KR20160086877A

KR20160086877A - 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법

Info

Publication number: KR20160086877A
Application number: KR1020167015442A
Authority: KR
Inventors: 롱제 송; 나라얀 포토레; 니나 폰스테인
Original assignee: 아르셀러미탈
Priority date: 2013-12-11
Filing date: 2013-12-11
Publication date: 2016-07-20
Also published as: BR112016012424B1; UA116699C2; US10196705B2; CA2932315A1; JP2017503072A; ZA201603216B; CN106164319B; WO2015088514A1; US20160304981A1; MX2016007570A; KR101909356B1; CA2932315C; EP3080322B1; MA39030A1; HUE046359T2; BR112016012424A2; EP3080322A1; ES2748806T3; CN106164319A; JP6306711B2

Abstract

냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트가 제공된다. 상기 강 시트는, 중량% 로, 0.30 ≤ C ≤ 0.5%, 0.2 ≤ Mn ≤ 1.5%, 0.5 ≤ Si ≤ 3.0%, 0.02 ≤ Ti ≤ 0.05%, 0.001 ≤ N ≤ 0.008%, 0.0010 ≤ B ≤ 0.0030%, 0.01 ≤ Nb ≤ 0.1%, 0.2 ≤ Cr ≤ 2.0%, P ≤ 0.02%, S ≤ 0.005%, Al ≤ 1%, Mo ≤ 1% 및 Ni ≤ 0.5% 를 포함한다. 조성의 잔부는 철 및 용융으로 기인한 불가피한 불순물들을 포함한다. 마이크로조직은 100% 마텐자이트이고, 그리고 초기 오스테나이트 결정립 크기는 20㎛ 보다 작다. 상기 강 시트는 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 24시간의 지연 파괴 저항을 갖는다. 방법, 부품, 구조 부재 및 차량이 또한 제공된다.

Description

지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법{MARTENSITIC STEEL WITH DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD}

본 발명은 지연 파괴 저항에 대하여 우수한 저항을 나타내는 차량용 마텐자이트 강들에 관한 것이다. 이러한 강은 주로 자동차용 구조 부재들 및 보강 재료들로서 사용되도록 의도된다. 본 발명은 또한 우수한 지연 파괴 저항의 완전한 마텐자이트 등급 강을 제조하는 방법을 취급한다.

차의 강 부품들은 종종 환경에 노출되어 여기서 수소 원자가 형성되어 흡수될 수 있다. 이 흡수된 수소는 구성요소의 제조 동안 이미 흡수된 것 이외의 것일 수도 있다. 강에서 수소가 일으킬 수 있는 유해한 효과들은 강의 파손 응력을 감소시키거나, 연성 및 인성을 한정하거나, 또는 심지어 강 내의 크랙 성장을 가속시킨다. 수소 공격으로 인한 강의 파손은 적재시 또는 지연 기간 후 순간적으로 발생할 수 있다. 이런 거동은 유난히 수소 취성 (hydrogen embrittlement) 으로 인한 파손들을 예측하기 어렵게 하고, 그리고 법적 책임과 수리 관점에서 비용이 많이 들 수 있다. 일반적으로, 수소 분해 (hydrogen degradation) 에 대한 감응도는 강 강도가 증가하면 할 수록 증가하고, 그리고 강의 강도가 1000　MPa 보다 클 때 더 확연하다.

따라서, 다양한 강도 레벨들을 제공하는 이하에서 언급된 강들과 같은 여러 족들 (families) 의 강들이 제안되었다.

이들 개념들 중에서, 경화가 페라이트 결정립 크기의 석출 및 미세화 (refinement) 에 의해서 동시에 얻어지는 마이크로 합금 (micro-alloying) 원소들을 갖는 강들이 개발되었다. 이런 고강도 저합금 (HSLA; High Strength Low Alloyed) 강들의 개발의 뒤에는 초고강도 강들 (Advanced High Strength Steels) 로 불리는 보다 높은 강도의 고강도 저합금 강들이 이어졌고, 이들 초고강도 강들은 복합 조직강들 (dual phase steels), 베이나이트 강들, TRIP 강들과 같은 양호한 냉간 성형성과 함께 양호한 강도 레벨들을 유지하지만 이러한 개념들에 의해 도달될 수 있는 인장 강도 레벨들은 일반적으로 1300 MPa 보다 작다.

심지어 더 높은 강도와 동시에 양호한 성형성을 갖는 강들에 대한 요구에 부합하도록, 도전으로서 수소 취성을 견딜 수 있는 강 등급을 얻으려는 많은 개발들이 이루어졌다. 이것은 1500 MPa 보다 큰 저항을 갖는 마텐자이트 강들에 이르게 하지만 강에서의 수소의 존재로 인하여 지연 파괴 이슈들이 발생되었다. 또한, 마텐자이트 강들은 낮은 성형성 레벨들을 나타낸다.

마텐자이트 강들의 개발은, 예를 들어, 국제출원 WO2013082188 에 의해서 예시되고, 상기 출원은 마텐자이트 강 조성물들 및 이들의 제조 방법을 취급하고 있다. 보다 구체적으로, 이 출원에서 개시된 마텐자이트 강들은 1700 내지 2200 MPa 범위의 인장 강도들을 갖는다. 보다 더 구체적으로, 이 발명은 얇은 게이지 (1 mm 의 두께) 및 이 얇은 게이지의 제조 방법들에 관한 것이다. 하지만, 이와 같은 출원은 지연 파괴 저항에 관해서 언급하고 있지 않고, 지연 파괴 저항 강들을 얻는 방법을 나타내고 있지 않다.

또한, 수소로 인한 지연 파괴 저항에 대한 Ni 함량의 긍정적인 효과를 나타내는 논문 "ISIJ 1994 (vol 7)-Effect of Ni, Cu and Si on delayed fracture properties of High Strength Steels with tensile strength of 1450 by Shiraga" 이 공지되어 있다. 하지만, 이런 문헌은 지연 파괴 저항을 충분히 생기게 하지 못한다.

본 발명의 목적은 개선된 저항, 성형성 및 지연 파괴 저항을 갖고, 또한

- 적어도 1700 MPa, 바람직하게는 적어도 1800 MPa, 및 심지어 더 바람직하게는 적어도 1900 MPa 의 인장 강도;

- 적어도 1300 MPa, 바람직하게는 적어도 1500 MPa, 및 심지어 더 바람직하게는 적어도 1600 MPa 의 항복 강도;

- 적어도 3%, 바람직하게는 적어도 5%, 및 심지어 더 바람직하게는 적어도 6% 의 총 연신율; 및

- 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 24시간의 지연 파괴 저항을 갖는 냉간압연 및 어닐링된 강을 제공하는데 있다.

본 발명은 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 24시간의 지연 파괴 저항을 갖는 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트를 제공하는데 있고, 상기 강 시트는 중량% 로,

0.30 ≤ C ≤ 0.5%;

0.2 ≤ Mn ≤ 1.5%;

0.5 ≤ Si ≤ 3.0%;

0.02 ≤ Ti ≤ 0.05%;

0.001 ≤ N ≤ 0.008%;

0.0010 ≤ B ≤ 0.0030%;

0.01 ≤ Nb ≤ 0.1%;

0.2 ≤ Cr ≤ 2.0%;

P ≤ 0.02%;

S ≤ 0.005%;

Al ≤ 1%;

Mo ≤ 1%; 및

Ni ≤ 0.5% 를 포함하고,

조성의 잔부는 철 및 용융으로 기인한 불가피한 불순물들이고, 그리고 마이크로조직은 초기 (prior) 오스테나이트 결정립 크기가 20㎛ 보다 작은 100% 마텐자이트이다.

바람직하게는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 0.01 ≤ Nb ≤ 0.05% 이다.

바람직하게는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 0.2 ≤ Cr ≤ 1.0% 이다.

바람직하게는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 Ni ≤ 0.2 % 이고, 심지어 더 바람직하게는 Ni ≤ 0.05 %, 그리고 이상적으로는 Ni ≤ 0.03 % 이다.

바람직하게는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 1 ≤ Si ≤ 2% 이다.

바람직한 실시형태에서, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 인장 강도가 적어도 1700 MPa 이고, 항복 강도가 적어도 1300 MPa 이고, 그리고 총 연신율은 적어도 3% 이다.

바람직한 실시형태에서, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트는 지연 파괴 저항이 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 48시간이고, 더 바람직하게는 지연 파괴 저항이 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 100시간이고, 그리고 다른 바람직한 실시형태에서, 지연 파괴 저항이 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 300시간이다. 이상적으로는, 지연 파괴 저항은 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 600시간이다.

본 발명은 또한 이하의 단계들을 포함하는 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트를 제조하는 방법을 제공하고, 상기 단계들은 연속적으로 실시될 수도 있다:

- 슬래브를 얻기 위하여 조성이 본 발명에 따른 강을 주조하는 단계,

- 상기 슬래브를 1150℃ 보다 높은 온도 (T_reheat) 로 재가열하는 단계,

- 열간압연 강을 얻기 위하여 850℃ 보다 높은 온도에서 재가열된 상기 슬래브를 열간압연하는 단계,

- 500 내지 660℃ 의 코일링 온도 (T_coiling) 까지 상기 열간압연 강을 냉각시키는 단계, 그 후

- 코일링 온도 (T_coiling) 에서 냉각된 상기 열간압연 강을 코일링하는 단계,

- 상기 열간압연 강을 탈스케일링하는 단계,

- 냉간압연 강 시트를 얻기 위하여 상기 강을 냉간압연하는 단계,

- Ac3 ℃ (가열중 오스테나이트 형성 온도) 내지 950℃ 의 온도 (T_anneal) 까지 가열하고, 20 ㎛ 보다 작은 결정립 크기를 갖는 100% 오스테나이트 마이크로조직을 갖도록 40초 내지 600초의 시간 동안 상기 온도 (T_anneal) 에서 어닐링하는 단계,

- 선택적으로, 적어도 1 ℃/s 의 냉각율로 어닐링 온도로부터 적어도 Ac3 ℃ 의 온도 (T₁) 에 이르기까지 상기 냉간압연 강에 냉각 단계를 적용하는 단계,

- 적어도 100 ℃/s 의 냉각율 (CR_quench) 로 상기 냉간압연 강을 선택적으로 실온으로 냉각시키는 단계, 및

- 선택적으로, 적어도 40초 동안 180℃ 내지 300℃ 의 온도에서 상기 냉간압연 강을 탬퍼링하는 단계.

바람직하게는, 본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트를 제조하는 방법에 있어서, 냉각율 (CR_quench) 은 적어도 200 ℃/s 이다.

바람직한 실시형태에서, 본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트를 제조하는 방법에 있어서, 냉각율 (CR_quench) 은 적어도 500 ℃/s 이다.

바람직하게는, 본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트를 제조하는 방법에 있어서, 40초 내지 600초의 시간 동안 T_anneal 에서 어닐링하는 동안 형성된 오스테나이트 결정립 크기는 15 ㎛ 보다 작다.

본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링된 강은 차량용 부품을 제조하는데 사용될 수 있다.

본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링된 강은 차량용 구조 부재들을 제조하는데 사용될 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시형태 및 주요 양태들은 이제 도면들을 참고로 하여 설명될 것이다.

도 1 은 강들중 열간압연 강들의 마이크로조직들을 예시하고; 그리고
도 2 는 냉간압연 어닐링된 마텐자이트 강들의 마이크로조직을 예시한다.

본 발명에 따른 마텐자이트 강 시트를 얻기 위하여, 목적들 모두에 도달하고 또한 우수한 지연 파괴 저항을 얻는데 화학 조성은 물론 제조 파라미터들은 매우 중요하다. 0.5% 이하의 니켈 함량은 H 취성을 감소시키는데 필요하고, 0.3 내지 0.5% 의 탄소 함량은 인장 특성들을 위하여 필요하고, 그리고 0.5% 이상의 Si 함량은 또한 H 내취성 개선을 위하여 필요하다.

이하의 화학 조성 성분들은 중량% 로 주어진다.

탄소에 대하여: 0.5 중량% 초과의 함량 증가는 결정입계 탄화물들의 수를 증가시키고, 상기 결정입계 탄화물들은 강의 지연 파괴 저항의 열화에 대한 주요 원인들중 하나이다. 하지만, 적어도 0.30 중량% 의 탄소 함량은 목표로 하는 강의 강도, 즉 1700 MPa 의 인장 강도 및 1300 MPa 의 항복 강도를 얻기 위하여 필요하다. 따라서, 탄소 함량은 0.30 내지 0.5 중량% 의 범위로 한정되어야 한다. 바람직하게는, 탄소는 0.30 내지 0.40 % 의 범위로 한정된다.

망간은 고강도 강의 지연 파괴에 대한 감응도를 증가시킨다. MnS 개재물의 형성은 수소에 의해서 유도된 크랙 개시의 출발점이 되는 경향이 있고, 그런 이유로 망간 함량은 1.5 중량% 의 최대량으로 한정된다. 0.2 중량% 미만의 Mn 함량의 감소는 보통의 잔류 함량이 그 레벨 보다 위에 있기 때문에 비용 및 생산성면에 유해하다. 따라서, 망간 함량은 0.2 ≤ Mn ≤ 1.5 중량% 로 한정되어야 한다. 바람직하게는, 0.2 ≤ Mn ≤ 1.0 중량%, 그리고 심지어 더 바람직하게는, 0.2 ≤ Mn ≤ 0.8 중량% 이다.

규소: 0.5 중량% 의 최소량은 Si 가 이하로 인하여 지연 파괴 저항을 개선시키기 때문에 본 발명의 목표로 하는 특성들에 도달하는데 필요하다:

- 수소 확산 운동의 감소 및 H₂ 형성 방지, 및

- 최적 탬퍼링 프로세스 동안의 탄화물 형성 억제.

규소가 3.0 중량% 를 초과하면, 강의 코팅성은 열화된다. 따라서, Si 의 첨가량은 0.5 중량% 내지 3.0 중량% 의 범위로 한정된다. 바람직하게는, 1.2 % ≤ Si ≤ 1.8%.

티타늄에 대하여, 티타늄 0.02 중량% 미만의 첨가는 본 발명의 강에 대하여 저 지연 파괴 저항을 초래하고, 이런 저 지연 파괴 저항은 산 침지 U 굽힘 시험 동안 50 시간 이내에 크랙을 발생시킨다. 실제로, Ti 는 Ti(C, N) 석출물들에 의한 수소 포획 효과 (hydrogen trapping effect) 를 위해 필요하다. Ti 는 또한 강한 질화물 형성자 (TiN) 로서 역할을 하는데 필요하고, Ti 는 질소와의 반응으로부터 붕소를 보호하고; 그 결과로서 붕소는 강에서 고용체로 존재할 것이다. 또한, 티타늄 석출물들은 초기 (prior) 오스테나이트 결정입계를 고정 (pin) 시키고, 따라서 이것은 초기 오스테나이트 결정립 크기가 20 ㎛ 보다 작을 것이기 때문에 미세한 최종 마텐자이트 조직을 갖는 것을 허용한다. 하지만, 0.05 중량% 초과의 Ti 함량은 Ti 함유 석출물들을 조대화하고, 그리고 이들 조대한 석출물들은 이들의 결정입계의 피닝 효과 (pinning effect) 를 상실하게 할 것이다. 따라서, 원하는 티타늄 함량은 0.01 내지 0.05 중량% 이다. 바람직하게는, Ti 함량은 0.02 내지 0.03 중량% 이다.

0.001 중량% 미만의 질소 함량들은 강에서 질화물들 석출물들을 감소시켜 석출물들에 의한 보다 적은 피닝 효과로 인하여 강의 조직을 더 조대화시킨다. 또한, 조대한 마이크로조직들은 보다 적은 부피의 결정입계들을 나타내고 이는 크랙 전파 운동을 증가시킨다. 이에 따라 강의 지연 파괴 저항의 열화가 초래될 것이다. 하지만, 0.008 중량% 초과의 질소 함량에서, 강의 질화물들은 더 조대화되고, 따라서 결정립 크기 피닝 효과를 감소시켜 강의 지연 파괴 저항의 열화를 유도한다. 따라서, 질소 함량은 0.001 내지 0.008 중량% 의 범위내로 한정되어야 한다.

붕소는 강의 경화능을 개선시키기 위하여 고용체로 남아 있어야 한다. 0.0010 중량% 미만에서는, 붕소는 본 발명의 강의 우수한 지연 파괴에 도달하는데 필요한 결정입계의 강화에 충분히 기여하지 못한다. 또한, 인 보다 결정입계들로의 현저하게 더 빠른 확산으로 인하여, 붕소는 지연 파괴 저항을 열화시키는 상기 결정입계들에 대한 인 편석들의 악영향을 방지한다. 하지만, 약 0.0030 중량% 초과에서는 카보보라이드들 (carboborides) 이 형성될 수 있다. 따라서, 붕소는 10 내지 30 ppm 첨가된다.

원하는 니오븀 함량은 0.01 내지 0.1 중량% 이다. 0.01 중량% 미만의 Nb 함량은 충분한 초기 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 제공하지 못한다. Nb 함량이 0.1 중량% 초과이면, 추가의 결정립 미세화가 존재하지 않는다. 바람직하게는, Nb 함량은 0.01 ≤ Nb ≤ 0.05 중량% 이다.

크롬에 대하여: 2.0 중량% 초과에서, 지연 파괴 저항이 개선되지 않고, 그리고 추가의 Cr 은 제조 비용을 증가시킨다. Cr 이 0.2 중량% 미만이면, 지연 파괴 저항은 기대 이하이다. 원하는 크롬 함량은 0.2 내지 2.0 중량% 이다. 바람직하게는, Cr 함량은 0.2 ≤ Cr ≤ 1.0 중량% 이다.

알루미늄은 지연 파괴 저항에 대하여 긍정적인 효과를 갖는다. 하지만, 이 원소는 오스테나이트 안정화제이고, 완전한 마텐자이트 마이크로조직을 얻는데 완전한 오스테나이트화가 요구되기 때문에 어닐링 동안 냉각전에 완전한 오스테나이트화를 위해 이 원소는 Ac3 포인트를 증가시킨다. Al 함량은 에너지 절감 목적을 위하여, 그리고 초기 오스테나이트 결정립 조대화를 유도하는 높은 어닐링 온도들을 회피하기 위하여 1.0 중량% 로 한정된다.

니켈에 대하여, "ISIJ 1994 (vol 7)-Effect of Ni, Cu and Si on delayed fracture properties of High Strength Steels with tensile strength of 1450 by Shiraga" 와 같은 선행 기술 문헌은 니켈 첨가가 지연 파괴 저항에 유익하다는 것을 나타내고 있다. 선행 기술 교시와 달리, 본 발명자들은 놀랍게도 니켈이 본 발명의 합금들에서 지연 파괴 저항에 부정적인 영향을 미친다는 것을 발견하였다. 이런 이유때문에, 니켈 함량은 0.5 중량% 로 한정되고, 바람직하게는, Ni 함량은 0.2 중량% 이하이고, 심지어 더 바람직하게는, Ni 함량은 0.05 중량% 이하이고, 그리고 이상적으로는, 강은 0.03 중량% 이하인 불순물 레벨로 Ni 를 함유한다.

몰리브덴 함량은 비용면에서 1 중량% 로 한정되고, 또한 Mo 를 첨가하면서 지연 파괴 저항에 대한 개선이 확인되지 않았다. 바람직하게는, 몰리브덴 함량은 0.5 중량% 로 한정된다.

인에 대하여, 0.02 중량% 초과 함량에서, 인은 강의 결정입계들을 따라 편석되어 강 시트의 지연 파괴 저항의 열화를 일으킨다. 따라서, 인 함량은 0.02 중량% 로 한정되어야 한다.

황에 대하여, 0.005 중량% 초과 함량은 다량의 비금속 개재물 (MnS) 이 생기게 하고, 그리고 이것은 강 시트의 지연 파괴 저항의 열화를 일으킨다. 결과적으로, 황 함량은 0.005 중량% 로 한정되어야 한다.

수소 분해는 결정입계들의 상대 강도에 따라 취성 벽개 (brittle cleavage) 또는 인터페이스 분리에 의해서 입계파괴 (intergranular fracture) 로서 종종 관찰된다. 입계취화는 오스테나이트화 동안 결정입계들에 대한 불순물 (예를 들면, P, S, Sb 및 Sn) 편석과 탬퍼링 동안 결정입계들에 따른 세멘타이트 (Fe₃C) 석출의 조합에 의해서 발생될 수 있는 것으로 보인다. 불순물 편석의 정도, 그리고 따라서 취화의 정도는 합금 중 Mn 의 존재에 의해서 보강된다. 따라서, 본 발명에서, S, Sb, Sn 및 P 의 함량들은 바람직하게는 가능한 한 적게 한정된다.

본 발명에 따른 강의 제조 방법은 본 발명의 화학 조성을 갖는 강을 주조하는 것을 나타낸다.

주조 강은 1150℃ 보다 높은 온도로 재가열된다. 슬래브 재가열 온도가 1150℃ 보다 낮을 때, 강은 균질이 되지 않을 것이고, 그리고 석출물들은 완전히 용해되지 않을 것이다.

그 다음에, 슬래브는 열간압연되고, 최종 열간압연 패스는 적어도 850℃ 의 온도 (T_lp) 에서 발생한다. T_lp 이 850℃ 보다 낮으면, 고온 가공성이 감소되고, 그리고 크랙들이 나타날 것이고, 그리고 압연력들이 증가할 것이다. 바람직하게는, T_lp 는 적어도 870℃ 이다.

- 코일링 온도 (T_coiling) 에 이르기까지 강을 냉각시킨다.

- T_coiling 는 500℃ 내지 660℃ 이다.

- 코일링 후, 열간압연 강은 탈스케일링된다.

- 최종 목표로 하는 두께에 따라, 그리고 바람직하게는 30 내지 80% 인 냉간압연비로 강을 냉간압연한다.

- 그 다음에, 후속 균열처리가 실시된다:

- Ac3 내지 950℃ 인 어닐링 온도 (T_anneal) 까지 강을 가열한다.

- 급냉 전 20㎛ 보다 작은 결정립 크기를 갖는 100% 오스테나이트를 형성하도록 완전한 오스테나이트 영역에서 적어도 40초 동안 Ac3 ℃ 내지 950℃ 의 어닐링 온도 (T_anneal) 에서 강을 어닐링한다. 어닐링 온도를 제어하는 것은 급냉 전 100 % 오스테나이트 조직 이외에 초기 오스테나이트 결정립 크기를 제어하는 것이 가능하기 때문에 프로세스의 중요한 특징이다. Ac3 보다 아래에서, 페라이트는 존재하고, 그리고 페라이트의 존재는 오스테나이트 화학 조성을 변화시키고, 목표로 하는 1700 MPa 보다 아래로 강 인장 강도를 감소시키고, 게다가, 페라이트의 존재는 급냉 후 얻어지는 경질의 마텐자이트와 비교하여 매우 연질인 강에서의 제 2 상을 발생시킨다. 큰 경도차를 갖는 이들 2상들의 공존은 홀 팽창 또는 굽힘 가공성과 같은 용도 특성들에 대하여 유해하다. 바람직하게는, 어닐링은 40 내지 300초 내에서 실시되고, 그리고 온도는 850 내지 900℃ 인 것이 바람직하다.

초기 오스테나이트는, 크기가 20㎛ 보다 작을 때, 본 발명의 기계적 특성들 및 지연 파괴 저항이 개선되기 때문에 20㎛ 보다 작아야 한다. 바람직하게는, 그 크기는 15㎛ 보다 작다.

- 그 다음에, 냉간압연 강은 적어도 일 단계로 냉각된다. 본 발명에 따른 바람직한 실시형태에서, 강은 여전히 Ac3 온도 보다 높은 820℃ 보다 높은 온도에 이르기까지 1 ℃/s 보다 높은 냉각율 (CR1) 로 먼저 냉각된다. Ac3 보다 아래의 온도에서 페라이트가 이 냉각 단계에서 나타난다. 이 제 1 냉각 단계는 선택적이다. 1 ℃/s 보다 낮으면, 오스테나이트 결정립 성장이 발생할 것이고, 이는 지연 파괴 저항 및 기계적 특성들에 대해 유해한 조대한 마텐자이트 결정립들을 생기게 한다.

- 그 다음에, 냉간압연 강은 제 2 냉각 단계에서 100 ℃/s 보다 높은 냉각율 (CR2), 바람직하게는 CR2 ≥ 200　℃/s, 그리고 심지어 더 바람직하게는 CR2 ≥ 500　℃/s 로 실온으로 추가로 급속 냉각되어 최종 마이크로조직은 작은 크기의 마텐자이트로 만들어진다. 100 ℃/s 보다 낮으면, 조대한 마텐자이트 결정립들이 나타나거나 심지어 페라이트가 나타나고, 그리고 이는 지연 파괴 저항 또는 인장 강도에 각각 유해하다.

- 실온 또는 탬퍼링 온도로 냉각후, 강은 재가열되고 강의 연성에 유익한 탬퍼링 처리를 위하여 적어도 40초 동안 180℃ 내지 300℃ 의 온도에서 유지된다. 180℃ 보다 낮으면, 탬퍼링은 연성에 영향을 미치지 못하고, 그리고 완전한 마텐자이트 조직은 취성 거동을 갖게 된다. 300℃ 보다 높으면, 더 많은 탄화물들의 형성은 강의 강도를 감소시키고, 그리고 지연 파괴 저항을 열화시킨다.

마텐자이트는 어닐링 동안 형성된 오스테나이트를 냉각시킨 후 형성된 조직이다. 마텐자이트는 후 탬퍼링 프로세스 단계 동안 추가로 탬퍼링된다. 이런 탬퍼링의 효과들 중 하나는 연성 및 지연 파괴 저항의 개선이다. 마텐자이트 함량은 100% 이어야 되고, 본 발명의 목표로 하는 조직은 완전한 마텐자이트 조직이다.

본 발명에 따른 급속 냉각 (CR2) 후 선택적인 탬퍼링 처리는 온도 및 시간이 청구된 범위 내에 유지되는 한 임의의 적당한 수단에 의해서 실시될 수 있다.

특히, 유도 어닐링은 연속 방식으로 비코일링된 강 시트에서 실시될 수 있다.

이런 탬퍼링 처리를 실시하는 다른 바람직한 방식이 강 시트의 코일에 대하여 소위 말하는 배치 어닐링으로서 실시된다.

기계적 특성들의 목표 값들에 따라서, 이 분야의 당업자에게는 본 발명의 청구된 범위들 내에서 유지되면서 본 발명의 특성들에 도달하도록 강의 조성 및 탬퍼링 파라미터들 (시간 및 온도) 을 규정하는 방법이 공지되어 있다.

탬퍼링 처리후, 코팅은, 예를 들면, 전기 아연도금, 진공 코팅들 (제트 증착), 또는 화학적 증기 코팅들을 포함하는 임의의 적당한 방법에 의해서 실시될 수 있다. 바람직하게는, Zn 코팅의 전착이 적용된다.

약어:

- TS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 인장 강도를 나타내고,

- YS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 항복 강도를 나타내고,

- 항복비는 YS 와 TS 간의 비율이다.

- TEl (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 총 연신율을 나타내고,

- UEl (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 균일한 연신율을 나타낸다.

분석 방법들:

마이크로조직들은 쿼터 (quarter) 두께 위치에서 SEM 을 사용하여 관찰되었고, 그리고 모두 완전한 마텐자이트인 것으로 밝혀졌다.

기계적 특성들에 대하여, ASTM E 8 표준을 사용하여 편평한 시트의 인장 시편들 (열간압연 강들에 대하여 횡방향, 그리고 어닐링 강들에 대하여 종방향) 은 실온 인장 시험을 위해 준비되었다. 시험들은 12.5 mm/분의 일정한 크로스-헤드 속도에서 실시되었고, 그리고 신장계의 게이지 범위는 50 mm 였다.

지연 파괴 저항에 대하여, 시험은 편평한 직사각형 시편을 85% 인장 강도 (TS) 의 원하는 응력 레벨로 굽히거나, 또는 85% TS 의 응력 상태로의 완화가 뒤이어지는 최대 굽힘에서 90% TS 로 굽히는 것으로 이루어진다. 강은 0.1 N HCl 산 (pH=1) 으로 침지 전에 85% TS 에서 변형된다.

스트레인 게이지는 굽힘 동안 최대 스트레인 변화를 모니터링하기 위하여 U 굽힘 샘플의 기하학적 중심에 글루잉된다. 표준 인장 시험을 사용하여 측정된 완전한 응력 스트레인 곡선, 즉 스트레인과 TS 간의 상관관계에 근거하여, U 굽힘 동안 TS 의 목표로 하는 백분율은 스트레인 (예를 들면, 굽힘의 높이) 을 조정함으로써 정확하게 규정될 수 있다. 그 다음, 85% TS 의 구속 응력 하의 U 굽힘 샘플들은 크랙들이 형성되었는지 여부를 확인하기 위하여 0.1 N HCl 로 침지된다. 크랙 발생 시간이 길어지면 길어질수록 강의 지연 파괴 저항은 더 좋다. 약간의 크랙 발생이 크랙킹이 발생한 몇시간 후, 예를 들면, 즉시 크랙 리포팅 없이 하루밤 지나서 알아 차릴 수 있기 때문에 결과들은 다양한 형태로 나타내어진다.

마텐자이트 변태점은 이하의 식을 사용하여 측정된다:

Ms (℃)=539-423%C-30.4Mn%-17.7%Ni-12.1%Cr-7.5%Mo (단위 중량%).

어닐링 동안 가열시 완전한 오스테나이트 조직에 도달하는 온도 (Ac3) 는 이 분야의 당업자에게 공지된 Thermo-Calc 소프트웨어를 사용하여 계산된다.

이 이론에 얽매이지 않으면서, 오스테나이트 마이크로조직은 어닐링 동안 발달된다. 오스테나이트 마이크로조직은 실온으로의 냉각 동안 마텐자이트 마이크로조직으로 변한다. 결과적으로, 마텐자이트 결정립 크기는 냉각 전에 초기 오스테나이트 결정립 크기와 관계가 있다. 마텐자이트 결정립 크기는 지연 파괴 저항 및 기계적 특성들에 있어서 중요한 역할을 한다. 냉각 전 및 균열 동안 오스테나이트 결정립 크기가 작아지면 작아질수록, 마텐자이트 결정립 크기가 더 작아지고 이는 보다 양호한 지연 파괴 저항을 제공한다. 따라서, 본 발명에 따라, 20㎛ 보다 작은 초기 오스테나이트 결정립 크기는 1일 (24시간) 이내에서 U 굽힘 시험 동안 재료가 크랙킹하는 것을 보호하는데 바람직하다. 초기 오스테나이트 결정립 크기는 냉각 후 결과로 얻어진 마텐자이트 마이크로조직에 대하여 EBSD (electron backscatter diffraction) 기술을 사용하여 검출될 수도 있다.

실시예들의 모든 샘플들은 동일한 열 가공 경로 (thermo-mechanical path) 를 거치게 된다:

실시예 시험들:

이하의 실시예들에 사용된 강들은 이하의 화학 조성들을 갖는다:

상류 프로세스에 대하여, 3시간 동안 1250℃ 에서 재가열 및 오스테나이트화후, 표 1 에 언급된 화학적 성질을 갖는 실험실의 주조 제품 50 kg 슬래브들은 실험실 밀에서 65 mm 내지 20 mm 의 두께로 열간압연되었다. 마무리 압연 온도는 870℃ 였다. 플레이트들은 열간압연후 공기 냉각되었다.

예비 압연된 20 mm 두께 플레이트들을 전단 가공하고, 3시간 동안 1250℃ 로 이들 플레이트들을 재가열한 후, 플레이트들은 3.4 mm 로 열간압연되었다. 마무리 압연 온도로부터 660℃ 보다 낮은 온도로 45 ℃/s 의 평균 냉각율로 제어된 냉각후, 각 조성의 열간압연 강은 산업용 코일링 프로세스를 시뮬레이션하기 위하여 1시간 동안 620℃ 의 온도에서 노에서 유지되고 나서 24시간 노 냉각된다. 코일링 온도 (CT) 는 단위가 ℃ 이다.

열간압연 강들의 양쪽 표면들은 임의의 탈탄층을 제거하도록 그라인딩되었다.

하류 프로세스에 대하여, 1.0　mm 의 두께로 냉간 압하후, 균열 처리를 시뮬레이션하기 위하여 샘플 쿠폰들은 솔트 팟 (salt pot) 처리들을 거치게 된다. 상기 균열 처리는 1.0 mm 두께 냉간압연 시편들을 900℃ 로 가열하고, 어닐링을 시뮬레이션하기 위하여 100초 동안 상기 시편들을 등온으로 유지한 뒤에 880℃ 로 제 1 단계 냉각하는 것을 의미한다. 그 다음에, 샘플들은 수중 급냉 (WQ) 되었고, 상기 수중 급냉은 100 ℃/s 보다 상당히 높은 냉각율에 도달하는 냉각 시스템이다. 그 다음에, 이들 샘플들은 가열되었고, 100초 동안 200℃ 에서 탬퍼링되었고, 그리고 실온으로 공기 냉각 (최종 냉각) 되었다.

열간압연 강 시트들 1 내지 13 의 마이크로조직들은 도 1 에 예시되어 있고, 여기서 페라이트는 블랙이고, 펄라이트와 같은 탄화물 함유 상은 화이트이다.

이하의 표 2 및 표 3 은 열간압연 및 냉간압연 강들 각각에 대한 프로세스 파라미터들을 나타낸다:

이하의 표 4 로부터 알 수 있는 바와 같이, 850 MPa 보다 높은 인장 강도를 나타내는 열간압연 강들은 없고; 이것은 냉간압연이 종래의 냉간압연 밀들로 실시되는 것을 허용한다. 재료가 너무 경질이면, 크랙들이 냉간압연 동안 나타날 수 있거나 최종 목표로 하는 두께가 너무 경질인 열간압연 강으로 인해 도달되지 못한다.

강들 1 내지 6 이 이들의 짧은 크랙 발생 시간으로 인하여 지연 파괴에 대한 저항이 존재하지 않는다는 것을 표 5 로부터 명확히 알 수 있다. 이들 개념들은 1일 이내 및 때때로 심지어 6시간 (1/4일) 이내 이후 U 굽힘 시험 동안 실패했다. 적어도 이것은 0.2 중량% 인 이들의 Si 함량으로 인한 것이다 (비교 표 1).

표 3 의 강들 7 내지 13 으로 알 수 있는 바와 같이, 강들에서 Nb 의 첨가는 명백히 지연 파괴 저항을 향상시킨다. 이것은 결정립 미세화 및 더 많은 H 포획 사이트들의 제공에 대한 Nb 석출물들의 효과들에 기인할 수 있다. 어닐링된 100% 마텐자이트 강들은 도 2 에 예시된 마이크로조직들을 갖고, 그리고 기계적 특성들 뿐만 아니라 지연 파괴 저항 시험 결과들은 표 5 에 주어진다.

강 참조번호들 7 내지 13 은 본 발명에 따르고, 적어도 1600 MPa 의 YS, 적어도 1900 MPa 의 인장 강도 및 적어도 6% 의 총 연신율을 갖는 강 13 은 이런 산 침지 지연 파괴 시험 (U 굽힘) 동안 크랙 없이 12일 이상으로 부류 결과들중에서 최상을 나타낸다.

초기 오스테나이트 결정립 크기들은 EBSD 기술을 사용하여 평가될 수 있다. 강 13 의 경우에, 적어도 3개의 사진들에 근거한 이런 값들은 10 내지 15㎛ 인 결정립 크기들을 초래한다.

본 발명에 따른 강은 자동차의 화이트 바디 (body in white) 부품들에 사용될 수도 있다.

Claims

냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트로서, 중량% 로서,
0.30 ≤ C ≤ 0.5%;
0.2 ≤ Mn ≤ 1.5%;
0.5 ≤ Si ≤ 3.0%;
0.02 ≤ Ti ≤ 0.05%;
0.001 ≤ N ≤ 0.008%;
0.0010 ≤ B ≤ 0.0030%;
0.01 ≤ Nb ≤ 0.1%;
0.2 ≤ Cr ≤ 2.0%;
P ≤ 0.02%;
S ≤ 0.005%;
Al ≤ 1%;
Mo ≤ 1%; 및
Ni ≤ 0.5% 를 포함하고,
조성의 잔부는 철 및 용융으로 기인한 불가피한 불순물들이고;
마이크로조직은 초기 (prior) 오스테나이트 결정립 크기가 20㎛ 보다 작은 100% 마텐자이트이고; 그리고
상기 강 시트는 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 24시간의 지연 파괴 저항을 갖는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
0.01 ≤ Nb ≤ 0.05% 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
0.2 ≤ Cr ≤ 1.0% 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
Ni ≤ 0.2 % 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
Ni ≤ 0.05 % 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
Ni ≤ 0.03 % 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
1 ≤ Si ≤ 2% 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
인장 강도는 적어도 1700 MPa 이고, 항복 강도는 적어도 1300 MPa 이고, 그리고 총 연신율은 적어도 3% 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
상기 지연 파괴 저항은 상기 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 100시간인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
상기 지연 파괴 저항은 상기 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 300시간인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 있어서,
상기 지연 파괴 저항은 상기 산 침지 U 굽힘 시험 동안 적어도 600시간인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트.
제 1 항에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법으로서,
슬래브를 얻기 위하여 강을 주조하는 단계;
상기 슬래브를 1150℃ 보다 높은 온도 (T_reheat) 로 재가열하는 단계;
열간압연 강을 얻기 위하여 850℃ 보다 높은 온도에서 재가열된 상기 슬래브를 열간압연하는 단계;
500 내지 660℃ 의 코일링 온도 (T_coiling) 까지 상기 열간압연 강을 냉각시키는 단계;
코일링 온도 (T_coiling) 에서 냉각된 상기 열간압연 강을 코일링하는 단계;
상기 열간압연 강을 탈스케일링하는 단계;
냉간압연 강 시트를 얻기 위하여 상기 강을 냉간압연하는 단계;
Ac3 ℃ 내지 950℃ 의 온도 (T_anneal) 까지 가열하고, 20㎛ 보다 작은 결정립 크기를 갖는 100% 오스테나이트 마이크로조직을 갖도록 40초 내지 600초의 시간 동안 T_anneal 에서 어닐링하는 단계; 및
적어도 100 ℃/s 의 냉각율 (CR_quench) 에서 상기 냉간압연 강을 실온 또는 탬퍼링 온도로 냉각시키는 단계를 포함하는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
상기 냉각율 (CR_quench) 은 적어도 200 ℃/s 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 13 항에 있어서,
상기 냉각율 (CR_quench) 은 적어도 500 ℃/s 인, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
40초 내지 600초의 시간 동안 T_anneal 에서 어닐링하는 동안 형성된 오스테나이트 결정립 크기는 15㎛ 보다 작은, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 1 항에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강을 포함하는 차량용 부품.
제 1 항에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강을 포함하는 구조 부재.
제 1 항에 따른 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강으로 제조된 부품을 포함하는 차량.
제 12 항에 있어서,
적어도 1 ℃/s 의 냉각율로 어닐링 온도로부터 적어도 820℃ 의 온도 (T₁) 에 이르기까지 상기 냉간압연 강에 냉각 단계를 적용하는 단계를 추가로 포함하는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
적어도 40초 동안 180℃ 내지 300℃ 의 온도에서 상기 냉간압연 강을 탬퍼링하는 단계를 추가로 포함하는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
상기 단계들은 연속적으로 실시되는, 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강 시트의 제조 방법.
제 12 항에 따라 제조된 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강을 포함하는 차량용 부품.
제 12 항에 따라 제조된 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강을 포함하는 구조 부재.
제 12 항에 따라 제조된 냉간압연 및 어닐링된 마텐자이트 강으로 제조된 부품을 포함하는 차량.