KR20180036731A - 알루미늄을 함유하는 고-강도 망간 강철, 상기 강철로부터 시트-강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 따라 제조된 시트-강철 제품 - Google Patents

알루미늄을 함유하는 고-강도 망간 강철, 상기 강철로부터 시트-강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 따라 제조된 시트-강철 제품 Download PDF

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Abstract

본 발명은 다음의 화학적 조성 (중량 % 단위)을 갖는 고-강도 알루미늄-함유 망간 강철에 관한 것이다: C: 0.01 내지 < 0.3; Mn: 4 내지 < 10; Al: > 1 내지 4; Si: 0.01 내지 1; Cr: 0.1 내지 4; Mo; 0.02 내지 1; P: < 0.1; S: < 0.1; N: < 0.3; 나머지는 불가피한 강철-관련된 원소를 갖는 철이고, 그리고 선택적으로 다음의 원소 (중량 % 단위) 중 하나 이상을 합금함: V: 0.01 내지 1; Nb: 0.01 내지 1; Ti: 0.01 내지 1; Sn: 0 내지 0.5; Cu: 0.005 내지 3; W: 0.03 내지 3; Co: 0.05 내지 3; Zr: 0.03 내지 0.5 및 Ca: 0.0005 내지 0.1. 상기 강철은 강도, 변형 및 변형 특성의 양호한 조합을 갖는다.
본 발명은 또한 상기 강철로부터 평판 강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 의해 제조된 평판 강철 제품에 관한 것이다.

Description

알루미늄을 함유하는 고-강도 망간 강철, 상기 강철로부터 시트-강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 따라 제조된 시트-강철 제품
본 발명은 고-강도, 알루미늄-함유 망간 강철, 이 강철로부터 평판 강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 의해 제조된 평판 강철 제품에 관한 것이다.
유럽 특허 출원 EP 2 383 353 A2는 고-강도, 망간-함유 강철, 이 강철로부터 형성된 평판 강철 제품 및 이 평판 강철 제품을 생산하는 방법을 개시한다. 본 강철은 다음 원소로 구성된다 (함량은 중량 퍼센트로 되고 강철 용융물에 관한 것이다): C: 0.5까지; Mn: 4 내지 12.0; Si: 최대 1.0; Al: 최대 3.0; Cr: 0.1 내지 4.0; Cu: 최대 4.0; Ni: 최대 2.0; N: 최대 0.05; P: 최대 0.05; S: 최대 0.01; 나머지는 철 및 불가피한 불순물임. 선택적으로, "V, Nb, Ti" 그룹으로부터 하나 이상의 원소가 제공되며, 여기서 이들 원소의 함량의 합은 기껏해야 0.5이다. 이 강철은 높은 함량의 망간을 함유하는 강철보다 비용-효과적인 방식으로 생산될 수 있다는 것과 동시에 파단 값에서의 높은 신장률 및 이와 관련하여 상당히 개선된 변형성을 갖는 것을 특징으로 한다고 언급된다. 상기 기술된 고-강도의 망간-함유 강철로부터 편판 강철 제품을 제조하는 방법은 하기의 작업 단계를 포함한다: - 상기 용융물을 용융 제련하는 단계, - 후속 열간 압연을 위한 출발 물질을 제조하는 단계로서, 여기서 상기 강철 용융물은 열간 압연을 위한 출발 물질로서 적어도 하나의 슬라브 또는 얇은 슬라브가 분리되는 스트링으로 주조하거나, 출발 생성물로서의 열간 압연 공정에 공급되는 주조 스트립으로 주조되는 단계, - 출발 생성물을 1150 내지 1000℃의 열간 압연 개시 온도로 출발 생성물을 열처리하는 단계, - 상기 출발 생성물을 2.5mm 이하의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하기 위해 열간 압연하는 단계로, 여기서 상기 열간 압연은 1050에서 800℃의 열간 압연 종료 온도에서 종결하는 되는 단계, - ≤ 700℃의 릴링 온도에서 코일을 형성하기 위해 상기 열간 스트립을 릴링하는 단계.
이로부터 나아가, 본 발명의 목적은 양호한 변형 특성과 지연 균열 형성 및 수소 취화에 대한 증가된 내성을 갖는 고-강도의 알루미늄-함유 망간 강철, 이 강철로부터 편판 강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 의해 제조된 평판 강철 제품을 제공하기 위한 것으로, 강철과 관련하여 강도 및 변형 특성의 우수한 조합을 제공한다.
이 목적은 청구항 1의 특징을 갖는 고-강도의 알루미늄-함유 망간 강철, 특히 상기 언급된 강철을 사용하여 청구항 12의 특징을 갖는 평판 강철 제품을 제조하는 방법 및 청구항 14에 청구된 바와 같이 이 방법에 의해 생산된 평판 강철 제품에 의해 달성된다. 본 발명의 유리한 구현예가 종속항에 기재되어 있다.
본 발명에 따르면, 다음의 화학적 조성 (중량 % 단위)을 갖는 고-강도 알루미늄-함유 망간 강철은 강도, 변형 및 변형 특성의 양호한 조합을 제공한다: C: 0.01 내지 < 0.3; Mn: 4 내지 < 10; Al: > 1 내지 4; Si: 0.01 내지 1; Cr: 0.1 내지 4; Mo; 0.02 내지 1; P: < 0.1; S: < 0.1; N: < 0.3; 나머지는 불가피한 강철-관련된 원소를 갖는 철이고, 선택적으로 다음의 원소 (중량 % 단위) 중 하나 이상을 합금함: V: 0.01 내지 1; Nb: 0.01 내지 1; Ti: 0.01 내지 1; Sn: 0 내지 0.5; Cu: 0.005 내지 3; W: 0.03 내지 3; Co: 0.05 내지 3; Zr: 0.03 내지 0.5 및 Ca: 0.0005 내지 0.1. 더욱이, 합금 원소 C, Mn, Cr, Al, Si 및 Mo를 기본으로 하는 중간 망간 함유량을 갖는 본 발명에 따른 이 망간 강철 (중간 망간 강철)의 제조는 비교적 비용면에서 효율적이다. 증가된 Al 함유량 때문에, 강철은 소량의 Al로 합금화되고 중간 망간 함량을 갖는 다른 망간 강철과 비교하여 낮은 특정한 밀도를 갖는다. 본 발명에 따른 망간 강철은 또한 지연된 균열 형성 (지연된 파단) 및 수소 취성에 대한 증가된 내성을 특징으로 한다. 이것은 수소 함정으로 작용을 하는 몰리브데늄 탄화물의 침전에 의해 달성된다.
본 발명에 따른 강철은 페라이트 및/또는 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 및 TRIP 및/또는 TWIP 효과로 구성된 다중-상 미세구조를 갖는다. 잔류 오스테나이트 함량은 5% 내지 65%이다. 잔류 오스테나이트는 높은 기계적 응력을 가했을 때 TRIP 효과에 의해 부분적으로 또는 완전히 마르텐사이트로 전환된다. TRIP 효과에 기인하여, 파단 연신, 특히 균일한 연신 및 인장 강도가 상당히 증가한다.
함유량 범위의 정의에서 용어 "내지"의 사용, 예컨대, 예를 들어. 0.01 내지 1 중량 %는 한계 값 - 본 예에서 0.01 및 1 - 이 또한 포함됨을 의미한다.
본 발명에 따른 강철은 특히 보다 고-강도 두꺼운 판, 금속 또는 비금속 코팅이 제공될 수 있는 열간 및 냉간 스트립을 제조하는데 적합하다. 특히 자동차 산업, 조선, 플랜트 설계, 인프라, 항공 우주 산업 및 가정용 기기에서 응용이 가능하다.
유익하기로는, 강철은 > 800 내지 1700 MPa의 인장 강도 Rm 및 6 내지 45%, 바람직하게는 8 내지 45%의 파단 시의 연신 A50을 갖는다. 시험편 본체 A50은 DIN 50 125에 따른 파단 시험시 연신에 대해 사용되었다.
합금 원소는 일반적으로 목표된 방식으로 특정한 특성에 영향을 주기 위해 강철에 추가된다. 합금 원소는 이에 의해 다른 강철에서 상이한 특성에 영향을 줄 수 있다. 효과와 상호 작용은 일반적으로 재료 내의 양, 존재하는 추가 합금 원소 및 용액 상태에 크게 의존한다. 상관 관계는 다양하고 복잡하다. 본 발명에 따른 합금에서의 합금 원소의 효과는 이후에보다 아주 상세히 논의될 것이다. 본 발명에 따라 사용되는 합금 원소의 긍정적 효과는 이하에서 설명될 것이다:
탄소 C: 탄화물을 형성하고, 오스테나이트를 안정화시키고 강도를 증가시기 위해 요구된다. C의 함량이 높을수록 용접 특성이 저하되고 인장 강도 및 인성 특성의 손상을 초래하여, 이 이유로 최대 함유량이 0.3 중량 % 미만으로 설정된다. 재료에 충분한 강도를 달성하기 위해, 0.01 중량 %의 최소 첨가가 요구된다.
망간 Mn: 오스테나이트를 안정화시키고, 강도 및 인성을 증가시키며, 본 발명에 따른 합금에서 변형-유도된 마르텐사이트 형성 및/또는 쌍정화를 가능하게 한다. 4 중량 % 미만의 함량은 오스테나이트를 안정화시키기에 충분하지 않고 따라서 변형 특성을 손상시키지만, 반면 10 중량 % 이상의 함량으로는 오스테나이트가 너무 많이 안정화되고 결과적으로 강도 특성, 특히 항복 강도가 감소된다. 중간 망간 함량을 갖는 본 발명에 따른 망간 강철에 대해, 4 내지 < 10 중량 %의 범위가 바람직하다.
알루미늄 Al: 1 중량 % 초과의 Al 함량은 강도 및 변형 특성을 개선시키고, 특정한 밀도를 감소시키며, 본 발명에 따른 합금의 전환 거동에 영향을 미친다. 4 중량 %를 초과하는 Al의 함량은 변형 특성을 손상시킨다. 보다 높은 Al 함량은 또한 연속 주조 공정에서의 주조 거동을 상당히 손상시킨다. 이것은 주조시 증가된 비용을 생성한다. 4 중량 % 미만에서는 Al이 탄화물의 침전을 지연시킨다. 따라서, 4 중량 %의 최대 함량 및 > 1 중량 %의 최소 함량이 설정된다.
실리콘 Si: 탄소의 확산을 방해하고, 특정한 밀도를 감소시키며, 강도 및 변형 특성과 인성 특성을 증가시킨다. 더욱이, 냉간 압연성에서의 향상은 Si를 합금화함으로써 볼 수 있다. 1 중량 % 초과의 함량은 재료의 취화를 초래하고, 예를 들면 아연 도금에 의해, 열간 및 냉간 압연성과 코팅성에 부정적으로 영향을 미친다. 따라서, 1 중량 %의 최대 함량 및 0.01 중량 %의 최소 함량이 설정된다. 바람직하게는, 1 중량 % 미만의 최대 함량이 설정된다.
크롬 Cr: 강도를 향상시키고 부식의 속도를 줄이고, 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시키고 탄화물을 형성한다. 함량이 높을수록 변형 특성의 손상을 초래하므로 최대 함량은 4 중량 % 미만으로 설정된다. 최소 Cr 함유량은 0.1 중량 %로 설정된다.
몰리브덴 Mo: 탄화물 형성제로 작용하고, 강도를 증가시키고 지연된 균열 형성 및 수소 취성에 대한 내성을 증가시킨다. 1 중량 % 초과의 Mo 함량은 변형 특성을 손상시고, 이 이유 때문에 1 중량 %의 최대 함량 및 0.02 중량 %의 최소 함량이 설정된다.
인 P: 철광석의 미량 원소이며, 철 격자에 치환 원자로서 용해되어 있다. 인은 혼성 결정 고용화의 수단에 의해 경도를 증가시키고 담금질성을 개선시킨다. 그러나, 일반적으로, 이것은 그대로 그것의 낮은 확산 속도로 인하여 편석에 대한 강한 경향을 나타내고 인성의 수준을 크게 감소시키기 때문에 가능한 한 많이 인 함량을 낮추려는 시도가 일반적으로 행해지고 있다. 결정립계에 인의 부착은 열간 압연 도중 결정립계를 따라 균열을 야기할 수 있다. 더욱이 인은 최대 300℃까지 전이 온도를 거칠기에서 취성 거동으로 증가시킨다. 전술한 이유로, 인 함량은 0.1 중량 % 미만으로 제한된다.
황 S: 인과 같이, 철광석의 미량 원소로 결합된다. 이것은 편석에 대한 강한 경향을 나타내고, 큰 취화 효과를 나타내어, 이에 의해 변형 및 인성 특성이 손상되기 때문에 이것은 강철에서는 일반적으로 바람직하지 않다. 따라서 가능한 낮은 (예를 들어, 진한 진공 처리에 의해) 용융물 내의 황의 양을 달성하려는 시도가 이루어 졌다. 전술한 이유로, 황 함량은 0.1 중량 % 미만으로 제한된다.
질소 N: N은 마찬가지로 철강 생산과 관련된 원소이다. 용해된 상태에서, 이것은 Mn 4 중량 % 이상의 고 함량의 망간을 함유하는 강철에서의 강도 및 인성 특성을 개선시킨다. 유리 질소를 갖는 < 4 중량 %의 보다 낮은 Mn-합금 강철은 강한 노화 효과를 가지는 경향이 있다. 질소는 심지어 낮은 온도에서 전위로 확산되어 동일하게 차단된다. 이것은 따라서 인성의 급격한 감소와 관련하여 강도에서 증가를 생성한다. 질화물의 형태로 질소를 결합시키는 것은 예를 들면, 알루미늄, 바나듐, 니오브 또는 티타늄을 합금함에 의해 가능하다. 전술한 이유로, 질소 함량은 0.3 중량 % 미만으로 제한된다.
미세 합금 원소는 일반적으로 매우 적은 양 (원소 당 < 0.1 중량 %)으로 만 첨가된다. 합금 원소와는 달리, 이들은 주로 침전 형성에 의해 작용하지만 또한 용해된 상태의 성질에 영향을 줄 수 있다. 소량의 첨가에도 불구하고, 미세 합금 원소는 생산 조건 및 가공 특성과 최종 특성에 크게 영향을 미친다.
전형적인 미세 합금 요소는 바나듐, 니오브 및 티타늄이다. 이 원소들은 철 격자 내에 용해되어 탄소와 질소로 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 형성한다.
바나듐 V 및 니오브 Nb: 이들은 특히 탄화물을 형성함에 의해 입자-정련 방식으로 작용하여, 이에 의해 동시에 강도, 인성 및 변형 특성이 개선된다. 1 중량 % 초과의 함량은 더 이상의 이점을 제공하지 않는다. 바나듐 및 니오븀에 대해, 0.02 중량 % 이상 및 1 중량 % 이하의 최대 함량이 임의적으로 바람직하다.
티타늄 Ti: 탄화물 형성제로서 입자-정련 방식으로 작용하며, 이에 의해 동시에 강도, 인성 및 변형 특성이 개선되고 상호-결정 부식이 감소된다. 1 중량 % 초과의 Ti 함량은 변형 특성을 손상시키고, 이 이유로 1 중량 %의 최대 함량이 선택적으로 설정된다. 0.02 중량 %의 최소 함량이 바람직할 수 있다.
주석 Sn: 주석은 강도를 증가시키지만 구리에 유사하게, 고온에서 스케일 층 아래 및 결정립계에서 축적된다. 이것은 결정립계로의 침투에 기인하여, 저-융점 상 형성 및 미세 구조의 균열과 땜납 취성을 초래하고, 이러한 이유 때문에, 0.5 중량 % 이하의 최대 함량 및 0.005 중량 %의 최소 함량이 선택적으로 제공된다.
구리 Cu: 부식 속도를 감소시키고 강도를 증가시킨다. 3 중량 % 초과의 함량은 주조 및 열간 압연 도중에 저-용융 상을 형성함으로써 생산성을 저해하는데, 이 이유 때문에 3 중량 %의 최대 함량 및 0.005 중량 %의 최소 함량이 선택적으로 설정된다. 0.5 중량 %의 최소 함량이 바람직하다.
텅스텐 W: 탄화물 형성제로 작용하여 강도와 내열성을 증가시킨다. 3 중량 % 초과의 W의 함량은 변형 특성을 손상시키므로, 이 이유로 3 중량 %의 최대 함량 및 0.03 중량 %의 최소 함량이 선택적으로 설정된다. 0.05 중량 %의 최소 함량이 바람직하다.
코발트 Co: 강철의 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화시키고 그리고 내열성을 향상시킨다. 3 중량 % 초과의 함량은 변형 특성을 손상시키므로 이 이유로 3 중량 % 이하의 최대 함량 및 0.05 중량 %의 최소 함량이 임의로 설정된다. 0.08 중량 %의 최소 함량이 바람직하다.
지르코늄 Zr: 탄화물 형성제로 작용하고 그리고 강도를 향상시킨다. 0.5 중량 % 초과의 Zr 함량은 변형 특성을 손상시키므로, 이 이유로 0.5 중량 %의 최대 함량 및 0.03 중량 %의 최소 함량이 선택적으로 설정된다. 0.05 중량 %의 최소 함량이 바람직하다.
칼슘 Ca: 칼슘은 응력 집중 지점으로 작용하고 금속 복합체를 약화시키는 미세 구조에서의 개재물의 결과로 인해 합금의 바람직하지 못한 파괴를 그렇지 않으면 초래할 수 있는 비-금속 산화물계 개재물을 변형하는데 사용된다. 더욱이, Ca는 본 발명에 따라 합금의 균질성을 향상시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.0005 중량 %의 최소 함량이 선택적으로 필요하다. 0.1 중량 % 초과의 Ca 함량은 개재물의 변형에서 더 이상의 이점을 제공하지 않으며, 생산성을 저해하고 강철 용융물에서 Ca의 높은 증기압으로 인해 회피되어야 한다. 따라서, 0.1 중량 %의 최대 함량이 제공된다.
본 발명에 따르면, 특히 상기 기술된 강철로부터 평판 강철 제품을 제조하는 방법으로, 본 방법은 다음 단계:
- C: 0.01 내지 < 0.3; Mn: 4 내지 < 10; Al: > 1 내지 4; Si: 0.01 내지 1; Cr: 0.1 내지 4; Mo: 0.02 내지 1; P: < 0.1; S: < 0.1; N: < 0.3; 나머지는 불가피한 강철-관련된 원소 (중량 % 단위)를 포함하는 철이고, 선택적으로 다음의 원소 (중량 % 단위) 중 하나 이상을 합금함: V: 0.01 내지 1; Nb: 0.01 내지 1; Ti: 0.01 내지 1; Sn: 0 내지 0.5; Cu: 0.005 내지 3; W: 0.03 내지 3; Co: 0.05 내지 3; Zr: 0.03 내지 0.5 및 Ca: 0.0005 내지 0.1을 함유하는 강철 용융물을 제련하는 단계;
- 최종 치수에 근접하는 수평 또는 수직 스트랩 주조 공정의 수단에 의해 예비-스트립을 형성하기 위해 강철 용융물을 주조하거나 또는 슬라브 또는 수평 또는 수직 슬라브 또는 얇은 슬라브 주조 공정의 수단에 의해 얇은 슬라브를 형성하기 위해 강철 용융물을 주조하는 단계,
- 상기 슬라브 또는 얇은 슬라브를 1050℃ 내지 1250℃로 재가열하고 그런 다음 상기 슬라브 또는 얇은 슬라브를 열간 압연하여 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하는 단계, 또는, 특히 3mm 초과의 두께로, 최종 치수에 근접하여 생성된 예비-스트립을 1000℃ 내지 1200℃로 재가열하고 그런 다음 상기 예비-스트립을 열간 압연하여 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하거나 또는 주조 열에서 재가열하지 않고 상기 예비-스트립을 열간 압연하여 열간 압연의 개별 압연 통과 사이에 선택적 중간 가열로 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하는 단계,
- 780℃와 실온 사이의 릴링 온도에서 열간 스트립 및 선택적으로 두꺼운 판을 권취하는 단계,
- 상기 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 다음 매개 변수로 선택적으로 어닐링하는 단계:
어닐링 온도: 610 내지 780℃, 어닐링 지속 시간: 1분 내지 48시간,
- 선택적으로 냉간 스트립을 형성하기 위해 3mm나 또는 그 미만의 두께로, 최종 치수에 근접하는 상기 열간 스트립 또는 제조된 예비-스트립을 냉간 압연하는 단계,
- 상기 냉간 스트립을 다음 매개 변수로 선택적으로 어닐링하는 단계:
어닐링 온도: 610 내지 780℃, 어닐링 지속 시간: 1분 내지 48시간,
를 포함하여, 상기 방법은 강도, 변형 및 변형 특성의 양호한 조합과 지연된 균열 형성 및 수소 취성에 대한 증가된 저항성을 갖는 평탄 철강 제품을 제공하며, 그리고 기계적 하중 동안 미세 구조에서 그것의 잔류 오스테나이트 함량에 기인하여 TRIP 및/또는 TWIP 효과를 가진다.
다른 이점과 관련하여, 본 발명에 따른 강철과 관련된 상기 기술이 참조되어 진다. 상기 방법은 두꺼운 판, 열간 스트립 또는 냉간 스트립의 형태로 된 강철 제품을 초래한다. 열간 스트립은 최대 780℃의 온도에서 권취되어 진다고 규정되어 진다. 권취 온도가 후속 공정 특성에 거의 영향을 주지 않기 때문에 실온이 하한으로 제공된다. 본 발명과 관련하여, 3mm 초과의 두께를 갖는 스트립은 두꺼운 판으로 정의되며, 여기서 이들 스트립은, 예를 들면 5mm의 두께로 확실히 권취될 수 있다. 더 큰 두께, 예를 들어. 50mm를 갖는 두꺼운 판은 이것이 더 이상 감길 수 없으므로 시트 재료를 형성하기 위해 열간 압연 후 시트로 제작된다. 열간 스트립 또는 냉간 스트립은 필요에 따라 시트로 제작될 수도 있다.
전형적으로, 열간 압연 종료 온도는 950℃ 내지 Ac1 + 50K이다.
전형적으로, 예비-스트립의 두께 범위는 1mm 내지 35mm이며 슬라브 및 얇은 슬라브의 경우 이들은 35mm 내지 450mm이다. 슬라브 또는 얇은 슬라브가 열간 압연되어 70mm 내지 1.5mm의 두께를 갖는 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하거나 또는 최종 치수에 근접한 주조 예비-스트립이 열간 압연되어 8mm 내지 1mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하는 제공이 바람직하다. 본 발명에 따른 냉간 스트립은 예를 들어, 0.15mm 초과의 두께를 갖는다.
본 발명에 따른 상기 방법의 맥락에서, 2-롤러 주조 공정으로 제조되고 최종 치수를 근접하고 그리고 3mm이거나 또는 그 미만, 바람직하게는 1mm 내지 3mm의 두께를 갖는 예비-스트립은 이미 열간 스트립인 것으로 이해된다. 이와 같이 열간 스트립으로 제조된 예비-스트립은 반대 방향으로 진행하는 2개의 롤러의 도입된 변형 때문에 100% 주조 구조를 갖지 않는다. 따라서 열간 압연은 2-롤러 주조 공정 도중에 인라인에서 이미 발생하여, 이는 별도의 열간 압연이 필요하지 않다는 것을 의미한다.
열간 압연 공정의 개별 압연 통과 사이에 임의의 중간 가열을 갖는 열간 스트립을 형성하기 위해 주조 열로부터 예비-스트립의 열간 압연을 위해 720℃ 내지 1200℃의 범위인 재-가열 온도가 제공된다. 약간의 압연 통과가 필요한 경우, 범위의 하단에서의 재-가열 온도가 선택될 수 있다.
두꺼운 판과 같은 열간 스트립은 선택적으로 610 내지 780℃ 사이의 온도 범위에서 1분 내지 48시간 동안 열 처리될 수 있으며, 여기서 보다 높은 온도는 더 짧은 처리 시간과 관련이 있으며 그 반대로도 가능하다. 어닐링은 회분식 어닐링 공정 (보다 긴 어닐링 시간) 및 예를 들어, 연속적인 어닐링 공정 (보다 짧은 어닐링 시간) 모두에서 발생할 수 있다. 열간 스트립 또는 두꺼운 판이 이미 마감된 사용 특성을 갖는 경우에도 마찬가지로 열 처리가 생략될 수 있다. 어닐링 공정 후에, 어닐링된 열간 스트립은 임의로 최종 용도에 요구되는 바와 같은 0.15mm 이상의 두께를 설정하기 위한 목적으로 냉간 압연될 수 있다. 그 다음에, 필요하다면, 코팅 공정 및 최종적으로 조질-압연 공정과 결합하여 추가의 어닐링 공정이 수행될 수 있어, 이의 수단에 의해 최종 용도에 필요한 표면 구조가 설정된다.
바람직하게는, 평탄 강철 제품은 열간-침지 또는 전기분해에 의해 아연 도금되거나, 또는 금속적으로, 무기적으로 또는 유기적으로 피복된다.
두꺼운 판, 열간 스트립 또는 냉간 스트립의 형태로 본 발명에 따른 방법으로 제조된 평탄 강철 제품은 인장 강도 Rm> 800 내지 1700 MPa 및 6 내지 45%, 바람직하게는 > 8 내지 45%의 파단시의 연신 A50을 갖는다. 이 경우, 높은 강도는 파단시 낮은 연신과 관련이 있는 경향이 있으며 그 반대도 가능하다.

Claims (15)

  1. 다음의 화학적 조성 (중량 % 단위)을 갖는 고-강도 알루미늄-함유 망간 강철:
    C: 0.01 내지 < 0.3
    Mn: 4 내지 < 10
    Al: > 1 내지 4
    Si: 0.01 내지 1
    Cr: 0.1 내지 4
    Mo: 0.02 내지 1
    P: < 0.1
    S: < 0.1
    N: < 0.3
    나머지는 불가피한 강철-관련된 원소를 갖는 철로, 선택적으로 다음의 원소 (중량 % 단위) 중 하나 이상을 합금함:
    V: 0.01 내지 1
    Nb: 0.01 내지 1
    Ti: 0.01 내지 1
    Sn: 0 내지 0.5
    Cu: 0.005 내지 3
    W: 0.03 내지 3
    Co: 0.05 내지 3
    Zr: 0.03 내지 0.5
    Ca: 0.0005 내지 0.1.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강철은:
    Si: 0.01 내지 < 1
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강철은:
    V: 0.02 내지 1
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Nb: 0.02 내지 1
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Ti: 0.02 내지 1
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Sn: 0.005 내지 0.5
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Cu: 0.5 내지 3
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    W: 0.05 내지 3
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Co: 0.08 내지 3
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은:
    Zr: 0.05 내지 0.5
    을 함유 (중량 % 단위)하는 것을 특징으로 하는 강철.
  11. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 > 800 내지 1700 MPa의 인장 강도 Rm 및 6 내지 45%, 바람직하게는 8 내지 45%의 파단 시의 연신 A50을 갖는 것을 특징으로 하는 강철.
  12. 특히 상기 청구항 1 내지 11 중 어느 한 항에 청구된 강철로부터 평판 강철 제품을 제조하는 방법으로, 본 방법은 다음 단계를 포함하는 특징으로 하는 방법:
    - 다음을 함유 (중량 % 단위)하는 강철 용융물을 제련하는 단계;
    C: 0.01 내지 < 0.3
    Mn: 4 내지 < 10
    Al: > 1 내지 4
    Si: 0.01 내지 1
    Cr: 0.1 내지 4
    Mo: 0.02 내지 1
    P: < 0.1
    S: < 0.1
    N: < 0.3
    나머지는 불가피한 강철-관련된 원소를 포함하는 철로, 선택적으로 다음의 원소 (중량 % 단위) 중 하나 이상을 합금함:
    V: 0.01 내지 1
    Nb: 0.01 내지 1
    Ti: 0.01 내지 1
    Sn: 0 내지 0.5
    Cu: 0.005 내지 3
    W: 0.03 내지 3
    Co: 0.05 내지 3
    Zr: 0.03 내지 0.5
    Ca: 0.0005 내지 0.1
    - 최종 치수에 근접하는 수평 또는 수직 스트랩 주조 공정의 수단에 의해 예비-스트립을 형성하기 위해 강철 용융물을 주조하거나 또는 슬라브 또는 수평 또는 수직 슬라브 또는 얇은 슬라브 주조 공정의 수단에 의해 얇은 슬라브를 형성하기 위해 강철 용융물을 주조하는 단계,
    - 상기 슬라브 또는 얇은 슬라브를 1050℃ 내지 1250℃로 재가열하고 그런 다음 상기 슬라브 또는 얇은 슬라브를 열간 압연하여 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하는 단계, 또는, 특히 3mm 초과의 두께로, 최종 치수에 근접하여 생성된 예비-스트립을 1000℃ 내지 1200℃로 재가열하고 그런 다음 상기 예비-스트립을 열간 압연하여 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하거나 또는 주조 열에서 재가열하지 않고 상기 예비-스트립을 열간 압연하여 열간 압연의 개별 압연 통과 사이에 선택적 중간 가열로 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 형성하는 단계,
    - 780℃와 실온 사이의 릴링 온도에서 열간 스트립 및 선택적으로 두꺼운 판을 권취하는 단계,
    - 상기 열간 스트립 또는 두꺼운 판을 다음 매개 변수로 선택적으로 어닐링하는 단계:
    어닐링 온도: 610 내지 780℃, 어닐링 지속 시간: 1분 내지 48시간,
    - 선택적으로 냉간 스트립을 형성하기 위해 3mm나 또는 그 미만의 두께로, 최종 치수에 근접하는 상기 열간 스트립 또는 제조된 예비-스트립을 냉간 압연하는 단계,
    - 상기 냉간 스트립을 다음 매개 변수로 선택적으로 어닐링하는 단계:
    어닐링 온도: 610 내지 780℃, 어닐링 지속 시간: 1분 내지 48시간.
  13. 제12항에 있어서, 상기 슬라브는 열간 압연되어 70mm 내지 1.5mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하거나 또는 상기 예비-스트립은 열간 압연되어 8mm 내지 1mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하는 것을 특징으로 하는 방법.
  14. 청구항 12 또는 13 중 어느 한 항에 청구된 방법에 의해 생산된 평탄 강철 제품으로, 상기 평탄 강철 제품의 인장 강도 Rm은 > 800 내지 1700 MPa이고 상기 평탄 강철 제품의 파단시의 연신 A50은 6 내지 45%, 바람직하게는 > 8 내지 45%인 것을 특징으로 하는 평탄 강철 제품.
  15. 제14항에 있어서, 상기 평탄 강철 제품은 열간-침지 또는 전기분해에 의해 아연 도금되거나, 또는 금속적으로, 무기적으로 또는 유기적으로 피복되는 것을 특징으로 하는 평탄 강철 제품.
KR1020187005192A 2015-08-05 2016-08-03 알루미늄을 함유하는 고-강도 망간 강철, 상기 강철로부터 시트-강철 제품을 제조하는 방법 및 이 방법에 따라 제조된 시트-강철 제품 KR20180036731A (ko)

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