KR20170126512A

KR20170126512A - 높은 기계적 강도와 연성 특징을 가지는 이중 소둔된 강판, 이러한 판들의 제조 방법 및 용도

Info

Publication number: KR20170126512A
Application number: KR1020177032225A
Authority: KR
Inventors: 아르템 아를라자로프; 장-크리스토쁘 엘; 프레드리끄 께제
Original assignee: 아르셀러미탈
Priority date: 2014-05-20
Filing date: 2015-05-07
Publication date: 2017-11-17
Also published as: JP6433512B2; WO2015177615A1; ES2692848T3; PL3146083T3; KR20170002652A; RU2016149784A3; RU2667947C2; KR101846116B1; TR201815496T4; MX2016014990A; MA39417A1; KR101987572B1; CN106604999A; WO2015177582A1; HUE039794T2; MA39417B1; CA2949855C; US20170101695A1; BR112016026883B1; US10995386B2

Abstract

본 발명은 이중 소둔된 강판에 관한 것으로, 상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로, 0.20% ≤ C ≤ 0.40%, 0.8% ≤ Mn ≤ 1.4%, 1.60% ≤ Si ≤ 3.00%, 0.015% ≤ Nb ≤ 0.150%, Al ≤ 0.1%, Cr ≤ 1.0%, S ≤ 0.006%, P ≤ 0.030%, Ti ≤ 0.05%, V ≤ 0.05%, B ≤ 0.003%, N ≤ 0.01% 를 포함하고, 상기 조성의 나머지는 철 및 제조로부터 기인한 불가피한 불순물들로 구성되고, 미세조직은, 표면적 비율로, 10% ~ 30% 의 잔류 오스테나이트, 30% ~ 60% 의 소둔된 마텐자이트, 5% ~ 30% 의 베이나이트, 10% ~ 30% 의 새로운 마텐자이트 및 10% 미만의 페라이트로 구성된다. 본 발명은 또한 그 제조 방법 및 이러한 판의 용도에 관한 것이다.

Description

높은 기계적 강도와 연성 특징을 가지는 이중 소둔된 강판, 이러한 판들의 제조 방법 및 용도{DOUBLE-ANNEALED STEEL SHEET HAVING HIGH MECHANICAL STRENGTH AND DUCTILITY CHARACTERISTICS, METHOD OF MANUFACTURE AND USE OF SUCH SHEETS}

본 발명은, 냉간 성형 작동을 실시하는 것을 가능하게 하는 기계적 강도와 연성을 동시에 가지는 이중 소둔된, 고강도 강판들의 제조에 관한 것이다. 보다 특히, 본 발명은 980 ㎫ 이상의 기계적 강도, 650 ㎫ 이상의 항복 응력, 15% 이상의 균일 연신율, 및 20% 이상의 파괴 연신율을 가지는 강들에 관한 것이다.

더욱더 엄격해지는 자동차 안전 요건과 상승하는 연료 가격과 함께 온실 가스 배출 감소에 대한 강력한 요구는, 모터 구동 육상 차량들의 생산자들에게, 구조물들의 기계적 강도 성능을 유지하면서 부품들의 두께와 따라서 차량들의 중량을 감소시키도록 차체에 개선된 기계적 강도를 제공하는 강들의 사용 증가를 자극하였다. 이를 위해, 균열이 나타나지 않으면서 높은 강도와 성형을 위한 충분한 성형성을 조합한 강들이 더욱더 중요해지고 있다. 시간이 흐르면서 계속해서, 다양한 레벨들의 기계적 강도를 제공하는 많은 족들의 강들이 따라서 제안되었다. 이 족들은 DP (2 상) 강들, TRIP (변태 유기 소성) 강들, 다상 강들 및 심지어 저밀도 강들 (FeAl) 을 포함한다.

더욱더 가벼운 중량의 차량들에 대한 이런 수요에 대응하도록, 따라서 작은 두께를 보상하도록 더욱더 강한 강들을 가질 필요가 있다. 탄소 강들의 분야에서, 하지만, 기계적 강도 증가는 일반적으로 연성 손실을 수반한다는 것이 공지되어 있다. 게다가, 모터 육상 차량들의 생산자들은 높은 레벨들의 연성을 발휘하는 강들을 요구하는 더욱더 복잡한 부품들을 설계하고 있다.

EP1365037A1 은, 중량 퍼센트로 다음 화학 성분들: C: 0.06 ~ 0.25%, Si + Al: 0.5 ~ 3%, Mn: 0.5 ~ 3%, P: 0.15 이하, S: 0.02% 이하를 함유하고, 또한 선택적으로 중량 퍼센트로 다음 성분들 중 적어도 하나: Mo: 1% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cu: 0.5% 이하, Cr: 1% 이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 적어도 0.1%, Ca: 0.003% 이하 및/또는 REM: 0.003% 이하를 함유하고, 면적 퍼센트로 50% 이상을 나타내는 템퍼링된 마텐자이트 또는 템퍼링된 베이나이트, 또는 전체 조직에 대한 공간 인자에 대해 15% 이상을 나타내는 템퍼링된 마텐자이트 또는 템퍼링된 베이나이트로 주로 이루어진 미세조직과 조합되고, 또한 페라이트, 템퍼링된 마텐자이트 또는 템퍼링된 베이나이트, 및 면적 퍼센트로 3% ~ 30% 를 나타내는 템퍼링된 오스테나이트를 포함하고 또한 선택적으로 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트는 0.8% 이상의 농도 C (C 감마 R) 를 가지는, 제 2 상 조직을 포함하는, 강을 설명한다. 상기 특허 출원은, 예를 들어 자동차 산업에서 사용된 판들의 두께와 따라서 중량을 크게 감소시키는데 필요한 충분히 높은 강도 레벨들을 달성할 수 없다.

게다가, US20110198002A1 은, 1200 ㎫ 보다 큰 기계적 강도, 13% 보다 큰 연신율, 및 50% 보다 큰 구멍 확장비를 갖는 고강도의 핫 디프 코팅 (hot dip coat) 된 강 뿐만 아니라 다음 화학 조성: 0.05 ~ 0.5% 탄소, 0.01 ~ 2.5% 규소, 0.5 ~ 3.5% 망간, 0.003 ~ 0.100% 인, 최대 0.02% 황, 및 0.010 ~ 0.5% 알루미늄, 불순물들로 구성된 잔부로 시작해, 상기 강을 제조하기 위한 방법을 설명한다. 상기 강의 미세조직은, 면적 퍼센트 면에서, 0 ~ 10% 페라이트, 0 ~ 10% 마텐자이트, 및 60 ~ 95% 템퍼링된 마텐자이트를 포함하고, X 선 회절에 의해 결정된 비율로 5 ~ 20% 잔류 오스테나이트를 함유한다. 그럼에도 불구하고, 본 발명에 따른 강들에 의해 달성된 연성 레벨들은 낮고, 이것은 상기 출원에 포함된 정보를 기반으로 획득된 제품으로 시작해 부품을 셰이핑하는데 악영향을 미친다.

끝으로, "양호한 경화능을 갖는 신개발 고강도 저합금 TRIP 지원 강들의 피로 강도" 라는 명칭의 공개는 자동차 용도에 대해 다음 조성: 0.4% C, 1.5% Si, 1.5% Mn, 0 ~ 1.0% Cr, 0 ~ 0.2% Mo, 0.05% Nb, 0 ~ 18 ppm B 를 가지는 강의 연구를 제공한다. 이 강은 종래의 강들의 피로 강도를 초과하는 매우 양호한 피로 강도를 보여준다. 이 성질은 B, Cr 및 Mo 를 첨가함으로써 더욱더 향상된다. 이 강의 미세조직은, 오스테나이트로부터 변태 중 마텐자이트의 형성 및 소성 응력 경감 때문에 예비 균열과 그것의 전파를 방지하는 높은 레벨의 준안정 잔류 오스테나이트와 TRIP 효과를 갖는다. 이 논문은, 개시된 화학 조성들 뿐만 아니라 제조 방법들이 산업 생산에 적합하지 않을 뿐만 아니라 코팅성 문제점들을 유발할지라도, 우수한 강도-연성 절충물을 제공하는 강들의 제조 방법을 개시한다.

본 발명의 목적은 전술한 문제점들을 해결하는 것이다. 그것은, 980 ㎫ 이상의 기계적 강도, 15% 이상의 균일 연신율과 함께 650 ㎫ 이상의 탄성 한계, 20% 이상의 파괴 연신율을 가지는 냉간 압연 강 뿐만 아니라 그것의 제조 방법을 이용가능하게 한다. 본 발명은 또한 안정적으로 제조될 수 있는 강을 이용가능하게 한다.

이를 위해, 본 발명의 목적은 강판으로서, 상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로 표현될 때, 0.20% ≤ C ≤ 0.40%, 바람직하게 0.22% ≤ C 0.332%, 0.8% ≤ Mn ≤ 1.4%, 바람직하게 1.0% ≤ Mn ≤ 1.4%, 1.60% ≤ Si ≤ 3.00%, 바람직하게 1.8% ≤ Si ≤ 2.5%, 0.015 ≤ Nb ≤ 0.150%, 바람직하게 0.020 ≤ Nb ≤ 0.13%, 0 % < Al ≤ 0.1%, 0 % < Cr ≤ 1.0%, 바람직하게 0 % < Cr ≤ 0.5%, 0 % < S ≤ 0.006%, 0 % < P ≤ 0.030%, 0 % < Ti ≤ 0.05%, 0 % < V ≤ 0.05%, 0 % < Mo < 0.03%, 0 % < B ≤ 0.003%, 0 % < N ≤ 0.01% 를 포함하고, 상기 조성의 잔부는 철 및 프로세싱으로부터 기인한 불가피한 불순물들로 이루어지고, 미세조직은, 면적 퍼센트로, 10 ~ 30% 의 잔류 오스테나이트, 30 ~ 60% 의 소둔된 마텐자이트, 5 ~ 30% 의 베이나이트, 10 ~ 30% 의 새로운 마텐자이트 및 10% 미만의 페라이트로 이루어진다.

바람직하게, 본 발명에 따른 강판은 아연 또는 아연 합금 코팅 또는 알루미늄 또는 알루미늄 합금 코팅을 포함한다. 이 코팅들은 철로 합금화되거나 합금화되지 않을 수도 있고, 아연 도금 판 (GI/GA) 으로 지칭된다.

이상적으로, 본 발명에 따른 판들은, 그것의 기계적 강도가 980 ㎫ 이상이고, 항복 응력이 650 ㎫ 이상이고, 균일 연신율은 15% 이상이고 파괴 연신율은 20% 이상이도록 기계적 거동을 보여준다.

본 발명의 부가적 목적은 순차적으로 다음 단계들을 포함하는, 냉간 압연, 이중 소둔되고 선택적으로 코팅된 강판의 제조 방법이다:

- 본 발명에 따른 조성을 가지는 강이 획득되는 단계,

- 상기 강이 반제품으로 주조되는 단계, 그 후

- 상기 반제품이 재가열된 반제품을 획득하도록 1100 ℃ ~ 1280 ℃ 의 온도 (T_rech) 로 되는 단계, 그 후

- 상기 재가열 반제품이 열간 압연되는 단계로서, 열간 압연 종료 온도 (T_fl) 는 열간 압연 판을 획득하도록 900 ℃ 이상인, 상기 재가열 반제품이 열간 압연되는 단계, 그 후

- 상기 열간 압연 판이 권취된 열간 압연 판을 획득하도록 400 ~ 600 ℃ 의 온도 (T_bob) 에서 권취되는 단계, 그 후

- 상기 권취된 열간 압연 판이 주위 온도로 냉각되는 단계, 그 후

- 상기 권취된 열간 압연 판이 권출 및 산세되는 단계, 그 후

- 상기 열간 압연 판이 냉간 압연 판을 획득하도록 30 ~ 80% 의 압하율로 냉간 압연되는 단계, 그 후,

- 상기 냉간 압연 판이 첫 번째로 2 ~ 50 ℃/s 의 속도 (V_C1) 에서, 함량을 중량 퍼센트로 표현했을 때, TS1 = 910.7 - 431.4*C - 45.6*Mn + 54.4*Si - 13.5*Cr + 52.2*Nb 의 온도와 950 ℃ 사이의 온도 (T_soaking1) 로 30 ~ 200 초의 기간 (t_soaking1) 동안 가열함으로써 소둔되는 단계, 그 후

- 상기 판이 30 ℃/s 이상의 속도에서 주위 온도로 냉각함으로써 냉각되는 단계, 그 후,

- 상기 판이 두 번재로 2 ~ 50 ℃/s 의 속도 (V_C2) 에서, Ac1 과 TS = 906.5 - 440.6*C - 44.5*Mn + 49.2*Si - 12.4*Cr + 55.9*Nb 사이의 온도 (T_soaking2) 로, 30 ~ 200 초의 기간 (t_soaking2) 동안 가열함으로써 소둔되는 단계, 그 후,

- 상기 판이 30 ℃/s 이상의 속도에서 420 ℃ ~ 480 ℃ 의 냉각 종료 온도 (T_OA) 로 냉각함으로써 냉각되는 단계, 그 후,

- 상기 판이 5 ~ 120 초의 기간 (t_OA) 동안 420 ℃ ~ 480 ℃ 의 온도 범위에서 유지되는 단계, 그 후,

- 선택적으로, 판을 주위 온도로 냉각하기 전 상기 판에 코팅이 적용되는 단계.

바람직한 일 실시형태에서, 판이 가열된 후 5 ~ 24 시간의 기간 동안 400 ℃ ~ 700 ℃ 의 온도에서 유지되도록 냉간 압연 전 상기 권취된 열간 압연 판의 기본 소둔이 수행된다.

바람직하게, 판은 5 ~ 120 초 동안 420 ~ 480 ℃ 의 냉각 종료 온도 (T_OA) 로 등온선상으로 유지된다.

바람직하게, 그 후 이중 소둔된, 냉간 압연 판은 코팅의 성막 전 0.1 ~ 3% 의 냉간 압연율로 냉간 압연된다.

바람직한 일 실시형태에서, 이중 소둔된 판은 끝으로 10 h ~ 48 h 의 유지 시간 (t_base) 동안 150 ℃ ~ 190 ℃ 의 유지 온도 (T_base) 로 가열된다.

바람직하게, T_OA 에서 유지 종반에, 상기 판은 다음 원소들, Al, Zn, Al 합금 또는 Zn 합금 중 하나의 액체 욕에서 핫 디프 코팅된다.

본 발명에 따른 방법에 의해 제조되거나 본 발명에 따른 이중 소둔 및 코팅된 냉간 압연 판은 모터 육상 차량들을 위한 부품들의 제조에 사용된다.

본 발명의 다른 특징들과 장점들은 하기 설명에서 분명하게 될 것이다.

본 발명에 따르면, 탄소 함량은 중량으로 0.20 ~ 0.40% 이다. 본 발명의 탄소 함량이 0.20 중량% 미만이면, 기계적 강도가 불충분해지고 잔류 오스테나이트 분율이 여전히 불충분하고 15% 보다 높은 균일 연신율을 달성하기에 충분히 안정적이지 않다. 0.40% 를 초과하면, 저항 용접의 경우에 열 영향 구역 (HAZ) 또는 용융 구역에서 낮은 인성의 미세조직들이 형성되기 때문에 용접성이 더욱더 감소된다. 바람직한 일 실시형태에서, 탄소 함량은 0.22 ~ 0.32% 이다. 이 범위 내에서, 용접성은 만족스럽고, 오스테나이트의 안정화는 최적화되고 새로운 마텐자이트의 분율은 본 발명에 의해 지정된 범위 내에 있다.

본 발명에 따르면, 망간 함량은 0.8 ~ 1.4% 이다. 망간은 치환형 고용체에 의해 경화하는 원소이다. 망간은 오스테나이트를 안정화시키고 변태 온도 (Ac3) 를 낮춘다. 따라서, 망간은 기계적 강도 증가에 기여한다. 본 발명에 따르면, 원하는 기계적 성질을 획득하는데 0.8 중량% 의 최소 함량이 필요하다. 그럼에도 불구하고, 1.4% 를 초과하면, 그것의 감마제닉 (gammagenic) 특징은 냉각 종료 온도 (TOA) 에서 유지하는 동안 발생하는 베이나이트 변태 반응속도의 감속을 유발하고 베이나이트 분율은 650 ㎫ 보다 높은 탄성 강도를 달성하기에 여전히 불충분하다. 바람직하게, 망간 함량은, 본 발명에 따른 판의 용접성에 악영향을 미치는, 베이나이트 분율을 감소시켜서 항복 응력을 감소시키거나, 용접된 합금들에서 경화능을 증가시키는 위험을 높이지 않으면서, 만족스러운 기계적 강도를 조합한, 1.0% ~ 1.4% 의 범위로 선택된다.

규소 함량은 1.6 ~ 3.0% 이어야 한다. 이 범위에서, 소둔 사이클 중, 보다 특히 베이나이트 변태 중 탄화물의 석출 속도를 크게 감속하는, 규소의 첨가에 의해 잔류 오스테나이트의 안정화가 가능하게 된다. 그것은, 탄화철에서 규소의 가용성이 매우 낮고 이 원소가 오스테나이트의 탄소 활성도를 높인다는 사실로부터 기인한다. 따라서, 계면에서 Si 거부 단계가 임의의 탄화철 형성에 선행될 것이다. 따라서, 오스테나이트의 탄소 풍부화는 이중 소둔 및 코팅된 강판에서 주위 온도에서의 안정화를 유발한다. 그 후, 예를 들어, 셰이핑에 의한 외부 응력 인가는 마텐자이트로 이 오스테나이트의 변태를 유발할 것이다. 이 변태 결과는 또한 손상에 대한 저항을 개선한다. 규소는 또한 강한 고용체 경화 원소이고 따라서 본 발명에 의해 지정된 탄성 및 기계적 강도 레벨들을 달성하는 것을 가능하게 한다. 본 발명에 의해 지정된 성질에 대해, 3.0% 보다 많은 양으로 규소를 첨가하는 것은 페라이트를 크게 촉진할 것이고 지정된 기계적 강도가 달성되지 않을 것이다. 게다가, 아연 또는 아연 합금 코팅의 비부착성과 표면 결함들을 유발하는 높은 부착성 산화물들이 형성될 것이다. 따라서, 오스테나이트에서 안정화 효과를 얻기 위해서 최소 함량은 1.6 중량% 로 설정되어야 한다. 바람직하게, 전술한 효과를 최적화하도록 규소 함량은 1.8 ~ 2.5% 일 것이다.

크롬 함량은 0% 초과 1.0% 이하로 제한되어야 한다. 이 원소는 전술한 유지 온도 T_soaking1 또는 T_soaking2 로부터 소둔 중 냉각하는 동안 사전 공석 (pro-eutectoid) 페라이트의 형성을 제어할 수 있는데 왜냐하면 다량의 이 페라이트는 본 발명에 따른 판에 필요한 기계적 강도를 감소시키기 때문이다. 이 원소는 또한 베이나이트 미세조직을 경화 및 미세화하는 것을 가능하게 한다. 하지만, 이 원소는 베이나이트 변태 반응속도를 크게 감속한다. 그럼에도 불구하고, 1.0% 보다 높은 레벨들에서, 베이나이트 분율은 650 ㎫ 보다 높은 항복 응력을 달성하기에 여전히 불충분하다.

니켈과 구리는 망간의 효과와 본질적으로 유사한 효과를 갖는다. 이 2 개의 원소들은 미량 레벨들로, 즉 각각의 원소에 대해 0.05% 로 존재하는데, 단지 그 원소들의 비용이 망간의 비용보다 훨씬 더 비싸기 때문이다.

알루미늄 함량은 0 중량% 초과 0.1 중량% 이하로 제한된다. 알루미늄은 페라이트의 형성을 촉진하는 강력한 알파제닉 (alphagenic) 원소이다. 높은 알루미늄 함량은 Ac3 지점을 상승시켜서 소둔에 요구되는 에너지 입력 면에서 산업 프로세스를 고가로 만든다. 또한, 높은 알루미늄 함량은 압연 상류에서 강의 주조 중 내화물들의 부식과 막힌 노즐들의 위험을 높이는 것으로 생각된다. 알루미늄은 또한 부정적으로 분리되고 그것은 매크로-편석들을 유발할 수 있다. 과다한 양에서, 알루미늄은 고온 연성을 감소시키고 연속 주조에서 결함들이 나타나는 위험을 증가시킨다. 주조 조건들의 철저한 제어 없이, 마이크로- 및 매크로-편석 결함들은 결국 소둔된 강판에 중심 편석을 유발한다. 이 중심 밴드는 주변 매트릭스보다 더 단단할 것이고 재료들의 성형성에 악영향을 미칠 것이다.

황 함량은 0% 초과 0.006% 미만이어야 한다. 그것을 초과하면, 변형 적합성을 감소시키는, 황화 망간으로도 불리는, MnS 와 같은 과다한 황화물 존재로 인해 연성이 감소된다.

인 함량이 0% 초과 0.030% 미만이어야 한다. 인은, 특히 결정립계들에서 분리되는 경향 또는 망간과 공편석 경향 때문에, 고용체에서 경화되지만 점 용접 및 고온 연성에 대한 적합성을 크게 감소시키는 원소이다. 이런 이유들 때문에, 인의 함량은 점 용접을 위한 알맞은 적합성을 달성하도록 0.030% 로 제한되어야 한다.

니오븀 함량은 0.015 ~ 0.150% 이어야 한다. 니오븀은 탄소 및/또는 질소로 경화되는 석출물들을 형성하는 특별한 성질을 가지는 마이크로-합금 원소이다. 열간 압연 작동시 이미 존재하고 있는 이 석출물들은 소둔 중 재결정화를 지연하고 따라서 미세조직을 미세화하며, 이것은 재료의 경화에 기여할 수 있도록 허용한다. 그것은 또한 조직들에 대한 미세화 효과에 의해 연신 성능을 감소시키지 않으면서 고온 소둔을 가능하게 함으로써 제품의 연신 성질을 개선하는 것을 가능하게 한다. 그럼에도 불구하고, 지나치게 높은 열간 압연력을 회피하기 위해서 니오븀 함량은 0.150% 로 제한되어야 한다. 게다가, 0.150% 를 초과하면, 니오븀의 긍정적인 효과들에 대해, 특히 미세조직의 미세화에 의한 경화 효과에 대해 포화 효과가 달성된다. 한편, 니오븀 함량은 0.015% 이상이어야 하고, 이것은 페라이트가 존재하고 이러한 경화가 바람직할 때 페라이트를 경화시킬 수 있을 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트의 더 큰 안정화를 위해 충분한 미세화를 가질 수 있고, 또한 본 발명에 의해 지정된 바와 같은 균일 연신율을 보장할 수 있고, Nb 함량은 전술한 효과들을 최적화하도록 바람직하게 0.020 ~ 0.13 이다.

티타늄 및 바나듐과 같은 다른 마이크로 합금 원소들은 0% 초과이고 0.05% 의 최대 레벨로 제한되는데 왜냐하면 이 원소들은 제품의 연성을 보다 강하게 감소시키는 특정한 특징을 가지지만 니오븀과 동일한 이점들을 가지기 때문이다.

질소 함량은 재료의 노화 현상들을 방지하고 응고 중 질화 알루미늄 (AlN) 의 석출 및 따라서 반제품의 취화를 최소화하도록 0% 초과 0.01% 이하로 제한된다.

붕소 및 몰리브덴은 불순물들의 레벨, 즉 개별적으로 붕소에 대해 0 초과 0.003 미만 및 몰리브덴에 대해 0 초과 0.003 미만의 레벨들로 존재한다.

조성의 잔부는 철 및 프로세싱으로부터 기인한 불가피한 불순물들로 구성된다.

본 발명에 따르면, 제 1 소둔 후 강의 미세조직은, 면적 퍼센트로, 10% 미만의 다각형 페라이트를 함유해야 하고, 미세조직의 잔부는 새로운 또는 템퍼링된 마텐자이트로 구성된다. 다각형 페라이트 함량은 10% 보다 크다면, 제 2 소둔 후 강의 기계적 강도 및 항복 응력은 각각 980 ㎫ 및 650 ㎫ 미만일 것이다. 게다가, 제 1 소둔 종반에 10% 보다 많은 다각형 페라이트 함량은 제 2 소둔 종반에 10% 보다 많은 다각형 페라이트 함량을 유발할 것이고, 이것은 본 발명의 사양에 대해 너무 낮은 항복 응력과 기계적 강도를 유발할 것이다.

제 2 소둔 후 강의 미세조직은, 면적 퍼센트로, 10 ~ 30% 의 잔류 오스테나이트를 함유해야 한다. 잔류 오스테나이트 함량이 10% 미만이라면, 균일 연신율은 15% 미만인데, 왜냐하면 잔류 오스테나이트가 너무 안정적이어서 강의 가공 경화에 상당한 증가를 이끄는 기계적 응력 하에 마텐자이트로 변태될 수 없어서, 균일 연신율의 증가로 바꾸는 네킹 (necking) 의 발생을 실질적으로 지연시키기 때문이다. 잔류 오스테나이트 함량이 30% 보다 높다면, 잔류 오스테나이트는 불안정한데, 왜냐하면 그것은 제 2 소둔 중 탄소를 불충분하게 풍부화시키고 냉각 종료 온도 (T_OA) 에서 유지 및 제 2 소둔 후 강의 연성이 감소될 것이고, 이것은 15% 미만의 균일 연신율 및/또는 20% 미만의 전체 연신율을 유발할 것이기 때문이다.

게다가, 본 발명에 따른 강은, 제 2 소둔 후, 면적 퍼센트로, 30 ~ 60% 의 소둔된 마텐자이트를 함유해야 하고, 이것은 제 2 소둔 중 소둔된, 제 1 소둔으로부터 유발되는 마텐자이트이고 보다 작은 양의 결정학적 결함들에 의해 새로운 마텐자이트와 구별되고, 격자에서 탄화물들의 부재에 의해 템퍼링된 마텐자이트와 구별된다. 소둔된 마텐자이트 함량이 30% 미만이면, 강의 연성은 너무 낮은데 왜냐하면 불충분하게 탄소가 풍부화되고 새로운 마텐자이트의 레벨이 너무 높고, 이는 15% 미만의 균일 연신율을 이끌기 때문에 잔류 오스테나이트 함량이 너무 낮기 때문이다. 소둔된 마텐자이트 함량이 60% 보다 높다면, 강의 연성은 너무 낮은데 왜냐하면 잔류 오스테나이트가 너무 안정적이고 기계적 응력의 영향 하에 마텐자이트로 변태될 수 없기 때문이고, 그 결과 본 발명에 따른 강의 연성을 감소시킬 것이고 15% 미만의 균일 연신율 및/또는 20% 미만의 전체 연신율을 유발할 것이다.

여전히 본 발명에 따르면, 제 2 소둔 후 강의 미세조직은, 면적 퍼센트로, 5 ~ 30% 의 베이나이트를 함유해야 한다. 미세조직에서 베이나이트의 존재는, 잔류 오스테나이트의 탄소 풍부화를 위한 역할에 의해 정당화된다. 베이나이트 변태 중, 다량의 규소의 존재로 인해, 탄소는 베이나이트에서 오스테나이트로 재분배되고, 그 결과 주위 온도에서 오스테나이트를 안정화시킨다. 베이나이트 함량이 5% 미만이라면, 잔류 오스테나이트는 탄소가 충분히 풍부화되지 않을 것이고 충분히 안정적이지 않을 것이고, 이것은 새로운 마텐자이트의 존재를 촉진할 것이고, 이것은 연성의 상당한 감소를 유발할 것이다. 균일 연신율은 그러면 15% 미만일 것이다. 베이나이트 함량이 30% 보다 크다면, 그것은 기계적 응력의 영향 하에 마텐자이트로 변태될 수 없는 지나치게 안정적인 잔류 오스테나이트를 이끌 것이고, 그 결과 15% 미만의 균일 연신율 및/또는 20% 미만의 전체 연신율이 될 것이다.

끝으로, 본 발명에 따른 강은, 제 2 소둔 후, 면적 퍼센트로, 10 ~ 30% 의 새로운 마텐자이트를 함유해야 한다. 새로운 마텐자이트의 함량이 10% 미만이라면, 강의 기계적 강도는 980 ㎫ 미만일 것이다. 그것이 30% 보다 많다면, 잔류 오스테나이트 함량은 너무 낮을 것이고, 강은 충분히 연성이 아닐 것이고 균일 연신율은 15% 미만일 것이다.

본 발명에 따른 판은 임의의 적합한 방법에 의해 제조될 수 있다.

제 1 단계는 본 발명에 따른 조성을 가지는 강을 제조하는 것이다. 그 후, 반제품이 이 강으로부터 주조된다. 강은 잉곳들로 또는 슬래브들의 형태로 연속적으로 주조될 수 있다.

재가열 온도는 1100 ~ 1280 ℃ 이어야 한다. 주조된 반제품들은, 강이 압연 중 겪게 되는 높은 변형에 유리한 온도를 모든 지점에서 달성하기 위해서 재가열 반제품을 획득하도록 1100 ℃ 보다 높은 온도 (T_rech) 로 되어야 한다. 이 온도 범위는 또한 오스테나이트 범위에 있도록 하고 주조로부터 유발되는 석출물들의 완전한 용해를 보장하도록 할 수 있다. 그럼에도 불구하고, 온도 (T_rech) 가 1280 ℃ 보다 높다면, 오스테나이트 입자들은 바람직하지 못하게 성장하고 더 조대한 최종 조직을 이끌고 액체 산화물의 존재와 관련된 표면 결함들의 위험이 증가된다. 물론, 또한, 슬래브를 재가열하지 않으면서 즉시 주조 후 강을 열간 압연할 수 있다.

그 후, 강의 조직이 완전히 오스테나이트인 온도 범위에서 반제품은 열간 압연된다. 압연 종료 온도 (T_fl) 가 900 ℃ 미만이라면, 압연력은 매우 높고 다량의 에너지를 요구할 수 있거나 심지어 압연 밀을 파괴할 수 있다. 바람직하게, 950 ℃ 보다 높은 압연 종료 온도는, 압연이 오스테나이트 범위에서 일어나도록 보장하여서 압연력을 제한하도록 준수될 것이다.

그 후, 열간 압연 제품은 400 ~ 600 ℃ 의 온도 (T_bob) 에서 권취될 것이다. 이 온도 범위는, 냉각 후 마텐자이트 분율을 최소화하도록 저속 냉각이 뒤따르는 권취와 연관된 유사 등온 유지 중 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트 변태를 획득할 수 있도록 한다. 600 ℃ 보다 높은 권취 온도는 바람직하지 못한 표면 산화물들의 형성을 이끈다. 권취 온도가 너무 낮을 때, 400 ℃ 미만일 때, 냉각 후 제품의 경도가 증가되고, 이것은 후속 냉간 압연 중 요구되는 힘을 증가시킨다.

그 후, 열간 압연 제품은 자체 공지된 방법에 따라 필요하다면 산세된다.

선택적으로, 권취된 열간 압연 판의 중간 상소둔 (batch annealing) 이 T_RB1 과 T_RB2 사이에서 실시될 것이고 여기에서 5 ~ 24 시간의 기간 동안 T_RB1 = 400 ℃ 이고 T_RB2 = 700 ℃ 이다. 이 열 처리는 열간 압연 판의 모든 지점에서 1000 ㎫ 미만의 기계적 강도를 가지도록 할 수 있어서, 판의 중심과 가장자리들 사이 경도 차이를 최소화한다. 이것은 형성된 조직을 연화시킴으로써 다음 냉간 압연 단계를 크게 용이하게 한다.

그 후, 냉간 압연은 바람직하게 30 ~ 80% 의 압하 범위로 수행된다.

그 후, 냉간 압연 제품의 제 1 소둔은, 초당 2 ~ 50 ℃ 의 평균 가열 속도 (V_C) 로, 바람직하게 연속 소둔 라인에서 실시된다. 소둔 온도 (T_soaking1) 에 대해, 이 가열 속도 범위는 조직의 재결정화 및 충분한 미세화를 획득하는 것을 가능하게 한다. 초당 2 ℃ 미만에서, 표면 탈탄 위험은 크게 증가시킨다. 초당 50 ℃ 이상에서, 미량의 비재결정화 및 불용성 탄화물들이 적심 중 나타날 것이고, 그 결과 잔류 오스테나이트 분율을 감소시킬 것이고 연성에 대한 바람직하지 못한 영향을 미칠 것이다.

가열은 온도 (TS1) 와 950 ℃ 사이에서 소둔 온도 (T_soaking1) 로 실시되고, 여기에서 TS1 = 910.7-431.4*C -45.6*Mn + 54.4*Si - 13.5*Cr + 52.2*Nb 이고 온도의 단위는 ℃ 이고 화학 조성의 단위는 중량 퍼센트이고, T_soaking1 이 TS1 미만일 때, 다각형 페라이트의 존재는 10% 초과시, 따라서 본 발명의 지정된 범위 너머에서 촉진된다. 반대로, T_soaking1 이 950 ℃ 보다 높다면, 오스테나이트 입도들은 크게 증가하고, 이것은 최종 미세조직의 미세화와 따라서 650 ㎫ 미만인 탄성 한계의 레벨들에 대해 바람직하지 못한 영향을 미친다.

온도 (T_soaking1) 에서 30 ~ 200 초의 유지 시간 (t_soaking1) 은 이전에 형성된 탄화물들의 용해, 특히 오스테나이트로 충분한 변태를 가능하게 한다. 30 초 미만에서, 탄화물들의 용해는 불충분할 것이다. 게다가, 200 초보다 긴 유지 시간은 연속 소둔 라인들의 생산성 요건, 특히 코일의 전진 속도와 일치시키는 것이 어렵다. 게다가, 650 ㎫ 미만의 탄성 한계를 가지게 되는 동일한 위험과, 950 ℃ 보다 높은 T_soaking1 의 경우에서처럼 오스테나이트 입자를 조대화하는 동일한 위험이 나타난다. 따라서, 유지 시간 (t_soaking1) 은 30 ~ 200 초이다.

제 1 소둔 유지 종반에, 판은 주위 온도로 냉각되고, 냉각 속도 (V_ref1) 는 페라이트의 형성을 방지하기에 충분히 빠르다. 이 목적으로, 이 냉각 속도는 초당 30 ℃ 보다 크고, 이것은 10% 미만의 페라이트를 갖는 미세조직을 획득하는 것을 가능하게 하고, 잔부는 마텐자이트이다. 바람직하게, 제 1 소둔 종반에 전부 마텐자이트인 미세조직이 바람직할 것이다.

그 후, 이미 한 번 소둔된 냉간 압연 제품의 제 2 소둔은, 바람직하게, 표면 탈탄의 위험을 회피하도록 초당 2 ℃ 보다 높은 평균 가열 속도 (V_C) 로 연속 아연 도금 소둔 라인에서 수행된다. 바람직하게, 평균 가열 속도는 유지하는 동안 불용성 탄화물의 존재를 방지하도록 초당 50 ℃ 미만이어야 하고, 이것은 잔류 오스테나이트 분율을 감소시키는 영향을 미칠 것이다.

강은 온도 Ac1 = 728 - 23.3*C - 40.5*Mn + 26.9*Si + 3.3*Cr + 13.8*Nb 와 TS2 = 906.5 - 440.6*C - 44.5*Mn + 49.2*Si - 12.4*Cr + 55.9*Nb 사이의 소둔 온도 (T_soaking2) 로 가열되고, 여기에서 온도의 단위는 ℃ 이고 화학 조성의 단위는 중량 퍼센트이다. T_soaking2 가 Ac1 미만일 때, 제 1 소둔으로부터 유발된 마텐자이트의 템퍼링만 일어나기 때문에 본 발명에 의해 지정된 미세조직을 획득할 수 없다. T_soaking2 가 TS2 보다 높을 때, 소둔된 마텐자이트 함량은 30% 미만일 것이고, 이것은 다량의 새로운 마텐자이트의 존재를 촉진시키고, 이것은 제품의 연성을 심하게 저하시킨다.

온도 (T_soaking2) 에서 30 ~ 200 초의 유지 시간 (t_soaking2) 은 이전에 형성된 탄화물들의 용해, 특히 오스테나이트로 충분한 변태를 가능하게 한다. 30 초 미만에서, 탄화물들의 용해는 불충분할 수 있다. 게다가, 200 초보다 긴 유지 시간은 연속 소둔 라인들의 생산성 요건들, 특히 코일의 전진 속도와 일치시키는 것이 어렵다. 게다가, 650 ㎫ 미만의 탄성 한계를 가지게 되는 동일한 위험과, t_soaking1 의 경우에서처럼 오스테나이트 입자를 조대화하는 동일한 위험이 200 초 초과시 나타날 것이다. 따라서, 유지 시간 (t_soaking2) 은 30 ~ 200 초이다.

제 2 소둔에서 유지 종반에, 판은 T_OA1=420 ℃ 와 T_OA2=480 ℃ 사이의 냉각 종료 온도 (T_OA) 에 도달할 때까지 냉각되고, 냉각 속도 (V_ref2) 는 매우 많은 페라이트의 형성, 즉 10% 보다 많은 함량을 방지하기에 충분히 빠르고, 이 목적으로, 상기 냉각 속도는 초당 20 ℃ 보다 빠르다.

냉각 종료 온도는 T_OA1 = 420 ℃ 와 T_OA2 = 480 ℃ 사이에 있어야 한다. 420 ℃ 미만에서, 형성된 베이나이트는 경질일 것이고, 이것은 연성에 악영향을 미치는 위험이 있고, 이는 균일 연신율에 대해 15% 미만일 수 있다. 게다가, 판이 아연 욕을 통과하여 이동해야 한다면 이 온도는 너무 낮고, 온도는 일반적으로 460 ℃ 이고 욕의 연속 냉각을 유발할 것이다. 온도 (T_OA) 가 480 ℃ 를 초과한다면, 탄화철, 오스테나이트를 안정화시키는 이용가능한 탄소를 감소시키는 침탄 상을 석출할 위험이 있다. 더욱이, 핫 디프 아연 도금의 경우에, 온도가 너무 높다면, 즉, 480 ℃ 보다 높다면 욕과 강 사이 반응 제어를 상실하지 않으면서 액체 Zn 을 증발시킬 위험이 있다.

온도 범위 T_OA1 (℃) 내지 T_OA2 (℃) 에서 유지 시간 (t_OA) 은 베이나이트 변태와 따라서 이 오스테나이트의 탄소 풍부화에 의한 오스테나이트의 안정화를 허용하도록 5 ~ 120 초이어야 한다. 유지 시간은 또한 본 발명에 따른 베이나이트 함량을 보장하도록 5 초보다 길어야 하고 그렇지 않으면 탄성 한계는 650 ㎫ 미만으로 떨어질 것이다. 유지 시간은 또한 본 발명에 지정된 대로 베이나이트 함량을 30% 로 제한하도록 120 초 미만이어야 하고 그렇지 않으면 잔류 오스테나이트 함량은 10% 미만이어야 하고 강의 연성은 너무 낮을 것이고, 이것은 15% 미만의 균일 연신율 및/또는 20% 미만의 전체 연신율로 나타날 것이다.

T_OA1 (℃) 와 T_OA2 (℃) 사이에서 이런 유지 종반에, 이중 소둔된 판은 주위 온도로 냉각하기 전 핫 디프 코팅에 의한 아연 또는 아연 합금 성막물로 코팅된다 (Zn 이 중량 퍼센트로 대부분의 원소를 나타냄). 바람직하게, 아연 또는 아연 합금 코팅은 베어 (bare) 소둔 판에서 본질적으로 공지된 임의의 전해 또는 물리 화학 방법에 의해 적용될 수 있다. 알루미늄 또는 알루미늄 합금 (Al 이 중량 퍼센트로 대부분의 원소를 나타냄) 의 베이스 코팅은 또한 핫 디프 코팅에 의해 성막될 수 있다.

바람직하게, 냉간 압연되고, 이중 소둔된 코팅 판에서 후 상소둔 열 처리는 그 후 항복 응력 및 벤딩성을 개선하도록 10 ~ 48 시간의 유지 시간 (t_base) 동안 150 ℃ ~ 190 ℃ 의 유지 온도 (T_base) 에서 수행된다. 이 처리는 후 상소둔으로 불린다.

본 발명은 비제한적인 실시예들을 기반으로 이하 설명된다.

실시예들

중량 퍼센트로 표현된, 하기 표에 제공된 조성을 가지는 강들이 제조되었다. 표 1 은 실시예들에서 판들의 제조에 사용된 강의 화학 조성을 나타낸다.

표 1 에서 참조예들 D 및 E 는, 본 발명에 의해 지정된 바와 다른 조성을 갖는 강들을 식별한다. 본 발명에 따르지 않은 함량은 밑줄을 친다.

특히 참조예들 D 및 E 는, 석출물 경화 부재로 인해 최종 판의 항복 응력 및 기계적 강도를 제한하는, 니오븀을 조성이 함유하기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목할 것이다.

또한, 규소 함량이 지정된 범위 밖에 있기 때문에 참조예들 D 및 E 는 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목할 것이다. 3.00% 보다 많은 규소 함량은 과다한 양의 페라이트를 촉진할 것이고 지정된 기계적 강도가 달성되지 않을 것이다. 1.60 중량% 미만에서, 잔류 오스테나이트의 안정화는 원하는 연성을 획득하기에 불충분할 것이다.

또한, 참조예 D 는, 탄소 함량이 지정된 함량 미만이고, 이것은 판의 최종 강도 및 연성을 제한하기 때문에, 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목할 것이다. 더욱이, 망간 함량은 너무 높고, 이것은 판에서 베이나이트의 최종 양을 제한할 것이고, 그 결과 과다한 양의 새로운 마텐자이트의 존재 때문에 판의 연성을 제한할 것이다.

상기 조성들에 대응하는 판들은 표 2 에 제공된 제조 조건들 하에 제조되었다.

이 조성들로 시작하여, 임의의 강들은 다른 소둔 조건들을 부여받았다. 1200 ℃ ~ 1250 ℃ 의 재가열, 930 ℃ ~ 990 ℃ 의 압연 종료 온도, 및 540 ℃ ~ 560 ℃ 의 권취에 대해, 열간 압연 전 조건들이 동일하였다. 열간 압연 제품들은 그 후 모두 산세된 후 50 ~ 70% 의 압하율로 즉시 냉간 압연되었다.

표 2 는 또한 다음 지정들을 가지고 냉간 압연 후 소둔된 판들의 제조 조건들을 보여준다:

- 재가열 온도: T_rech

- 압연 종료 온도: T_fl

- 권취 온도: T_BOB

- 냉간 압연 압하율

- 제 1 소둔 중 가열 속도: V_C1

- 제 1 소둔 중 유지 온도: T_soaking1

- T_soaking1에서제 1 소둔 중 유지 시간: t_soaking1

- 제 1 소둔 중 냉각 속도: V_ref1

- 제 2 소둔 중 냉각 속도: V_C2

- 제 2 소둔 중 유지 온도: T_soaking2

- T_soaking1에서 제 2 소둔 중 유지 시간: t_soaking2

- 제 2 소둔 중 냉각 속도: V_ref2

- 냉각 종료 온도 T_OA

- 온도 T_OA에서 유지 시간: t_OA

- 계산된 온도들 Ac1, TS1 및 TS2 (단위: ℃)

표 2 에서 참조예들 A5 내지 A6, B1 내지 B4, C2 내지 C5, D1 및 D2, E1 내지 E6 은, 표 1 에 나타낸 조성들을 가지는 강들을 기반으로 본 발명에 따르지 않은 조건들 하에 제조된 강을 나타낸다. 본 발명에 따르지 않은 파라미터들은 밑줄을 친다.

제 1 소둔시 유지 온도 (T_soaking1) 가 계산된 온도 (TS1) 미만이고, 이것은 제 1 소둔에서 다량의 페라이트를 촉진하여서, 제 2 소둔 후 판의 기계적 강도를 제한하기 때문에 참조예들 A5, A6, B2 내지 B4, C2 내지 C4, D1 및 D2 는 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 참조예들 E2, E3 및 E4 는, 화학 조성 및 제 2 소둔시 유지 온도 (T_soaking2) 가 계산된 온도 (TS2) 보다 높고, 이것은 제 2 소둔 후 소둔된 마텐자이트의 양을 감소시켜서, 과다한 양의 새로운 마텐자이트 때문에 판의 최종 연성을 제한하는 사실 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 참조예 B1 은, 온도 (T_OA) 가 420 ℃ ~ 480 ℃ 범위 밖에 있고, 이것은 제 2 소둔 후 잔류 오스테나이트의 양을 제한하고 따라서 판의 연성을 제한하기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 제 2 소둔의 청구항 및 본 발명에 따른 단지 단일 소둔만 판에서 실시되기 때문에 참조예 C5 가 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다. 제 1 소둔의 부족은 미세조직에서 소둔된 마텐자이트의 부재를 유발하고, 이것은 판의 최종 항복 응력 및 기계적 강도를 심하게 제한한다.

끝으로, 2 개의 참조예들 E5 및 E6 은 본 발명에 따르지 않고, 제 2 소둔시 냉각 속도 (V_Ref2) 는 초당 30 ℃ 미만이고, 이것은 냉각 중 페라이트의 형성을 촉진하고, 이것은 판의 탄성 한계 및 기계적 강도를 감소시키는 영향을 가지는 점에 주목할 것이다.

실시예들 A1 내지 A4, C1 은 본 발명에 따른 것이다.

그 후, 기계적 성질은 ISO 12.5 x 50 시험편을 사용해 측정되고 표 1 에 나타낸 화학 조성을 기반으로 재료의 단면을 취하여 마련된 미세조직들에 존재하는 각 상들의 함량이 표 2 에서 설명한 방법들을 기반으로 분석된다. 단축 인장 시험은 냉간 압연 방향에 평행한 방향으로 이런 기계적 성질을 획득하도록 수행되었다.

각각의 소둔 후 각각의 상들의 함량 및 획득된 기계적 인장 강도 성질은, 다음 약어로 아래 표 3 에 기입되었다:

- %M1: 제 1 소둔 후 마텐자이트의 면적 퍼센트

- %F1: 제 1 소둔 후 페라이트의 면적 퍼센트

- %M2: 제 2 소둔 후 마텐자이트의 면적 퍼센트

- %F2: 제 2 소둔 후 페라이트의 면적 퍼센트

- %RA: 제 2 소둔 후 잔류 오스테나이트의 면적 퍼센트

- %AM: 제 2 소둔 후 소둔된 마텐자이트의 면적 퍼센트

- %B: 제 2 소둔 후 베이나이트의 면적 퍼센트

- 항복 응력: Re

- 기계적 강도: Rm

- 균일 연신율: Al. Unif.

- 전체 연신율: Al. Total.

표 3 에서 참조예들 A5 와 A6, B1 내지 B4, C2 내지 C5, D1 및 D2, E1 내지 E6 은 표 1 에 나타낸 조성들을 가지는 강들로부터 표 2 에 설명된 조건들 하에 제조된 강들을 나타낸다. 본 발명에 따르지 않는 상들의 기계적 성질 및 분율들은 밑줄을 친다.

실시예들 A1 내지 A4 및 C1 은 본 발명에 따른 실시예들이다.

참조예들 A5, A6, D1 및 D2 는, 계산된 온도 (TS1) 보다 낮은 유지 온도 (T_soaking1) 에 기인하는, 제 2 소둔 종반에 낮은 분율의 소둔된 마텐자이트와 제 1 소둔 종반에 다량의 페라이트에 의해 설명되는, 항복 응력이 650 ㎫ 미만이기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 참조예들 B2 내지 B4 및 C2 내지 C4 는, 계산된 온도 (TS1) 미만의 유지 온도 (T_soaking1) 에 기인하는, 제 2 소둔 종반에 새로운 마텐자이트의 분율을 제한하는, 제 1 소둔 후 10% 보다 높은 페라이트의 양에 의해 설명되는, 기계적 강도가 980 ㎫ 미만이기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 참조예 B1 은, 420 ℃ 미만의 압연 종료 온도 (T_OA) 에 기인하는, 제 2 소둔 종반에 새로운 마텐자이트의 너무 적은 양에 의해 설명되는, 항복 응력이 650 ㎫ 미만이고 기계적 강도가 980 ㎫ 미만이기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

또한, 참조예들 E1 내지 E6 은, 항복 응력이 650 ㎫ 미만이고 기계적 강도가 980 ㎫ 미만이기 때문에 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다. 이 예들의 부합하지 않음은, 부적합한 화학 조성, 특히 경화 원소들 (탄소, 규소) 의 너무 낮은 레벨들 및 니오븀의 부재로 인한 석출 경화 부족의 결과이다. 이 결과는, 본 발명에 의해 알려준 방법을 준수하지 않고 획득된 상들의 양이 지정된 범위 밖에 있으므로, 참조예들 E2 내지 E6 에 대해 더욱더 뚜렷해진다.

끝으로, 참조예 C5 는, 본 발명에 의해 지정된 항복 응력 및 기계적 강도를 달성하는데 필요한 소둔된 마텐자이트의 부재를 유발하는, 본 발명에 의해 알려준 제 2 소둔의 방법에 대응하는 단지 단일 소둔만 적용되었으므로, 본 발명에 따르지 않는다는 점에 주목해야 한다.

본 발명은, 또한, 특히 합금화 열 처리가 뒤따르는 액체 아연 욕에서 핫 디프 코팅 프로세스를 사용해, 아연 또는 아연 합금의 코팅을 적용하는데 적합한 강판을 이용가능하게 한다.

본 발명은 끝으로 단 하나의 비제한적인 실시예만 인용하도록 저항 점 용접과 같은 종래의 조립 방법들에서 양호한 용접성을 발휘하는 강을 이용가능하게 한다.

본 발명에 따른 강판들은 유리하게도 모터 육상 차량들용 구조 부품들, 보강 및 안전 구성요소들, 연마 방지 또는 트랜스미션 디스크들의 제조에 사용될 수 있다.

Claims

강판으로서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
0.20% ≤ C ≤ 0.40%
0.8% ≤ Mn ≤ 1.4%
1.60% ≤ Si ≤ 3.00%
0.015 ≤ Nb ≤ 0.150%
0% < Al ≤ 0.1%
0% < Cr ≤ 1.0%
0% < S ≤ 0.006%
0% < P ≤ 0.030%
0% < Ti ≤ 0.05%
0% < V ≤ 0.05%
0% < Mo < 0.03%
0% < B ≤ 0.003%
0% < N ≤ 0.01% 를 포함하고,
상기 조성의 잔부는 철 및 프로세싱으로부터 기인한 불가피한 불순물들로 이루어지고, 미세조직은, 면적 퍼센트로, 10 ~ 30% 의 잔류 오스테나이트, 30 ~ 60% 의 소둔된 마텐자이트, 5 ~ 30% 의 베이나이트, 10 ~ 30% 의 새로운 (fresh) 마텐자이트 및 10% 미만의 페라이트로 이루어지고,
상기 강판의 기계적 강도는 980 ㎫ 이상이고, 상기 강판의 항복 응력은 650 ㎫ 이상이고, 상기 강판의 균일 연신율은 15% 이상이고 상기 강판의 파단 연신율은 20% 이상인, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
0.22% ≤ C ≤ 0.32%
를 포함하는, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
1.0% ≤ Mn ≤ 1.4%
를 포함하는, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
1.8% ≤ Si ≤ 2.5%
를 포함하는, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
Cr ≤ 0.5%
를 포함하는, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 조성은, 중량 퍼센트로,
0.020% ≤ Nb ≤ 0.13%
를 포함하는, 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
아연 또는 아연 합금의 코팅을 포함하는, 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
알루미늄 또는 알루미늄 합금의 코팅을 포함하는, 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 차량 부품들을 제조하기 위해 사용되는, 강판.