KR20170084209A - 탁월한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강의 스트립을 제조하기 위한 방법 - Google Patents

탁월한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강의 스트립을 제조하기 위한 방법 Download PDF

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KR20170084209A
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토마스 슐츠
요아킴 쇠틀러
사스차 클루게
크리스챤 메이어
페터 마티스
안드레아스 베더마이어
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잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하
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Abstract

본 발명은 탁월한 가공 특성을 갖고, 청구항 1에 한정된 조성으로 구성된 고강도의 공기 경화가능한 다상 강에 관한 것으로서, 상기 강으로부터 핫 스트립 및 콜드 스트립의 연속 어닐링을 위한 가능한 한 큰 공정 윈도우를 허용하기 위해, Mn+Si+Cr의 합계 함량이 다음과 같이 얻어지는 스트립 두께에 따라 조절된다: 1.00 mm 이하인 경우, Mn+Si+Cr의 합은 2.350 내지 2.500 중량%이고, 1.00 초과 2.00 mm 이하인 경우, Mn+Si+Cr의 합은 2.500 초과 2.950 중량% 이하이고, 2.00 mm를 초과하는 경우, Mn+Si+Cr의 합은 2.950 초과 내지 3.250 중량%이다.

Description

탁월한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강의 스트립을 제조하기 위한 방법{HIGH-STRENGTH AIR-HARDENING MULTIPHASE STEEL HAVING EXCELLENT PROCESSING PROPERTIES, AND METHOD FOR MANUFACTURING A STRIP OF SAID STEEL}
본 발명은 청구항 1에 따른 탁월한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화가능한 다상 강에 관한 것이다. 유리한 개량점은 종속 청구항 2 내지 청구항 19의 요지이다.
본 발명은 또한 특허 청구항 20 내지 27에 따른 이러한 강으로부터 열간 압연 스트립 및/또는 냉간 압연 스트립을 제조하는 방법 및 공기 경화 및 선택적으로 후속 템퍼링에 의한 그것의 열처리, 및 청구항 28 내지 34에 따른 이 방법에 의해 제조되는 강 스트립에 관한 것이다.
특히 본 발명은 개선된 변형능(예를 들면, 증가된 홀 팽창(hole expansion) 및 증가된 굴곡 각도) 및 개선된 용접 특성을 갖는 부품의 제조를 위해 어닐링되지 않은 상태에서 750 MPa 이상의 범위의 인장 강도를 갖는 강에 관한 것이다.
본 발명에 따른, 예를 들면, 선택적인 후속 템퍼링을 포함하는 공기 경화에 의해 이러한 강을 열처리함으로써 항복 강도 및 인장 강도가 증가될 수 있다.
치열하게 경쟁하는 자동차 시장으로 인해 제조업체들은 최고의 가능한 편의 및 승객 보호를 유지하면서 신속한 소비 및 CO2 배출을 저감시키기 위한 해법을 끊임없이 모색하고 있다. 한편으로, 모든 차량 부품의 중량 감소는 결정적인 역할을 하지만, 다른 한편으로 또한 작동 시 그리고 충돌 시의 양자 모두의 경우에 높은 정적 및 동적 응력 조건 하에서의 개별 부품의 최적 거동을 보장해 준다.
고강도 내지 초고강도 강을 제공함으로써, 그리고 시트 금속의 두께를 감소시킴으로써, 제조 및 작동 중의 성형 특성 및 부품 특성을 개선함과 동시에 차량의 중량을 감소시킬 수 있다.
따라서, 고강도 내지 초고강도 강은 강도 및 전성, 에너지 흡수 및 가공(예를 들면, 펀칭, 열간 성형 및 냉간 성형, 열간 템퍼링(예를 들면, 공기 경화, 프레스 경화), 용접 및/또는 표면 처리(예를 들면, 금속 정련, 유기 코팅 또는 니스처리)에 관련하여 비교적 높은 필요조건을 만족시켜야 한다.
따라서, 시트 두께의 감소를 통한 요구되는 중량 감소에 더하여, 새로 개발된 강은 변형능 및 용접성과 같은 우수한 가공 특성을 가짐과 동시에 항복 강도, 인장 강도, 응고 거동 및 파단 신율과 같은 재료에 대한 증가하는 필요조건을 만족시켜야 한다.
따라서, 위에서 언급한 바와 같이 시트 두께를 감소시키는 경우, 자동차 부품의 충분한 강도를 확보하기 위해, 그리고 강인성, 에지 균열 저항, 개선된 굴곡 각도 및 굴곡 반경, 에너지 흡수 및 경화 능력, 및 베이크 경화 효과의 측면에서 부품에 요구되는 높은 필요조건을 만족시키기 위해, 단상 또는 다상 미세구조를 가진 고강도 내지 초고강도 강이 사용되어야 한다.
또한, 저항 스폿 용접을 사용하는 경우에 더 큰 사용가능한 용접 영역과 같은 보다 우수한 일반적 용접성의 형태로 개선된 접합에 대한 적합성, 및 기계적 응력 상태 하에서 용접선의 개선된 파단 거동(파괴 패턴) 뿐만 아니라 지연된 수소 취화에 대한 충분한 저항(즉, 지연 파괴(delayed fracture)가 없음)에 대한 증가하는 요구가 존재한다. 이는, 예를 들면, 고주파 유도 용접법(HFI)에 의해 제조되는 파이프의 제조에서 초고강도 강의 용접을 위한 적합성에도 적용된다.
홀 팽창 능력은, 예를 들면, 칼라 형성과 같은 에지에 근접한 영역에서의 성형 작업 중에 파괴 및 균열 전파의 위험에 대한 재료의 저항을 기술하는 재료 특성이다.
홀 팽창 시험은, 예를 들면, 규범적 표준인 ISO 16630에 의해 관리된다. 예를 들면, 시트 내에 펀칭된 사전제작된 홀이 맨드렐에 의해 확장된다. 측정된 값은 홀의 에지에서 시트를 통해 첫번째 균열이 발생하는 출발 직경에 대한 홀 직경의 변화이다.
개선된 에지 균열 저항은 시트 에지의 증가된 변형능을 의미하며, 증가된 홀 팽창 능력에 의해 설명될 수 있다. 이것은 동의어인 "낮은 에지 균열(LEC)", "높은 홀 팽창(HHE)" 뿐만 아니라 xpand®로 알려져 있다.
굴곡 각도는 지배적인 굴곡 공정으로의 성형 작업 중에(예를 들면, 폴딩 중에), 또는 충돌 하중을 받는 경우에도 재료 거동에 관한 결론을 도출할 수 있는 재료 특성을 설명한다. 따라서 굴곡 각도가 증가하면 승객실 안전이 향상된다. 굴곡 각도(α)의 결정은 규범적 표준인 VDA 238-100에 설명된 플레이트 굴곡 시험에 의해 관리된다.
위에서 언급된 특성은 열처리, 예를 들면, 템퍼링을 수반하는 공기 경화 전에 매우 복잡한 부품으로 성형될 수 있는 부품의 경우에 중요하다.
개선된 용접성은 공지된 바와 같이 특히 탄소 당량의 감소에 의해 달성된다. 따라서, 동의어는, 예를 들면,"언더 페리티컬(underperitical;UP)" 또는 이미 공지된 "저탄소 당량(LCE)"이다. 여기서, 탄소 함량은 전형적으로 0.120중량% 미만이다. 또한, 용접선의 파단 거동 또는 파괴 패턴은 미세합금 원소를 이용한 합금화에 의해 개선될 수 있다.
고강도 부품은 수소에 의해 유발되는 재료 취화에 대해 충분한 저항을 가져야 한다. 자동차 제조에서 사용되는 고도의 고강도 강(AHSS)의 제조와 관련된 수소에 의해 유도되는 취성 파괴에대한 저항에 대한 시험은 SEP1970에 의해 관리되며, 굴곡 빔 시험 및 천공 인장 시험을 통해 시험된다. 차량 제조에서 마르텐사이트계의 제 2 상이 결합된 페라이트계 기본 미세구조로 이루어지는 이중상 강이 점점 더 많이 사용된다. 저탄소 미세합금 강의 경우에 베이나이트 및 잔류 오스테나이트와 같은 추가 상의 비율은, 예를 들면, 홀 팽창 거동, 굴곡 거동 및 수소에 의해 유발되는 취성 파괴 거동에 대해 유리한 효과를 갖는다는 것이 밝혀졌다. 여기서, 베이나이트는 다양한 형태, 예를 들면, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트로 존재할 수 있다.
매우 높은 인장 강도와 관련된 낮은 최대항복비, 우세한 변형 경화 및 우수한 냉간 성형능과 같은 이중상 강의 특유의 재료 특성은 주지되어 있으나, 종종 더 복잡한 부품의 기하학적 형상의 경우에는 더 이상 충분하지 않다.
일반적으로, 다상 강 그룹이 점점 더 많이 사용된다. 다상 강은, 예를 들면, 복합상 강, 페라이트계-베이나이트계 강, TRIP-강, 뿐만 아니라 상이한 미세구조 조성을 특징으로 하는 위에서 설명한 이중상 강을 포함한다.
복합상 강은, EN 10346에 따르면, 페라이트계/베이나이트계 기본 미세구조 내에 적은 비율의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 함유하는 강이며, 여기서 강력한 결정립 미세화는 미세합금 원소의 지연된 재결정 또는 석출에 의해 유발된다.
이중상 강에 비해 이들 복합상 강은 더 높은 항복 강도, 더 높은 회대항복비, 더 낮은 변형 경화성 및 더 높은 홀 팽창 능력을 갖는다.
페라이트계-베이나이트계 강은, EN 10346에 따르면, 페라이트 및/또는 가공-경화 페라이트의 매트릭스 내에 베이나이트 또는 가공 경화 베이나이트를 함유한 강이다. 이 매트릭스의 강도는 높은 전위 밀도 및 미세합금 원소의 결정립 미세화와 석출에 의해 유발된다.
이중상 강은, EN 10346에 따르면, 페라이트계 기본 미세구조를 가진 강이며, 여기서 마르텐사이트계 제 2 상은 아일랜드(island)의 형태로 포함되며, 경우에 따라 제 2 상으로서 일부의 베이나이트를 포함한다. 이중상 강은 높은 인장 강도을 가짐과 동시에 낮은 최대항복비 및 우세한 변형 경화를 보여준다.
TRIP-강은, EN 10346에 따르면, 변형 중에 마르텐사이트로 변태(TRIP 효과)될 수 있는 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 주로 페라이트계 기본 미세구조를 가진 강이다. 이것의 우세한 변형 경화로 인해 이 강은 높은 값의 균일한 연신율 및 인장 강도가 얻어진다. 베이크 경화 효과와 함께, 높은 부품 강도가 얻어질 수 있다. 이러한 강은 인장 성형 뿐만 아니라 딥 드로잉에 적합하다. 그러나, 재료를 성형하는 동안에 더 높은 시트 금속 파지력 및 가압력이 요구된다. 비교적 강력한 반발(rebounding)도 고려되어야 한다.
단상 미세구조를 갖는 고강도 강은, 예를 들면, 베이나이트계 강 및 마르텐사이트계 강을 포함한다.
베이나이트계 강은, EN 10346에 따르면, 냉간 성형 공정에 대해 충분히 높은 연신율을 갖는 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 이들의 화학 조성은 우수한 용접성의 원인이 된다. 미세구조는 전형적으로 베이나이트로 구성된다. 적은 비율의 다른 상, 예를 들면, 마르텐사이트 및 페라이트가 이 미세구조 내에 포함될 수 있다.
마르텐사이트계 강은, EN 10346에 따르면, 열-기계적 압연의 결과로서 마르텐사이트의 기본 미세구조 내에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트를 포함하는 강이다. 이러한 강 등급은 냉간 성형 공정의 경우 충분히 높은 연신율을 갖는 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 다상 강의 그룹 내에서, 마르텐사이트계 강은 최고의 인장 강도 값을 갖는다. 딥 드로잉을 위한 적합성은 제한된다. 마르텐사이트계 강은 압연 성형과 같은 주로 굴곡 성형 공정에 적합하다.
열처리가능한 강은, EN 10083에 따르면, 열처리(=급냉 경화 및 템퍼링)에 의해 높은 인장 강도 및 내구성을 얻는 강이다. 공기 중에서의 경화 중의 냉각이 베이나이트 또는 마르텐사이트를 생성하는 경우, 이 방법은 "공기 경화(air-hardening)"로 지칭된다. 경화 후의 템퍼링을 통해 강도/인성 비율이 표적화 방식으로 영향을 받을 수 있다.
적용 분야 및 제조 공정
고강도 및 초고강도 다상 강은 시트 금속 플레이트, 맞춤형 블랭크 뿐만 아니라 가요성 냉간 압연 스트립, 소위 TRB® 또는 맞춤형 스트립과 같은 특히 구조 부품, 섀시 부품 및 충돌 관련 부품에서 사용된다.
TRB®(Tailor Rolled Blank) 경량 기술은 부품 길이 및/또는 강 등급에 걸쳐 하중-적응형 시트 두께에 의해 상당한 중량 감소를 가능하게 한다.
연속 어닐링 공장에서, 소정의 미세구조를 조정하기 위한 특수 열처리가 실시되고, 여기서, 예를 들면, 페라이트 또는 베이나이트계 페라이트와 같은 비교적 연질의 구성물질은 강의 낮은 항복 강도를 유발하고, 마르텐사이트 또는 탄소-풍부 베이나이트와 같은 강의 경질 구성물질은 강의 강도에 기여한다.
경제적 이유로, 냉간 압연된 고강도 내지 초고강도 강 스트립은 통상적으로 연속 어닐링 공정에서 어닐링되어 용이하게 성형가능한 금속 시트를 형성한다. 합금 조성 및 스트립 단면에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도(냉각 구배)와 같은 공정 파라미터는 이를 위해 필요한 미세구조에 의해 요구되는 기계적-기술적 특성에 따라 조절된다.
이중상 미세구조를 조정하기 위해, 1.50 mm 내지 4.00 mm의 전형적인 두께의 산세척된 핫 스트립 또는 0.50 mm 내지 3.00 mm의 전형적인 두께의 콜드 스트립이 재결정 및 냉각 중에 요구되는 미세구조를 형성하는 온도까지 연속 어닐링 노 내에서 가열된다.
특히, 하나의 스트립으로부터 다른 스트립으로의 천이 영역에서 두께가 상이한 경우에는 일정한 온도를 달성하는 것이 특히 어렵다. 지나치게 좁은 공정 윈도우를 갖는 합금 조성의 연속 어닐링 시에, 이것으로 인해, 예를 들면 보다 얇은 스트립이 노를 지나치게 느리게 통과함으로써 생산성을 저하시키거나, 보다 두꺼운 스트립이 노를 지나치게 빨리 통과함으로써 원하는 미세구조를 달성하기 위한 필요한 어닐링 온도를 달성하는 실패할 수 있다. 그 결과 불량이 증가되고, 오류 비용이 높아진다.
동일한 공정 파라미터라면 어닐링될 스트립의 단면이 더 큰 경우에도 요구되는 스트립 특성이 얻어질 수 있도록 확대된 공정 윈도우가 필요하다.
매우 좁은 공정 윈도우의 문제점은 (예를 들면, 가요성 압연에 의해) 스트립 길이 및 폭에 걸쳐 스트립의 두께가 변화되는 열간 압연 스트립 또는 냉간 압연 스트립으로 하중-최적화 부품이 제조되는 경우의 어닐링에서 특히 두드러진다.
그러나, 시트 두께가 심하게 변화되는 경우, 현재 공지된 합금 및 이용가능한 연속 어닐링 시스템을 이용하여 다상 미세구조를 갖는 TRB®를 제조하는 것은 비용의 증가, 예를 들면, 냉간 압연 전에 추가의 열처리를 필요로 한다. 상이한 시트 두께의 영역에서, 즉 압하율(degrees of rolling reduction)이 변화하는 경우, 종래의 합금 특이적인 좁은 공정 윈도우에서의 온도차로 인해 냉간 압연 강 스트립 및 열간 압연 강 스트립에서 균질의 다상 미세구조가 형성될 수 없다.
스트립 길이의 전체에 걸쳐 상이한 두께의 강 스트립을 제조하기 위한 방법은, 예를 들면, DE 100 37 867 A1에 기재되어 있다.
부식 방지에 대한 높은 요구로 인해 열간 압연 강 스트립 또는 냉간 압연 강 스트립의 표면을 핫딥(hot dip) 아연도금해야 하는 경우, 핫딥 아연도금욕의 상류에 배치되는 연속 어닐링 노에서 어닐링이 통상 실시된다.
또한 핫 스트립의 경우, 합금 개념에 따라, 요구되는 기계적 특성을 실현하기 위해 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.
예를 들면, 공개 특허 문헌 EP 2 128 295 A1 또는 EP 1 154 028 A1로부터 공지된 이중상 강을 위한 합금 개념을 이용하여 상이한 두께의 열간 압연된 강 스트립 또는 냉간 압연된 강 스트립을 연속 어닐링할 때, 문제는 요구되는 기계적 특성이 이들 합금 조성에 의해 만족될 수 있다하더라도, 공정 파라미터를 적용하지 않은 상태에서 단면 변화의 경우에, 예를 들면, 폭 또는 두께 변화의 경우에 스트립 길이의 전체에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 얻기 위해 사용되는 어닐링 파라미터에 대해 좁은 공정 윈도우만이 사용가능하다는 것이다.
공지된 합금 개념을 사용하는 경우, 이 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 강 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 강 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.
강 생산은 개선된 냉간 가공(냉간 압연, 냉간 성형) 및 개선된 성능을 달성하기 위해 탄소 당량을 감소시키는 경향을 보여왔다.
그러나, 무엇보다도 탄소 당량에 의해 특징지어지는 용접 적합성은 중요한 평가 요소이다.
예를 들면, 다음의 탄소 당량에서, 즉
- CEV(IIW) = 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 + V/10 + 5B
탄소 및 망가니즈, 뿐만 아니라크로뮴 또는 몰리브데넘 및 바나듐(중량%의 함량)과 같은 특성 표준 원소가 고려된다.
실리콘은 탄소 당량의 계산에서 부차적인 역할만 한다. 이것은 본 발명에 관련하여 결정적으로 중요하다. 탄소 뿐만 아니라 망가니즈의 함량의 감소를 통한 탄소 당량의 감소는 실리콘 함량을 증가시킴으로써 보상되어야 한다. 따라서 동일한 강도를 유지하면서 에지 균열 저항 및 용접 적합성이 개선된다.
초기 상태에서 750 MPa을 초과하는 강도 범위에서 낮은 최대항복비(Re/Rm)는 이중상 강에 대해 전형적이며, 드로잉 및 딥 드로잉 작업에서 성형능을 제공한다. 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 강의 경우에 전형적인 보다 높은 최대항복비(Re/Rm)는 또한 에지 균열에 대한 높은 저항을 특징으로 한다. 이는 개별 미세구조 구성물질 및 보다 작은 미세구조의 강도 및 경도의 차이가 더 작은 것에 기인될 수 있고, 이는 절단되는 에지의 영역에서의 균일한 변형에 유리한 효과를 미친다.
항복 강도 뿐만 아니라 최대항복비(Re/Rm)와 관련하여, 표준에서 복합상 강 및 이중상강의 양자 모두로 할당될 수 있는 중복되는 범위가 존재하며, 이는 재료의 특성을 향상시킨다.
750 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 다상 강을 얻기 위한 분석적 상황은 매우 다양하며, 강도-증강 원소인 탄소, 실리콘, 망가니즈, 인, 질소, 알루미늄 뿐만 아니라 크로뮴 및/또는 몰리브데넘에 대해 뿐만 아니라 타이타늄, 니오븀, 바나듐 및 붕소와 같은 미세합금의 첨가에 대해 매우 넓은 합금 범위를 보여준다.
이 강도 범위 내에서의 치수 범위는 넓으며, 연속 어닐링용 스트립의 경우에 약 0.50 내지 약 4.00 mm의 두께 범위이다. 사용되는 출발 재료는 열간 압연 스트립, 냉간 압연 열간 압연 스트립 및 콜드 스트립일 수 있다. 최대 약 1600 mm의 폭의 스트립이 주로 사용되지만, 스트립의 종방향 분할에 의해 얻어지는 슬릿(slit) 스트립 치수도 사용된다. 시트 금속 또는 플레이트는 이 스트립을 횡방향으로 절단함으로써 제조된다.
열간 압연 버전 또는 냉간 압연 버전에서 각각 800(LH®800) 및 900 MPa(LH®900)의 최소 인장 강도를 갖는, 예를 들면, EP 1 807 544 B1, WO 2011/000351 및 EP 2 227 574 B1로부터 공지된 공기 경화가능한 강 등급은 연질 상태에서 매우 우수한 성형능(딥 드로인 특성)을, 그리고 열처리(템퍼링) 후에 고강도를 특징으로 한다.
경화 중에, 강의 미세구조는 보호 기체 분위기 하에서 바람직하게는 950℃를 초과하는 온도까지 가열됨으로써 오스테나이트계 범위로 변태된다. 공기 또는 보호 기체에서의 후속 냉각 중에, 고강도 부품을 위해 마르텐사이트계 미세구조가 형성된다.
후속 템퍼링에 의해 경화된 부품 내의 잔류 응력이 제거될 수 있다. 동시에, 부품의 경도는 요구되는 인성 값을 얻도록 감소된다.
따라서, 본 발명의 목적은 열처리되지 않은 상태에서 압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로 탁월한 가공 특성 및 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖는, 바람직하게는 이중상 미세구조를 갖는 높은 내구성의 다상의 공기-컨디셔닝된 강을 위한 새로운 비용-효율적인 합금 개념을 제공하는 것으로, 이중상 미세구조에 의해 핫 스트립 또는 콜드 스트립의 연속 어닐링을 위한 공정 윈도우가 확대되므로 상이한 단면을 갖는 스트립 외에도 스트립 길이에 걸쳐, 그리고 선택적으로는 스트립 폭에 걸쳐 두께가 변화되는 강 스트립이 가장 균일한 기계적-기술적 특성을 갖도록 제조될 수 있다.
또한, 강의 핫딥 처리가 보장되어야 하고, 이러한 강으로 제조된 스트립의 제조 공정이 개시되어야 한다.
본 발명은 또한 충분한 성형성, HFI 용접성, 탁월한 일반적인 용접성, 및 핫딥 처리 및 템퍼링에 대한 저항을 보장하기 위한 것이다.
본 발명의 교시에 따르면, 이 목적은 다음의 화학 조성을 중량%로 갖는 강에 의해 달성된다.
C: 0.075 내지 0.115
Si: 0.200 내지 0.300
Mn: 1.700 내지 2.300
Cr: 0.280 내지 0.4800
Al: 0.020 내지 0.060
N: 0.0020 내지 0.0120
S: 0.0050 이하
Nb: 0.005 내지 0.050
Ti: 0.005 내지 0.050
B: 0.0005 내지 0.0060
Ca: 0.0005 내지 0.0060
Cu: 0.050 이하
Ni: 0.050 이하
잔부의 철 및 강에 통상적으로 수반되는 용련 관련 불순물. 여기서 상기 강으로 제조된 핫 스트립 및 콜드 스트립의 연속 어닐링 중에 가장 넓은 가능한 공정 윈도루에 관련하여 Mn + Si + Cr의 합계 함량이 다음과 같이 제조된 스트립의 두께의 함수로서 조절된다.
1.00 mm 이하의 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2,350 내지 2.500%,
1.00 초과 2.00 mm 이하의 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2.500 내지 2.950%,
2.00 mm를 초과하는 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2.950 내지 3.250%.
0.300% 이하의 높은 실리콘 함량을 갖는 본 발명에 따른 강으로 제조된 강 스트립의 핫딥 정제(예를 들면, 핫딥 아연도금)의 제 21 항 및 제 22 항에 기재된 가능헝의 결과로서, 템퍼링 저항을 보장하기 위해 바나듐의 첨가가 생략될 수 있다.
본 발명에 따르면, 미세구조는 주요 상인 페라이트 및 마르텐사이트와 이차 상인 베이나이트로 구성되며, 이는 강의 개선된 기계적 특성을 결정한다.
본 발명에 따른 강은 저탄소 당량을 특징으로 하며, 탄소 당량(CEV(IIW))의 경우에는 탁월한 용접성 및 이하에서 기술하는 추가의 특정의 특성을 달성하기 위해 시트 두께에 따라 최대 0.62%로 제한된다. 1.00 mm 이하의 시트 두께의 경우에는 최대 0.50%의 CEV(IIW) 값, 2.00 mm 이하의 시트 두께의 경우에는 최대 0.56%, 2.00 mm를 초과하는 경우에는 최대 0.62%의 값이 유리한 것으로 입증되었다.
본 발명에 따른 강은 그 화학 조성으로 인해 넓은 범위의 열간 압연 파라미터 내에서, 예를 들면, 베이나이트 개시 온도를 초과하는 코일링(coiling) 온도로 제조될 수 있다(변형례 A). 또한, 표적화 방식으로 공정을 제어함으로써, 미세구조는 본 발명에 따른 강이 종래의 연화 어닐링없이 냉간 압연될 수 있도록 조절될 수 있고, 여기서 냉간 압연 패스(pass) 당 10 내지 60%의 냉간 압하율이 사용될 수 있다.
본 발명에 따른 강은 핫딥 정제를 위한 출발 재료로서 매우 적합하고, 제조될 스트립 두께의 함수로서 본 발명에 따라 첨가된 Mn, Si 및 Cr의 총량으로 인해 공지된 강에 비해 상당히 넓은 공정 윈도우를 갖는다.
시험 결과, 요구되는 기계적 특성을 얻는 넓은 공정 윈도우는 Mn + Si + Cr의 총 함량이 시트 두께에 따라 조절되는 경우에 유지될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
이는 이중상 미세구조 또는 다상 미세구조를 갖는 콜드 스트립 및 핫 스트립의 연속 어닐링 중에 공정 신뢰성을 증가시킨다. 따라서, 상이한 단면 및 다른 동일한 공정 파라미터의 경우에도 연속 어닐링된 핫 스트립 또는 콜드 스트립에 대해 스트립 내에서 더 균일한 기계적-기술적 특성이 조절될 수 있다.
이것은 상이한 스트립 단면을 갖는 연속 스트립 뿐만 아니라 스트립 길이 또는 폭의 전체에 걸쳐 다양한 스트립 두께를 갖는 스트립의 연속 어닐링에 적용된다. 예를 들면, 이는 선택된 두께 범위(예를 들면, 1.00 mm 미만의 스트립 두께, 1.00 mm 내지 2.00 mm의 스트립 두께, 및 2.00 mm를 초과하는 스트립 두께)에서의 가공을 허용한다.
다양한 스트립 두께를 갖는 고강도 핫 스트립 또는 콜드 스트립이 연속 어닐링 공정에서 본 발명에 따른 다상 강으로 제조되는 경우, 하중-최적화 부품인 부품는 이들 핫 스트립 또는 콜드 스트립으로 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 강 스트립은 스킨 패싱된 상태 및 스킨 패싱되지 않은 상태, 인장-굴곡 상태 및 인장-굴곡되지 않은 상태, 및 열처리(과시효) 상태에서, 핫딥-아연도금 라인 또는 순수 연속 어닐링 라인에 의해, 콜드 스트립 및 핫 스트립 뿐만 아니라 콜드 재압연(cold re-rolled) 핫 스트립으로서 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 합금 조성에서, 강 스트립은 Ac1 내지 Ac3, 사이의 변태구간 어닐링에 의해, 또는 이중상 미세구조 또는 다상 미세구조를 유발하는 최종 제어 냉각을 이용하여 Ac3를 초과하는 오스테나이트화 어닐링에 의해 제조될 수 있다.
약 700 내지 950℃의 어닐링 온도가 유리한 것으로 밝혀졌다. 전반적인 공정(연속 어닐링 또는 추가의 핫딥 마무리)에 따라, 열처리에 대한 상이한 접근법이 있다.
후속 핫딥 정제를 포함하지 않는 연속 어닐링 공장의 경우, 스트립은 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 어닐링 온도로부터 약 160 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 선택적으로, 사전에 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 300 내지 500℃의 사전 중간 온도까지 냉각될 수 있다. 마지막으로 실온 까지의 냉각이 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 수행된다(방법 1 참조, 도 6a).
핫딥 정제에서의 열처리의 경우, 2 가지 온도 프로파일이 가능하다. 위에서 설명한 바와 같이 냉각은 핫딥욕 내로 진입하기 전에 중지되고, 상기 핫딥욕으로부터 배출된 후에만 약 200 내지 250℃의 중간 온도에 도달할 때까지 냉각이 계속된다. 그 결과, 핫딥욕 온도에 따라, 약 400 내지 470℃의 핫딥욕의 온도가 유지된다. 실온까지의 냉각이 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 다시 실시된다(변형례 2, 도 6b).
핫딥 정제 중의 온도 프로파일의 제 2 변형례는 약 200 내지 350℃의 중간 온도에서 약 1 내지 20초 동안 유지하고, 다음에 핫딥 정제를 위해 요구되는 약 400 내지 470℃의 온도까지 재가열하는 것을 포함한다. 스트립은 정제 후에 약 200 내지 250℃까지 다시 냉각된다. 실온까지의 냉각이 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 다시 실시된다(변형례 3, 도 6c).
공지된 이중상 강에서, 탄소 뿐만 아니라, 망가니즈, 크로뮴 및 실리콘도 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태에 관여한다. 탄소, 실리콘, 망가니즈, 질소, 몰리브데넘 및 크로뮴, 뿐만 아니라 소정의 한계 내에서 첨가되는 니오븀, 타이타늄, 및 붕소의 원소의 조합은 750 MPa의 최소 인장 강도와 같은 필요한 기계적 특성을 보장하며, 또한 연속 어닐링 중의 공정 윈도우를 상당히 확대시킨다.
증가하는 중량 백분율로 망가니즈를 첨가한 결과, 재료의 페라이트계 영역이 냉각 중에 더 긴 시간을 향해 그리고 더 낮은 온도로 변위되는 특징을 갖는다. 이것에 의해 페라이트의 비율은 공정 파라미터에 따라 증가된 베이나이트의 양만큼 더 많거나 더 적은 정도로 감소된다.
저탄소 함량을 0.115중량% 이하로 조절하면, 탄소 당량이 감소될 수 있고, 이것에 의해 용접성을 개선할 수 있고, 용접 중의 과도한 경화를 방지할 수 있다. 저항 스폿 용접의 경우, 전극 수명이 또한 상당히 증가될 수 있다.
이하에서 본 발명에 따른 합금 내의 원소의 효과를 더 상세히 설명한다. 부수적 원소는 불가피하며, 필요한 경우, 그 효과에 관련하여 분석 개념으로 고려된다.
부수적 원소는 철 광석내에 이미 존재하거나, 또는 강의 제조 고정에 기인되는 원소이다. 이것의 주로 부정적인 영향으로 인해 부수적 원소는 일반적으로 바람직하지 않다. 이들 원소는 허용가능한 함량까지 제거되거나 보다 무해한 형태로 변형되도록 모색된다.
수소(H)는 격자 변형을 발생시키지지 않고 철 격자를 통해 확산될 수 있는 유일한 원소이다. 결과적으로 수소는 철 격자 내에서 비교적 이동성이 강하고, 강의 가공 중에 비교적 쉽게 흡수될 수 있다. 수소는 원자(이온) 형태로 철 격자 내에 유일하게 흡수될 수 있다.
수소는 매우 취화성(embrittling)을 가지며, 에너지적으로 유리하 부위(결함, 결정립계 등)로 우선적으로 확산되고, 이것에 의해 결합은 수소 트랩(trap)으로 기능하므로 재료 내에서 수소의 체류 시간을 상당히 증가시킬 수 있다.
분자 수소로의 재결합은 냉간 균열을 초래할 수 있다. 이러한 거동은 수소 취화 또는 수소에 의해 유발되는 응력 부식 균열과 함께 발생된다. 수소는 종종 외부 응력 없이 발생되는 소위 지연 파괴의 원인으로서 특정되기도 한다. 따라서, 강 내의 수소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
본 발명에 따른 강에서 특히 그 넓은 공정 윈도우에 의해 달성되는 보다 균일한 구조는 또한 수소 취화에 대한 감수성을 감소시킨다.
산소(O): 용융 상태에서, 강은 기체에 대해 비교적 높은 흡수 능력을 을 갖는다. 그러나, 실온에서 산소는 매우 소량만 용해가능하다. 수소와 유사하게, 산소는 원자의 형태로만 재료 내에 확산될 수 있다. 고도의 취화 효과 및 시효 저항에 대한 부정적인 영향으로 인해, 제조 중에 산소 함량을 가능한 한 감소시키려는 시도가 있다.
산소를 감소시키기 위해, 진공 처리 및 분석적 접근법과 같은 공정-엔지니어링 접근법이 존재한다. 특정 합금 원소를 첨가함으로써, 산소는 보다 무해한 상태로 전환될 수 있다. 따라서, 전형적으로 산소는 강의 탈산화 과정에서 망가니즈, 실리콘 및/또는 알루미늄에 의해 결합된다. 그러나, 얻어지는 산화물은 재료 내의 결함으로서 부정적인 특성을 유발할 수 있다.
그러므로 이러한 이유로 강 내의 산소 함량은 가능한 한 낮아야 한다.
인(P)은 철 광석의 미량 원소이고, 치환 원자로서 철 격자 내에 용해된다. 인은 고용체 강화에 의해 경도를 증가시키고, 경화능을 향상시킨다. 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 인성으로부터 취성 거동으로의 전이 온도를 300℃ 이하 만큼 증가시킨다. 열간 압연 중에, 표면 근처의 인 산화물은 결정립계에서 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 이중상 강을 위한 일부의 합금 개념에서 미세합금 원소로서 소량(<0.1%)으로 사용된다. 본 발명에 따른 강은, 특히 인이 첨가되지 않지만 가능한 한 낮게 조절되기 때문에, 고용체 형성제로서 인을 사용하는 공지된 분석 개념과 다르다.
전술한 이유로, 본 발명에 따른 강 내의 인 함량은 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
황(S)은 인과 마찬가지로 미량 원소로서 철 광석 내에 결합되어 있다. 황은 심하게 분리되기 쉽고, 고도의 취성을 가지므로 강(예외, 자동화 강)에서 바람직하지 않다. 따라서, 예를 들면, 진공 처리에 의해 융체 내의 황의 함량을 가능한 한 낮추는 것이 모색된다. 또한, 망가니즈를 첨가함으로써 황은 비교적 무해한 화합물인 망가니즈 황화물로 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, 본 발명에 따른 강 내의 황 함량은 0.0050중량% 이하, 유리하게는 0.0025중량% 이하, 또는 최적으로는 0.0025중량% 이하, 또는 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
합금 원소는 일반적으로 표적화 방식으로 특정 특성에 영향을 주기 위해 강네 첨가된다. 합금 원소는 다양한 강의 다양한 특성에 영향을 줄 수 있다. 효과는 일반적으로 재료의 내의 고용체의 양 및 상태에 의존한다.
따라서 상호작용은 매우 다양하고 복잡할 수 있다. 이 합금 원소의 효과는 아래에서 더 상세히 설명된다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소이다. 철을 강으로 변환시키기 위해서는 2.06중량% 이하의 탄소의 표적화 도입이 필요하다. 강 생산 과정에서 종종 탄소 함량은 현저하게 감소된다. 연속적인 핫딥 코팅을 위한 이중상 강의 경우에, EN 10346 또는 VDA 239-100에 따르면 그 함량은 0.180중량% 이하이고, 최소값은 명시되지 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. 가용화 형태의 탄소는 강의 경화능을 상당히 증가시키며, 따라서 충분한 양의 마르텐사이트를 형성하는데 필수적이다. 그러나, 과도한 탄소 함량은 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도 차이를 증대시키고, 용접성을 제한한다.
예를 들면, 높은 홀 팽창 및 굴곡 각도에 관한 필요조건을 만족시키기 위해, 본 발명에 따른 강은 0.115 중량% 미만의 탄소를 함유한다.
상(phase)들 내의 탄소의 상이한 용해도로 인해, 상 변태 중에 뚜렷한 확산 공정이 필요하며, 이것은 매우 상이한 속도론적 조건을 유발할 수 있다. 또한, 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 증가시키며, 이것은 상태도에서 오스테나이트 영역을 더 낮은 온도로 팽창시키는 것으로 나타난다. 마르텐사이트 내에 강제로 용해된 탄소의 함량이 증가됨에 따라, 격자 왜곡이 증가하고, 이와 함께 비확산적으로 생성된 상의 강도가 증가한다.
탄소는 또한 탄화물을 형성한다. 시멘타이트 상(Fe3C)은 거의 모든 강에서 발생된다. 그러나, 예를 들면, 크로뮴, 타이타늄, 니오븀, 바나듐과 같은 기타 금속을 이용하여 훨씬 더 경질의 특수 탄화물이 또한 형성될 수 있다. 석출물의 유형 뿐만 아니라 분포 및 크기는 얻어지는 강도 증가에 결정적으로 중요하다. 한편으로는 충분한 강도를 확보하고, 다른 한편으로는 우수한 용접성, 개선된 홀 팽창, 개선된 굴곡 각도, 및 수소에 의해 유발되는 균열에 대한 충분한 저항(즉, 지연 파괴 없음)을 확보하기 위해, 최소 C 함량은 0.075 중량%로, 그리고 최대 C 함량은 0.115 중량%로 설정되고, 유리하게는 함량은 다음의 예와 같이 단면에 따라 조절된다.
1.00 mm 미만의 재료 두께(C: 0.100 중량% 이하)
1.00 내지 2.00 mm의 재료 두께(C: 0.105 중량% 이하)
2.00 mm를 초과하는 재료 두께(C: 0.115 중량% 이하).
실리콘(Si)은 캐스팅 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 초래하고, 이는 성형 특성, 예를 들면, 홀 팽창 및 굴곡 능력을 악화시킨다.
특징적으로 실리콘의 첨가는 강력한 고용체 경화를 유발한다. 0.1%의 실리콘을 첨가하면 약 10 MPa의 인장 강도의 증가를 유발하고, 여기서 2.2% 이하의 실리콘의 첨가는 단지 팽창을 약간 저하시킬 뿐이다. 이것은 상이한 시트 두께 및 어닐링 온도에 대해 조사되었다. 0.2%으로부터 0.6%으로 실리콘을 증가시키면 항복 강도에서 약 10 Mpa의 강도 증가를, 그리고 인장 강도에서 약 25 MPa의 강도 증가를 유발하였다. 이것에 의해 파단 신율은 약 1% 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.
다른 중요한 효과는 실리콘은 페라이트의 형성을 더 짧은 시간 및 온도를 향해 이동시키므로 ??칭 전에 충분한 페라이트의 형성을 가능하게 하는 것이다. 이는 열간 압연 중에 개선된 냉간 압연성을 제공한다. 핫딥 코팅 공정에서, 오스테나이트는 가속된 페라이트 형성에 의해 탄소로 부화되어 안정화된다. 실리콘이 탄화물 형성을 방해하므로, 오스테나이트는 추가적으로 안정화된다. 따라서, 가속 냉각에서, 베이나이트의 형성은 마르텐사이트를 위해 억제될 수 있다.
본 발명에 따른 범위에서 실리콘의 첨가는 아래에 기술된 추가의 놀라운 효과를 가져왔다. 위에 기술된 탄화물 형성의 지연은, 예를 들면, 알루미늄에 의한 유발될 수 있다. 그러나, 알루미늄은 안정한 질화물을 형성하므로 미세합금 원소와 탄질화물의 형성하기 위해 충분한 질소를 이용할 수 없다. 실리콘은 탄화물 또는 질화물을 형성하지 않으므로 실리콘과의 합금으로 인해 이 문제는 존재하지 않는다. 따라서, 실리콘은 미세합금에 의한 석출물의 형성에 간접적인 긍정적 효과를 미치고, 따라서 재료의 강도에 긍정적인 효과를 미친다. 실리콘에 의한 변태 온도의 증가는 결정립 조대화를 촉진시키는 경향을 가지므로, 본 발명에 따른 강 내의 질소 함량의 표적화 조절과 같이 니오븀, 타이타늄 및 붕소와의 미세합금은 특히 적합하다.
공지된 바와 같이, 고-실리콘-합금 강을 갖는 강에서 강력하게 부착된 적색 스케일(red scale)이 형성되고, 열간 압연 중에 압연 스케일이 발생될 위험이 높아지고, 이것은 후속 산세척의 결과 및 산세척의 생산성에 영향을 줄 수 있다. 이러한 효과는 산세척이 황산 대신 유리하게 염산으로 수행되는 경우에 0.200% 내지 0.300%의 실리콘을 포함하는 본 발명에 따른 강에서는 검출될 수 없다.
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 핫딥 아연도금될 수 없음을 설명하고 있다.
어닐링 처리 중의 연속 핫딥 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 핫딥체 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 억제층의 형성이 불충분할 수 있고, 따라서 기재 상의 아연층 또는 아연 합금층의 부착이 감소될 수 있다. 전술한 메커니즘은 산세된 핫 스트립이나 또는 냉간 압연된 핫 스트립에도 적용된다.
이러한 일반적 지식과 대조적으로, 시험 결과 예상외로 재결정화 어닐링 중에 그리고 아연욕을 통과하는 중에 단지 노를 적절히 가동시킴으로써 스트립의 우수한 아연도금성 및 우수한 아연 부착이 달성될 수 있다는 것이 밝혀졌다.
이 목적를 위해 스트립의 표면은 먼저 잔류 스케일, 압연 오일 또는 다른 오물 입자를 화학적 또는 열-물-기계적 사전 세정에 의해 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.
어닐링 공정 단계가 전적으로 라디언트 튜브로(RTF)로 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-0.5 - 0.1* Cr-0.5 - 7*(-lnB)0.5
여기서, Si, Mn, Cr, B는 중량%로 나타낸 강 내의 대응하는 합금 성분이고, pO2는 mbar로 나타낸 산소 분압이다.
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*(-lnB)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 핫딥 아연도금 플랜트의 노 영역에서의 조치에 의해 표면의 산화물 형성이 방지되고, 액체 융체에 의한 스트립 표면의 균일하고 우수한 젖음성이 달성된다.
핫딥 아연도금 대신에, 후속 전해 아연도금을 수반하는 연속 어닐링의 공정이 선택되는 경우(도 6a의 방법 1 참조), 아연도금성을 보장하기 위한 특별한 조치는 요구되지 않는다. 보다 고합금 강의 아연도금이 연속 핫딥 아연도금에 의한 것보다 전해질 아연도금에 의해 상당히 더 용이하게 실현될 수 있다는 것이 알려져 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 0.200%으로 설정되고, 최대 실리콘 함량은 0.300%로 설정된다.
망가니즈(Mn)는 유해한 황을 망가니즈 황화물로 전환시키기 위해 탈황용으로 거의 모든 강에 첨가된다. 또한, 고용체 강화의 결과로서, 망가니즈는 페라이트의 강도를 증대시키고, 보다 낮은 온도를 향해 α/γ 변태를 이동시킨다.
이중상 강에 망가니즈를 첨가하는 주된 이유는 경화 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.
전술한 이유로 Mn-함량은 1.700 내지 2.300 중량%로 설정된다.
요구되는 최소 강도를 달성하기 위해, 두께에 따라 망가니즈 함량을 변화시키는 것이 유리하다.
1.00 mm 미만의 스트립 두께의 경우, 망가니즈 함량은 바람직하게는 1.000 내지 2.000 중량%의 범위이고, 1.00 내지 2.00 mm의 스트립 두께의 경우, 1.300 내지 2.150 중량%, 2.00 mm를 초과하는 스트립 두께의 경우, 2.000중량% 내지 2.300중량%이다.
본 발명의 추가의 특징은 망가니즈 함량의 변화가 실리콘 함량의 동시적 변화에 의해 보상될 수 있다는 것이다. 망가니즈와 실리콘으로 인한 강도(여기서는 항복 강도, YS) 증가는 일반적으로 피커링(Pickering) 식에 의해 잘 설명된다.
YS(MPa) = 53.9 + 32.34 [wt %Mn] + 83.16 [wt %Si] + 354.2 [wt %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 [wt.% Si] + 161.1 [wt.% Mn]
TS(MPa) = 324.8 + 189.4 [wt.% Si] + 174.1 [wt.% Mn]
피커링 식에 비교하여, 망가니즈와 실리콘의 계수는 항복 강도 뿐만 아니라 인장 강도에 대해 거의 동일하므로 실리콘에 의한 망가니즈의 치환의 가능성이 제공된다.
가용화된 형태의 크로뮴(Cr)은 한편으로 이미 소량의 강의 경화능을 상당히 증가시킬 수 있다. 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.
다른 중요한 효과는 크로뮴이 템퍼링 저항을 상당히 증가시키므로 핫딥욕 내에서 강도 손실이 거의 발생되지 않는다는 것이다.
크로뮴은 또한 탄화물 형성제이다. 크로뮴-철 혼합 탄화물이 존재하는 경우, 경화 전의 오스테나이트화 온도는 크로뮴 탄화물을 용해시키기에 충분히 높게 선택되어야 한다. 그렇지 않으면 증가된 핵의 수가 경화 심도를 저하시킬 수 있다.
크로뮴은 또한 어닐링 처리 중에 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향이 있고, 이것은 용융 제련 품질을 저하시킬 수 있다. 연속적 융체 침지 코팅의 경우에 노 영역을 설정하기 위한 전술한 수단에 의해 어닐링 후의 강 표면 상의 Cr 산화물 또는 Cr 혼합 산화물의 형성이 감소된다.
따라서, 크로뮴 함량은 0.280 내지 0.480 중량%의 함량으로 설정된다.
몰리브데넘(Mo): 몰리브데넘의 첨가는 본 합금 개념에서 불필요하므로 몰리브데넘의 함량은 강에 수반되는 불가피한 함량으로 제한된다.
구리(Cu): 구리의 첨가는 인장 강도 및 경화 심도를 증가시킬 수 있다. 니켈, 크로뮴 및 인과 관련하여, 구리는 표면 상에 보호 산화물 층을 형성할 수 있고, 이것은 부식 속도를 상당히 감소시킨다.
산소와 결합된 경우, 구리는 결접립계에 유해한 산화물을 형성할 수 있고, 이것은 열간 성형 공정에 부정적인 영향을 줄 수 있다. 따라서, 구리의 함량은 0.050 중량% 이하로 설정되며, 따라서 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
니켈(Ni): 산소와 결합하여, 니켈은 결정립계에서 유해한 산화물을 형성할 수 있으며, 이것은 열간 성형 공정에 부정적인 형향을 줄 수 있다. 따라서, 니켈의 함량은 0.050 중량% 이하로 설정되며, 따라서 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
바나듐(V): 바나듐의 첨가는 본 합금화 개념에서 불필요하므로, 바나듐의 함량은 강의 불가피한 양으로 제한된다.
알루미늄(Al)은 통상적으로 철 내의 용해된 산소 및 질소와 결합하도록 강에 첨가된다. 따라서, 산소와 질소는 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 전환된다. 이러한 석출물은 핵생성 지점의 수를 증가시킴으로써 결정립 미세화를 유발할 수 있고, 따라서 인성 특성 뿐만 아니라 강도 값을 증가시킬 수 있다.
알루미늄 질화물은 타이타늄이 충분한 양으로 존재하는 경우에 석출되지 않는다. 타이타늄 질화물은 형성 엔탈피가 적고, 더 높은 온도에서 형성된다.
용해된 경우에, 알루미늄 및 실리콘은 페라이트 형성을 더 짧은 시간을 향해 이동시키므로 이중상 강에서 충분한 페라이트가 형성될 수 있도록 한다. 이것은 또한 탄화물 형성을 억제하므로 오스테나이트의 변태를 지연시킨다. 이러한 이유로, 알루미늄은 또한 잔류 오스테나이트 강(TRIP 강)의 합금 원소로서 사용되어 실리콘의 일부를 대체한다. 이러한 접근법의 이유는 알루미늄이 실리콘보다 아연도금 반응에 약간 덜 중요하다는 것이다.
따라서, 알루미늄 함량은 0.020 내지 최대 0.060중량%, 또는 최적으로는 0.050 중량%로 제한되고, 강을 탈산시키기 위해 첨가된다.
니오븀(Nb): 니오븀은 강에 상이한 영향을 미친다. 이것은 마무리 가공에서, 초미세하게 분산된 석출물을 형성함으로써 재결정을 지연시키고, 이것은 열간 압연 중에 발아점의 밀도를 증대시키고, 변태 후에 보다 미세한 결정립을 생성한다. 용해된 니오븀의 비율은 재결정을 억제한다. 최종 생성물에서 석출물은 강도를 증가시킨다. 이들 석출물은 탄화물 또는 탄질화물일 수 있다. 종종 이러한 석출물은 타이타늄이 결합될 수 있는 혼합 탄화물이다. 이러한 효과는 0.0050%에서 나타나기 시작하며, 0.010% 초과 0.050 중량% 이하의 니오븀에서 가장 두드러진다. 석출물은 또한 핫딥 아연도금에서 (부분적) 오스테나이트화 중에 결정립 성장을 방지한다. 0.050 중량%를 초과하는 니오븀은 첨가 효과가 기대되지 않는다. 0.020 중량% 내지 0.040 중량%의 니오븀 함량에 의해 달성되는 효과에 관하여는 유리한 것으로 입증되었다.
타이타늄(Ti): 질소에 대한 높은 친화도로 인해 타이타늄은 응고 중에 주로 TiN으로 석출된다. 이것은 또한 니오븀과 함께 혼합 탄화물로서 발생된다. TiN은 킬른(kiln) 내에서 결정립도의 안정성을 위해 매우 중요하다. 이 석출물은 고온 안정성을 가지므로, 혼합 탄화물과 달리, 1200℃에서 결정립 성장을 방해하는 입자로서 대부분 존재한다. 타이타늄는 또한 열간 압연 중에 재결정에 대한 지연 효과를 가지지만 니오븀보다는 효과가 적다. 타이타늄은 석출 경화를 통해 작용한다. 그러나 보다 큰 TiN 입자는 보다 미세하게 분산된 혼합 탄화물보다 덜 효과적이다. 최상의 효능은 0.005 내지 0.050중량%의 타이타늄의 범위, 유리하게는 0.020 내지 0.050 중량%의 타이타늄의 범위에서 달성된다.
붕소(B): 붕소는 극소량(5 ppm 이상)으로도 경화능을 향상시키기 위한 매우 효과적인 합금제이다. 마르텐사이트 개시 온도는 영향을 받지 않는다. 효과적이기 위해서는 붕소가 고용체 내에 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 핫딥 코팅 중에 핫딥 아연도금의 품질을 저하시키는 산화물 또는 혼합 산화물을 형성하는 경향을 갖는다. 연속 핫딥 코팅에서 노 영역을 조절하기 위한 전술한 조치는 강 표면에서 산화물의 형성을 감소시킨다.
전술한 이유로, 본 발명의 합금 개념을 위한 붕소 함량은 5 내지 60 ppm, 유리하게는 40 ppm 이하, 또는 최적으로는 20 ppm 이하의 값으로 설정된다.
질소(N)는 강 생산에서 합금 원소 및 부수적 원소일 수 있다. 과도하게 높은 질소 함량은 인성의 급격한 손실 뿐만 아니라 시효 효과와 함께 강도의 증가를 유발한다. 다른 한편, 타이타늄 질화물 및 니오븀 (탄)질화물을 통한 미세 입자 경화는 미세합금 원소인 타이타늄과 니오븀과 함께 질소의 표적화 첨가에 의해 달성될 수 있다. 또한, 열간 압연 전의 재가열 시에 조대한 결정립의 형성이 억제된다.
본 발명에 따르면, 따라서 N-함량은 0.0020 내지 0.0120중량%의 값으로 설정된다.
강의 요구되는 특성을 유지하기 위해, 질소의 함량이 Ti + Nb + B의 합의 함수로서 조절되는 것이 유리한 것으로 밝혀졌다.
Ti + Nb + B의 합계 함량이 0.010 내지 0.050 중량%일 때, 질소의 함량은 20 내지 90 ppm의 값으로 유지되어야 한다. Ti + Nb + B의 합계 함량이 0.050중량%을 초과하는 경우, 40 내지 120 ppm의 질소 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
니오븀 및 타이타늄의 합계 함량의 경우, 0.100 중량% 이하의 함량이 유리한 것으로 입증되었고, 10 ppm의 최소 니오븀 함량까지 니오븀과 타이타늄이 교환가능하다는 사실로 인해 특히 가격의 이유로 0.090 중량% 이하가 유리하다.
미세합금 원소인 니오븀 및 타이타늄이 붕소와의 상호작용에 관련하여, 0.106중량% 이하의 합계 함량이 유리하고, 특히 0.097중량% 이하의 합계 함량이 유리한 것으로 입증되었다. 보다 높은 함량은 본 발명의 의미에서 더 이상의 개선 효과를 갖지 않는다.
칼슘(Ca): 칼슘-실리콘 혼합 화합물의 형태로 칼슘을 첨가하면 강의 제조 중에 용융 상의 탈산 및 탈황이 유발된다. 따라서 반응 생성물이 슬래그 내로 이동되어, 강은 정화된다. 증가된 순도는 최종 생성물의 본 발명에 따른 더 우수한 특성으로 이어진다.
전술한 이유로, 0.005 내지 0.0060 중량%, 유리하게는 최대 0.0030 중량%의 Ca 함량이 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 3.00 mm의 두께의 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 이중상 강(예를 들면, 콜드 스트립용)이 생성될 수 있다는 것이 밝혀졌고, 이것은 공정 변화에 대한 충분한 허용범위를 특징으로 한다.
그 결과 공지된 합금 개념에 비해 본 발명에 따른 합금 조성에 대해 상당히 넓어진 공정 윈도우가 얻어진다.
달성될 이중상 구조를 위한 어닐링 온도는 본 발명에 따른 강의 경우에 약 700 내지 950℃이므로, 온도 범위에 따라 부분 오스테나이트계(2상 영역) 또는 완전 오스테나이트계 구조(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.
연속적으로 어닐링되고, 경우에 따라 핫딥 정제된 재료는 핫 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 핫 스트립 또는 콜드 스트립으로서 제조될 수 있다. 이하에서 이러한 상태를 초기 상태라 한다.
이 경우 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조되는 열연 강 스트립, 냉간 재압연된 열연 강 스트립 또는 냉연 강 스트립으로서의 스트립은 추가의 공정 중에 에지-부근 균열에 대한 높은 저항을 특징으로 한다.
스트립의 압연 방향에 대해 종방향 및 횡방향으로 강 스트립의 특성 값에 차이가 매우 작은 것이 재료의 후속되는 사용 시에 유리하다. 따라서, 플레이트는 압연 방향(예를 들면, 횡방향, 종방향 및 대각선 방향, 또는 압연 방향에 대해 각을 이루는 방향)에 무관하게 스트립으로부터 절단될 수 있고, 폐기물은 최소화될 수 있다.
본 발명에 따른 강으로부터 제조되는 열간 압연 스트립의 냉간 압연성을 확보하기 위해, 본 발명에 따라 열간 압연 스트립은 AC3를 초과하는 오스테나이트 범위의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도를 초과하는 코일링 온도로 제조된다(변형례 A).
예를 들면, 약 10%의 냉간 압하율을 갖는 핫 스트립 또는 냉간 재압연 핫 스트립의 경우에, 본 발명에 따른 열간 압연 스트립은 Ac3를 초과하는 오스테나이트 영역 내의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도 미만의 코일링 온도에서 제조된다(변형례 B).
본 발명의 추가의 특징, 장점 및 세부 사항은 이하의 도면에 도시된 예시적 실시형태의 설명으로부터 명백해질 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로 스트립을 제조하기 위한 개략 공정 흐름도이다.
도 2는 본 발명에 따른 강에 대한 예시적인 열간 압연 및 냉간 압연(선택적) 및 연속 어닐링, 부품 제조, 열처리(공기 경화) 및 템퍼링(선택적)의 공정 단계의 개략적인 시간-온도 프로파일이다.
도 3은 연구된 강의 화학 조성이다.
도 4a는 공기 경화되고, 템퍼링 되지 않은 목표값으로서 (압연 방향에 따른) 기계적 특성값이다.
도 4b는 초기 상태의 처리된 강의 (압연 방향에 따른) 기계적 특성값이다.
도 4c는 공기 경화되고, 템퍼링되지 않는 상태에서 처리된 강의 (압연 방향에 따른) 기계적 특성값이다.
도 5는 본 발명에 따른 강에 대한 ISO 16630에 따른 홀 팽창 시험 및 VDA 238-100에 따른 플레이트 굴곡 시험의 결과이다.
도 6a는 방법 1의 온도-시간 곡선(어닐링 변형례, 개략)이다.
도 6b는 방법 2의 온도-시간 곡선(어닐링 변형례, 개략)이다.
도 6c는 방법 3의 온도-시간 곡선(어닐링 변형례, 개략)이다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 공정 흐름의 개략도를 도시한다. 본 발명에 관한 다양한 공정 경로가 예시되어 있다. 열간 압연(최종 압연 온도)까지의 공정 경로는 본 발명에 따른 모든 강에 대해 동일하고, 그 후에는 원하는 결과에 따라 상이한 공정 경로가 실행된다. 예를 들면, 산세척된 핫 스트립은 다양한 압하율로 아연도금 또는 냉간 압연 및 아연도금될 수 있다. 또한 냉간 압연 및 아연도금 열간 어닐링 열간 압연 스트립 또는 연성 어닐링된 콜드 스트립이 가능하다.
선택적으로, 핫딥 정제 없이, 즉 후속 전해 아연도금의 유무에 관계없이 연속 어닐링에 의해서만 재료를 처리하는 것도 가능하다. 이제 복합 부품이 선택적으로 코팅된 재료로부터 제조될 수 있다. 다음에, 경화 공정이 실시되고, 여기서 냉각은 본 발명에 따라 공기 중에서 수행된다. 선택적으로, 템퍼링 단계는 부품의 온도 처리를 완료할 수 있다.
도 2는 본 발명에 따른 합금 조성으로 제조된 스트립의 열간 압연 및 연속 어닐링의 공정 단계의 시간-온도 프로파일을 개략적으로 도시한다. 열간 압연 공정 뿐만 아니라 냉간 압연, 부품 제조, ??칭, 템퍼링 및 선택적 템퍼링 후의 열처리에 대한 시간 및 온도 의존성 변태가 도시되어 있다.
도 3은 표의 상반부에서 연구된 강의 화학 조성을 보여준다. 본 발명에 따른 LH®1100 합금이 참조 등급인 LH®800/LH®900과 비교되었다.
참조 등급들에 비해, 본 발명에 따른 합금은 특히 상당히 증가된 함량의 Si 및 보다 낮은 함량의 Cr을 갖고, V 및 Mo는 첨가되지 않는다.
도 3의 하반부에서, 다양한 합금 성분의 합계 함량이 중량%로 표시되어 있고, 각각 결정된 탄소 당량(CEV(IIW))이 기재되어 있다.
도 4는 목표값이 공기 경화된 상태(도 4a), 공기 경화되지 않은 초기 상태(도 4b), 및 공기 경화된 상태(도 4c)에서 달성된, 연구된 강의 압연 방향을 따르는 기계적 특성값을 보여준다. 달성될 값은 안전 한계(safe margin)에 도달한다.
도 5는 ISO 16630에 따른 홀 팽창 시험의 결과(절대값)을 보여준다. 공정 2(도 6b, 1.2 mm) 및 공정 3(도 6c, 2.0 mm)에 대한 변형례 A(베이나이트 개시 온도를 초과하는 코일링 온도)의 홀 팽창 시험의 결과가 도시되어 있다.
연구된 재료는 각각 2.0 mm의 시트 두께를 갖는다. 이 결과는 ISO 16630에 따른 시험에 적용된다.
방법 2는, 예를 들면, 도 6b에 도시된 바와 같은 직화로와 라디언트 튜브로의 조합을 이용한 핫딥 아연도금에 의한 어닐링에 대응한다.
방법 3은, 예를 들면, 도 6c에 도시된 바와 같은 연속 어닐링 시스템에서 공정 제어에 대응한다. 또한, 이 경우에 강의 재가열은 아연욕의 직전에서 유도로에 의해 달성될 수 있다.
언급된 범위 내의 본 발명에 따른 상이한 온도 프로파일에 의해 상이한 특성값 또는 상이한 홀 팽창 결과 뿐만 아니라 굴곡 각도가 얻어진다. 따라서 주요 차이는 열처리 및 후속 냉각 시의 온도-시간 파라미터이다.
도 6은 어닐링 처리 및 냉각 시에, 그리고 각각의 경우에 다양한 오스테나이트화 조건에서 본 발명에 따른 온도-시간 곡선의 3 가지 변형례를 개략적으로 도시한다.
방법 1(도 6a)은 연속 어닐링 라인에서 제조된 냉간 압연 또는 열간 압연 또는 냉간 재압연 강 스트립의 어닐링 및 냉각을 보여준다. 먼저, 스트립은 약 700 내지 950℃(Ac1 내지 Ac3)의 범위의 온도까지 가열된다. 다음에 어닐링된 강 스트립은 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 이 어닐링 온도로부터 약 200 내지 250℃의 중간 온도(IT)까지 냉각된다. 본 개략도에서 제 2 중간 온도(약 300 내지 500℃)는 도시되어 있지 않다.
다음에, 강 스트립은 실온(RT)에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공기 중에서 냉각되거나, 또는 실온까지의 냉각이 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 유지된다.
방법 2(도 6b)는 방법 1에 따른 공정을 보여주지만, 핫딥 마무리의 목적 상, 강 스트립의 냉각은 핫딥 용기를 통과할 때 단속적으로 중단되어 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 냉각된다. 다음에, 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공기 중에서 냉각된다.
방법 3(도 6c)은 또한 핫딥 정제의 경우에 방법 1에 따른 공정을 도시한 것이지만, 강 스트립의 냉각은 약 200 내지 400℃의 범위의 중간 온도에서 잠시(약 1 내지 20초) 중단도고, 핫딥 침지를 위해 필요한 온도(약 400 내지 470℃)까지 재가열된다. 다음에, 강 스트립은 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 다시 냉각된다. 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 강 스트립의 최종 냉각이 공기 중에서 실시된다.
다음의 실시례는 도 6b에 따른 방법 2, 및 실험실-붕산화 코팅 공정을 수반하는 도 6c에 따른 방법 3에 따른 핫딥 아연도금의 공업적 제조를 위해 사용된다.
실시례 1(콜드 스트립)(합금 조성, 중량%)
변형례 A/2.00 mm/도 6b에 따른 방법 2
도 6b에 따른 방법 2에 따라 핫딥 정제된 0.104% C; 0.288% Si; 2.020% Mn; 0.011% P; 0.001% S; 0.0047% N; 0.042 Al; 0.319% Cr; 0.0490% Ti; 0.0388% Nb; 0.0018% B; 0.0012% Ca를 갖는 본 발명에 따른 강 재료는 910℃의 최종 압연 목표 온도에서 사전에 열간 압연되었고, 650℃의 최종 압연 목표 온도에서 4.09 mm의 두께로 코일링되었고, 산세척 후에 추가의 열처리(예를 들면, 배치 어닐링)없이 냉간 압연되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 핫딥 정제된 공기 경화 강 스트립은 다음의 파라미터를 이용하여 처리되었다.
어닐링 온도 870℃
유지 시간 120초
이송 시간 최대 5초(에너지 입력 없음)
후속 공기 냉각
템퍼링 후, 본 발명에 따른 강은 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된 미세구조를 갖는다.
이 강은 공기 경화 후에 압연 방향을 따라 다음의 특성값을 보이고(괄호 내는 가공되지 않은 상태의 초기값임), 예를 들면, Lh®1000에 대응할 수 있다.
- 항복 강도(Rp0.2) 814 MPa(530 MPa)
- 인장 강도(Rm) 1179 MPa(855 MPa)
- 파단 신율(A80) 5.8%(16.1%)
- A5 연신율 12.9%(-)
- 베이크 경화 지수(BH2) 58 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 팽창 비율 -(21%)
- VDA 238-100에 따른 굴곡 각도(종방향, 횡방향) -(88°/77°)
종방향에서 최대항복비 Re/Rm는 초기 상태의 62%였다.
실시례 2(콜드 스트립)(합금 조성, 중량%)
변형례 B/2.0 mm/도 6c에 따른 방법 3
도 6c에 따른 방법 3에 따라 핫딥 정제된 0.101% C; 0.273% Si; 1.846% Mn; 0.012% P; 0.001% S; 0.0040% N; 0.036 Al; 0.453% Cr; 0.0295% Ti; 0.0265% Nb; 0.0019% B; 0.0015% Ca를 갖는 본 발명에 따른 강 재료는 910℃의 최종 압연 목표 온도에서 사전에 열간 압연되었고, 4.09 mm의 두께로 650℃의 코일링 목표 온도에서 코일링되었고, 산세척 후에 추가의 열처리(예를 들면, 배치 어닐링) 없이 냉간 압연되었다.
어닐링 시뮬레이터에서, 핫딥 정제된 강은 온도 처리 공정(공기 경화)과 유사한 다음의 파라미터를 이용하여 처리되었다.
어닐링 온도 870℃
유지 시간 120초
이송 시간 최대 5초(에너지 입력 없음)
후속 공기 냉각
열처리 후, 본 발명에 따른 강은 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된 미세구조를 갖는다.
이 강은 공기 경화 후에 압연 방향을 따라 다음의 특성값을 보이고(괄호 내는 가공되지 않은 상태의 초기값임), 예를 들면, Lh®1000에 대응할 수 있다.
- 항복 강도(Rp0.2) 803 MPa(502 MPa)
- 인장 강도(Rm) 1113 MPa(815 MPa)
- 파단 신율(A80) 13.1%(18.9%)
- A5 연신율 7.1%(-)
- 베이크 경화 지수(BH2) 53 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 팽창 비율 -(31%)
- VDA 238-100에 따른 굴곡 각도(종방향, 횡방향) -(95°/90°)
종방향에서 최대항복비 Re/Rm는 초기 상태의 62%였다.

Claims (33)

  1. 공기 경화되지 않은 상태에서 750 MPa의 최소 인장 강도를 갖고, 탁월한 가공 특성을 갖는 초고강도의 공기 경화가능한 다상 강으로서, 중량%로,
    C: 0.075 내지 0.115
    Si: 0.200 내지 0.300
    Mn: 1.700 내지 2.300
    Cr: 0.280 내지 0.4800
    Al: 0.020 내지 0.060
    N: 0.0020 내지 0.0120
    S: 0.0050 이하
    Nb: 0.005 내지 0.050
    Ti: 0.005 내지 0.050
    B: 0.0005 내지 0.0060
    Ca: 0.0005 내지 0.0060
    Cu: 0.050 이하
    Ni: 0.050 이하
    잔부의 철, 및
    강에 통상적으로 수반되는 용련 관련 불순물을 포함하고,
    상기 강으로 제조된 열간 압연 스트립 또는 냉간 압연 스트립의 연속 어닐링 중에 가장 넓은 공정 윈도우(process window)에 관련하여 M+Si+Cr의 합계 함량은 생성되는 시트 두께에 따라 다음과 같이 조절되고,
    - 1.00 mm 이하의 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2,350 내지 2.500%,
    - 1.00 초과 2.00 mm 이하의 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2.500 내지 2.950%,
    - 2.00 mm를 초과하는 두께에서 Mn + Si + Cr의 합은 2.950 내지 3.250%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    1.00 mm 이하의 스트립 두께의 경우, 상기 C 함량은 0.100% 이하이고, 탄소 당량(CEV(IIW))은 0.56% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    1.00 초과 2.00 mm 이하의 스트립 두께의 경우, 상기 C 함량은 0.105% 이하이고, 탄소 당량(CEV(IIW))은 0.59% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
    제 1 항에 있어서,
    2.00 mm를 초과하는 스트립 두께에서, 상기 C 함량은 0.115% 이하이고, 탄소 당량(CEV(IIW))은 0.62% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    1.0 mm 이하의 스트립 두께의 경우, 상기 Mn 함량은 1.700 내지 2.000%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  5. 제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
    1.00 초과 2.00 mm 이하의 스트립 두께의 경우, 상기 Mn 함량은 1.850 내지 2.150%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  6. 제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
    2.00 mm를 초과하는 스트립 두께의 경우, 상기 Mn 함량은 2.000 내지 2.300%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  7. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+ Nb+ B의 합이 0.010 내지 0.050%일 때, 상기 N 함량은 0.0020 내지 0.0090%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+ Nb+ B의 합이 0.050%를 초과할 때, 상기 N 함량은 0.0040 내지 0.0120%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  9. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 S 함량은 0.0025% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  10. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 S 함량은 0.0020% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  11. 제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Ti 함량은 0.020 내지 0.050%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  12. 제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Nb 함량은 0.020 내지 0.040%인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  13. 제 13 항에 있어서,
    Nb + Ti의 합은 0.100% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  14. 제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Nb + Ti의 합은 0.090% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  15. 제 1 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti + Nb + B의 합은 0.106% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  16. 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti + Nb + B의 합은 0.097% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  17. 제 1 항 내지 제 17 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Ca 함량은 0.0030% 이하인,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  18. 제 1 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 있어서,
    달성될 강도 특성에 관련하여 실리콘 및 망가니즈의 첨가는,
    YS(MPa) = 160.7 + 147.9 + 161.1
    TS(MPa) = 324.8 + 189.4 + 174.1
    의 관계에 따라 상호교환가능한,
    초고강도의 공기 경화가능한 다상 강.
  19. 연속 어닐링 중에 요구되는 미세구조가 생성되는 제 1 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 청구된 바와 같은 다상 공기 경화가능한 강으로부터 냉간 압연 강 스트립 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법으로서,
    상기 냉간 압연 강 스트립 또는 열간 압연 강 스트립은 상기 연속 어닐링 중에 약 700 내지 950℃ 범위의 온도로 가열되고, 다음에 어닐링된 상기 강 스트립은 상기 어닐링 온도로부터 약 15 내지 100℃/초로 약 300 내지 500℃의 중간 온도로 가열되고, 다음에 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 약 160 내지 250℃의 제 2 중간 온도까지 냉각되고, 다음에 상기 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 냉각되고, 또는 제 1 중간 온도로부터 실온으로의 냉각이 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 유지되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  20. 연속 어닐링 중에 요구되는 미세구조가 생성되는 제 1 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 따른 다상 공기 경화가능한 강으로부터 냉간 압연 강 스트립 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법으로서,
    상기 냉각은 핫딥욕(hot dip bath) 내에 진입되기 전에 중단되고, 상기 냉각은 상기 융체가 가열된 후 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 실시되고, 다음에 상기 강 스트립은 실온에 도달할 때까지 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 공기 중에서 냉각되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  21. 연속 어닐링 중에 요구되는 미세구조가 생성되는 제 1 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 따른 공기 경화가능한 다상 강으로부터 냉간 압연 또는 열간 압연 강 스트립을 제조하기 위한 방법으로서,
    가열 후 약 200 내지 250℃의 중간 온도로의 냉각 후에 상기 온도는 핫딥욕 내로 잔입되기 전에 약 1 내지 20초 동안 유지되고, 다음에 상기 강 스트립은 약 400 내지 470℃의 온도로 가열되고, 약 200 내지 250℃의 중간 온도까지 약 15 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각이 실시되고, 다음에 약 2 내지 30℃/초의 냉각 속도로 실온까지 공기 중에서 냉각되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  22. 제 19 항 내지 제 22 항 중 어느 한 항에 있어서,
    연속 어닐링에서, 직화로 영역(directly fired furnace; NOF) 및 제트 튜브(RTF)로 구성된 플랜트 구성을 이용한 어닐링의 경우에, 산화 전위는 상기 NOF에서 4 체적% 미만의 CO 함량에 의해 증가되고, 상기 RTF에서 철 환원로 분위기의 산소 분압은 다음의 식에 따라 조절되고,
    -18 > Log pO2 ≥ 5* Si-0.3 - 2.2* Mn-0.45 - 0.1* Cr-0.4 - 12.5*(-lnB)0.25
    여기서, Si, Mn, Cr, B는 중량%로 표시된 강 내의 대응하는 합금 성분이고, pO2는 mbar로 표시된 산소 분압이고, 기체 분위기의 이슬점은 상기 핫딥욕 내에 침지되기 직전에 상기 스트립의 산화를 방지하기 위해 -30℃ 이하로 설정되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  23. 제 19 항 내지 제 22 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 노 분위기의 산소 분압은 단 하나의 라디언트 튜브로(radiant tube furnace)를 이용한 어닐링의 경우에 다음 식을 만족시키고,
    -12 > Log pO2 ≥ 5* Si-0.25 - 3* Mn-0.5 - 0.1* Cr-0.5 - 7*(-lnB)0.5
    여기서, Si, Mn, Cr, B는 중량%로 표시된 강 내의 대응하는 합금 부분이고, pO2는 mbar로 표시된 산소 분압이고, 기체 분위기의 이슬점은 상기 핫딥욕 내에 침지되기 직전에 상기 스트립의 산화를 방지하기 위해 -30℃ 이하로 설정되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  24. 제 19 항 내지 제 22 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상이한 두께의 스트립의 경우, 상기 스트립의 비교가능한 미세구조 상태 및 기계적 특성값이 열처리 과정에서 시스템 처리 속도를 조정함으로써 연속 어닐링 중에 조절되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  25. 제 19 항 내지 제 25 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 상기 열처리 또는 핫딥 정제 후에 스킨 패싱(skin passing)되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  26. 제 19 항 내지 제 26 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 상기 열처리 또는 핫딥 정제 후에 인장 교정(stretch leveling)되는,
    강 스트립의 제조 방법.
  27. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 따른 방법에 의해 제조된 강 스트립으로서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 ISO 16630에 따라 20%의 최소 홀-팽창 값을 갖는,
    강 스트립.
  28. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 ISO 16630에 따라 30%의 최소 홀-팽창 값을 갖는,
    강 스트립.
  29. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 ISO 16630에 따라 30%의 최소 홀-팽창 값을 갖는,
    강 스트립.
  30. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 상기 종방향 또는 횡방향으로 VDA 238-100에 따라 60°의 최소 굴곡 각도를 갖는,
    강 스트립.
  31. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 60,000 MPa°의 최소 곱셈 값 Rm x α(VDA 238-100에 따른 인장 강도 x 굴곡 각도)를 갖는,
    강 스트립.
  32. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공기 경화되지 않은 상태에서 70,000 MPa°의 최소 곱셈 값 Rm x α(VDA 238-100에 따른 인장 강도 x 굴곡 각도)를 갖는,
    강 스트립.
  33. 제 20 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 있어서,
    천공된 인장 및 굴곡 빔 시험에 대해 SEP 1970의 필요조건을 만족시키는 6 개월 이상 동안 지연 파괴(delayed fracture)가 없는 상태를 갖는,
    강 스트립.
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