면 약 10 Mpa에 근접하는 만큼의 인장 강도의 증가를 유발하고, 여기서 최대 2.2%의 실리콘은 단지 확장을 약간 저하시킨다. 이와 같은 상황에서 상이한 시트 두께 및 어닐링 온도가 관찰되었다. 0.2%으로부터 0.6%으로 실리콘을 증가시키면 항복 강도의 경우 약 20 Mpa의 강도 증가를, 그리고 인장 강도의 경우 약 70 MPa의 강도 증가를 유발하였다. 이것에 의해 파단 신율은 약 2% 만큼 감소될 뿐이다. 후자는 특히 실리콘이 페라이트 내의 탄소의 용해도를 저하시킨다는 사실에 기인되고, 이것에 의해 페라이트는 보다 연질이 되고, 결국 성형성이 개선된다. 또한 실리콘은 취성 상으로서 전성을 저하시키는 탄화물의 형성을 방지한다. 본 발명에 따른 강의 범위 내에서 실리콘의 낮은 강도 증가 효과는 넓은 공정 윈도우의 기초를 형성한다.
더 중요한 효과는 실리콘이 보다 페라이트의 형성을 짧은 시간을 향해 이동시키므로 ?칭 전에 충분한 양의 페라이트가 생성될 수 있다는 것이다. 이것은 열간 압연 중에 개선된 냉간 압연성을 위한 기초를 조성한다. 가속화된 페라이트 형성의 결과로서 오스테나이트는 용융 아연도금 중에 탄소로 부화되므로 안정화된다. 실리콘은 탄화물의 형성을 억제하므로 오스테나이트는 부가적으로 안정화된다. 따라서, 가속화된 냉각 시에 마르텐사이트에 유리하도록 베이나이트의 형성은 억제될 수 있다.
특허 청구항에 따르면, 실리콘의 추가의 특성이 기재되어 있다. 위에 언급된 탄화물 형성의 지연은, 예를 들면, 알루미늄에 의해 기인될 수 있다. 그러나, 알루미늄은 안정한 질화물을 형성하므로 마이크로-합금 원소와 탄질화물을 형성하기 위한 충분한 양의 질소를 얻을 수 없다. 실리콘은 탄화물이나 질화물을 형성하지 않으므로 실리콘과 합금하면 이러한 문제가 제거된다. 따라서, 실리콘은 마이크로-합금에 의한 석출물의 형성에 간접적인 긍정적 효과를 갖고, 이것은 결국 재료의 강도에 긍정적 효과를 갖는다. 실리콘에 의한 변태 온도의 증가는 결정립 미세화에 유리한 경향이 있으므로, 니오븀, 타이타늄 및 붕소와의 마이크로-합금이 특히 유리하다.
공지된 바와 같이, 보다 높은 실리콘을 포함하는 강에서 적색 스케일(red scale)이 부착된 합금 강을 형성하는 것이 예상되고, 열간 압연 중에 압연 스케일이 발생될 위험이 더 크고, 이것은 후속되는 산세척의 결과 및 산세척의 생산성에 영향을 줄 수 있다. 이러한 효과는 산세척이 황산 대신 염산으로 수행되는 것이 유리한 0.600% 내지 0.800%의 실리콘을 포함하는 본 발명에 따른 강에서는 검출되지 않는다.
실리콘-함유 강의 아연도금 능력에 관하여, DE 196 10 675 C1은 강 표면의 액체 아연에 의한 매우 부족한 젖음성(wettability)으로 인해, 특히 최대 0.800%의 실리콘 또는 최대 2.000%의 실리콘을 함유하는 강은 용융 아연도금될 수 없음을 설명하고 있다.
어닐링 처리 중의 연속 용융 아연도금 설비 내의 분위기 상태는 경질 스트립의 재결정에 더하여, 예를 들면, 냉간 압연 중이나 또는 실온에서의 보관으로 인해 표면 상에 형성될 수 있는 철 산화물의 감소를 유발한다. 그러나, 실리콘, 망가니즈, 크로뮴, 붕소와 같은 산소 친화적 합금 성분의 경우, 전체 분위기는 산화성이고, 이것은 이들 원소의 편석 및 선택적 산화를 유발할 수 있다. 선택적 산화는 외부에서, 즉 기재의 표면 상에서 뿐만 아니라 금속 매트릭스의 내부에서도 발생될 수 있다.
특히 실리콘은 어닐링 중에 단독으로 또는 망가니즈 형태의 막 형상 산화물과 함께 표면으로 확산될 수 있다는 것이 공지되어 있다. 이들 산화물은 기재와 용융체 사이의 접촉을 방지할 수 있고, 젖음 반응을 방지하거나 상당히 저하시킬 수 있다. 그 결과 아연도금되지 않은 부위, 소위 “베어 스폿(bare spot)”이나 또는 심지어 코팅이 없는 큰 표면 영역이 발생될 수 있다. 더욱이 저하된 젖음 반응으로 인해 억제층이 불충분하게 형성될 수 있고, 따라서 기재 상의 아연층 또는 아연 합금층의 접착이 감소될 수 있다. 전술한 메커니즘은 산세된 열연 강재 스트립이나 또는 냉간 압연된 열연 강재 스트립에도 적용된다.
이러한 종래 기술의 일반적 지식과 대조적으로, 시험 결과 예상외로 재결정화 어닐링 중에 그리고 아연욕을 통과하는 중에 노를 적절히 가동시킴으로서만 스트립의 우수한 아연도금성 및 우수한 아연 부착이 달성될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
이를 위해 스트립의 표면은 먼저 스케일 잔여물, 압연 오일 또는 다른 오물 입자를 화학적 또는 열-물-기계적 세정에 의해 사전에 제거해야 한다. 실리콘 산화물이 표면에 도달하는 것을 방지하기 위해, 재료의 표면 하측의 합금 원소의 내부 산화를 촉진시키기 위한 조치가 또한 취해져야 한다. 설비의 구성에 따라, 이러한 목적을 위한 상이한 조치가 사용된다.
전적으로 라디언트 튜브로(RTF)를 이용하여 어닐링 공정 단계가 수행되는 설비 구성(도 6c의 방법 3 참조)에서, 합금 원소의 내부 산화는 노 분위기(N2-H2 보호 기체 분위기)의 산소 분압을 조절함으로써 표적화된 방식으로 영향을 받을 수 있다. 여기서 조절된 산소 분압은 다음의 식을 만족시켜야 하고, 여기서 노의 온도는 700 내지 950℃이다.
-12 > Log pO2 ≥ 5*Si-0.25 - 3*Mn-05 - 0.1*Cr-0.5 - 7*(-ln B)0.5 .
여기서, Si, Mn, Cr, B는 강 내의 대응하는 합금 비율을 질량%로 나타내고, pO2는 산소 분압을 mbar로 나타낸다.
노 영역이 직화로(DFF 또는 비산화성 노(NOF)) 및 후속되는 라디언트 튜브로의 조합으로 이루어지는 설비의 구성(도 6b의 방법 2 참조)에서, 선택적 산화는 노 영역의 기체 분위기에 의해 영향을 받을 수도 있다.
NOF 내의 연소 반응을 통해, 산소 분압 및 이와 함께 철 및 합금 성분의 산화 전위가 조절될 수 있다. 합금 원소의 산화가 강 표면의 하측인 내부에서 발생되도록 산화 전위가 조절되고, NOF 영역을 통과 한 후에 얇은 철 산화물 층이 강 표면 상에 형성될 수 있다. 이것은, 예를 들면, CO 값을 4% 미만으로 감소시킴으로써 달성된다.
후속되는 라디언트 튜브로에서, 형성될 수 있는 철 산화물층과 또한 합금 원소는 N2-H2 보호 기체 분위기 하에서 더욱 환원된다. 여기서 이러한 노 영역 내의 조절된 산소 분압은 다음의 식을 만족시켜야 하고, 여기서 노의 온도는 700 내지 950℃이다.
-18 > Log pO2 ≥ 5*Si-0.3 - 2.2*Mn-0.45 - 0.1*Cr-0.4 - 12.5*(-ln B)0.25
여기서, Si, Mn, Cr, B는 강 내의 대응하는 합금 비율을 질량%로 나타내고, pO2는 산소 분압을 mbar로 나타낸다.
노 - 아연 포트(송풍구 스나우트(snout)) 사이의 천이 영역에서, 기체 분위기(N2-H2 보호 기체 분위기)의 이슬점 및 이와 함께 산소 분압은 용융욕 내로의 침지 전에 스트립의 산화가 방지되도록 조절되어야 한다. -30 내지 -40℃의 범위의 이슬점이 유리한 것으로 입증되었다.
위에 기재된 연속 용융 아연도금 플랜트의 노 영역에서의 조치는 산화물의 표면 형성을 방지하고, 스트립 표면의 액체 융체에 의한 균일하고 우수한 젖음성을 달성한다.
용융 아연도금 대신에 연속 어닐링 후 전해 아연도금의 방법이 선택되는 경우(도 6a의 방법 1 참조), 아연도금성을 보장하기 위한 특별한 조치가 요구되지 않는다. 보다 고합금 강의 아연도금은 연속 용융 아연도금에 의한 것보다 전해질 아연도금에 의해 상당히 더 용이하게 실현될 수 있다는 것이 공지되어 있다. 전해 아연도금에서, 순수한 아연이 스트립 표면 상에 직접 전착된다. 스트립과 아연-이온 사이의 전자 흐름 및 이와 함께 아연도금을 악화시키지 않기 위해, 스트립 표면 상에 표면 피복 산화물 층이 존재하지 않도록 보장되어야 한다. 이러한 조건은 통상적으로 어닐링 중의 표준 환원성 분위기 및 전기분해 전의 사전 세정에 의해 보장된다.
어닐링 중에 가능한 넓은 공정 윈도우 및 충분한 아연도금 능력을 확보하기 위해, 최소 Si-함량은 0.600%으로 설정되고, 최대 실리콘 함량은 0.800%으로 설정된다.
망가니즈(Mn)는 유해한 황을 망가니즈 황화물로 전환시키기 위한 탈황용으로 거의 모든 강에 첨가된다. 또한, 고용체 강화의 결과로서, 망가니즈는 페라이트의 강도를 증대시키고, 보다 낮은 온도를 향해 α/γ 변태를 이동시킨다.
2상 강에 망가니즈를 첨가하는 주된 이유는 경도 심도(hardness penetration)의 상당한 개선이다. 확산 장해에 기인되어, 펄라이트와 베이나이트 변태는 보다 긴 시간 쪽으로 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 낮아진다.
그러나, 동시에, 망가니즈의 첨가는 마르텐사이트와 페라이트의 경도비를 증가시킨다. 또한 미세구조의 밴딩이 증가된다. 상들 사이의 높은 경도차 및 마르텐사이트 밴드의 형성에 기인되어 구멍 확장 능력이 보다 낮아지고, 이것은 에지 균열 저항에 불리한 영향을 준다.
망가니즈는 실리콘과 마찬가지로 어니링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향을 갖는다. 어닐링 파라미터와 기타 합금 원소(특히 실리콘 및 알루미늄)의 함량에 따라, 망가니즈 산화물(예를 들면, MnO) 및/또는 Mn 혼합 산화물(예를 들면, Mn2SiO4)이 형성될 수 있다. 그러나, 망가니즈는 낮은 Si/Mn 비 또는 Al/Mn 비에서 산화막 대신 구형의 산화물을 형성하므로 중요성이 낮다. 그럼에도 불구하고 높은 망가니즈 함량은 아연 층의 외관 및 아연 부착에 부정적인 영향을 줄 수 있다.
전술된 이유로 Mn-함량은 1.000 내지 1.900%로 설정된다.
요구된 최소 강도를 달성하기 위해, 단면적에 따라 망가니즈 함량을 변화시키는 것이 유리하다. 1.00 mm 미만의 스트립 두께 범위의 경우, 망가니즈 함량은 1.500% 이하, 1.00 내지 2.00 mm의 스트립 두께에서는 1.750 % 이하, 그리고 2.00 mm를 초과하는 스트립 두께에서는 1.500% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 추가의 특정의 양태는 망가니즈 함량의 변화가 실리콘 함량의 동시적 변화에 의해 보상될 수 있다는 것이다. 망가니즈 및 실리콘에 의한 강도(항복 강도, YS)의 증가는 일반적으로 다음의 피커링(Pickering) 식에 의해 잘 설명된다.
YS(MPa) = 53.9 + 32.34[%Mn] + 83.16[%Si] + 354.2[%Ni] + 17.402 d(-1/2)
그러나, 이 식은 주로 고용체 경과의 효과에 기초한 것이고, 이 식에 따르면 고용체 경화는 실리콘의 경우보다 망가니즈의 경우에 더 약하다. 그러나, 동시에, 위에서 언급된 바와 같이, 망가니즈는 경화능을 상당히 증가시키고, 이것은 다상 강에서 강도를 증가시키는 제 2 상의 비율을 상당히 증가시킨다. 그러므로 강도 증가의 의미에서 제 1 근사로 0.1 %의 실리콘의 첨가는 0.1 %의 망가니즈의 첨가와 동등하게 설정된다. 본 발명에 따른 조성의 강 및 본 발명에 따른 시간-온도 파라미터로의 어닐링의 경우, 항복 강도 (YS) 및 인장 강도 (Ts)를 위한 다음의 식이 실험적으로 결정되었다.
YS(MPa) = 160.7 + 147.9[%Si] + 161.1[%Mn]
TS(MPa) = 324.8 + 189.4[%Si] + 174.1[%Mn]
피커링 식에 비교하면, 망가니즈 및 실리콘의 계수는 항복 강도 및 인장 강도의 경우에 대략 동일하고, 이것은 실리콘으로 망가니즈를 치환할 가능성을 증명한다.
크로뮴( Cr)은 한편으로 소량으로 용해된 형태로 강의 경화능을 이미 상당히 증가시킨다. 다른 한편으로 크로뮴은 크로뮴 탄화물의 형태로 대응하는 온도 프로파일에서 석출 경화를 유발한다. 동시에 저감된 탄소 함량에서 발아 부위의 수가 증가하는 것은 경화능의 저하로 이어진다.
2상 강에서 크로뮴의 첨가는 주로 경도 심도를 향상시킨다. 크로뮴은 용해된 상태에서 펄라이트 및 베이나이트 변태를 보다 긴 시간을 향해 이동시킴과 동시에 마르텐사이트 개시 온도를 저하시킨다.
추가적으로 중요한 효과는 템퍼링 저항을 상당히 증가시키므로 아연욕 내에서 강도 손실이 거의 발생하지 않는다는 것이다.
또한 크로뮴은 탄화물을 형성한다. 크로뮴-철의 혼합 탄화물이 존재하는 경우, 오스테나이트화 온도는 크로뮴 탄화물을 용해시키도록 경화 전에 충분히 높게 선택되어야 한다. 그렇지 않으면 증가된 핵의 수가 경도 심도를 저하시킬 수 있다.
크로뮴은 또한 어닐링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향이 있고, 이것은 아연도금 품질에 부정적인 영향을 줄 수 있다. 연속 용융 아연도금에서 노 영역을 조절하기 위한 전술한 조치로 인해 어닐링 후에 강 표면에 Cr-산화물 또는 Cr-혼합 산화물의 형성이 감소된다.
그러므로 Cr 함량은 0.100 내지 0.700%의 값으로 설정된다.
요구되는 기계적 특성에 부합하기 위해, Mn+Si+Cr의 총 함량은 시트 두께에 따라 선택되는 것이 또한 유리하다. 1mm 이하의 시트 두께의 경우에는 2.40 내지 2.70%의 총 함량, 1.00 내지 2.00의 시트 두께의 경우에는 2.60 내지 2.90%의 총 함량, 그리고 2mm 이상의 시트 두께의 경우에는 2.80 내지 3.10%의 총 함량이 유리하다.
몰리브데넘( Mo ): 크로뮴과 유사하게, 몰리브데넘은 경화능을 향상시킨다. 펄라이트 및 베이나이트 변태는 보다 긴 시간을 향해 이동되고, 마르텐사이트 개시 온도는 낮아진다. 몰리브데넘은 또한 강력한 탄화물 형성제이고, 이것은 무엇보다도 또한 타이타늄과 함께 미세하게 분산된 혼합 탄화물의 형성을 허용한다. 몰리브데넘은 또한 템퍼링 저항을 상당히 증가시키므로 아연욕에서 강소 손실이 예상되지 않고, 고용체 강화의 결과로서 페라이트의 강도의 증가를 유발하지만, 망가니즈 및 실리콘보다 효과가 낮다.
몰리브데넘 함량은 통상적으로 강에 수반되는 불가피한 양으로 제한된다. 특정의 공정 파라미터가 추가의 강도 증가를 필요로 하는 경우, 몰리브데넘은 최대 0.200%까지 선택적으로 첨가될 수 있다.
구리(Cu): 구리의 첨가는 인장 강도 및 경도 심도를 증가시킬 수 있다. 니켈, 크로뮴 및 인과 관련하여, 구리는 표면 상에 보호 산화물 층을 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 가져올 수 있다. 그러므로 구리 함량은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
니켈(Ni) 또는 주석(Sn)과 같은 기타 합금 원소의 함량은 강 생산 중에 불가피한 양으로 제한된다.
알루미늄(Al)은 통상적으로 철 내에 용해된 산호 및 질소와 결합하도록 강에 첨가된다. 이러한 방식으로, 산소는 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 전환된다. 이들 석출물은 핵생성의 수를 증가시킴으로써 결정립 미세화를 유발할 수 있고, 따라서 강인성 및 강도 값을 증가시킨다.
알루미늄 질화물은 타이타늄이 충분한 양으로 존재하는 경우에 석출되지 않는다. 타이타늄 질화물은 보다 낮은 형성 엔탈피를 갖고, 보다 더 높은 온도에서 형성된다.
알루미늄은 용해된 상태에서 실리콘과 마찬가지로 보다 짧은 시간을 향해 페라이트 형성을 이동시키므로 2상 강에서 충분한 양의 페라이트를 형성시킬 수 있다. 또한 이것은 탄화물 형성을 억제하므로 오스테나이트의 변태가 지연된다. 이러한 이유로 알루미늄은 잔류 오스테나이트 강(TRIP 강)에서 알루미늄에 의해 실리콘의 일부를 치환시키기 위한 합금 원소로서도 사용된다. 이러한 접근방법의 이유는 아연도금의 경우 알루미늄이 실리콘보다 덜 중요하다는 것이다.
그러므로 Al-함량은 0.010 내지 최대 0.060%로 제한되고, 강의 탄산을 위해 첨가된다.
니오븀( Nb ): 니오븀은 강에서 상이한 효과를 갖는다. 이것은 마무리 가공에서 열간 압연 중에 발아 부위의 밀도를 증대시키고, 변태 후에 보다 미세한 결정립을 생성하는 초미세하게 분산된 석출물을 형성함으로써 재결정을 지연시킨다. 또한 용해된 니오븀의 비율은 재결정을 억제한다. 이 석출물은 최종 생성물의 강도를 증가시킨다. 이들 석출물은 탄화물 또는 탄질화물일 수 있다. 종종 이들 석출물은 혼합 탄화물이고, 이것은 또한 타이타늄과 결합될 수 있다. 이러한 효과는 0.0050%에서 시작되고, 0.010%을 초과하는 니오븀에서 가장 현저하다. 석출물은 또한 용융 아연도금에서 (부분) 오스테나이트화 중에 결정립 성장을 방지한다. 0.050%을 초과하는 니오븀에서는 첨가 효과가 예상되지 않으므로 이것은 본 발명의 최상한을 구성한다.
타이타늄( Ti ): 이것은 질소 타이타늄에 대한 높은 친화도에 기인되어 응고 중에 주로 TiN으로서 석출된다. 또한 혼합 탄화물로서 니오븀과 함께 존재한다. TiN은 결정립도의 안정성을 위해 매우 중요하다. 이 석출물은 높은 온도 안정성을 가지므로 혼합 탄화물에 비해 1200℃에서 대부분 입자로서 존재하고, 이것은 결정립 성장을 억제한다. 타이타늄은 또한 열간 압연 중에 재결정을 지연시키지만, 니오븀보다 낮은 효과를 갖는다. 타이타늄은 석출 경화를 통해 작용한다. 여기서 보다 큰 TiN의 입자는 보다 미세하게 분산된 혼합 탄화물보다 낮은 효과를 갖는다. 최상의 효율은 0.005 내지 0.050%의 범위에서 달성되므로 이것은 본 발명에 따른 합금 범위를 구성한다. 여기서 타이타늄의 비율은 붕소의 첨가량에 의존한다(이하 참조).
바나듐(V): 본 합금 개념에서 바나듐의 첨가는 요구되지 않으므로 바나듐의 함량은 강에 불가피하게 수반되는 양으로 제한된다.
붕소(B): 붕소는 경도를 증가시키기 위해 극도로 효과적인 합금제이고, 이것은 극소량(5 ppm 초과)으로 이미 효과를 갖는다. 여기서 마르텐사이트 개시 온도는 영향을 받지 않고 유지된다. 붕소가 효과를 갖기 위해서는 고용체 내로 존재해야 한다. 이것의 질소에 대한 높은 친화도로 인해, 바람직하게 질소는 먼저 화학양론적으로 요구되는 양의 타이타늄과 결합시켜야 한다. 용해된 붕소는 철에서의 낮은 용해도로 인해 오스테나이트 결정립계에 우선적으로 존재한다. 여기서 붕소는 부분적으로 Fe-B 탄화물을 형성하고, 이것은 정합성(coherent)을 갖고, 결정립계 에너지를 저하시킨다. 양자 모두의 효과는 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시키므로 강의 경화능을 증대시킨다. 그러나 과도한 양의 붕소는 재료의 경화능, 성형성 및 강인성에 부정적 영향을 주는 철 붕화물을 형성할 수 있으므로 해롭다. 또한 붕소는 연속 용융 코팅 중에 용융 아연도금의 품질을 저하시키는 산화물 또는 혼합 산화물을 형성하는 경향을 갖는다. 연속 용융 코팅에서 노 영역을 조절하기 위한 전술한 조치는 강 표면에서 산화물의 형성을 감소시킨다.
본 발명에서 붕소 함량은 5 내지 40 ppm로 제한된다.
질소(N)는 합금 원소일 수 있을 뿐만 아니라 강 생산의 부수적 원소일 수 있다. 과도한 양의 질소는 강인성의 신속한 손실 및 시효 효과와 관련된 강도 증가를 유발한다. 다른 한편으로 마이크로-합금 원소인 타이타늄 및 니오븀과 관련하여 질소의 표적화 첨가에 의해 타이타늄 질화물 및 니오븀(탄)질화물에 의한 미세 결정립 경화가 달성될 수 있다. 또한 열간 압연 전의 재가열 중에 조대한 결정립 형성이 억제된다.
그러므로 본 발명에 따르면 N-함량은 0.0020% 내지 0.0120%로 설정된다. Ti+Nb의 합이 0.10% 내지 0.050%인 경우, 질소의 함량은 0.0020% 내지 0.0100%로 설정된다. Ti+Nb의 합이 0.050%를 초과하는 경우, 질소의 함량은 0.00400% 내지 00120%로 설정된다.
본 발명에 따른 강에 대해 실시된 시험에서 Ac1과 Ac3 사이의 변태구간 어닐링 또는 Ac3의 상측에서의 오스테나이트화 어닐링 후 제어 냉각의 경우에 0.50 내지 4.00 mm의 두께의 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 2상 강이 생성될 수 있다는 것이 밝혀졌고, 이것은 공정 변화에 대한 충분한 허용범위를 특징으로 한다.
이것에 의해, 공지된 합금 개념에 비해 본 발명에 따른 합금 조성의 경우에 상당히 확대된 공정 윈도우가 형성된다.
달성될 2상 미세구조를 위한 어닐링 온도는 약 700 내지 950℃이고, 이 온도 범위에 따라 부분적 오스테나이트(2상 영역) 미세구조 또는 완전 오스테나이트 미세구조(오스테나이트 영역)가 달성된다.
시험 결과 Ac1과 Ac3 사이의 변태구간 어닐링 또는 Ac3의 상측에서의 오스테나이트화 어닐링 후 제어 냉각 후에 형성된 미세구조 비율은 추가의 공정 단계인, 예를 들면, 400 내지 470℃의 온도에서 아연 또는 아연-마그네슘을 이용한 “용융 코팅” 후에도 유지된다는 것이 밝혀졌다.
용융 코팅된 재료는 열연 강재 스트립 뿐만 아니라, 스킨-패싱 압연(냉간 재압연)된 상태 또는 스킨-패싱되지 않은 압연된 상태 그리고/또는 인장 교정된 상태 또는 인장 교정되지 않은 상태, 그리고 또한 열처리된 상태(과시효)의 냉간 재압연된 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립으로서 제조될 수 있다.
이 경우 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 열연 강재 스트립, 냉간 재압연된 열연 강재 스트립 또는 냉연 강재 스트립으로서의 스트립은 추가의 공정 중에 에지-부근 균열에 대한 높은 저항을 특징으로 한다.
과거에 2상 강의 경우에 ISO 16630에 따라 결정되는 시트 두께로부터 구멍 확장률의 의존성이 확립될 수 있었다. 시트 두께가 증가하면 보다 큰 구멍 확장률이 달성되는 것이 밝혀졌다. 이러한 이유로 본 발명에 따른 강의 경우에 유사한 상관관계가 예상된다.
스트립의 압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로 스트립의 특성값의 차이가 작은 것은 재료의 후속되는 사용 시에 유리하다. 따라서, 플레이트의 절단이 압연 방향에 무관하게 (예를 들면, 압연 방향에 대해 횡방향, 종방향 및 대각선 방향 또는 임의의 각도로) 실시될 수 있다.
본 발명에 따른 강으로부터 제조된 열연 강재 스트립의 냉간 압연성을 보장하기 위해, 본 발명에 따라 열연 강재 스트립은 AC3를 초과하는 오스테나이트 범위의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도를 초과하는 권취 온도로 제조된다(변형례 A).
예를 들면, 약 16% 감소된 열연 강재 스트립 또는 냉간 재압연된 열연 강재 스트립의 경우, 본 발명에 따른 열연 강재 스트립은 Ac3를 초과하는 오스테나이트 영역의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도 미만의 권취 온도로 제조된다(변형례 B).
본 발명의 추가의 특징, 장점 및 세부는 이하 도면에 도시된 예시적 실시형태의 설명으로부터 명백해질 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로부터 스트립의 제조를 위한 개략 공정 흐름을 도시한다.
도 2는 본 발명에 따른 강을 위해 예시적인 열간 압연, 선택적 냉간 압연 및 연속 어닐링 공정 단계의 시간-온도-과정을 개략적으로 도시한다.
도 3은 탄소-부화(0.120% 이상의 C) 및 마이크로-합금된 비교 등급에 대한 본 발명에 따른 강의 분석적 차이의 예이다.
도 4는 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 종방향)의 예시이다.
도 5는 탄소 부화(1.120% 이상의 C ) 및 마이크로-합금된 비교 등급에 대한 본 발명에 따른 강에 대한 예시적인 ISO 16630(1.00 mm 및 2.00 mm의 시트 두께)에 따른 구멍 확장 시험의 결과이다.
도 6a, 도 6b 및 도 6c는 온도-시간 곡선(개략적인 어닐링 변형례)을 도시한다.
도 1은 본 발명에 따른 강의 제조를 위한 공정 흐름을 개략적으로 도시한다. 본 발명에 따른 상이한 공정이 도시되어 있다. 본 발명에 따른 모든 강에 대해 열간 압연(최종 압연 온도)에 이르기까지의 공정은 동일하고, 그 후 원하는 결과에 따라 상이한 공정이 이어진다. 예를 들면, 산세된 열연 강재 스트립은 아연도금되거나, 또는 상이한 감소율로 냉간 압연 및 아연도금될 수 있다. 또는 연화 어닐링된 열연 강재 스트립 또는 연화 어닐링된 냉연 강재 스트립은 냉간 압연 및 아연도금될 수 있다. 또한 재료는 선택적으로 아연 포트(pot)(연속 어닐링) 없이 처리될 수 있고, 후속 전해 아연도금을 거치거나 거치지 않을 수 있다.
도 2는 본 발명에 따른 합금 조성을 갖는 스트립의 열간 압연 및 연속 어닐링의 공정 단계의 시간-온도-과정을 개략적으로 도시한다. 열간 압연 공정 뿐만 아니라 냉간 압연 후의 열처리의 경우의 시간 및 온도 의존성 변태가 도시되어 있다.
도 3은 비교 등급에 비교되는 본 발명에 따른 강의 필수 합금 원소를 예시적으로 보여준다. 본 발명에 따른 강 합금은 상당량의 Si를 포함한다. 비교 강(표준 등급)은 또한 탄소 함량(0.120% 이상) 뿐만 아니라 원소 타이타늄 및 붕소 함량에 관해서도 다르다.
또한 표준 등급은 본 발명에 따른 강과 마찬가지로 니오븀 마이크로-합금된 것이다.
도 4는 본 발명에 따른 강의 압연 방향에 대해 종방향의 기계적 특성값의 예시이다.
도 5는 ISO 16630에 따른 구멍 확장 시험의 결과(비교 등급에 대한 절대값 및 상대값)를 보여준다. 각각 공정 2 및 공정 3에 관하여 변형례 A(베이나이트 개시 온도를 초과하는 권취 온도) 및 변형례 B(베이나이트 개시 온도 미만의 권취 온도)의 구멍 확장 시험의 결과가 표시되어 있다.
재료는 1.00 mm 또는 2.000의 시트 두께를 갖는다. 이 결과는 ISO 16630에 따른 시험에 적용된다. 본 발명에 따른 강은 동일한 공정을 이용한 비교 등급보다 우수하거나 대략 동일한 천공된 구멍의 확장 값을 갖는다는 것을 알 수 있다. 여기서 방법 2는, 예를 들면, 도 6b에 도시된 바와 같은 직화로와 라디언트 튜브로의 조합을 이용한 용융 아연도금에 의한 어닐링에 대응한다. 방법 3은, 예를 들면, 도 6c에 도시된 바와 같은 연속 어닐링 플랜트에서의 공정 제어에 대응한다. 또한 이 경우 강의 재가열은 아연욕 전에 유도로에 의해 직접적으로 달성될 수 있다.
전술한 범위 내의 본 발명에 따른 상이한 온도 프로파일은 비교 등급에 비해 도 6c에 따른 방법 3의 경우에 상당히 개선된 서로 다른 특성값이나 또는 상이한 구멍 확장 결과를 유발한다. 주요한 차이는 또한 열처리 및 후속되는 냉각 중의 온도 시간 파라미터이다.
도 6은 어닐링 처리 및 냉각에서, 그리고 각각 상이한 오스테나이트화 조건에서 본 발명에 따른 온도 시간 과정의 3 가지 변형례를 개략적으로 도시한다.
방법 1(도 6a)은 연속 어닐링 설비 내에서 생산된 냉간 압연 또는 열간 압연 또는 냉각 재압연된 스트립의 어닐링 및 냉각을 보여준다. 먼저 스트립은 약 700 내지 950℃의 범위의 온도까지 가열된다. 다음에 어닐링된 스트립은 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 이 스트립은 실온에 도달할 때까지 실온에서 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 냉각되거나, 또는 실온에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 유지된다.
방법 2(도 6b)는 방법 1에 따른 공정을 도시하고 있으나, 스트립의 냉각은 용융 아연도금의 목적을 위해 용융 아연도금 용기를 통과하는 중에 잠시 중단되고, 다음에 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각이 계속된다. 다음에 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공기에서 냉각된다.
방법 3(도 6c)도 또한 용융 방법 1에 따른 공정을 도시한 것이지만, 용융 코팅의 경우에 스트립의 냉각은 약 200 내지 400℃의 범위의 중간 온도에서 잠시(약 1 내지 20초) 중단되고, 용융 코팅을 위해 요구되는 온도(약 400 내지 470℃)까지 재가열된다. 다음에 스트립은 200 내지 250℃의 중간 온도까지 다시 가열된다. 실온까지 스트립의 최종 냉각은 공기 중에서 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실시된다.
다음의 실시예는 도 6b의 방법 2 및 도 6c의 방법 3에 따른 용융 아연도금을 위한 산업적 생산을 위해 제공된 것이다.
실시예 1 (냉간 재압연된 열연 강재 스트립)
변형례 B/2.00 mm/도 6b에 따른 방법 2
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 설비 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각(simulated reel cooling)을 위해 2.30 mm의 두께로 500℃의 릴 온도의 노 내로 수송되었다. 샌드 블래스팅 후 2.30로부터 2.00 mm까지 15%의 냉간 압연률로 냉간 압연이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6b에 따른 용융 아연도금 설비와 유사하게 처리되었다.
이 열처리 후 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 461 MPa
- 인장 강도 (Rm) 821 MPa
- 파단 신율 (A80) 15.4%
- 소부 경화 지수 (BH2) 48 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 36%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR440y780T-DP에 대응하는 값이다.
종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 56%이다.
실시예 2 (냉간 재압연된 스트립)
변형례 B/2.00 mm/도 6c에 따른 방법 3
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.30 mm의 두께로 500℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 2.30로부터 2.00 mm까지 15%의 냉간 압연률로 냉간 압연이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6c에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 611 MPa
- 인장 강도 (Rm) 847 MPa
- 파단 신율 (A80) 10.2%
- 소부 경화 지수 (BH2) 52 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 41%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 72%이다.
실시예 3 (냉연 강재 스트립)
변형례 A/1.00 mm/도 6b에 따른 방법 2
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.02 mm의 두께로 710℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 2.30로부터 2.00 mm까지 50%의 냉간 압연률로 냉간 압연이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6b에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 442 MPa
- 인장 강도 (Rm) 793 MPa
- 파단 신율 (A80) 14.5%
- 소부 경화 지수 (BH2) 51 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 48%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 56%이다.
실시예 4 (냉연 강재 스트립)
변형례 A/1.00 mm/도 6c에 따른 방법 3
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.02 mm의 두께로 710℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 2.02로부터 0.99 mm까지 50%의 냉간 압연률로 냉간 압연이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6c에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 520 MPa
- 인장 강도 (Rm) 780 MPa
- 파단 신율 (A80) 14.2%
- 소부 경화 지수 (BH2) 46 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 67%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 67%이다.
실시예 5 (열연 강재 스트립)
변형례 A/2.00 mm/도 6b에 따른 방법 2
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.02 mm의 두께로 710℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 어닐링이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6b에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 580 MPa
- 인장 강도 (Rm) 844 MPa
- 파단 신율 (A80) 10.9%
- 소부 경화 지수 (BH2) 47 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 45%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 69%이다.
실시예 6 (열연 강재 스트립)
변형례 A/2.00 mm/도 6c에 따른 방법 3
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.02 mm의 두께로 710℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 어닐링이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6c에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 661 MPa
- 인장 강도 (Rm) 908 MPa
- 파단 신율 (A80) 10.1%
- 소부 경화 지수 (BH2) 51 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 77%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 72%이다.
실시예 7 (열연 강재 스트립)
변형례 A/2.30 mm/도 6b에 따른 방법 2
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 게러스트(gerust)에서 열간 압연되었고, 모의 권취 냉각을 위해 2.30 mm의 두께로 500℃의 코일 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 어닐링이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6b에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 565 MPa
- 인장 강도 (Rm) 830 MPa
- 파단 신율 (A80) 10.7%
- 소부 경화 지수 (BH2) 53 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 42%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 68%이다.
실시예 8 (열연 강재 스트립)
변형례 B/2.30 mm/도 6c에 따른 방법 3
0.091% C; 0.705% Si; 1.801% Mn; 0.010% P; 0.0030% S; 0.0054% N; 0.035 Al; 0.344% Cr; 0.012% Mo; 0.016% Ti; 0.001% V; 0.016% Nb; 0.0031% B를 포함하는 본 발명에 따른 강이 고진공의 용융 및 주조 공장 내에서 용융되었고, 910℃의 최종 압연 표적 온도로 열간 압연 스탠드에서 열간 압연되었고, 모의 릴 냉각을 위해 2.30 mm의 두께로 500℃의 릴 표적 온도의 노 내로 장입되었다. 샌드 블래스팅 후 어닐링이 실시되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 강은 도 6c에 따른 용융 아연도금 공장과 유사하게 처리되었다.
열처리 후에 본 발명에 따른 강은 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세구조를 갖는다.
이 강은 다음의 특성값을 갖는다:
- 항복 강도 (Rp0.2) 661 MPa
- 인장 강도 (Rm) 905 MPa
- 파단 신율 (A80) 10.6%
- 소부 경화 지수 (BH2) 49 MPa
- ISO 16630에 따른 구멍 확장률 54%
상기 특성값은 압연 방향에 대해 종방향의 값이고, 예를 들면, VDA 239-100에 따른 CR570y780T-CP에 대응하는 값이다. 종방향에서 항복 대 인장 비(Re/Rm)는 73%이다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로부터 스트립의 제조를 위한 개략 공정 흐름을 도시한다.
1: 노 공정
2: 이차 야금
3: 연속 주조
4: 열간 압연
5: 산세척
6: 연화 어닐링 열연 강재 스트립 (선택적)
7: 냉간 압연 (선택적)
8: 이중 롤러 (선택적)
9: 연화 어닐링 냉연 강재 스트립 (선택적)
10: 용융 아연도금/연속 어닐링
11: 인라인 스킨-패싱
12: 인장 교정

Claims (20)

  1. 특히 차량의 경량 구성을 위해, 바람직하게는 2상(dual phase) 미세구조 및 최대 73%의 항복 대 인장 비(yield to tensile ratio)를 갖고, 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖고, 하기의 (질량%의) 원소로 구성되는, 고강도 다상 강.
    C: 0.075 내지 0.105
    Si: 0.600 내지 0.800
    Mn: 1.000 내지 0.700
    Cr: 0.100 내지 0.480
    Al: 0.010 내지 0.060
    N: 0.0020 내지 0.0120
    S: 0.0030 이하
    NB: 0.005 내지 0.050
    Ti: 0.0050 내지 0.050
    B: 0.0005 내지 0.0040
    Mo: 0.200 이하
    Cu: 0.040 % 이하
    Ni: 0.040 % 이하
    잔부는 철과 위에 언급되지 않은 통상의 강에 수반되는 원소.
  2. 제 1 항에 있어서,
    최대 1.00 mm의 스트립 두께에서, Mn-함량은 1.500% 이하인, 고강도 다상 강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    1.00초과 내지 2.00 mm의 스트립 두께에서, Mn-함량은 1.750% 이하인, 고강도 다상 강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    2.00 mm를 초과하는 스트립 두께에서, Mn-함량은 1.500% 이하인, 고강도 다상 강.
  5. 제 1 항 및 제 2 항에 있어서,
    최대 1.00 mm의 스트립 두께에서, Mn+Si+Cr 함량의 합은 바람직하게 2.40 내지 2.70%인, 고강도 다상 강.
  6. 제 1 항 및 제 3 항에 있어서,
    1.00 - 2.00 mm의 스트립 두께에서, Mn+Si+Cr 함량의 합은 바람직하게 2.60 내지 2.90%인, 고강도 다상 강.
  7. 제 1 항 및 제 4 항에 있어서,
    2.00 mm를 초과하는 스트립 두께에서, Mn+Si+Cr 함량의 합은 바람직하게 2.80 내지 3.10%인, 고강도 다상 강.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+Nb의 합이 0.010% 내지 0.050%일 때, N 함량은 0.0020 내지 0.0100%인, 고강도 다상 강.
  9. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+Nb의 합이 0.050%를 초과할 때, N 함량은 0.0040 내지 0.0120%인, 고강도 다상 강.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    S 함량이 0.0020% 이하인, 고강도 다상 강.
  11. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    S 함량이 0.0010% 이하인, 고강도 다상 강.
  12. 제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    달성될 강도 특성에 관련하여 실리콘 및 망가니즈의 첨가는 다음의 관계에 따라 교환될 수 있는, 고강도 다상 강.
    YS (MPa) = 160.7 + 147.9[%Si] +161.1 [%Mn]
    TS (MPa) = 324.8 + 189.4 [%Si] + 174.1 [%Mn].
  13. 2상 미세구조가 연속 어닐링 중에 생성되는 제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 따른 강으로 된 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법으로서, 상기 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립은 상기 연속 어닐링 중에 약 700 내지 950℃의 범위의 온도까지 가열되고, 다음에 상기 어닐링된 스트립은 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 상기 어닐링 온도로부터 약 300 내지 500℃의 제 1 중간 온도까지 냉각되고, 다음에 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 약 160 내지 250℃의 제 2 중간 온도까지 냉각되고, 다음에 상기 스트립은 실온까지 공냉되거나, 또는 상기 제 1 중간 온도로부터 실온까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도의 냉각이 유지되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    용융 아연도금의 경우, 상기 냉각은 상기 가열 및 상기 용융욕 내로의 진입 전의 후속 냉각 후에 중단되고, 상기 용융 코팅 후에 상기 냉각은 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 계속되고, 다음에 상기 스트립은 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지 공냉되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    용융 아연도금의 경우, 상기 가열 및 약 200 내지 250의 중간 온도까지의 후속 냉각 후에, 상기 용융욕 내로의 진입 전에 약 1 내지 20 초 동안 상기 온도가 유지되고, 다음에 상기 스트립은 약 400 내지 470℃의 온도까지 재가열되고, 상기 용융 코팅 후에 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각이 수행되고, 다음에 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지의 공냉이 수행되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  16. 제 13 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    직화로(NOF) 및 라디언트 튜브로(radiant tube furnace; RTF)로 이루어지는 플랜트 구성을 이용한 어닐링의 경우의 산화 전위는 NOF에서 4% 미만의 CO-함량 만큼 증대되고, RTF에서 산소 분압은 다음의 식에 따라 철을 환원시키는 분위기를 위해 설정되고,
    -18 > Log pO2 ≥ 5*Si-0.3 - 2.2*Mn-0.45 - 0.1*Cr-0.4- 12.5*(-ln B)0.25
    여기서, Si, Mn, Cr, B는 상기 강의 대응하는 합금 비율을 질량%로 표시하고, pO2는 산소 분압을 mbar로 표시하고, 상기 용융욕 내로의 침지 직전에 상기 스트립의 산화를 방지하기 위해, 상기 분위기 전체의 이슬점은 -30℃ 이하로 설정되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  17. 제 13 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    하나의 라디언트 튜브만을 이용한 어닐링의 경우에 상기 노 분위기의 산소 분압은 다음의 식을 만족시키고,
    -12 > Log pO2 ≥ 5*Si-0.25 - 3*Mn-0.5 - 0.1*Cr-0.5 - 7*(-ln B)0.5
    여기서, Si, Mn, Cr, B는 상기 강 내의 대응하는 합금 성분을 질량%로 표시하고, pO2는 산소 분압을 mbar로 표시하고, 상기 용융욕 내로의 침지 직전에 상기 스트립의 산화를 방지하기 위해, 상기 분위기 전체의 이슬점은 -30℃ 이하로 설정되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  18. 제 13 항 내지 제 17 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상이한 스트립 두께에 대해 플랜트의 처리 속도를 조절함으로써, 상기 열처리에 의해 유사한 미세구조 및 기계적 특성값이 얻어지는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  19. 제 13 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 스트립은 상기 열처리 후에 스킨-패싱(skin-passing)되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
  20. 제 13 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 스트립은 상기 열처리 후에 인장 교정(stretch leveling)되는, 냉연 강재 스트립 또는 열연 강재 스트립을 제조하기 위한 방법.
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