KR20160072099A

KR20160072099A - 고경도 열간압연된 강 제품 및 이를 제조하는 방법

Info

Publication number: KR20160072099A
Application number: KR1020167007917A
Authority: KR
Inventors: 파시 수익카넨; 믹코 헴밀래; 비자 랑; 올리 오자; 일카 미에투넨
Original assignee: 라우타루끼 오와이제이
Priority date: 2013-08-30
Filing date: 2014-08-28
Publication date: 2016-06-22
Also published as: EP2789699A1; RU2016110765A3; RU2016110765A; CN105723004B; US20160208352A1; SI2789699T1; JP6661537B2; RU2674796C2; US10577671B2; WO2015028557A1; JP2016534230A; EP2789699B1; KR102263332B1; CN105723004A

Abstract

적어도 450 HBW의 브리넬 경도를 가지는 열간압연된 강 스트립 또는 플레이트 제품과 같은 열간압연된 강 제품 제조 방법이 개시되고, 여기서 강 제품의 미세조직은 마르텐사이트이다. 상기 방법은 주어진 순서로 하기 단계를 포함한다: 중량 백분율로, C: 0.25-0.45%, Si: 0.01-1.5%, Mn: 0.4-3.0%, Ni: 0.5-4.0%, Al: 0.01-1.2%, Cr: 2.0% 미만, Mo: 1.0% 미만, Cu: 1.5% 미만, V: 0.5% 미만, Nb: 0.2% 미만, Ti: 0.2% 미만, B: 0.01% 미만, Ca: 0.01% 미만, 잔부 철, 잔류 함유물 및 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬래브를 제공하는 단계; 강 슬래브를 950-1350°C 범위의 온도 T_heat까지 가열하는 가열 단계; 온도 균일화 단계; 열간압연된 강재를 획득하기 위한, Ar3 내지 1300°C의 온도 범위에서의 열간압연 단계; 및 열간압연된 강재를 열간압연 열로부터 Ms 미만의 온도까지 직접 소입하는 단계. 획득된 강 제품의 초기 오스테나이트 결정립 구조는 종횡비가 1.2 이상이도록 압연 방향으로 연신된다.

Description

고경도 열간압연된 강 제품 및 이를 제조하는 방법{A HIGH-HARDNESS HOT-ROLLED STEEL PRODUCT, AND A METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

발명의 배경

고경도는 내마모성(wear resistant) 및 탄도성 강의 성능을 크게 향상시키는 재료 특성이다. 내마모성 강(내마멸성(abrasion resistant) 강으로도 지칭됨)은 예를 들어 지상 이동 차량의 로더 버킷(loader bucket) 또는 굴착기에서 사용되고, 여기서 초고경도는 차량 부품의 더 긴 사용 시간을 의미한다. 고경도는 브리넬 경도가 적어도 450 HBW, 특히 500-650 HBW 범위임을 의미한다.

강 제품에서 그러한 경도는 전형적으로, 가열로에서 오스테나이트화 이후 높은 탄소 함량(0.30-0.50 wt-%)을 가지는 강 합금 소입 경화(quench hardening)에 의하여 생성된 마르텐사이트 미세조직에 의하여 획득된다. 이 공정에서 강 플레이트는 먼저 열간압연되고, 열간압연 열로부터 실온까지 서서히 냉각되고, 오스테나이트화 온도까지 재가열되고, 균일화되고(equalized) 최종적으로 소입 경화된다 (이하 RHQ 공정). 원하는 경도 달성에 요구되는 비교적 높은 탄소 함량으로 인하여, 결과적인 마르텐사이트 반응이 강에 상당한 내부 잔류 응력을 야기한다. 이는 탄소 함량이 더 높을수록 격자 뒤틀림이 더 크기 때문이다. 이는 이러한 유형의 강이 매우 취성이고 심지어 소입 경화(quench hardening) 동안 균열이 일어날 수 있음(소입 유발 균열발생)을 의미한다. 취성과 관련된 이들 결점을 극복하기 위하여, 전형적으로 니켈이 그러한 소입 경화된 강에 합금화된다. 또한 소입 경화 이후의 소려(tempering) 단계가 일반적으로 요구되지만, 이는 가공 작업 및 비용을 증가시킨다. 이 방식으로 제조된 강의 예는 참조문헌 CN102199737에 개시된 내마모성 강 또는 일부 상용의 내마모성 강이다.

참조문헌 JP 09-118950 A는 앞서 언급한 RHQ 공정에 의하여 중간 수준의 탄소(0.20 내지 0.40 wt%)를 가지는 열간압연된 내마모성 강을 제조하는 방법을 개시하고, 이는 마르텐사이트 미세조직이 획득될 수 있도록 슬래브를 가열, 열간압연, 냉각, Ac3-1250°C 범위의 온도까지 재가열 및 1.5 °C /sec 미만의 냉각 속도로 냉각하는 것을 포함한다.

그러나, 통상적으로 이해되는 바와 같이, 결과적인 마르텐사이트의 경도는 오직 탄소 함량에 의해서 좌우된다. 이는 원하는 경도를 달성하기 위하여, 강 중에 일정량의 탄소를 필요로 하고, 결국 소입 유발 균열발생 및 취성의 위험이 상승함을 의미한다. 여기서 다른 결점은 다음의 탄소 당량식으로부터 또한 알 수 있는 것과 같이 탄소가 강의 용접성에 대하여 가장 큰 약화 영향을 미치는 것이다: CE=C+(Si+Mn)/6 +(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15, 여기서 더 낮은 CE는 더 우수한 용접성을 의미한다. 예를 들어 로더 버킷은 용접에 의하여 소입 경화된 강 플레이트의 단편을 연결시켜 제조되는데, 소입 경화된 강재의 우수한 용접성이 높이 평가된다. 그러므로 경도를 약화시키지 않고 탄소 함량을 감소시킬 필요가 있다.

또한, 예를 들어 지상 이동 차량 중 일부가 저온 사용에서 작동되고 이들의 부품 일부가 충격 하중을 겪는다. 이러한 이유로 이들의 인성, 특히 저온 인성이 특정 적용분야에서 만족스러운 수준이어야 한다. 비교적 비용이 많이 드는 니켈 합금화에도 불구하고, 특히 저온에서의 인성은, 수요가 더 큰 적용분야에서 초고경도 열간압연된 강의 사용을 촉진하기 위하여, 특정 적용분야에서 합리적인 합금화 비용과 함께 더욱 개선되어야 한다. 이 점에서, 낮은 합금화 비용으로써 마르텐사이트 강의 경화능을 달성하기 위하여 붕소 합금화가 통상적으로 이용되는 실시이다. 그러나 붕소 합금화는 저온 인성에 유해할 수 있는 티타늄의 사용을 필요로 한다.

더욱이, 차량 부품이 때로는 벤딩(bending) 또는 플랜징(flanging)에 의하여 만들어지는 형상을 포함하므로, 강의 굽힘성(bendability)이 바람직하게는, 고경도를 고려하여 우수해야 한다.

또한 당연하게도 가공 및 합금화 비용이 가능한 한 낮게 유지되어야 한다.

참조문헌 US 2006/0137780 A1 및 US 2006/0162826 A1은 고온에서 형성된 조질 Ti 또는 Zr 탄화물에 기초한 내마멸성을 가지는 열간압연된 강 플레이트의 대안 제조 방법을 개시한다. 그러나, Ti 또는 Zr 탄화물은 저온 인성에 불리하다. 강의 큰 경도 및 취화(embrittling) Ti 탄화물의 존재는, 소입 유발 균열발생의 위험이 없도록, 온도가 Ms 온도 아래로 하강하기 전에 냉각을 지연킬 필요가 있도록 한다.

또한, 참조문헌 WO 03/083153 A1은 사출 성형 제품을 위한 강 블록을 개시한다. 이러한 강으로써 주형(mold)을 제조하기 위하여, 강이 공지 방식으로 제조되고, 주조되고 열간압연 또는 열간단조되고 절단되어 블록이 획득된다. 블록은 임의로 단조 또는 압연 열에서 오스테나이트화되고, 이후 소입된다. 강 블록의 화학 조성은 저온 적용보다는 고온 적용에 최적화된다. 열역학적으로 제어된 가공(thermomechanically controlled processing, TMCP)은 직접 소입(direct quenching, DQ) 또는 중단 직접 소입(interrupted direct quenching, IDQ)과 함께 900 MPa 내지 1100 Mpa의 항복강도 범위의 저탄소, 저합금화 초고강도 구조용 강을 제조하기 위한 효율적인 공정이다. 본 발명은 고성능의 스트립 및 플레이트 강(450-600 HB)과 같은 고경도 열간압연된 강 제품을 제조하기 위하여 TMCP-DQ/IDQ 공정의 이용을 확장시킨다.

본 발명의 목적 및 설명

본 발명의 목적은, 소입 유발 균열발생의 위험이 감소된 고경도 열간압연된 강 제품, 예컨대 같거나 더 높은 함량의 탄소를 포함하는 전형적인 내마모성 강보다 (감소된 탄소 함량으로 인한) 개선된 용접성 또는 그 대신에 더 높은 경도를 가지는 열간압연된 강 스트립 또는 플레이트 제품, 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

또 다른 목적은 열간압연된 강 제품의 고경도를 약화시키지 않고 우수한 저온 인성 특성을 제공하는 것이다.

상기 목적은 청구항 1에 따른 제품 및 청구항 10에 따른 방법에 의하여 달성된다. 종속청구항은 본 발명의 추가적인 전개를 한정한다.

고경도 열간압연된 강 제품 제조에 이용된 강 합금은 주로 중간 수준의 탄소 C(0.25-0.45%) 및 높은 수준의 니켈 Ni(0.5-4.0%)을 특징으로 한다. 이들 두 가지의 합금화 원소는 첫 번째로 탄소가 목표한 고경도의 근거를 제공하고 두 번째로 니켈이 소입 유발 균열발생의 위험을 감소시킬 수 있기 때문에, 이후 더욱 상세히 설명될 것과 같이 가장 중요한 합금화 원소이다. 다시 말해서, 니켈은 이러한 유형의 고경도 열간압연된 강 제품의 안전하지만 효율적인 제조를 가능하게 한다. 다른 합금화 원소가 주어진 범위 안에서 구체예에 따라 변할 수 있다.

추가로, 본 발명은 주어진 강 합금을 가지는 열간압연된 강재의 직접 소입 직전의 열간압연에 의한 오스테나이트 결정립의 변성에 기초한다. 오스테나이트 결정립의 열간압연에 이후의 직접 소입은 종횡비가 1.2 이상이도록 압연 방향으로 연신되는 강 제품의 초기 오스테나이트 결정립 구조를 제공한다. 이는 예를 들어, CN102199737 및 JP 09-118950 A에서 이용된 앞서 언급한 RHQ 공정과는 대조적이며, 상기 공정에서 강은 오스테나이트화 온도까지 재가열되어 약 1.0의 종횡비를 가지는 등축(equiaxial)의 초기 오스테나이트 결정립 구조가 야기된다.

요약하면, 본 발명에 따른 열간압연된 강 제품은 적어도 450 HBW의 브리넬 경도를 가지고 중량 백분율로 하기 화학 조성으로 이루어진다:

C: 0.25-0.45%,

Si: 0.01-1.5%,

Mn: 0.35% 초과 3.0% 이하,

Ni:0.5-4.0%,

Al: 0.01-1.2%,

Cr:2.0% 미만,

Mo:1.0% 미만,

Cu:1.5% 미만,

V:0.5% 미만,

Nb:0.2% 미만,

Ti:0.2% 미만,

B:0.01% 미만,

Ca:0.01% 미만,

잔부 철, 잔류 함유물 및 N, P, S, O와 같은 불가피한 불순물 및 희토류 금속(rare earth metal, REM), 여기서

강 제품의 초기 오스테나이트 결정립 구조는 종횡비가 1.2 이상이도록 압연 방향으로 연신된다.

이 상세한 설명에 포함된 여러 집중적인 실험들은 고경도 열간압연된 강 제품의 경도가 더 높을수록, 초기 오스테나이트 결정립 구조의 종횡비가 더 큰 경향이 있음을 나타낸다. 그러므로, 종횡비는 바람직하게는 1.3 초과, 더욱 바람직하게는 2.0 초과이다. 1.3 또는 2.0 초과의 종횡비는 이후 설명되는 바와 같이 2-단계 열간압연 단계에 의하여 달성될 수 있다.

본 발명이 경도를 약화시키지 않고 탄소 함량을 낮추거나 그 대신에 같거나 더 적은 탄소 함량으로써 더 높은 경도를 획득할 가능성을 제공함이 밝혀졌다. 이렇게 감소된 탄소는 더 작은 격자 뒤틀림으로 인한하여 소입 유발 균열발생의 위험을 감소시킬 수 있다. 또한 본 발명은 개선된 용접성 및 저온 인성에 관련된 특성 또는 그 대신에 단지 더 높은 경도를 제공한다. 또한 본 발명은 경도, 저온 인성 및 굽힘성의 우수한 조합을 제공할 수 있다.

다음은 화학 조성이 더욱 상세히 설명된다:

탄소 C 함량은 화학 조성을 위한 기초를 제공하고 목표한 경도에 따라 0.25-0.45%의 범위로 사용된다. 탄소 함량이 0.25% 미만일 경우, 어떠한 소려 조건에서도 450 HBW 초과 또는 소입 조건에서 500 HBW 초과의 브리넬 경도를 달성하기 어렵다. 탄소 함량이 0.45% 초과일 경우, 용접성이 지나치게 불리해질 것이고 Ms보다 낮은 온도로의 직접 소입이 소입 유발 균열을 초래할 수 있고 및/또는 니켈 합금화에도 불구하고 충격인성이 불리해질 것이다. 탄소 함량이 0.28% 이상인 것이 바람직한데, 이러한 방식으로 550 HBW의 경도가 소입 조건에서 달성될 수 있기 때문이다. 우수한 용접성 및 충격인성 특성을 보장하기 위하여 탄소 함량이 0.40% 이하 또는 0.36% 이하인 것이 또한 바람직하다. 더욱이 더 낮은 탄소 함량이 소입 유발 균열발생의 위험을 감소시킨다.

Si가 제련 가공으로 인하여 강에 포함되고 Si가 경화능을 증가시켜 강도 및 경도를 증가시키기 때문에, 규소 Si 함량은 적어도 0.01%, 바람직하게는 적어도 0.1%이다. 또한 이는 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 그러나, 1.5% 초과의 규소 함량은 불필요하게 CE를 증가시켜 용접성을 약화시킨다. 게다가, 지나치게 높은 Si 함량은 표면 품질에 관련하여 또는 2형 열간압연의 경우에 문제를 초래할 수 있다. 그러므로, Si는 바람직하게는 1.0% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이거나 더 적다.

Mn이 경화능을 증가시키기에 유리한 합금화 원소 경화능을 제공하는 다른 합금화 원소보다 용접성에 약간 더 적은 영향을 미치기 때문에, 망가니즈 Mn 함량은 0.35% 초과, 바람직하게는 0.4% 이상이다. Mn이 0.35% 이하일 경우, 경화능은 비용을 효과적으로 충족시키지 않는다. 반면에, 3.0% 초과의 합금화 Mn은 불필요하게 CE를 증가시켜 용접성을 약화시킨다. 같은 이유로, 바람직하게는 Mn은 2.0% 이하, 더욱 바람직하게는 1.5% 이하이다. Mn의 함량은 경화능을 제공하는 다른 원소의 함량에 의존하고, 그러므로 또한 비교적 높은 함량이 허용될 수 있다.

니켈 Ni는 본 발명에 따른 강을 위한 중요한 합금화 원소이고 주로 소입 유발 균열발생을 방지하고 또한 저온 인성을 개선하기 위하여 적어도 0.5%로 사용된다. 그러나 4% 위의 니켈 함량은 현저한 기술적 개선 없이 합금화 비용을 지나치게 증가시킬 것이다. 그러므로 니켈 함량은 4% 미만, 바람직하게는 3.0% 미만, 더욱 바람직하게는 2.5% 미만이다. 저온 인성을 개선하고 추가로 소입 유발 균열발생의 위험을 방지하기 위하여, 바람직하게는 니켈이 적어도 1.0%, 더욱 바람직하게는 적어도 1.5%로 사용된다.

알루미늄 Al은 적어도 탈산소(킬링)제로서 사용되고, Al의 함량은 0.01-1.2% 범위이다. 게다가 Al은 일부 경우에 강도/경도를 증가시킬 수 있고, 또한 요망되는 경우 소입 이전 또는 동안에 미세조직에 페라이트가 형성될 수 있도록 허용한다. 또한 이는 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 2형 열간압연의 경우에, Al을 1.0% 미만으로 설정하도록 고려해야 한다. 가장 바람직하게는, 알루미늄이 0.01-0.1% 범위로 사용된다.

크롬이 경화능을 획득하기 위하여 경화능을 제공하는 다른 원소로, 예를 들어 Mn 또는 Si로 부분적으로 또는 완전히 대체될 수 있기 때문에, 크롬 Cr 함량은 2.0% 미만이다. 그러나, 바람직하게는 크롬이 (Mn 및 Si의 과도한 사용을 피하기 위하여) 0.1-1.5%의 범위 또는 바람직하게는 0.2-1%의 범위로 사용된다. 지나치게 높은 Cr의 함량은 CE를 불필요하게 증가시키고 용접성을 약화시킨다.

경화능이 다른 합금화 원소를 사용하여 더욱 효율적으로 획득될 수 있기 때문에, 몰리브데넘 Mo 함량은 1.0% 미만이다. 그러나, 몰리브데넘이 필요한 경우 저온 인성 및 내소려성(tempering resistance)을 개선할 수 있기 때문에, 바람직하게는 Mo는 적어도 0.1%이다. 몰리브데넘이 인성을 개선하므로, 이는 상기 유형의 강에서 고도로 합금화되어야 한다. 추가로, 내소려성은 요망되는 경우 Mo-합금화에 의하여 개선될 것이다. 가장 바람직한 Mo 범위는 0.1-0.8%이다.

Ti가 열간압연 동안의 결정립 미세화에 기여할 수 있기 때문에, 티타늄 Ti 함량은 최대 0.2% 또는 0.1%이다. 그러나, 우수한 충격인성 특성이 또한 요망되는 경우, 티타늄이 0.02% 미만 또는 더욱 좋게는, 0.01% 미만이도록 티타늄을 한정하는 것이 바람직하다. 이는 실시예에서 나타나는 바와 같이 충격인성 특성에 해로울 수 있는 미세조직 중의 조대 TiN 입자 형성을 방지한다.

붕소 B 함량은 0.01% 미만이다. 이는 예를 들어 B가 경화능을 증가시키기 위하여 0.0005-0.005%의 함량으로 사용될 수 있음을 의미한다. 그러나, 다른 원소로써 경화능이 이미 우수하므로, 붕소를 합금화할 필요가 없다. 즉 B<0.0005%가 바람직하다. 다시 말해서, 강은 본질적으로 무붕소(boron-free)일 수 있다. 이는 Ti 함량이 바람직하게는 0.02% 미만으로 낮아질 수 있도록 하고, 이는 저온 인성에 매우 유익하다. 효과적인 붕소 합금화는 질화 붕소로부터 붕소를 보호하기 위하여 티타늄 함량이 적어도 3.4N임을 필요로 할 것이다.

또한 1.5% 미만의 구리 Cu 함량, 0.5% 미만의 바나듐 V 함량 및 0.2% 미만의 니오븀 Nb 함량이 포함될 수 있지만, 이들 합금화 원소는 필수적으로 필요한 것은 아니다. 그러므로, 바람직하게는 이들의 상한은 다음과 같이 Cu<0.5%, V<0.1% 및 Nb<0.01%이다.

칼슘 Ca 함량은 제련 가공에서 가능한 Ca- 또는 CaSi-처리에 기초하여 0.01% 미만이다. 바람직하게는, 칼슘 함량은 0.0001-0.005%이다.

잔류 함유물은 강에 불가피하게 존재할 수 있는 함유물을 포함한다. 즉 잔류 함유물을 가지는 합금화 원소가 일부러 첨가되지 않는다. 잔류 함유물의 예는 표 1의 조성물 A 및 B 중의0.01%의 구리 함유물이다.

불가피한 불순물은 인 P, 황 S, 질소 N, 수소 H, 산소 O 및 희토류 금속(REM) 등일 수 있다. 이들의 함량은 우수한 충격인성 특성을 보장하기 위하여 바람직하게는 하기와 같이 한정된다:

인 P<0.015%

황 S<0.002%

질소 N<0.006%

수소 H<0.0002%

산소 O<0.005%

REM<0.1%.

잔류 함유물과 불가피한 불순물 간의 차이점은, 잔류 함유물이 불순물로 간주되지 않는 제어된 양의 합금화 원소라는 것이다. 공업적 공정에 의하여 일반적으로 제어되는 잔류 함유물은 합금에 본질적인 영향을 미치지 않는다.

열간압연된 강 제품의 미세조직은 마르텐사이트이다. 이는 미세조직이, 부피 백분율로, 적어도 90% 마르텐사이트 또는 그 대신에 마르텐사이트 60-95%, 베이나이트 10-30%, 잔류 오스테나이트 0-10% 및 페라이트 0-5%를 포함할 수 있음을 의미한다. 다시 말해서, 표 3에 나타나는 바와 같이 주요 상이 마르텐사이트(M)이다. 이러한 방식으로 더 높은 경도가 달성될 수 있기 때문에 적어도 90%의 높은 함량의 마르텐사이트가 바람직하다.

본 발명에 따른 제조 방법은 주어진 순서로 하기 단계 a) 내지 e)를 포함한다:

a) 앞서 언급한 화학 조성으로 이루어진 강 슬래브를 제공하는 단계,

b) 강 슬래브를 950-1350°C 범위의 온도 T_heat까지 가열하는 가열 단계,

c) 온도 균일화 단계,

d) 열간압연된 강재를 획득하기 위한, Ar3 내지 1300°C의 온도 범위에서의 열간압연 단계, 및

e) 적어도 450 HBW의 브리넬 경도를 가지는 열간압연된 강 제품을 획득하기 위한, 열간압연 열로부터 Ms 미만의 온도까지 열간압연된 강재의 직접 소입 단계.

이 제조 방법은 종횡비가 1.2 이상이도록 압연 방향으로 연신된 초기 오스테나이트 결정립 구조를 가지는 열간압연된 강 제품을 생성할 수 있다. 다시 말해서, 본 발명에 따른 방법에 의하여 열간압연된 강 제품을 획득할 수 있다.

강 슬래브는 예를 들어 연속 주조에 의하여 획득될 수 있다. 본 발명에 따른 방법에서, 그러한 강 슬래브는 강 슬래브를 950-1350°C 범위의 온도 T_heat까지 가열하는 가열 단계를 겪고 이후 온도 균일화 단계를 겪는다. 균일화 단계는 예를 들어 30 내지 150 분이 걸릴 수 있다. 이들 가열 및 균일화 단계는 일시적으로 오스테나이트로 이루어진 미세조직을 제공하고 합금화 원소뿐만 아니라 석출물을 용해시킨다. 가열 온도가 950°C 미만일 경우, 용해가 불충분하고, 반대로 1350°C 초과의 온도 이용은 비경제적이다.

균일화된 강 슬래브는 열간압연된 강재를 획득하기 위하여 Ar3 내지 1300°C의 온도 범위에서 열간압연 단계를 겪는다. 이는 열간압연된 강 제품이 종횡비가 1.2 이상이도록 압연 방향으로 연신된 초기 오스테나이트 결정립 구조를 가질 수 있다는 사실을 야기할 수 있다. 온도가 Ar3 아래일 경우, 이러한 방식으로 과도한 양의 페라이트가 직접 소입 단계의 개시 이전에 미세조직 중에 형성될 수 있고 추가의 2 단계 열간압연이 원하지 않는 미세조직 밴딩(microstructural banding)을 야기할 수 있기 때문에, 고경도가 필수적으로 달성되지는 않는다.

열간압연 단계 이후, 열간압연된 강재는 열간압연 열로부터 Ms 미만의 온도까지 직접 소입된다. 이러한 직접 소입 단계는 이후 나타나는 바와 같이 경도를 증가시키는 미세화된 초기 오스테나이트 결정립 구조로부터 본질적으로 마르텐사이트인 미세조직을 제공한다.

종래의 RHQ 공정보다 우수한 직접 소입의 이점은, 더 높은 가열 온도가 이용될 수 있기 때문에 합금화 원소가 소입 이전에 상당히 용해된다는 것이다. 이는 합금화 원소의 더 우수한 경화능 및 활용이 달성됨을 의미한다. 종래의 RHQ 공정에서, 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하기 위하여 오스테나이트화 온도는 보통 950°C 아래이다. 본 발명에서, 조대화된 오스테나이트 결정립은 미세화되고 선택적으로 직접 소입 이전에 또한 연신되는데 이는 높은 오스테나이트화 온도가 이용될 수 있음을 의미한다.

열간압연 단계는 하기에 설명되는 바와 같이 1형 열간압연 단계 또는 1형 및 2형 열간압연 단계를 포함할 수 있다.

바람직한 구체예에 따르면, 본 발명에 따른 열간압연된 강 제품 제조 방법은 재결정화 온도 범위에서 열간압연의 1형 열간압연 단계를 포함한다. 이는 1형 열간압연 단계가 오스테나이트 재결정화 한계 온도 RLT 위에서 수행됨을 의미한다. 재결정화 온도 범위에서의 열간압연의 예는 950-1250°C 범위의 온도에서의 열간압연이다. 1형의 열간압연 동안, 조대 초기 오스테나이트 결정립 구조는 정적 재결정화에 의하여 미세화된다. 게다가, 연속 주조 동안 강 슬래브에 형성된 기공 및 공극이 폐쇄된다. 그러한 효과를 얻기 위하여 열간압연 1형에서의 압하율(reduction)이 적어도 60%, 바람직하게는 적어도 70%인 것이 바람직하다. 예를 들어 200 mm 두께 강 슬래브가 1형의 열간압연 동안80 mm 이하, 바람직하게는 60 mm 이하의 두께를 가지는 열간압연된 강으로 열간압연될 수 있다.

도 1에 나타나는 더욱 바람직한 구체예에 따르면, 본 발명에 따른 열간압연된 강 제품 제조 방법은, 1형의 열간압연에 더하여, 페라이트 형성 온도 A_r3 위의 비-재결정화 온도 범위에서 열간압연의 2형 열간압연 단계를 또한 포함한다. 이는 2형 열간압연 단계가 오스테나이트 재결정화 정지 온도 RST 아래이지만 페라이트 형성 온도 A_r3 위인 온도에서 수행됨을 의미한다_.비-재결정화 온도 범위에서의 열간압연의 예는 화학 조성에 따라 Ar3-950°C, 또는 바람직하게는 Ar3-900°C 범위의 온도에서의 열간압연이다. 2형의 열간압연 동안, 미세화된 오스테나이트 결정립이 오스테나이트의 비-재결정화 영역에서 변형되어 미세한 연신된 ("팬케이크형") 오스테나이트 결정립이 획득된다. 이는 단위 부피당 초기 오스테나이트 결정립의 계면을 증가시키고 변형 밴드의 수를 증가시킨다. 이는, 결국, 소입 이후 우수한 인성 획득에 핵심적인 미세조직의 추가적인 미세화를 가능하게 한다. 이는 또한 종횡비가 1.3 초과 또는 더욱 바람직하게는 2.0 초과이도록 압연 방향으로 연신되는 초기 오스테나이트 결정립 구조를 열간압연된 강 제품이 가질 수 있음을 야기한다. 그러한 효과를 얻기 위하여 열간압연 2형에서 압하율이 적어도 50%, 바람직하게는 적어도 70%인 것이 바람직하다. 이의 한 예는 80 mm 두께 열간압연된 강이 2형의 열간압연 동안 40 mm 이하, 바람직하게는 24 mm 이하의 두께를 가지는 열간압연된 강으로 더욱 열간압연되는 것이다.

열간압연 단계를 수행한 후, 직접 소입이 개시되어 필수적으로 마르텐사이트로 구성되는 마르텐사이트 조직으로 오스테나이트 조직이 전환된다. 소입 종료 온도가 높을 경우 (그러나 Ms 아래), 마르텐사이트 미세조직은 자가-소려 영역을 포함할 수 있다. 알루미늄 함량이 높을 경우, 마르텐사이트 미세조직은 5% 미만의 페라이트를 포함할 수 있다. 미세조직은 또한 10-30%의 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 또한 10% 미만의 잔류 오스테나이트가 존재할 수 있고, 이는 변형 유발 가소성(strain induced plasticity)을 증가시킬 수 있다.

마르텐사이트의 미세한 연신 집적물(pack)이 초기 오스테나이트 결정립의 마르텐사이트 집적물로의 전환에 의하여 획득된다. 경험에 의한 법칙으로서 마르텐사이트 집적물이 더 미세할수록 초기 오스테나이트 결정립이 더 미세하다고 할 수 있다.

첫 번째 임의의 구체예에 따르면, 도 2에 나타나는 바와 같이, 직접 소입 단계는 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 A_r1보다 높은 온도로부터_, 바람직하게는 A_r3보다 높은 온도로부터_,Ms 내지 100°C, 예컨대 300 내지 100°C의 온도 T_QFT2까지 열간압연된 강을 소입하는 것을 포함한다. 이 구체예는 추가로, 특히 결과적인 경도가 500 HBW보다 더 높을 경우에, 소입 유발 균열발생이 방지될 수 있도록 한다. 냉각 속도는 소입 동안 오스테나이트의 분해를 피하기 위하여 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s이다. 가장 바람직하게는 냉각 속도는 문헌에서 입수 가능한 식에 의하여 정의될 수 있는 임계 냉각 속도(critical cooling rate, CCR) 이상이다. 소입이 A_r3보다 높은 온도로부터 시작될 경우_, 최대량의 마르텐사이트가 뒤따를 수 있고, 이는 고경도에 유리하다. 소입 종료 온도가 Ms 또는 300°C보다 높을 경우, 고도의 자가-소려된 마르텐사이트 미세조직과 같은 바람직하지 않은 미세조직으로 인하여 고경도가 필수적으로 달성되지는 않는다.

또 다른 임의의 구체예에 따르면, 또한 도 2에 나타나는 바와 같이, 직접 소입 단계는 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 A_r1보다 높은 온도로부터, 바람직하게는 A_r3보다 높은 온도로부터, 100°C 미만의 온도 T_QFT1까지 열간압연된 강을 소입하는 것을 포함한다. 가장 바람직하게는 냉각 속도는 문헌에서 입수 가능한 식에 의하여 정의될 수 있는 임계 냉각 속도(CCR) 이상이다. 이 구체예는 추가로, 450-500 HBW의 목표한 경도 범위에서 고강도열간압연된 강의 제조를 가능하게 한다. 냉각 속도는 소입 동안 오스테나이트의 분해를 피하기 위하여 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s이다. 소입이 A_r3보다 높은 온도로부터 시작될 경우, 최대량의 마르텐사이트가 뒤따를 수 있고, 이는 고경도에 유리하다.

열간압연 이후 직접 소입이 어떻게 수행되는지에 관계 없이, 상기 방법은 직접 소입 단계 이후 열간압연된 강 제품을 소려하는 소려 단계를 포함할 수 있다. 그러나 본 발명이 소려 없이도 (고경도를 고려하여) 우수한 충격인성 및 다른 기계적 특성을 제공할 수 있기 때문에, 그러한 단계가 반드시 필요한 것은 아니다. 그러므로, 특성이 소입 조건에서 이미 우수할 수 있으므로, 바람직하게는 상기 방법은 소려를 포함하지 않는다. 이는 가공이 차후의 열처리 없이 순수하게 열역학적일 수 있음을 의미한다.

위에 기재한 방법은 플레이트 압연 밀에서 또는 더욱 바람직하게는 스트립 압연 밀에서 수행될 수 있다. 유사하게 고경도 제품은 각각 열간압연된 강 플레이트 또는 열간압연된 강 스트립일 수 있다.

열간압연된 강 제품은 2-80 mm 범위의 두께 Th를 가질 수 있다. 특히, 열간압연된 강 플레이트는 전형적으로 8-80 mm, 바람직하게는 8-50 mm 범위의 두께 Th를 가지는 한편 열간압연된 강 스트립은 2-15 mm 범위의 두께 Th를 가진다.

가공이 스트립 압연 밀에서 수행될 경우, 상기 방법은 직접 소입 단계 이후 수행되는 냉각 단계를 추가적으로 포함한다.

강 제품은 스트립 압연 밀이 초기 오스테나이트 결정립 구조를 매우 효과적으로 미세화 및 연신할 수 있기 때문에 바람직하게는 강 스트립 제품이고, 이에 의하여 본 발명의 효과가 크게 강조된다. 더욱이 고경도가 우수한 마모 및 탄도 특성을 제공하므로, 스트립 압연에 의하여 획득 가능한 2-15 mm (심지어 2-6 mm) 범위의 매우 얇은 두께가 이용될 수 있고, 이는 중량 절감, 그리고 또한 발명에 따른 강 제품으로 새로운 유형의 적용이 이루어질 수 있음을 의미한다. 게다가 본 발명에 의하여 획득 가능한 우수한 플랜지성(flangeability)이 새로운 적용을 위한 추가적인 장점이다. 더욱이 더 얇은 두께는 그와 같이 소입 유발 균열발생 위험을 감소시킨다.

참조 기호 및 용어의 간단한 설명

RST 오스테나이트 재결정화 정지 온도

RLT 오스테나이트 재결정화 한계 온도

T_QFT 소입 종료 온도

A_c1 가열 동안 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도

A_c3 가열 동안 오스테나이트로의 페라이트의 전환이 완료되는 온도

A_r1 냉각 동안 페라이트로의 오스테나이트의 전환이 완료되는 온도

A_r3 냉각 동안 오스테나이트가 페라이트로 전환되기 시작하는 온도

CCR 임계 냉각 속도 (완전히 경화된 마르텐사이트 미세조직을 생성할 경화 온도로부터의 가장 느린 냉각 속도)

M_s 마르텐사이트 전환이 시작될 수 있는 온도

본 특허 발명의 맥락에서 브리넬 경도(HBW)는 경질 금속(W)로 만들어지고 10 mm의 직경을 가지는 볼을 이용하여, 추가로 3000 kg의 질량을 이용하여 (HBW10/3000) 스트립 또는 플레이트 표면 0.3-2 mm 아래에서 밀링된 표면 상에서 ISO 6506-1에 따라 한정된다.

초기 오스테나이트 결정립(prior austenite grain, PAG) 조직의 결정립 크기 및 종횡비가 다음 절차에 따라 획득된다. 먼저 초기 오스테나이트 결정립계의 부식을 위하여 시편을 350°C에서 45 min 동안 예열한다. 이후 시편이 부식에 앞서 배치되고 연마된다. 초기 오스테나이트 결정립계를 드러내기 위하여 1.4 g 피크르산, 100 ml 증류수, 1 ml 습윤제 (Agepol) 및 0.75-1.0 ml의 HCl로 구성된 부식제를 사용한다. 이후 미세조직을 조사하기 위하여 광학 현미경을 사용한다. 평균 초기-오스테나이트 결정립 크기는 선절단법(line intercept method)(ASTM E 112)을 이용하여 계산된다. 또한 PAG의 종횡비가 압연 방향으로 절단된 플레이트의 단면으로부터 선절단법으로써 결정된다. 절단(intercepting) 결정립계가 압연 방향(rolling direction, RD) 및 직교 방향(normal direction, NR)으로 동일한 길이를 가지는 선으로부터 계수된다. 종횡비는 결정립의 RD의 평균 길이를 NR의 평균 높이로 나눈 것, 즉 직교의 선절단부의 합계를 압연 방향의 선절단부의 합계로 나눈 것이다.

잔류 오스테나이트의 양은 X-선 회절로써 결정된다.

도면
도 1은 한 구체예에 따른 제조 방법을 개략적으로 나타낸다. 도 1이 일정한 비율이 아님에 유의하라.
도 2는 직접 소입 단계의 임의의 구체예를 개략적으로 나타낸다. 도 1이 일정한 비율이 아님에 유의하라.
도 3 및 4는 하기에서 더욱 상세히 설명되는 몇 가지 실시예에 기초하여 본 발명의 효과를 나타내는 그래프이다.

실시예

실시예에서, 표 1에 나타나는 화학 조성물을 사용했다. 조성값은 중량 백분율로 주어진다. 알 수 있는 바와 같이, 이러한 모든 화학 조성물은 C, Si, Mn, Al, Cr, Ni, Mo 이외에 Fe, 불가피한 불순물 및 잔류 함유물을 포함한다. 알 수 있는 바와 같이, 이러한 모든 화학 조성물은 본질적으로 무붕소였다. 즉 이들은 B: <0.0005%를 함유했다.

조성물 A, B, N 및 O는 진공 탈기 및 Ca-처리를 포함하는 전면적인(full scale) 제련물이었다. 조성물 A 및 B 간의 주요 차이점은 조성물 B가 합금화-Ti를 또한 포함한다는 것이다. 조성물 N 및 O는 조성물 A 및 B보다 약간 더 높은 탄소 함량을 포함했다.

조성물 C, D, E, F, G, H, I, J, K, L 및 M이 실험용 잉곳으로 주조되었고 이들은 Ca-처리를 포함하지 않았다. 조성물 C와 D 사이의 주요 차이점은 조성물 C에서 더 낮은 탄소 함량이다. 조성물 D와 E 사이의 주요 차이점은 조성물 E가 더 적은 합금화-Ti를 포함한다는 것이다. 조성물 F는 고 (3.87%) 합금화-Ni를 포함하는 조성물의 예이다. 조성물 G 및 H는 또한 고 (0.99% 및 1.47%) 합금화-Cu를 포함하는 조성물의 예이다. 조성물 I은 추가로 합금화-Ti를 함유한다. 조성물 J는 합금화-Cu 및 Ni의 상이한 조합을 추가로 나타낸다. 조성물 K 및 L은 또한 고 (0.7% 및 1.5%) 합금화-Si를 함유한다. 조성물 M은 또한 고 (1.11%) 합금화-Al를 함유한다.

표 1: 화학 조성물 (중량 백분율)

표 2는 실시예 1 - 37 및 참조예 REF에서 이용된 파라미터를 나타낸다. 실시예 2에 의하여 제조된 강 스트립을 추가로 재가열 및 소입(re-heating and quenching, RHQ)하여 참조예 REF가 획득되어, 고경도 열간압연된 강 제품의 결과적인 브리넬 경도(HBW)에 대한 소입 직전의 오스테나이트 미세화 및/또는 변형의 효과를 입증했다. 표 2는 "공정" 열에서 각각의 실시예에서 이용된 공정, "Th" 열에서 최종 제품 두께, "HT" 열에서 가열 온도 및 "QFT" 열에서 소입 종료 온도를 나타낸다. 또한 열간압연 상태가 "압연 유형" 열에 나타나고, 여기서 1은 오스테나이트 재결정화 체계에서 1형 열간압연을 의미하고 2는 비-재결정화 온도 범위이지만 페라이트 형성 온도 A_r3 위인 온도에서의 2형 열간압연을 의미한다. "QFT" 열에서 RT는 실온을 의미한다.

표 2: 공정

표 3은 이의 인장강도 및 경도 시험, 샤르피-V 시험, 플랜지성 (즉 굽힘성) 시험 및 미세조직 특성분석 결과를 나타낸다.

표 3은 "Rm" 열에서 인장강도, "샤르피-V 시험" 열에서 상이한 온도에서의 충격인성, "T20J" 열에서 20J의 전이 온도, "주요 상"열에서 주요 미세조직 상, 여기서 M은 마르텐사이트를 의미함, "PAG" 열에서 초기 오스테나이트 결정립 크기 및 열 "PAG AR" 열에서 종횡비를 나타낸다. 게다가 경도, 최소 굽힘 반경 및 잔류 오스테나이트 측정치가 주어진다. 값의 단위가 괄호 안에 주어진다.

실시예 1-8 및 36-37에서 경도 측정치가 세 가지 상이한 측정치의 평균으로서 앞서 언급된 시험 조건에 의하여 취해진다. 이와 대조적으로, 실시예 9-35 및 REF에서 경도 측정치는 SFS-EN ISO 6507-1:2006에 따라 비커스 경도 측정치로 취해지고 ASTM E 140-97에 따라 브리넬 경도로 변환되었다. 실시예 9-35의 경도값은 플레이트의 두께에 걸친 평균 경도로서 주어진다.

표 3: 인장 시험, 샤르피-V 시험, 경도 시험, 플랜지성 시험, 및 미세조직 특성분석의 결과.

알 수 있는 바와 같이, 모든 실시예 1 - 37이 참조예 REF보다 (540 HBW) HBW로 더 높은 경도를 제공한다. 이는 참조예 REF의 조성물 A보다 더 낮은 탄소 함량을 포함하는 실시예 3 조성물 B이 사용되었다는 사실에도 불구하고 유효하다. 이는 실제로 탄소 함량과 마르텐사이트 경도 사이의 관계의 통상적인 이론에 다소 반대된다. 이에 의하여 경도 개선 및 고경도 합금화-Ni 강의 탄소 함량 저하가 본 발명에 의하여 가능해짐을 실시예가 명백하게 나타낸다.

열간압연 단계가 1형 및 2형 열간압연 단계를 포함할 경우 각각의 모든 실시예가 550 HBW 이상의 브리넬 경도를 제공함을 또한 알 수 있다.

실시예가 1500 MPa보다 높거나 심지어 1800 MPa보다 높은 인장강도를 제공할 수 있음을 또한 알 수 있다. 총 연신율(A)은 주로 적어도 8%였다. 게다가 Rm > 1800 MPa 및 A >= 8%의 조합이 주로 충족되었다.

열간압연 단계에서 1형 열간압연 이외에 2형 열간압연 단계를 포함하는 실시예 2가, -20°C 이상의 온도에서 샤르피-V 시험에 의하여 측정된 100 J/cm² 초과의 충격인성을 가지는 고경도 열간압연된 강 제품을 제공할 수 있음을 또한 알 수 있다.

실시예가 심한(tight) 굽힘 반경으로 플랜징될 수 있는 고경도 열간압연된 강 제품을 제공할 수 있음을 또한 알 수 있다. 2-15 mm의 두께 Th를 가지는 고경도 열간압연된 강이 굽힘 각도가 90° 이상일 경우 및 굽힘의 하부 툴(tool)이 100 mm의 최대 폭의 V-갭을 가질 경우 굽힙에서 시각적으로 인지 가능한 균열 또는 파괴 없이 3.3*Th (mm), 바람직하게는 3.0*Th (mm)의 최소 굽힘 반경까지 플랜징될 수 있다. 심한 굽힘 반경은 이러한 강으로 만들어진 적용물의 개선된 설계를 의미한다. 다시 말해서, 강의 굽힙성이 고경도를 고려하면 우수하다.

다음은 실시예 1-37이 더욱 상세히 설명된다.

표 2 및 3에 나타나는 전면적인 실시예 1-8 및 36-37에서, 화학 조성물 A, B, N 및 O를 가지는 강 슬래브를 사용했다. 표 2로부터 알 수 있는 바와 같이 강 플레이트 (DQ-플레이트) 및 강 스트립 (DQ-스트립) 양자 모두를 이들 슬래브로부터 제조했다. 이들 실시예 1-8 및 36-37에서, 강 스트립 및 플레이트를 제조하기 위한 강 슬래브를 각각 1280°C 및 1230°C의 가열 온도(HT)까지의 가열에 의하여 오스테나이트화했다. 가열 단계에 이어 약 1 시간 동안 균일화 단계가 이어졌다.

실시예 1, 2 및 37에서 균일화 단계에 뒤이어 열간압연 공정이 조질 압연 단계로써 개시되고 5.0 mm, 5.9 mm 및 3.9 mm의 상이한 최종 스트립 두께가 압연되는 스트립 압연 단계가 이어졌다. 조질 압연 단계와 스트립 압연 단계 사이에 코일 박스를 평소와 같이 사용했다. 최종 압연 패스 이후, 소입 종료 온도(QFT)까지 직접 소입을 수행했다. 강 스트립을 50 °C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 열간압연 열로부터 실온(RT)까지 직접 소입했다. 알 수 있는 바와 같이, 직접 소입된 강 스트립의 경도값이 참조예 REF의 경도값보다 명백하게 더 높다.

실시예 1, 2 및 37은 열간압연 단계에서 1형 열간압연 단계 이외에 2형 열간압연 단계를 포함했다. 2형 열간압연은, 실시예 2의 초기 오스테나이트 결정립 구조로부터 측정하여 1.3 초과인 종횡비(PAG AR)에서 알 수 있는 연신된 오스테나이트 결정립을 생성한다. 알 수 있는 바와 같이, 고경도 이외에도, 실시예 2는 부분적으로는, 연신된 초기 오스테나이트 결정립으로 인하여 샤르피-V 시험에서 우수한 특성을 유지한다.

조성물 B가 사용된 실시예 3은 샤르피-V 충격인성에 대한 0.024% 합금화-Ti의 유해한 효과를 나타낸다. 알 수 있는 바와 같이, 충격인성 특성은 Ti이 0.02% 미만인 경우 수 배이다. 그 이유는 이러한 유형의 강의 충격인성 특성에 유해한 조대 TiN 입자일 것이다. 그러므로, 또한 우수한 충격인성값이 또한 요망되는 경우, Ti는 바람직하게는 0.02% 미만 또는 바람직하게는 0.01% 미만이다.

실시예 3-8 및 36에서, 균일화 단계에 뒤이어, 열간압연 공정을 플레이트-압연에서 수회의 압연 패스에 의하여 수행하여 원하는 두께가 달성되었다. 열간압연은 1형 열간압연으로 이루어진다. 즉 열간압연은 2형 열간압연을 포함하지 않았다. 최종 압연 패스 이후, 소입 종료 온도(QFT)까지의 직접 소입을 수행했다. 강 플레이트를 150°C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 열간압연 열로부터 160°C 또는 150°C의 온도까지 직접 소입했다. 알 수 있는 바와 같이, 직접 소입된 강 플레이트의 경도값은 참조예 REF의 경도값보다 명백하게 더 높다. 다시 말해서, 경도 개선을 달성하기 위하여 종래의 RHQ 공정과 비교하여 열간압연 동안 초기 오스테나이트 결정립의 실질적인 연신이 반드시 필요한 것은 아니다. 그러나, 또한 나타나는 바와 같이, 초기 오스테나이트 결정립의 연신이 경도를 더욱 개선한다.

실시예 1-8 및 36-37에서, 인장강도 시험, 샤르피-V 시험 및 플랜지성 시험의 값이 (압연 방향에 대하여) 종방향 및 횡방향으로 특정 값으로부터 계산된 평균으로서 주어진다.

실험실 실시예 9-35에서, 표 1에 나타난 화학 조성물 C, D, E, F, G, H, I, J, K, L 및 M을 가지는 강 빌렛(강 슬래브를 모의함)을 사용했다. 이들 실험에서 50 mm 두께 강 빌렛을 1200°C의 온도까지 가열에 의하여 오스테나이트화하고 두 시간 동안 균일화했다. 균일화 단계에 이어서 8 mm의 원하는 두께를 달성하기 위하여 열간압연 공정을 실험용 압연 밀에서 수회 압연 패스를 이용하여 수행했다. 열간압연 단계의 함량은 표 2에 따라 변화되었다. 최종 압연 패스 이후, 소입 종료 온도(QFT)까지의 직접 소입을 수행했다. 강 플레이트를 60-100°C/s 범위의 평균 냉각 속도를 이용하여 열간압연 열로부터 대략 150°C 또는 250°C의 온도까지 직접 소입했다.

실시예 9-35에서, 인장강도 시험, 샤르피-V 시험 및 전이 온도의 값이 실험실 환경에서 시편 크기로 인하여 압연 방향에 대하여 종방향으로 주어진다.

알 수 있는 바와 같이, 직접 소입된 강 플레이트 및 스트립의 경도값은 참조예 REF의 경도값보다 명백하게 더 높다.

실시예 9-11(조성물 C) 및 실시예 12-15(조성물 D)를 비교하여 알 수 있는 바와 같이, 충격인성은 더 낮은 탄소 함량을 포함하는 조성물 C로써 현저하게 개선된다. 그러므로, 충격인성 특성을 보장하기 위하여, 탄소 함량이 0.36% 이하인 것이 바람직하다. 그러나 완전한 환경에서 모든 충격인성 특성이 공업 규모에서 더 높은 압하율로 인하여 더 우수함에 유의해야 한다.

또한 20J의 전이 온도가 표 3에 주어진다 (샤르피-V 시편 크기 7.5 mm, 노치 크기 2 mm에 의하여 측정됨). 이는 약 34 J/cm²의 전이 온도에 상응한다.

알 수 있는 바와 같이, 1형 열간압연만을 포함하는 각각의 실험실 실시예의 결과로 종횡비(PAG AR)와 관련된 측정치가 1.3 이하의 값을 제공했다. 이는 이들 실시예 9, 12, 14, 16, 18, 20, 22, 24, 26, 28, 30, 32 및 34에서 초기 오스테나이트 결정립 구조가 본 명세서의 의미에서 실질적으로 연신되지 않았음을 의미한다.

그러나, 이들 실시예 10, 11, 13, 15, 17, 19, 21, 23, 25, 27, 29, 31, 33 및 35로부터 알 수 있는 바와 같이, 2형 열간압연을 또한 포함하는 각각의 실험실 실시예가 1.3 초과 또는 2.0 초과의 종횡비(PAG AR)를 제공했다. 특히 모두 PAG AR > 2.0을 충족시킨다. 더욱이 2.0의 그러한 한계값은 결정립의 길이가 이들의 높이와 비교하여 두 배 초과일 경우 한계를 반영하기 때문에, 연신된 초기 오스테나이트 결정립 구조를 매우 잘 나타낸다. 그러한 특징은 실질적으로 등축인 초기 오스테나이트 결정립 구조와 명백하게 구분될 수 있고 RHQ 공정에 의하여 획득될 수 없다.

실시예 9-35의 초기 오스테나이트 결정립 구조로부터 측정된 종횡비의 증가는 종횡비가 1.3보다 높을 경우 브리넬 경도로 더욱 높은 경도가 뒤따를 것임을 명백하게 나타낸다. 종횡비 값이 더 높을수록, 브리넬 경도가 더 높다. 이는 또한 약 150°C 및 250°C의 상이한 소입 종료 온도로써 도 3 및 4에서 도식적으로 나타난다.

기술이 진보함에 따라, 발명적 개념이 다양한 방식으로 실시될 수 있음이 통상의 지식을 가진 자에게 자명할 것이다. 본 발명 및 이의 구체예는 위에 기재된 실시예에 제한되지 않고 청구항의 범위 내에서 변할 수 있다.

Claims

적어도 450 HBW의 브리넬 경도를 가지고 중량 백분율로 하기 화학 조성물로 이루어지는 열간압연된 강 스트립 또는 플레이트 제품과 같은 열간압연된 강 제품에 있어서, 상기 강 제품의 미세조직은 마르텐사이트이고:
C: 0.25-0.45%,
Si: 0.01-1.5%,
Mn: 0.35% 초과 3.0% 이하,
Ni:0.5-4.0%,
Al: 0.01-1.2%,
Cr:2.0% 미만,
Mo:1.0% 미만,
Cu:1.5% 미만,
V:0.5% 미만,
Nb:0.2% 미만,
Ti:0.2% 미만,
B:0.01% 미만,
Ca:0.01% 미만,
잔부 철, 잔류 함유물 및 불가피한 불순물,
강 제품의 초기 오스테나이트 결정립 구조는 종횡비가 1.2 이상이도록 연신되는 열간압연된 강 제품.
제1항에 있어서, 강 제품의 초기 오스테나이트 결정립 구조는 종횡비가 1.3 초과 또는 2.0 초과이도록 압연 방향으로 연신되는 열간압연된 강 제품.
제1항 또는 제2항에 있어서, C: 0.28-0.4% 또는 0.28-0.36%인 열간압연된 강 제품.
전술한 청구항 중 어느 한 항에 있어서, Ni: 1.0-3.0% 또는 1.5-2.5%인 열간압연된 강 제품.
전술한 청구항 중 어느 한 항에 있어서, Ti: 0.02%미만, 더욱 바람직하게는 0.01% 미만인 열간압연된 강 제품.
전술한 청구항 중 어느 한 항에 있어서, B: <0.0005%인 열간압연된 강 제품.
전술한 청구항 중 어느 한 항에 있어서, Mo: 0.1-1.0% 또는 0.1-0.8%인 열간압연된 강 제품.
전술한 청구항 중 어느 한 항에 있어서, 열간압연된 강 제품은 8-80 mm 범위의 두께 Th를 가지는 열간압연된 강 플레이트 또는 2-15 mm 범위의 두께 Th를 가지는 열간압연된 강 스트립인 열간압연된 강 제품.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 미세조직은, 부피 백분율로, 적어도 90% 마르텐사이트 또는 그 대신에 마르텐사이트 60-95%, 베이나이트 10-30%, 잔류 오스테나이트 0-10% 및 페라이트 0-5%를 포함하는 열간압연된 강 제품.
적어도 450 HBW의 브리넬 경도를 가지는 열간압연된 강 스트립 또는 플레이트 제품과 같은 열간압연된 강 제품 제조 방법에 있어서, 상기 방법은 주어진 순서로 하기 단계를 포함하는 방법:
a) 중량 백분율로 하기 화학 조성으로 이루어진 강 슬래브를 제공하는 단계:
C: 0.25-0.45%,
Si: 0.01-1.5%,
Mn: 0.35% 초과 3.0% 이하,
Ni:0.5-4.0%,
Al: 0.01-1.2%,
Cr:2.0% 미만,
Mo:1.0% 미만,
Cu:1.5% 미만,
V:0.5% 미만,
Nb:0.2% 미만,
Ti:0.2% 미만,
B:0.01% 미만,
Ca:0.01% 미만,
잔부 철, 잔류 함유물 및 불가피한 불순물,
b) 강 슬래브를 950-1350°C 범위의 온도 T_heat까지 가열하는 가열 단계,
c) 온도 균일화 단계,
d) 열간압연된 강재를 획득하기 위한, Ar3 내지 1300°C의 온도 범위에서의 열간압연 단계, 및
e) 열간압연된 강재를 열간압연 열로부터 Ms 미만의 온도까지 직접 소입하는 단계.
제10항에 있어서, 열간압연 단계는 재결정화 온도 범위에서 열간압연의 1형 열간압연 단계를 포함하는 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제11항에 있어서, 열간압연 단계는 비-재결정화 온도 범위이지만 페라이트 형성 온도 A_r3 위인 온도에서 열간압연의 2형 열간압연 단계를 추가로 포함하는 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 직접 소입 단계는 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 A_r1보다 높은 온도로부터_, 바람직하게는 A_r3보다 높은 온도로부터_,Ms 내지 100°C, 예컨대 300 내지 100°C의 온도 T_QFT2까지 열간압연된 강재를 소입하는 것을 포함하는 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 직접 소입 단계는 적어도 10°C/s, 예컨대 10-200°C/s의 평균 냉각 속도를 이용하여 A_r1보다 높은 온도로부터_, 바람직하게는 A_r3보다 높은 온도로부터_,100°C 미만의 온도 T_QFT1까지 열간압연된 강재를 소입하는 것을 포함하는 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서, C: 0.28-0.4% 또는 0.28-0.36%인 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, Ni: 1.0-3.0% 또는 1.5-2.5%인 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서, Ti: 0.02% 미만 또는 더욱 바람직하게는 0.01% 미만인 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서, B: <0.0005% 인 열간압연된 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서, Mo: 0.1-1.0% 또는 0.1-0.8%인 열간압연된 강 제품 제조 방법.