KR20180121891A - 높은 연성을 가진 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트, 강의 제조 방법 및 그것의 용도 - Google Patents

높은 연성을 가진 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트, 강의 제조 방법 및 그것의 용도 Download PDF

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샹핑 첸
아루난수 할다르
알리레자 사이드-아크바리
리차드 모스테르트
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타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 높은 연성을 갖는 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트에 관한 것이며, 상기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법 및 그 용도에 관한 것이다.

Description

높은 연성을 가진 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트, 강의 제조 방법 및 그것의 용도
본 발명은 높은 연성을 가진 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트(steel strip or sheet), 상기 강의 제조 방법 및 그 용도에 관한 것이다.
최근에, 저공해 및 좋은 연비를 위한 자동차의 중량 감소뿐만 아니라 자동차의 충돌 안전도를 향상시키기 위해 고강도 자동차 부품에 대한 수요가 현저하게 증가하고 있다. 이를 위해서, 고연성 고강도 강 시트가 개발되었다. 그러나 위에 언급된 고연성 고강도 강 시트를 사용하여 자동차 중량을 감소시키는 것에는 한계가 있다. 따라서, 추가적으로 자동차 중량을 감소시키기 위해서는 낮은 비중을 갖는 강 시트와 같은 경량의 재료를 사용할 필요가 있다. 낮은 비중을 갖는 강 시트는 강도 및 연성에 있어서 매우 높은 가치를 갖지만 경쟁 재료들과 비교할 때 상대적으로 비싸지 않으며, 따라서 시장 수요를 만족시킬 수 있는 대체물로 고려된다. 중량 감소를 위해 강철 재료와 비교하여 저밀도의 알루미늄 합금들이 고려될 수 있다. 그러나, 알루미늄 합금들의 연성, 가공성 및 용접성은 일반적으로 강철보다 열등하다. 이상 조직(dual phase, DP) 강 및 변태 유기 소성(TRIP: Transformation Induced Plasticity) 강과 같은 초고강도 강(AHSS: Advanced High Strength Steel)이 현재 자동차에 사용되는 고연성 고강도 강의 전형이다. 베이나이트 및 최대 10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 구조를 형성하도록 Si, Mn, P, Al 및 B가 첨가되며, 그에 의해 인장 강도를 500-700 MPa까지 증가시킨다. 그러나 베이나이트 구조와 잔류 오스테나이트 구조 사이의 변형 능력의 차이 때문에, 성형성이 낮아지며, 따라서, 이 재료는 높은 성형성을 요구하지 않는 자동차 부품에 제한적으로 사용된다. 이러한 강철들에서 강도와 연성은 페라이트 내에 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 포함하여 얻어진다. 이러한 강철들은 전위 미끄럼 메커니즘(mechanism of dislocation glide)에 의해 변형될 수 있으며 상이한 미세구조 유형 간의 접점 때문에 고강도에서 양호한 연성을 갖는 것이 제한된다. 15% 이상의 Mn을 포함하는 쌍정 유기 소성(TWIP: Twinning Induced Plasticity) 강이 자동차 부품용 고연성 고강도 강으로 제안된다. TWIP 강은 단일-상 오스테나이트 미세구조와 매우 향상된 강도-연성 특성을 갖지만, 40% 내지 60%의 항복비에서 낮은 항복 강도를 가지며, 따라서 자동차 구조 부품들 용으로 충분한 경도가 제공되기 어렵다. TWIP 강들은 또한 처리 후 수소 흡수에 의해 야기되는 지연 파괴 문제를 갖는다. 게다가, 고 망간 함유 강들의 밀도는 AHSS와 비교하여 현저하게 감소되지 않는다. 최근에는, 알루미늄과 같은 가벼운 원소의 첨가로 인해 낮은 비중을 갖는 고강도 고연성 강 시트가 개발되었다. 전형적인 일례가 제 EP0889144 호에 개시되는데, 여기서 오스테나이트 강 시트는 8% 이하의 Al과 10% 내지 30%의 Mn이 저탄소강에 첨가되어 형성된다. 개시된 강 시트는 매우 낮은 탄소 함량을 가지므로(단지 불필요한 원소(tramp element)로서만 존재), 그 안의 오스테나이트를 안정시키기 위해 다량의 Mn이 첨가된다. 그러나 개시된 시트가 변형될 때, 오스테나이트는 쉽게 마르텐사이트로 변태되어 연성을 감소시킬 수 있다.
본 발명의 목적은 최소 0.60의 항복비(YS/UTS)를 갖는 Mn, Si 및 Al과 같은 합금 원소들을 적절한 농도로 포함하는 경량의 고강도 오스테나이트 강 시트를 제공하는 것이다.
최소 0.60의 항복비(YS/UTS)를 갖는 Mn, Si 및 Al과 같은 합금 원소들을 적절한 농도로 포함하는 경량의 고강도 오스테나이트 강 시트를 제조하는 방법을 제공하는 것 또한 본 발명의 목적이다.
본 발명의 목적은 높은 연성을 갖는 저밀도 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트를 제공함으로써 달성되며, 상기 강 스트립 또는 시트는 (중량%로):
0.65 - 1.2% C;
0 - 0.5% Si;
5.0 - 20.0% Mn;
5.5 - 11.0% Al;
0.001 - 0.05% N;
0.02% 이하의 P;
0.02% 이하의 S;
그리고 선택적으로,
0.001 - 0.01 % Ca;
0.01 - 0.2% Ti;
0 - 5.0% Cr;
0 - 10.0% Ni;
0 - 2.0% Cu;
0 - 1.0 % Mo;
0 - 0.5% V;
0 - 0.2% Nb;
0 - 0.2% Zr;
0 - 0.0050% B;
0 - 0.2% Sb 중 하나 이상을 포함하고:
불가피한 불순물들과 함께 잔부 Fe을 포함하고, (면적%로) 70% 내지 100%의 오스테나이트와, 30% 내지 0%의 페라이트와, 최소 0.60의 항복비(YS/UTS)를 가진 0% 내지 5%(면적%)의 κ-(Fe,Mn)3AlC-탄화물 상을 포함하는 미세구조를 가지며, Mn/Si의 비율이 40을 초과한다(Mn/Si>40). 상기 목적은 또한 청구항 10에 따른 강의 제조 방법을 통해 달성된다.
밀도의 감소는 필요한 양의 Al 및 Mn을 추가함으로써 구현된다. 고강도 및 고연성은 오스테나이트를 기본으로 한 미세구조를 생성함으로써 구현된다. 오스테나이트를 기본으로 한 미세구조는 다량의 Mn 및 C를 추가함으로써 얻어진다. TRIP 및/또는 TWIP 효과는 Mn, C 및 Al 간의 비율을 제어함으로써 오스테나이트 주성분의 적층 결함 에너지(SFE: Stacking Fault Energy)를 조절함으로써 활성화되어 높은 연성을 생성한다. 나노 구조의 TWIP 강은 냉간-압연 및 회복 처리(recovery treatment)에 의해 얻어질 수 있다. 적절한 어닐링 처리에 의해 석출 경화를 발생시키기 위해 제어된 양의 κ-(Fe,Mn)3AlC-탄화물들이 도입되거나, 극저온 강력 냉각 처리를 적용시킴으로써 강도를 증가시키기 위해 제어된 양의 마르텐사이트가 도입되는 방법 중 하나 이상이 적용될 수 있다.
합금 원소들의 효과 및 선택된 범위들의 타당성이 이제 기술될 것이다.
알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강철에서 C 및 Mn과 함께 중요한 원소이다. Al 첨가의 주요 목적은 강철의 밀도를 목표한 수준까지 낮추는 것이다. 1 중량%의 Al을 첨가하면 밀도가 1.2% 감소된다. 또한, Al은 강철에서 큰 용해도를 가지며 Al의 원자 반지름은 Fe의 원자 반지름과 매우 달라서, Al은 용액 경화를 통해 강철의 항복 강도를 증가시킨다. Al은 강철의 적층 결함 에너지를 증가시킬 뿐만 아니라 쌍정의 내부 구조를 변화시키는 데에 가장 큰 영향을 주는 원소이다. Al의 함량은, 저-SFE 범위, 중간-SFE 범위, 및 고-SFE 범위에서 상이한 변형 메커니즘들의 활성화를 위해 필요한 수준들로 SFE 값을 변경시키도록 조절될 수 있다. Al은 석출 경화 효과를 발생시키도록 κ-탄화물들 (Fe,Mn)3Al을 형성할 수 있다. 즉, Al은 본 발명 강 시트의 강도 및 가공 경화 작용을 제어하는 데 중요한 원소이다. 비중의 감소를 고려하면, 다량의 Al이 첨가되는 것이 바람직하지만, 과도한 양의 Al을 첨가하면 강철의 연성을 현저하게 저하시키는 (Fe,Mn)3AlC와 같은 금속간 화합물의 양이 증가한다. 따라서, Al의 농도는 반드시 5% 내지 11% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최소 알루미늄 값은 5.5%이다. 적절한 최대 값은 9.9%이다.
탄소(C)는 오스테나이크를 안정시키고, 적층 결함 에너지를 증가시키고, 동적 변형 시효를 유발하기 위해 사용된다. C의 농도가 증가되면, 항복비가 약간 감소되어도 연성이 증가된다. 만일 C의 농도가 매우 높아서 오스테나이트 내 탄소의 용해도 한계를 초과하면, (Fe,Mn)3AlC-탄화물들이 과도하게 침전되어, 신장성과 성형성을 저하시킨다. 또한, 만일 탄소의 함량이 1.5 중량%를 초과하면, 적층 결함 에너지가 매우 높아져서 결과적으로 쌍정이 형성될 수 없다. 따라서, 오스테나이트를 안정시키고, 나노 크기의 (Fe,Mn)3AlC 침전물들을 형성시켜 인장 강도를 보장하고, 연성을 향상시키기 위해서 C의 농도는 반드시 0.5% 내지 1.2% 범위 내에 있어야 한다. 탄소의 적절한 최소 함량은 0.65%이다. 적절한 최대 함량은 0.9%이다.
C와 함께 망간(Mn)은 오스테나이트를 열적으로 안정시키고 적층 결함 에너지를 증가시키기 위해 필요한 원소이다. 또한, Mn은 강철의 격자 상수를 증가시켜 강철의 밀도를 감소시킨다. 강철의 밀도를 감소시키고 항복비를 증가시키기 위해 발명의 강철에 다량의 Al가 첨가되므로, 강철의 적층 결함 에너지가 과도하게 증가될 수 있다. 따라서, 오스테나이트의 열 안정성을 보장하고 적층 결함 에너지를 조절하기 위해 Mn의 농도는 반드시 5%와 25% 사이에 있어야 한다.
실리콘(Si)은 산소 제거를 위해 첨가되는 원소이다. Al처럼, Si는 강철의 비중을 감소시키고 강철의 강도와 적층 결함 에너지를 증가시키지만, 강철의 동적 변형 시효를 감소시키고 용접성을 저하시킨다. 만일 실리콘의 함량이 0.5%를 초과하면, 산소 제거 효과가 포화되며, 게다가, 상대적으로 두꺼운 고온 산화물층이 강철에 고르지 않게 형성되어 강철의 연성과 도금성을 감소시킨다. 양호한 도금성을 확보하기 위해 강철 내 Mn/Si 비율은 40보다 커야 한다. 허용 가능한 최대 실리콘 함량은 0.5%이다. 적절한 최소 실리콘 함량은 0.01%이다. 적절한 최대 함량은 0.3%이고, 바람직하게는 0.2%, 더욱 바람직하게는 최대 0.15%이며, 더욱더 바람직하게는 최대 0.09%이다.
슬라브(slab)의 경화 동안에, 인(P)은 주형 또는 등축 결정을 따라 경계들을 분리시켜서 고온 및 상온에서 슬라브가 부서지기 쉽게 만들며 슬라브에 크랙을 유발할 수 있다. 또한, 처리 후, P는 강철의 연성-취성 전이 온도를 증가시키고, 강철을 수소 취성에 민감하게 만든다. 따라서, P의 농도는 0.02% 이하이어야 한다.
황(S)은 P와 마찬가지로 고온 취성을 유발하고 MnS와 같은 포유물들을 형성시켜, 강 시트가 열간-압연되거나 냉간-압연될 때 균열들을 유발한다. 따라서, S의 농도는 가능한 한 낮은 값으로 제어되어야 하며, 0.015% 이하이어야 한다.
고온에서, 티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합되어 TiN을 형성하여 강철 내 AlN의 발생을 억제하며, 중간-범위 온도에서, Ti는 TiC를 형성하여 강철의 항복 강도를 증가시킨다. 그러나, 만일 다량의 Ti가 첨가되면, TiN의 과도한 결정화 때문에 연속 주조 노즐들이 막히거나 포유물 결함들이 발생할 수 있다. 따라서, 만일 첨가된다면, Ti의 농도는 반드시 0.01% 내지 0.2% 범위 내에 있어야 한다.
오스테나이트 구조를 안정시키기 위해 오스테나이트 강철 내에 상대적으로 많은 양의 질소(N)가 용해된다. 열간-압연 단계 동안 및 냉간-압연 후 어닐링 단계 동안 경화 단계에서 질소는 Al과의 반응으로 알루미늄-질화물로 침전되어서, 강 시트의 프레스성형 동안 쌍정들을 생성하는 데 중요한 역할을 하여, 성형성 및 강도를 향상시킨다. 그러나 본 발명에 따른 강철에는 다량의 Al이 첨가되므로, 용융강에 AlN이 형성되어 연속 주조 노즐들을 막거나 포유물 결함들을 유발할 위험이 있으며, 다량의 AlN이 주조 슬라브의 크랙 형성의 원인이 될 수 있다. AlN 침전은 또한 강철의 연성을 감소시킬 수 있다. 따라서, N의 농도는 반드시 0.02% 이하이어야 한다. 질소의 적절한 최소 함량은 0.002%(20ppm)이다. 적절한 최대 함량은 0.012%(120ppm)이다. 바람직하게, 질소 함량은 최대 0.009%(90ppm)이다.
칼슘(Ca)은 보통 S를 제거하기 위해 강철에 첨가된다. Ca은 CaS와 같은 굵은 황화물을 형성하여 강철의 열간-압연 성질을 향상시킨다. 그러나 만일 다량의 Ca이 첨가되면, 강철 내 Ca의 농도가 과도하게 되어 강철의 인성(toughness)이 감소할 수 있다. 따라서, 만일 첨가된다면, Ca의 농도는 반드시 0.001% 내지 0.01% 범위 내에 있어야 한다.
적층 결함 에너지를 조절하기 위해 고-알루미늄 강에 적층 결함 에너지를 감소시키는 기능을 가진 크롬(Cr)이 첨가될 수 있다. Cr 역시 페라이트 형성 원소이다. 또한, Cr은 강철의 내식성을 향상시키므로, Cr은 강철이 부식될 때, 수소 흡수를 억제한다. 그러나 만일 Cr의 농도가 과도하면, Cr-탄화물이 형성되어 강철의 연성을 감소시킬 수 있다. 따라서, Cr의 농도는 반드시 0 내지 3.0% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최대 함량은 0.14%이다. 바람직하게, 크롬 함량은 최대 0.09%이다.
니켈(Ni)은 오스테나이트를 안정시키고 적층 결함 에너지를 증가시키기 때문에, Mn처럼, Ni은 본 발명의 목적에 적합한 원소이다. 그러나 Ni은 상대적으로 비싸기 때문에, Ni 대신에 C와 Mn이 본 발명에 사용된다. 또한, 강철에 첨가된 Ni은 강철의 표면에 집중되어서 강철의 내식성 및 산화 내성을 향상시키므로, Ni은 열간-압연 공정 동안 스케일(scale) 또는 스케일 흠(scale defect)을 감소시키고, 도금 접착력을 향상시키고, 부식 동안 수소 흡수를 억제한다. 따라서, Ni의 농도는 반드시 0 내지 10.0% 범위 내에 있어야 한다. 만일 합금 원소로 첨가된다면, 니켈의 적절한 최소 함량은 0.05%이다. 적절한 최대 함량은 6.0%이다. 만일 합금 원소로 첨가되지 않는다면, 니켈 함량은 기껏해야 불순물 수준으로 존재한다.
Ni처럼, 구리(Cu)는 오스테나이트를 안정시키고 적층 결함 에너지를 증가시킨다. Cu는 Ni과 비교하여 비싸지 않다. 따라서, Cu는 본 발명의 목적에 적합하다. 그러나 만일 Cu의 농도가 과도하게 높으면, Cu는 고온에서 결정 입계들에서 액체로 존재하여 압연된 강 시트에 경계 취성 및 톱니 결함들을 초래한다. 따라서, Cu의 농도는 반드시 0 내지 0.2% 범위 내에 있어야 한다. 만일 합금 원소로 첨가된다면, 구리의 적절한 최소 함량은 0.05%이다. 적절한 최대 함량은 0.5%이다. 바람직하게 구리 함량은 최대 0.4%이며, 더욱 바람직하게는 최대 0.34%이다.
Cr처럼, 몰리브덴(Mo)은 페라이트 형성 원소이다. 또한, Mo은 오스테나이트의 열 안정성에 영향을 미치며 극소-탄화물을 형성하여 강철의 강도를 증가시킨다. 그러나 Mo은 비싸며 Mo의 높은 농도는 강철의 연성을 감소시킨다. 따라서, Mo의 농도는 반드시 0 내지 0.5% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최대 함량은 0.14%이다. 바람직하게, 몰리브덴의 함량은 최대 0.09%이며, 더욱 바람직하게는 최대 0.04%이다. 만일 합금 원소로 첨가되지 않는다면, 몰리브덴 함량은 기껏해야 불순물 수준으로 존재한다.
바나듐(V)은 강철 내에 탄소질소화합물을 형성함으로써 강철의 강도를 증가시키는 데 효과적인 원소이다. 그러나 경화 동안, V은 결정 입계에서 침전되어 슬라브에 크랙들을 유발하며, 열간-압연 공정 동안, V은 고용체 강화 및 재결정을 현저하게 지연시켜서 압연 부하들을 증가시킨다. 따라서, V의 농도는 반드시 0 내지 0.5% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최대 함량은 0.14%이다. 바람직하게, 바나듐 함량은 최대 0.09%이고, 더욱 바람직하게는 최대 0.04%이다.
V처럼, 니오븀(Nb)은 탄화질소화합물 형성 및 재결정 지연에 매우 효과적인 원소이며, Nb은 강철의 강도를 증가시키기 위해 첨가될 수 있다. 이러한 효과들을 위해, Nb의 농도는 반드시 0 내지 0.2% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최대 함량은 0.14%이다. 바람직하게, 니오븀 함량은 최대 0.09%이고, 더욱 바람직하게는 최대 0.04%이다.
Ti처럼, 지르코늄(Zr)은 강철로부터 미리 N를 제거하여 AlN의 형성을 억제하는 데 효과적이다. 그러나 Zr은 상대적으로 비싸다. 따라서, Zr의 농도는 반드시 0 내지 0.2% 범위 내에 있어야 한다. 적절한 최대 함량은 0.14%이다. 바람직하게 지르코늄의 함량은 최대 0.09%이며, 더욱 바람직하게는 최대 0.04%이다.
강철에서 붕소(B)는 P보다 결정에서 경계들을 분리시킬 가능성이 더 많으므로, P의 분리에 관련된 문제들이 감소될 수 있다. 그러나 강철 내 B의 농도가 과도하면, 강철 표면의 산화 붕소가 용융 도금 동안 습윤성을 감소시키며 그리고/또는 붕소 탄화물이 형성되어 강철의 연성을 감소시킨다. 따라서, B의 농도는 반드시 0 내지 0.0050% 범위 내에, 바람직하게는 0 내지 0.0030% 범위 내에 있어야 한다.
안티몬(Sb)은 본 발명의 또 다른 특징적인 원소일 수 있다. Sb는 결정에서 경계들을 분리시켜 결정 입계 에너지를 감소시키고 (Fe,Mn)3AlC의 생성 및 결정 입계를 따라 C 또는 Al의 확산을 억제하므로, Sb는 산화로 인한 강철의 표면 성분들의 제거를 감소시킬 수 있으며, 따라서 강철의 표면 구조를 안정시킬 수 있다. 그러나 강철 내 Sb의 농도가 과도하면, 강철의 연성이 감소한다. 따라서, Sb의 농도는 0 내지 0.2% 범위 내에 있다. 모든 선택적 원소들의 값이 제로가 될 수도 있다는 것은 잘 알려져있다.
본 발명의 일 실시예에서, κ-(Fe,Mn)3AlC-탄화물들의 입간 침전물들의 양은 면적으로 5% 미만이다. 일 실시예에서, κ-(Fe,Mn)3AlC-탄화물들의 크기는 최대 100nm이다.
본 발명의 일 실시예에서, M7C3과 같은 다른 탄화물들의 양은 면적으로 1% 미만이다. 오스테나이트, 페라이트, κ- 탄화물 및 M7C3의 면적 백분율는 200 내지 1000배 배율의 광학 현미경 하에서 스트립의 1/4 두께 위치에서 위상 성분들을 측정함으로써 얻어진다.
본 발명의 일 실시예에서, 강철들은 7.3g/cm3의 밀도를 갖는다.
본 발명의 일 실시예에서, 강철들은 최소 750MPa, 바람직하게는 최소 800MPa의 인장 강도를 갖는다.
본 발명의 일 실시예에서, 강철들은 최소 25%의 신장률(50mm의 표점 거리)을 갖는다.
본 발명의 일 실시예에서, 저밀도 고강도 강은 최소 50의 (Mn/Si) 비율을 갖는다. 본 발명의 일 실시예에서, Mn/Si 비율은 최소 100이며, 바람직하게는 최소 150이다. 적절한 최대 750이며, 바람직하게는 500이다.
집약적인 나노-쌍정들 및/또는 전위들이 생성되어 미세구조가 크게 정제되도록 냉간-압연이 사용될 수 있다. κ-탄화물의 침전을 통해 시효 경화 효과를 발생시키거나 회복(recovery) 및 재결정(recrystallization)을 통해 연성을 향상시키기 위해 어닐링이 이용된다.
Fe-10Mn-6Al-0.8C(합금 25) 및 Fe-10Mn-6Al-0.7C(합금 26)의 경우에서와 같이 압연된 제품들의 극저온 처리는 상온에서 이 강철들의 강도를 증가시킬 수 있는데, 이는 저온에서 이 강철들이 마르텐사이트로 부분적으로 변태되기 때문이다. 저온에서 변형 활성화 유도 마르텐사이트 변태는 성형성을 저하시키지 않고 강도 증가가 기대되는 더욱 왕성한 변형 경화 작용을 제공한다.
따라서, 본 발명은 오스테나이트를 기본으로 한 미세구조의 특징들을 이용한다. 주요 원소들, Al, Mn 및 C의 상대적 구성들을 조절함으로써, 고강도 및 고연성을 얻기 위해 하나 이상의 다음 메커니즘들이 이용될 수 있다:
1) κ-탄화물 침전을 포함하거나 포함하지 않고, 미세한 결정 크기를 갖는 완전히 재결정된 오스테나이트 미세구조;
2) κ-탄화물 침전을 포함하거나 포함하지 않고, 회복된 오스테나이트 미세구조;
3) 정렬 또는 금속간 상 침전을 발생시키기 위해 (면적으로 30% 미만의) 페라이트 도입;
4) 강도를 증가시키기 위해 ε(hcp) 또는 (면적으로 50% 미만의) α′마르텐사이트 도입.
α′마르텐사이트의 양은 면적으로 40% 미만이 바람직하다.
높은 연성을 갖는 경량의 고강도 오스테나이트 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 방법으로서, (중량%로):
0.65 - 1.2% C;
0 - 0.5% Si;
5.0 - 20.0% Mn;
5.5 - 11.0% Al;
0.001 - 0.05% N;
0.02% 이하의 P;
0.02% 이하의 S;
그리고 선택적으로,
0.001 - 0.01 % Ca;
0.01 - 0.2% Ti;
0 - 5.0% Cr;
0 - 10.0% Ni;
0 - 2.0% Cu;
0 - 1.0 % Mo;
0 - 0.5% V;
0 - 0.2% Nb;
0 - 0.2% Zr;
0 - 0.0050% B;
0 - 0.2% Sb; 중 하나 이상을 포함하고,
불가피한 불순물들과 함께 잔부 Fe을 포함하고, Mn/Si의 비율이 40을 초과하며(Mn/Si>40),
상기 방법은:
- 연속 주조, 잉곳(ingot) 주조 또는 스트립(strip) 주조를 통해 두껍거나 얇은 슬라브를 제조하는 단계;
- 상기 슬라브, 잉곳 또는 스트립의 온도를 1050℃와 1250℃ 사이로 (재)가열하거나 균질화하는 단계;
- 1050℃를 넘는 열간-압연 시작 온도 및 850℃보다 높은 마무리 압연(finish rolling) 온도에서 열간-압연하는 단계;를 포함하며,
(1) 1℃/s보다 높은(바람직하게는 15℃/s보다 높은) 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각하고, 이어서 상기 스트립을 감는 단계, 또는
(2) 1℃/s보다 높은(바람직하게는 15℃/s보다 높은) 냉각 속도로 450℃ 내지 700℃ 범위의 온도까지 냉각하고, 이어서 상기 스트립을 800℃와 1100℃ 사이 온도로 어닐링하고, 이어서 1℃/s보다 높은(바람직하게는 15℃/s보다 높은) 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다. 상기 스트립의 냉각 단계와 어닐링 단계 사이에서, 상기 스트립은 냉각 후 감겼거나 어닐링 직전에 풀렸을 수도 있다.
이 코일로부터 열간-압연된 시트들이 제조될 수 있다.
선택적으로, 합금 16-19와 같은 κ 침전 경화를 발생시킬 가능성을 갖는 강철 조성물의 경우, 미세구조를 안정시키거나 또는 제어된 κ-탄화물의 침전 경화를 획득하여 강도를 더욱 증가시키기 위해, 상기 열간-압연된 스트립은 600℃ 내지 750℃ 범위의 온도에서 1분 내지 15시간 동안 어닐링 될 수 있다.
선택적으로, 합금 25 및 26과 같은 다른 조성물들의 경우, 제어된 양의 마르텐사이트를 얻기 위해, 열간-압연된 스트립은 영하 온도(즉, 0℃ 아래)까지 극저온으로 처리될 수 있다.
극저온 처리는 열간-압연된 스트립과 냉간-압연된 스트립이 -100℃보다 낮은 온도까지 극저온으로 처리되도록 수행되는 것이 바람직하다.
극저온 처리는 20mJ/m2 미만의 적층 결함 에너지를 갖는 열간-압연 스트립 및 냉간-압연 스트립을 처리하는 데 특히 유리하다. 도 1에서는, 10% 이하의 망간 함량을 가진 강의 경우, 약 140K에서 이 조건에 도달되는 것을 알 수 있다. 다른 조성물에 대해서, 이 온도는 다소 더 높거나 더 낮을 수 있다.
열간-압연된 스트립은 또한 냉간-압연된 제품들처럼 제조될 수 있다. 보통, 피클링(pickling) 단계 및/또는 세정(cleaning) 단계가 열간-압연된 스케일을 제거하기 위해 사용된다.
냉간-압연된 제품을 제조하기 위해, 본 방법은 다음 단계들을 더 포함한다:
- 30% 내지 80%의 총 압하율(reduction ratio)로 감겨진 강 시트를 냉간-압연하는 단계;
- 냉간-압연된 강 시트를 1℃/s 내지 50℃/s 속도로 5초 내지 5시간 동안 650-1100℃ 범위의 어닐링 온도까지 가열하는 단계 후에;
- 어닐링 된 강 시트를 1℃/s 내지 100℃/s 속도로 냉각시키는 단계.
본 발명의 일 실시예에서, 적절한 연성을 확보하면서 고강도 강철들을 제조하기 위해, 어닐링 온도는 650℃와 1100℃ 사이에 있다.
κ 침전 경화를 발생시킬 가능성이 있는 강철 조성물의 경우에, 다음의 어닐링 과정이 적용된다.
다양한 조합의 강도와 신장률을 가진 강철들을 제조하는 경우, 변형된 오스테나이트 입자들 내에 κ-침전을 발생시키기 위해, 600℃ 내지 1100℃ 범위의 κ-탄화물 성형 온도보다 높은 온도에서 어닐링이 수행된다. 오스테나이트 매트릭스에서 상이한 회복 정도를 갖는 미세구조 또는 완전히 재결정된 미세구조를 얻기 위해 어닐링 온도와 어닐링 시간의 조합이 조절된다. 동시에, 페라이트 상 및 κ-탄화물의 모양 및 크기 또한 이 어닐링 공정 동안 변경될 수 있다. 낮은 회복 정도를 갖는 미세구조는 상대적으로 높은 강도를 제공하지만 신장률은 낮다.
만일 어닐링 온도가 650℃ 아래이면, κ-탄화물 및 M7C3-탄화물의 회복 및 침전이 동시에 일어날 것이다. 또한, 과도한 양의 M7C3-탄화물 침전물은 큰 크기로 형성될 수 있으며, 따라서, 강도가 높음에도 불구하고 신장률이 너무 낮아진다. 반면에, 만일 어닐링 온도가 1100℃를 넘으면, 오스테나이트 입자들은 30㎛보다 더 크게 자라고 강도 및 신장률이 낮아진다.
어닐링 시간은 바람직하게 5초 내지 5시간으로 한정되어야 한다. 어닐링 온도가 높을수록, 어닐링 시간은 짧아야 한다. 만일 어닐링 시간이 5초 미만이면, 열은 냉간-압연된 시트의 내부까지 이르지 못하며; 두께 전체의 미세구조가 고르지 않아, 신장률이 악화된다. 반면, 어닐링 시간이 5시간을 초과하면, 시간 한계가 위반되어 굵은 입간 κ-탄화물들 및/또는 입간 α 상 및/또는 굵은 오스테나이트 입자 크기를 형성해서, 강도 및 신장률이 저하된다. γ 입계(grain boundaries)를 따라 형성된 α-상은 B2-정렬된 페라이트로 변태될 것이며, 이는 본래 잘 부서지며 바람직하지 않다. 바람직하게는, B2-정렬된 페라이트는 미세구조에 존재하지 않는다.
어닐링 동안 가열 속도는 1℃/s 내지 50℃/s 범위 내에 있다. 연속적인 어닐링 처리를 위해서, 가열 속도는 바람직하게 표준 공정 라인의 라인 속도에 맞도록 선택된다.
어닐링 후 냉각 속도는 상온에서나 또는 아연도금 조에서 1℃/s와 100℃/s 사이이다. 아연 도금 후, 냉각 속도는 바람직하게 5℃/s와 50℃/s 사이, 바람직하게는 10℃/s와 50℃/s 사이이다.
어닐링 열처리에서는, 연속적인 어닐링 열처리가 가능하다. 냉간-압연된 강 시트는 표면 세정 이후 연속적인 용융 아연도금(hot-dip galvanizing)으로 처리될 수도 있다.
오스테나이트에서의 냉간-압연 후 복원 공정들(회복 및 재결정) 간의 경쟁을 피하기 위해, 페라이트 변태 및 침전 현상들, 2-단계 어닐링이 적용될 수 있으며; 냉간-압연된 시트가 우선 전위 회복을 가능하게 하는 적절한 시간 더 높은 온도까지 가열되고, 그 뒤에, 강철들은 κ-탄화물 침전이 일어나기에 적절한 온도 범위까지 냉각된다.
어닐링 동안의 가열 속도는 1℃/s 내지 50℃/s 범위 내에 있다. 연속적인 어닐링 처리를 위해서, 가열 속도는 바람직하게 표준 공정 라인의 라인 속도에 맞도록 선택된다.
어닐링 이후의 냉각 속도는 상온에서나 또는 아연 도금 조에서 1℃/s와 100℃/s 사이이다. 아연 도금 후, 냉각 속도는 바람직하게 5℃/s와 50℃/s 사이, 바람직하게는 10℃/s와 50℃/s 사이이다.
어닐링 열처리에서는, 연속적인 어닐링 열처리가 가능하다. 냉간-압연된 강 시트는 표면 세정 이후 연속적인 용융 아연도금으로 처리될 수도 있다.
본 발명의 일 실시예에서, 열간 및 냉간-압연된 스트립은 영하의 온도까지 극저온으로 처리되어 (극저온 강력 냉각 처리) 면적으로 최대 50%의, 바람직하게는 최대 40%의 제어된 양의 마르텐사이트를 얻는다. 강화를 위해 마르텐사이트를 도입할 가능성이 있는 강철 조성물의 경우에는, 다음의 어닐링 공정이 적용된다. 열간-압연된 스트립 또는 냉간-압연된 시트는, 미세한 오스테나이트 입자 크기를 갖는 완전히 재결정된 구조를 얻기 위해, 단일 오스테나이트 영역 내 온도에서, 즉 850-1100℃ 범위의 온도에서 5초 내지 30분의 짧은 시간 동안 어닐링된다. 어닐링 된 시트들은 탄화물들의 형성을 방지하도록 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 상온까지 냉각되고, 그런 다음 (예를 들어, N2 액체에서) 영하 온도까지 강력 냉각되어 마르텐사이트 변태를 시작한다. 발명자들은 본 발명에 따른 강철 등급이 마르텐사이트 변태를 시작하도록 영하 온도에서 20mJ/m2 아래의 적층 결함 에너지를 갖는 것이 유리하다는 것을 발견했다. 적층 결함 에너지의 온도 의존은 A. Saeed-Akbari, A. Schwedt, W. Bleck에 의해 Scripta Mater., 2012, 제66권, 제12호, pp. 1024-1029의 "망간이 풍부한 강철을 기본으로 하는 합금들의 범위 내에서 낮은 적층 결함 에너지 강들"에 소개된 바와 같은 하위-정규 해결 열역학 모델을 이용해 결정된다. 발명자들은 어떤 강철 등급들의 적층 결함 에너지는 영하의 온도에서 20mJ/m2 아래인 것을 발견했다(도1 참조). 만일 SFE가 20mJ/m2 아래이면, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태유기소성은 액체 질소 내에서 강철들을 냉각시킴으로써 또는 기계력을 가함으로써 활성화되는 것으로 보인다.
어닐링 후, 강 시트는 한 면 또는 각 면이 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg, Al-Si, 및 Al-Mg-Si 중에서 선택된 금속 코팅으로 코팅될 수 있으며, 코팅층(들)의 두께는 10㎛와 200㎛ 사이이다. 이들 또는 다른 금속 코팅층들은 용융 코팅 공정 또는 전기 도금 공정에 의해 적용될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는, 2-8mm의 두께를 갖는 열간-압연된 강 플레이트(plate) 또는 시트가 제공된다. 많은 다른 적용들을 예상할 수 있지만, 이들은 대게 트럭, 버스 및 다른 대형 자동차들에 사용된다.
열간-압연 전의 주조 (즉, 연속적인 얇거나 두꺼운 슬라브 주조, 스트립 주조 또는 잉곳 주조) 및 (재)가열을 통한 슬라브 또는 스트립 준비는 표준 방식으로 수행된다. 즉, 슬라브 재가열 또는 온도 균일화가 1050℃ 및 1250℃ 사이에서 탄화물들을 용해시키고 미세구조를 균일화한다.
열간-압연 공정의 러핑(roughing) 단계는 1050℃를 넘는 온도에서 50%보다 높은 전체 두께 압하율로 수행되어, 주조 동안 발생된 분리의 결과로 낮은 Mn 함량 및 낮은 C 함량을 가진 영역에서 페라이트 입자들을 부순다.
마무리 열간-압연 온도는 열간-압연 동안 κ-탄화물의 형성을 방지하도록 850℃보다 높다.
열간-압연 후, 스트립은 굵은 κ-탄화물들 및 M7C3-탄화물들의 입간 침전(intergranular precipitation)을 피하기 위해 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각된다. 공기 냉각 또는 살수 냉각이 적용될 수 있다.
또는, 열간-압연된 스트립이 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 450℃ 내지 700℃ 범위의 온도까지 냉각되고 감긴다. 이 경우, 열간-압연된 시트의 연성을 더욱 향상하기 위해, 입자 크기 및 탄화물 침전 제어의 견지에서, 열간-압연된 시트가 850℃ 및 1100℃ 사이 온도에서 선택적으로 어닐링되고, κ-탄화물들 및 M7C3-탄화물들의 입간 침전을 피하기 위해 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각된다.
상기 공정에 따른 열간-압연된 강 스트립은 면적 퍼센트로 70% 이상 내지 100%의 오스테나이트, 30% 이하 내지 0%의 페라이트, 그리고 5% 이하의 κ-(Fe,Mn)3AlC 상을 포함하는 오스테나이트를 기본으로 하는 미세구조를 가져야 한다. 저온으로 처리될 수 있는 강의 경우에는, 50% 미만, 바람직하게는 40% 미만의 마르텐사이트가 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태에 도입될 수 있다.
본 발명에 따른 강들은 바람직하게 7.3g/cm3 미만, 더 바람직하게는 7.2g/cm3 미만, 그리고 더더욱 바람직하게는 7.0g/cm3 미만의 비중을 갖는다. 바람직하게 본 발명에 따른 강들은 750MPa 이상, 바람직하게는 800MPa 이상의 인장 강도와 25% 이상, 바람직하게는 30% 이상의 신장률을 갖는다.
이 열간-압연된 강 시트는 1.5mm 미만의 냉간-압연된 시트로 더 냉간-압연되고 어닐링 될 수 있다. 이 얇은 치수는 자동차에 적용하는 데 특히 적합하지만, 이 시트의 적용이 거기에 한정되지는 않는다.
냉간-압연에서, 냉간-압연 감소는 30% 내지 80%의 압하율로 설정된다. 냉간-압연 감소는 균일하게 변형된 미세구조를 확보하도록 30% 이상으로 설정된다. 냉간-압연 감소의 상한은 생산 효율을 고려하여 80% 이하로 한정된다. 선택적으로, 재료는 냉간-압연 감소들 또는 단계들 사이에서 중간 어닐링을 받을 수 있다.
어닐링은 연성을 회복하거나 필요한 입자 크기를 가진 재결정된 오스테나이트 입자들을 얻기 위해 수행된다.
오스테나이트에서의 냉간-압연, 페라이트 변태 및 침전 현상들 후의 복원 공정들(회복 및 재결정) 간의 경쟁을 피하기 위해, 2-단계 어닐링이 적용될 수 있으며; 냉간-압연된 시트들이 우선 전위 회복을 가능하게 하는 적절한 시간 더 높은 온도까지 가열되고, 그 뒤에, 강철들은 κ-탄화물 침전이 일어나기에 적절한 온도 범위(temperature regime)까지 냉각된다.
강화를 위해 마르텐사이트를 도입할 가능성이 있는 강철 조성물의 경우에는, 다음의 어닐링 공정이 적용된다. 냉간-압연된 시트들은, 미세한 오스테나이트 입자 크기를 갖는 완전히 재결정된 구조를 얻기 위해, 단일 오스테나이트 영역 내 온도에서, 즉 850-1100℃ 범위의 온도에서 5초 내지 30분의 짧은 시간 동안 어닐링된다. 어닐링 된 시트들은 탄화물 형성을 방지하기 위해 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 상온까지 냉각되고, 그런 다음 (예를 들어, N2 액체에서) 영하 온도까지 강력 냉각되어 마르텐사이트 변태를 시작한다.
어닐링 후, 강 시트는 한 면 또는 각 면이 Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg, Al-Si, 및 Al-Mg-Si 중에서 선택된 금속 코팅으로 코팅될 수 있으며, 코팅층(들)의 두께는 10㎛와 200㎛ 사이이다. 이들 또는 다른 금속 코팅층들은 용융 코팅 공정 또는 전기 도금 공정에 의해 적용될 수 있다.
본 발명의 제3 양태에 따르면, 본 발명은 또한 부품, 예를 들어 고강도 자동차 부품의 생산을 위한 청구항 1 내지 8의 어느 한 항에 따른 강 스트립 또는 시트의 사용, 그리고 그 부품의 사용으로 구현된다. 본 발명에 따른 강철 시트는, 상대적으로 덜 비싸고, 예를 들어 용접과 관련하여 작업이 용이하면서도, 더 낮은 밀도 및 관련 기계적 성질의 더 높은 값들을 이용하여 더 가볍고 더 강한 부품의 생산을 가능하게 한다.
도면들에서는 다음이 묘사된다.
도 1은 여러 조성물에 대한 적층 결함 에너지(SFE)와 온도의 관계를 도시하며, 저온에서 Mn의 효과를 보여준다. 이는 합금 25(Fe-10Mn-6Al-0.8C) 및 26(Fe-10Mn-6Al-0.7C)의 SFE가 액체 질소 온도에서 20mJ/m2보다 낮다는 것을 보여준다.
도 2는 열간-압연 후 550℃에서 180분 동안 어닐링 된 합금 18의 미세구조를 도시하며, 입간 M7C3-탄화물의 침전물들을 보여준다.
도 3은 50%의 압하율로 냉간-압연된 후 750℃에서 2분 동안 어닐링된 합금 18의 EBSD 지도를 도시하며, 미세한 입자 크기를 갖는 재결정된 오스테나이트 미세구조를 보여준다.
도 4는 1000℃에서 용액 처리되고, 이어서 액체 N2에서 5분 동안 강하게 처리된 합금 25의 미세구조를 도시하며, α′마르텐사이트의 형성을 보여준다(표본은 Vilella 시약을 이용해 에칭되었다).
본 발명은 이제 다음의 제한적이지 않은 예들을 통해 설명될 것이다.
예 1 - 열간 - 압연된 제품
표 1에 나타난 구성 성분들을 갖는 강철들이 주조되었다. 잉곳들이 1200℃에서 2시간 동안 재가열되었고, 그 후에 30mm로 제1 열간-압연 단계를 거쳤다. 이 초벌 압연된 슬라브들은 1200℃에서 30분 동안 재가열되었고, 그 후, 900℃의 마무리 압연 온도에서 9-10회 통과를 거쳐 3mm로 열간-압연되었고, 공기 중에서 또는 물속 담금질을 통해 상온까지 냉각되었다. 인장 시험은 ISO 6892-1 표준을 따라 300kN Denison Mayes 유압-서보 시험 장치로 상온에서 수행되었다(소형 EURO 표준 표본들, 표점 거리(gauge length)는 50mm). 다양한 어닐링 처리들 후 열간-압연된 스트립들의 인장 성질은 표 2에 제공된다.
예 2 - 냉간 - 압연된 제품
합금 18 및 19의 열간-압연된 강 스트립들은 그 다음에 67%의 압하율로 3 내지 1 mm까지 냉간-압연되고, 650℃, 750℃, 800℃ 및 850℃에서 각각 다양한 시간 동안 어닐링 되었다. 냉간-압연되고 어닐링 된 시트들의 인장 강도들은 표 3에 제공된다.
상기 스트립들의 미세구조들은 광학 현미경 관찰, EBSD, TEM 및 x-레이 측정을 이용해 묘사되었다. 열간-압연된 스트립들 및 냉간-압연된 스트립들에 대한 분석 결과들 또한 각각 표 2 및 표 3에 제공된다. 열간-압연된 스트립들의 경우, 어닐링 온도가 600℃ 미만으로 설정되면, 합금 18에 대해 도 2에서 볼 수 있듯이, 상당한 양의 M7C3가 γ 결정 입계들을 따라 형성되며, 이는 연성에 해롭다. 따라서, 600℃보다 높은 어닐링 온도가 적용되어야 한다. 냉간-압연된 스트립들의 경우, 냉간-압연으로부터 발생된 전위들이 M7C3, κ 및 α의 형성을 가속시키므로, 650℃보다 높은 어닐링 온도가 사용되어야 한다.
냉간-압연 및 750℃에서 2분 동안 어닐링 한 후의 합금 18에 대해 도 3에서 볼 수 있듯이, 재결정된 미세한 오스테나이트 미세구조는 적절한 어닐링이 수행될 때 얻어질 수 있다. 이 어닐링 공정은 좋은 특성을 부여하며 또한 현재의 연속적인 생산 라인에 적합하다. 도 4는 1000℃에서 용액 처리되고 상온까지 물속 담금질된 후, 이어서 N2 액에서 5분 동안 강력 처리된 합금 25의 미세구조를 도시하며, α′마르텐사이트의 형성을 보여준다. 합금 25 및 26 내 α′마르텐사이트의 도입은 강도를 현저하게 증가시킬 수 있다. 표 1은 강들의 화학적 조성(중량%)을 보여준다.
Figure pct00001
표 2는 열간-압연된 스트립의 특성을 보여준다(*: 면적 백분율).
Figure pct00002
표 3은 냉간-압연되고 어닐링된 시트의 특성을 보여준다(*: 면적 백분율).
Figure pct00003

Claims (20)

  1. 높은 연성을 갖는 저밀도 고강도 오스테나이트 강으로서, (중량 %로),
    0.65 - 0.9% C;
    0 - 0.5% Si;
    5.0 - 20.0% Mn;
    5.5 - 11.0% Al;
    0.001 - 0.05% N;
    0.02% 이하의 P;
    0.02% 이하의 S; 및
    선택적으로,
    0.001 - 0.01% Ca;
    0.01 - 0.2% Ti;
    0 - 5.0% Cr;
    0 - 2.0% Cu;
    0 - 1.0% Mo;
    0 - 0.5% V;
    0 - 0.2% Nb;
    0 - 0.2% Zr;
    0 - 0.0050% B;
    0 - 0.2% Sb; 중 하나 이상을 포함하고,
    불가피한 불순물들과 함께 잔부 Fe을 포함하고,
    (면적 %로) 70% 내지 100%의 오스테나이트, 30% 내지 0%의 페라이트, 및 최소 0.60의 항복비 (YS/UTS)를 갖는 0 내지 5%(면적%)의 κ-(Fe,Mn)3AlC-탄화물 상을 포함하는 미세구조를 가지며, Mn/Si의 비율 > 40인, 저밀도 고강도 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 몰리브덴 함량이 0.04% 이하인, 저밀도 고강도 강.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 니켈 함량은 불순물 수준이고, 바람직하게는 상기 니켈 함량은 0인, 저밀도 고강도 강.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    M7C3과 같은 다른 탄화물들의 양은 1 면적% 미만인, 저밀도 고강도 강.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 M7C3-탄화물들의 크기는 지름이 1㎛ 미만인, 저밀도 고강도 강.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    밀도가 7.3 g/cm3 미만인, 저밀도 고강도 강.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도가 750 MPa 이상인, 저밀도 고강도 강.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    25% 이상의 신장률(표점 길이)을 가지는, 저밀도 고강도 강.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Mn/Si > 50인, 저밀고 고강도 강.
  10. 높은 연성을 갖는 저밀도 고강도 오스테나이트 강을 제조하는 방법으로서,
    0.65 - 0.9% C;
    0 - 0.5% Si;
    5.0 - 20.0% Mn;
    5.5 - 11.0% Al;
    0.001 - 0.05% N;
    0.02% 이하의 P;
    0.02% 이하의 S; 및
    선택적으로,
    0.001 - 0.01% Ca;
    0.01 - 0.2% Ti;
    0 - 5.0% Cr;
    0 - 2.0% Cu;
    0 - 1.0% Mo;
    0 - 0.5% V;
    0 - 0.2% Nb;
    0 - 0.2% Zr;
    0 - 0.0050% B;
    0 - 0.2% Sb; 중 하나 이상을 포함하고,
    Mn/Si 비율이 40을 초과하고(Mn/Si > 40), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 방법은,
    - 연속 주조, 잉곳 주조 또는 스트립 주조를 통해 두껍거나 얇은 슬라브를 제조하는 단계;
    - 상기 슬라브, 상기 잉곳 또는 상기 스트립의 온도를 1050℃와 1250℃ 사이로 (재)가열 또는 균질화하는 단계;
    - 1050℃를 넘는 열간-압연 시작 온도에서 50%의 총 압하율까지 제1 열간-압연하는 단계;
    - 최종 열간-압연 두께까지 제2 열간-압연하는 단계(여기서, 마무리 압연(finish rolling) 온도는 850℃보다 높음);를 포함하고,
    (1) 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각하고, 이어서 상기 스트립을 감는 단계, 또는
    (2) 15℃/s보다 높은 냉각 속도로 450℃ 내지 700℃ 범위의 온도까지 냉각하고, 이어서 상기 스트립을 800℃와 1100℃ 사이 온도로 어닐링하고, 이어서 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 200℃보다 낮은 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    Mn/Si > 50인, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  12. 제 10 항 또는 제 11 항에 있어서,
    상기 Mo 함량이 0.04% 이하인, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  13. 제 10 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 니켈 함량은 불순물 수준이고, 바람직하게는 상기 니켈 함량은 0인, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  14. 제 10 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열간-압연된 강 시트를 감은 후에, 상기 방법은:
    - 30% 내지 80%의 총 냉간-압연 압하율로 상기 감긴 강 시트를 냉간-압연하는 단계;
    - 1℃/s 내지 50℃/s 속도로 650 내지 1100℃ 범위의 어닐링 온도까지 5초 내지 5시간 동안 상기 냉간-압연된 강 시트를 가열하는 단계 이후;
    - 1℃/s 내지 100℃/s 속도로 상기 어닐링 된 강 시트를 냉각시키는 단계;
    를 추가로 포함하는, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  15. 제 10 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Zn, Zn-Fe, Zn-Al, Zn-Mg, Zn-Al-Mg, Al-Si, 및 Al-Mg-Si 중에서 선택된 금속 코팅으로 상기 강 시트의 한 면 또는 각 면을 도금하는 단계를 추가로 포함하며,
    상기 코팅층(들)의 두께는 10㎛와 200㎛ 사이인, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  16. 제 10 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    50% 미만의 제어된 양의 마르텐사이트를 얻기 위해 상기 열간-압연된 스트립 및 상기 냉간-압연된 스트립이 영하 온도까지 극저온으로 처리되는, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  17. 제 16 항에 있어서,
    상기 열간-압연된 스트립 또는 냉간-압연된 스트립은 극저온으로 처리되며,
    미세한 오스테나이트 입자 크기를 갖는 완전히 재결정된 구조를 얻기 위해 상기 열간-압연된 스트립 또는 냉간-압연된 시트는 단일 오스테나이트 영역 내 온도에서, 850-1100℃의 온도 범위에서 5초 내지 30분 동안 어닐링되며,
    상기 어닐링된 시트는 탄화물의 형성을 방지하기 위해 1℃/s보다 높은 냉각 속도로 상온까지 냉각된 다음, 마르텐사이트 변태를 도입하기 위해 바람직하게는 -100℃ 이하까지 바람직하게는 액체 N2 내에서 강하게 냉각되는, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  18. 제 16 항 또는 제 17 항에 있어서,
    상기 극저온 처리는 극저온 처리 온도에서 20 mJ/m2 미만의 적층 결함 에너지를 갖는 열간-압연 스트립 또는 냉간-압연 스트립으로 수행되는, 저밀도 고강도 강을 제조하는 방법.
  19. 자동차 부품(예컨대, 고강도 자동차 부품)의 제조를 위한, 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따라 또는 제 10 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 따라 제조된 강의 용도.
  20. 제 19 항에 따른 부품의 용도.
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