KR20190138835A - 벨형 노에서 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품 및 그 제조 방법 - Google Patents

벨형 노에서 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품 및 그 제조 방법 Download PDF

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하랄트 디알. 호프만
토르스텐 뢰슬러
마티아스 쉬르머
안드레아스 디알. 토미츠
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티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트
티센크룹 악티엔게젤샤프트
티센크루프 호엔림부르크 게엠베하
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Abstract

본 발명은 고망간 함량의 강에 속하며 벨 어닐링 처리된 상태에서 특히 자동차 차체 구조에 사용하기에 적합한 특성의 조합을 갖는 강으로 구성되는 냉간 압연한 평강 제품을 제공한다. 이를 위해, 본 발명에 따른 벨 어닐링 처리된 냉간 압연 평강 제품은 항복 강도 Rp0.2가 350 MPa를 초과하고, 파단 연신율 A80이 35% 이상이며 인장 강도 Rm가 800 MPa 이상이며, 적층 결함 에너지가 7 - 15 mJ/m²이고, ASTM 13 이상의 결정립 크기 및 1000 ㎛²당 250 개 이하의 탄화물 입자의 탄화물 표면 밀도를 갖는 조직을 가지고 있으며, (중량%로) C : 0.1 - 0.8%, Mn : 10 - 25%, Al : 0.3 - 2%, "V, Nb, Ti"의 함량의 합이 0.01 - 0.5%라는 조건으로 "V, Nb, Ti" 그룹의 하나 이상의 원소, Si : 최대 0.5%, Cr : 1.5% 미만, S : 0.03% 미만, P : 0.08% 미만, N : 0.1% 미만, Mo : 2% 미만, Co : 최대 0.5%, B : 0.01% 미만, Ni : 8% 미만, Cu : 5% 미만, Ca : 최대 0.015%, Mg : 최대 0.0015%, Sb : 최대 0.2%, Sn : 최대 0.2%, "Zr, Ta, W"의 함량의 합이 최대 2%라는 조건으로 "Zr, Ta, W" 그룹의 하나 이상의 원소, 희토류 금속 : 최대 0.2%, 잔부는 철과 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 구성된다.
본 발명은 또한 상기 냉간 압연한 평강 제품을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

벨형 노에서 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품 및 그 제조 방법
본 발명은 망간 함량이 높고, 냉간 성형에 적합한 벨 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품에 관한 것이다.
본 발명은 또한 본 발명에 따른 평강 제품의 제조 방법에 관한 것이다.
본 명세서에서 강 합금의 함량이 언급되는 경우, 달리 명시적으로 언급되지 않는 한, 함량 정보는 항상 중량(중량%로 제공됨)을 나타낸다. 분위기 또는 기체 혼합물의 조성에 대한 정보가 본 명세서에 제공되는 경우, 달리 명시적으로 언급되지 않는 한, 개별 성분에 대해 제공된 함량 정보는 항상 부피(체적%로 제공됨)를 나타낸다.
본 명세서에서 용어 "평강 제품"은 압연 공정에서 제조된 강 시트 또는 강 스트립 뿐만 아니라 그로부터 유래된 블랭크, 플레이트 및 유사한 제품을 의미하며, 두께는 폭 및 길이보다 각각 실질적으로 작다.
특히 차량용 차체 구성요소를 제조하기 위해서는 고강도의 냉간 성형 가능한 강 및 그로부터 제조된 평강 제품이 필요하다. 여기서, 구성요소가 제조되는 시트는 최적으로 낮은 중량에서 쉽게 형성될 수 있을뿐만 아니라 작은 시트 두께로 차체의 안정성에 효과적인 기여를 하기에 충분한 강도를 가져야한다는 요건이 존재한다.
또한 차체 구성요소 및 이와 유사한 응용 제품을 위한 강 및 평강 제품의 경우, 용접이 용이하고 각 용접 지점의 영역에서 균열 생성의 경향을 나타내지 않는 것이 보장되어야 한다. 기술적인 용어로 "납땜 균열(solder cracking)"으로도 알려진 이 현상은, 용접 공정 동안 결정입계에 침투하는 매체(예를 들어, 코팅으로부터의 아연, 용가재 금속으로부터 구리)에 의해 결정입계가 약해져서 발생한다. 조직 내로 침투한 매체는 그 존재의 결과로서 발생하는 냉각 응력으로 인한 균열을 유발할 수 있다. 예를 들어, 아연 도금한 시트의 용접 동안에, 부식 방지 코팅으로서 강판 기재에 도포된 아연은 높은 용접 온도의 결과로 용융되고 결정입계에서 강판 내로 침투한다. 후속 냉각 동안에, 이러한 결정립계에서 응력이 발생하여 입간 균열을 초래할 수 있다. 균열의 위험은 조대한 조직에 대해 특히 현저한 반면에, 미세한 결정 조직은 납땜 균열의 경향에 반작용한다.
또한, 차체 구성요소에 사용되는 평강 제품의 경우에, 각각의 구성요소를 성형하는데 요구되는 반복적인 냉간 성형에도 불구하고, 실제 사용 중에 발생하는 하중 하에서 장기간 사용 후에도 수소 유기 균열이 전혀 발생하지 않을 수 있다. 이러한 "지연 균열 형성"은 평강 제품으로부터 성형된 구성요소 및 평강 제품으로 제조된 차체의 강도 및 안정성에 유해한 결과를 초래할 수 있다. 수소 유기된 "지연 균열 형성"은 외부로부터 강재 내로 들어가는 수소에 의해서 또는 제조의 결과로서 재료 내에 존재하는 수소에 의해 야기된다.
WO 2012/077150 A1으로부터 높은 기계적 내구성 및 성형성을 갖는 오스테나이트 강을 제조하는 방법이 공지되어 있다. 제안된 강은 다음과 같은 화학적 조성을 갖는다. (중량%로) C : 0.2 - 1.5%, Mn : 10 - 25%, Ni : < 2%, Si : 0.05 - 2.00%. Al : 0.01 - 2.0%, N : < 0.1, P + Sn + Sb + As : < 0.2, S + Se + Te : < 0.5, Nb + Co : < 1, 및/또는 Re + W : < 1, 잔부는 철 및 불가피한 불순물이다. 이렇게 구성된 강으로부터, 냉간 압연 스트립이 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 제조된다. 냉간 압연 스트립은 냉간 압연 후에 최종 어닐링을 거치며, 900 - 1100℃의 온도에서 60 - 120 초 동안 연속적인 진행으로 재결정을 위해 어닐링된다. 대안적으로, 최종 어닐링은 냉간 압연된 스트립이 700 - 800℃의 온도에서 30 - 400 분 동안 유지되는 벨 어닐링으로 또한 수행될 수 있다. 어닐링 분위기는 탄소 활성도가 0.1 내지 1.0이 되도록 조정된다. 연속 어닐링 동안, 질소 함량은 90 - 100%이고 어닐링 분위기의 수소 함량은 최대 10%인 반면에, 벨 어닐링에서 어닐링 분위기의 질소 함량은 0 - 100%일 수 있고 수소 함량은 0℃ 미만, 바람직하게는 -10℃ 내지 -50℃ 사이의 이슬점에서 0% 내지 100%일 수 있다.
또한, 기술 지식에는 [Bleck, Wolfgang(ed.) "Werkstoffkunde Stahl fuer Studium und Praxis" - Verlag Mainz, Aachen, 2001, ISBN 3-89653-820-9]에서 설명된, 재결정 어닐링의 파라미터와 재결정 어닐링 처리된 강에서 조직의 발현 사이의 관계가 포함되어 있다.
적절하게 구성된 강에서, 재결정화 각각의 결정립 성장은 연속 컨베이어 노에서 열처리 동안 마이크로 합금화에 의해 제어될 수 있는 것이 알려져있다. 그러나, 이러한 개념은 필요한 긴 어닐링 시간이 바람직하지 않은 탄화물 형성을 초래하기 때문에 일반적으로 벨 어닐링 노를 사용하는 어닐링에 적합하지 않다. 높은 탄화물 석출은 용해된 탄소의 고갈로 이어지고, 이에 따라 적층 결함 에너지가 변화하며 재료는 TWIP 효과에 추가하여 TRIP 효과를 가질 수 있는데, 이는 성형 공정에 해로운 영향을 미친다. 또한, 조직 내의 조대 입자 또는 미세 입자의 클러스터가 성형 공정에서 결함으로서 작용할 수 있고, 예를 들어 표면 결함을 초래할 수 있다. 또한, 예를 들어 크롬 탄화물(Cr23C6, Cr7C3)을 통한 파단 연신율의 현저한 감소가 관찰될 수 있다. 조대 입자의 조직은 낮은 항복 강도와 인장 강도를 초래하며 따라서 또한 회피되어야 한다. 이러한 단점들은, 예를 들어 스트립 폭이 작은 강 스트립을 처리할 경우 벨 노가 연속로보다 경제적으로 종종 사용될 수 있다는 사실과 대조를 이룬다.
이러한 배경 기술을 감안하여, 고망간 함량의 강종에 속하는 강으로 구성되고 벨 어닐링 처리한 상태에서도 특성의 조합을 갖고 있어 자동차 차체 제작에 사용하기에 특히 적합한, 냉간 압연 평강 제품을 제공하는 과제가 발생하였다.
또한, 이러한 평강 제품을 제조하는 방법이 명시되어야 한다.
본 발명은 한편으로 청구항 1에 규정된 특징을 갖는 평강 제품에 의해서 이러한 문제를 해결하였다.
다른 한편으로, 상기 문제의 발명에 따른 해결책은 청구항 5에 규정된 방법에서 제공된다.
본 발명의 유리한 실시예들은 종속항들에 정의되어 있으며, 본 발명의 전반적인 개념과 같이 이하에서 상세히 설명된다.
따라서, 본 발명에 따른 냉간 압연된, 벨 어닐링 처리된 평강 제품은 항복 강도 Rp0.2가 350 MPa를 초과하고, 파단 연신율 A80이 35% 이상이며 인장 강도 Rm이 800 MPa 이상이며, 평강 제품의 조성은 (중량%로)
C : 0.1 - 0.8%,
Mn : 10 - 25%,
Al : 0.3 - 2%,
"V, Nb, Ti"의 함량의 합이 0.01 - 0.5%라는 조건으로 "V, Nb, Ti" 그룹의 하나 이상의 원소,
Si : 최대 0.5%,
Cr : 1.5% 미만,
S : 0.03% 미만,
P : 0.08% 미만,
N : 0.1% 미만,
Mo : 2% 미만,
Co : 최대 0.5%,
B : 0.01% 미만,
Ni : 8% 미만,
Cu : 5% 미만,
Ca : 최대 0.015%,
Mg : 최대 0.0015%,
Sb : 최대 0.2%,
Sn : 최대 0.2%,
Zr, Ta, W의 함량의 합이 최대 2%라는 조건으로 "Zr, Ta, W" 그룹의 하나 이상의 원소,
희토류 금속 : 최대 0.2%,
잔부는 철과 불가피한 불순물이며,
- 적층 결함 에너지가 7 - 15 mJ/m²이고,
- ASTM 13 이상의 ASTM 특정 결정립 크기에 의해 특징지어지며 1000 ㎛²당 250 개 이하의 탄화물 입자의 탄화물 표면 밀도를 갖는 조직을 가지고 있다.
본 발명에 따른 평강 제품을 제조하기 위한 본 발명에 따른 방법은 다음 단계를 포함한다.
a) (중량%로) C : 0.1 - 0.8%, Mn : 10 - 25%, Al : 0.3 - 2%, "V, Nb, Ti"의 함량의 합이 0.01 - 0.5%라는 조건으로 "V, Nb, Ti" 그룹의 하나 이상의 원소, Si : 최대 0.5%, Cr : 1.5% 미만, S : 0.03% 미만, P : 0.08% 미만, N : 0.1% 미만, Mo : 2% 미만, Co : 최대 0.5%, B : 0.01% 미만, Ni : 8% 미만, Cu : 5% 미만, Ca : 최대 0.015%, Mg : 최대 0.0015%, Sb : 최대 0.2%, Sn : 최대 0.2%, "Zr, Ta, W"의 함량의 합이 최대 2%라는 조건으로 "Zr, Ta, W" 그룹의 하나 이상의 원소, 희토류 금속 : 최대 0.2%, 잔부는 철과 불가피한 불순물로 구성되는 강으로 이루어진 전구체를 제공하는 단계;
b) 1100 - 1300℃의 유지 온도에서 전구체를 통과 가열하거나 또는 유지하는 단계;
c) 통과 가열된 전구체를 800℃ 이상의 열간 압연 최종 온도를 갖는 열간 압연 스트립으로 열간 압연하는 단계;
d) 열간 압연한 스트립을 최대 750℃의 권취 온도에서 코일로 권취하는 단계;
e) 열간 압연 스트립을 디스케일링 하는 단계;
f) 열간 압연 스트립을 냉간 스트립으로 냉간 압연하는 단계;
g) 냉간 스트립의 최종 어닐링 단계로서, 여기서 최종 어닐링은 벨 어닐링으로 수행되며, 냉간 스트립은 적어도 0.1 K/분의 가열 속도에서 목표 어닐링 온도 600 내지 1200℃로 가열되고, 적어도 50% 수소를 함유하고 이슬점이 -50℃ 미만인 보호 가스 분위기 하에서 냉간 스트립은 600℃ 이상의 온도 범위에서 어닐링되고, 냉간 스트립은 목표 어닐링 온도에서 0.5 - 60 시간의 유지 시간 동안 유지되고, 냉간 스트립은 유지 시간이 만료된 후 냉각 후드에서 500℃ 미만의 목표 냉각 온도로 0.05 K/분 이상인 냉각 속도로 냉각되고, 가열 및 냉각 후드에서 총 체류 시간은 최대 150 시간이다.
본 발명에 따른 평강 제품은 제조 과정(본 발명에 따른 방법의 단계 g)) 중에 본 발명에 따라 최종 어닐링을 벨 노에서 수행한 경우에도 양호한 강도와 파단 연신율뿐만 아니라 우수한 열간 및 냉간 성형성과 더불어, 용접성과 균열의 지연 형성의 낮은 경향의 최적 조합을 나타낸다.
본 발명에 따른 평강 제품의 합금 및 이러한 평강 제품의 제조(본 발명에 따른 방법의 단계 g))에서 수행된 최종 어닐링의 파라미터들은 최종 어닐링 동안 미세 결정 조직을 조절하는 데 도움이 되지 않는, 탄화물의 형성이 가능한 한 회피되도록 설계된다.
본 발명에 따른 평강 제품의 조직의 미세 입도는 확실히 ASTM 13을 충족시키며, 미세 입도가 규칙적으로 달성된다. "조직의 미세 입도가 적어도 ASTM 13에 해당한다"라는 것은 조직의 결정립 크기 평가를 위해 미국 재료 시험 협회(ASTM : American Society for Testing Materials)에 의해 개발한 ASTM 차트를 의미한다.
최종 벨 어닐링과 조합하여 본 발명에 따른 합금 사양으로 인해 달성되는 특히 미세한 조직은, 본 발명에 따른 평강 제품에서 우수한 강도와 인성의 최적 조합을 갖게 하며 우수한 열간 및 냉간 성형성을 보장한다. 납땜 균열의 감소 효과가 특히 두드러질 뿐만 아니라, 미세 조직의 지연 균열 형성에 대한 경향이 낮은데, 이는 본 발명에 따라 화학 조성 및 벨 어닐링 파라미터의 조합의 결과로서 최적의 신뢰성으로 재현될 수 있다.
이에 의해, 조직에서 탄화물의 체적 분율 및 탄화물의 표면 밀도(즉, 절단 표면 당 탄화물의 수)가 낮은 것이 보장된다. 탄화물의 표면 밀도는 광학 현미경 및 1000배 배율에서 절단 조직의 시각적 평가에 의해 결정된다.
본 발명은 표면 밀도에 대해 1000 ㎛²당 최대 250개 입자의 상한을 규정한다. 이 상한은 본 발명에 따른 평강 제품의 제조에서 본 발명에 따른 사양을 준수할 때 안전하게 지켜진다. 본 발명에 따른 평강 제품의 조직에서 표면 밀도를 ㎛²당 최대 250개의 입자로 제한함으로써, 본 발명에 따른 평강 제품의 기계적 특성, 즉 350 MPa 초과, 특히 400 MPa 초과의 항복 강도 Rp0.2, 적어도 35%, 전형적으로 35 - 45% 또는 35 - 40%의 파단 연신율율 A80, 및 800 MPa 이상의 인장 강도 Rm이 안전하게 달성될 수 있고 평강 제품의 냉간 성형은 제한없이 수행될 수 있는 것이 보장된다.
고강도에도 불구하고 본 발명에 따른 평강 제품의 양호한 냉간 성형성을 위해, 그 인장 강도 Rm과 파단 연신율율 A80으로부터 형성되는 곱 Rm x A80은 규칙적으로 32,000 [MPa%] 초과이고, 바람직하게는 35,000 [MPa%] 초과이다. 인장 강도 Rm 및 파단 연신율 A80은 ISO 6892-1:2017-02에 따라 결정된다.
1000 ㎛²당 250개 탄화물을 초과하는 탄화물 표면 밀도는 기계적 특성 및 Rm * A80 곱의 급격한 저하를 수반한다. 따라서, 1000 ㎛²당 최대 200개 탄화물 입자, 특히 1000 ㎛²당 최대 170개 탄화물 입자 또는 1000 ㎛²당 최대 150개 탄화물 입자의 탄화물 표면 밀도가 특히 유리한 것으로 입증되었다.
본 발명에 따른 평강 제품은 오스테나이트 조직을 가지며 TWIP 특성("TWIP"= 쌍정유기소성)을 갖는다. 본 발명에 따른 평강 제품의 조직에서, 오스테나이트의 부분이 존재할 수도 있는데, 이는 TRIP 효과를 위해 적합하다(TRIP=변태유기소성).
지배적인 변형 메커니즘은 화학 조성 및 결과적인 적층 결함 에너지에 기인한다. 7 mJ/m2의 적층 결함 에너지의 하한은 우세한 TWIP 변형 메커니즘을 보장한다. 이 효과를 특히 안전하게 사용하기 위해, 적층 결함 에너지의 최소값은 8 mJ/m2로 설정될 수 있다. 15 mJ/m2 이상의 값은 합금제 비용을 증가시키고 가공 및 성능 특성(예를 들면 용접성, 내식성 등)을 저하시킨다. 이러한 부정적인 영향을 안전하게 회피하기 위해, 적층 결함 에너지의 값이 최대 13 mJ/m2의로 제한될 수 있다.
적층 결함 에너지는 [Oliver Graßel "Entwicklung und Charakterisierung neuer TRIP/TWIP Leichtbaustahle auf Basis Fe-Mn-Al-Si, Clausthal-Zellerfeld : Papierflieger, 2000, ISBN 3-89720-404-5, p. 46ff"]에 따라 계산될 수 있다.
본 발명에 따른 평강 제품에서, 0.1 중량% 이상, 특히 0.2 중량% 이상의 C 함량은 오스테나이트 조직의 안정화에 기여한다. 탄소가 적층 결함 에너지를 증가시키기 때문에, 본 발명에 따른 평강 제품의 TWIP 및 TRIP 특성은 각각의 탄소 함량에 의해 분명히 영향을 받을 수 있다. 또한, 본 발명에 따라 탄소의 존재는 연성의 손실없이 강도를 증가시킨다. 그러나, 0.8 중량% 초과의 탄소 함량에서, 성형성의 감소가 본 발명에 따라 제공되는 벨 노에서의 최종 어닐링에서 일어날 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품의 탄소 함량은 0.1 내지 0.8 중량%로 제한된다. 탄소 함량의 바람직한 효과는 최대 0.5 중량%로 탄소 함량이 제한되는 평강 제품에 대해 특히 신뢰성 있게 달성될 수 있고, 0.2 내지 0.5 중량%의 탄소 함량은 특히 우수한 특성 조합을 초래한다.
망간은 본 발명에 따른 강에서 요구되는 고강도 및 높은 적층 결함 에너지를 야기한다. Mn의 함량은 본 발명에 따른 강의 TRIP 또는 TWIP 특성을 조정하는데 사용될 수 있다. 또한, 높은 함량의 Mn의 존재는 본 발명에 따른 평강 제품이 원하는 오스테나이트 조직을 갖는 것을 보장한다. 이 효과는 Mn 함량이 적어도 10 중량%인 것에 의해 확실하게 달성될 수 있다. 25 중량% 초과의 Mn 함량에서, 관심있는 특성에 대한 추가의 현저한 개선은 일어나지 않는다. 대신에, 25 중량% 초과의 망간 함량에서 최대 인장 강도가 감소할 위험이 있다. Mn 함량을 최대 22 중량%로 제한하는 것은 본 발명에 의해 특정된 Al 함량과 조합하여 지연 균열 형성에 대한 민감성을 최소화한다는 점에서 유리할 수 있다. Mn 함량을 최대 22 중량%, 특히 22 중량% 미만으로 제한하면 부식 전위가 현저하게 감소하고 수소 흡수를 방해한다. 10 중량%의 하한은 본 발명에 따른 평강 제품을 구성하는 강의 제조 용이성 및 우수한 가공성을 보장한다. 이와 관련하여 17 중량% 이상의 Mn 함량이 특히 바람직한 것으로 밝혀졌다. 본 발명에 따른 강에서 Mn 존재의 최적 효과는 17 - 22 중량%의 Mn 함량에서 달성된다.
Al은 본 발명에 따라 특정된 함량에서 내식성을 증가시키고 지연 균열 형성 경향을 감소시킨다. 용접 시험은 또한 본 발명에 따른 강의 경우, Al 함량이 본 발명에 따라 규정된 범위로 유지된다는 사실에 의해 공지된 합금 개념에 비해 납땜 균열 및 열간 균열의 위험이 감소된다는 것이 입증되었다. 따라서, 본 발명에 따라 알루미늄의 함량을 0.3 - 2 중량%로 제한함으로써, 본 발명에 따른 강의 용접성이 보장되는데, 이는 Al 함량이 높은 고망간 함량의 강보다 우수하다. 본 발명에 따른 Al의 함량에 대한 규정은 저항 스폿 용접에서 과도하게 작은 가공 영역의 위험과 높은 Al 함량으로 발생하는 납땜 균열 및 열간 균열 경향에 대응하도록 선택된다. Al 함량이 0.3 - 1.5 중량%, 특히 0.5 - 1.3 중량% 인 경우, 본 발명에 따른 Al의 존재에 의해 달성되는 효과는 특히 확실하게 이용될 수 있다.
Si는 본 발명에 따른 강에서 지연 균열 형성에 대한 저항성을 증가시키지만, 동시에 납땜 균열 및 열간 균열 경향을 상당히 증가시키고 저항 스폿 용접에서 가공 영역을 감소시킨다. 따라서, 최대 Si 함량은 0.5 중량%, 바람직하게는 0.3 중량%로 제한된다. Si의 긍정적인 효과를 안전하게 이용할 수 있도록, 본 발명에 따른 평강 제품에 최소 0.1 중량%의 Si 함량이 제공될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 고망간 함량의 강의 경우에, Fe-Mn-C 시스템은 본 발명에 따른 특성을 달성하는 것과 관련이 있다. 특히, Cr과 같은 강한 탄화물 형성 제가 없는 경우에, 조대한 철 망간 탄화물(예를 들면 (FeMn)3C,(FeMn)7C3, Mn4C, Mn23C6))이 발생하는데, 이들은 오스테나이트 매트릭스에서 탄소 및 망간 고갈을 초래하고 결과적으로 평강 제품의 특성을 저하시킬 것이다.
그러므로 본 발명에 따른 평강 제품에서 C 및 탄화물 형성 원소, 특히 Cr의 동시 존재에 특히 주의를 기울여야 한다. 탄화물 형성이 증가함에 따라, 탄소 고갈이 일어나고, 이는 잠재적으로 적층 결함 에너지의 바람직하지 않은 이동을 수반할 수 있으며, 이에 의해 TRIP 효과를 야기시키거나 증가시킬 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 평강 제품의 합금화는 본 발명에 따른 최종 어닐링(단계 g))을 위해 제공된 벨 노에서 매우 긴 어닐링 시간에도 불구하고 조대한 탄화물, 예를 들어 크롬 탄화물(예를 들어, Cr23C6)의 과도한 형성이 방지되는 방식으로 조정된다. 이러한 이유로, Cr 함량은 최대 1.5 중량%, 바람직하게는 최대 0.7 중량%, 특히 최대 0.5 중량%로 제한된다. 본 발명에 따른 Cr 함량의 제한은 또한 본 발명에 따른 강의 산세에 대한 순응성을 상당히 개선시킨다. 이를 위해, 본 발명에 따른 평강 제품에서 기술적인 관점에서 완전히 비효율적인 정도로 Cr 함량을 제한하는 것이 유리할 수 있다. 이는 본 발명에 따른 평강 제품에서 최대 0.01 중량%의 Cr을 허용함으로써 달성될 수 있다.
본 발명에 따른 강은 마이크로 합금 원소 V, Nb 및 Ti 중 하나 이상을 포함하며, 이들 마이크로 합금 원소의 함량의 합은 0.01 - 0.5 중량%이다. 본 발명에 따른 강에 티타늄, 바나듐 또는 니오븀이 단독으로 또는 서로 조합하여 존재할 때, 본 발명에 따라 구성된 강 조직의 미세 결정립에 대한 V 및 Nb의 긍정적인 효과 및 Ti의 긍정적인 효과가 이용될 수 있다. 즉, 마이크로 합금 원소로서 V, Nb 또는 Ti 가 단독으로만 존재하는 경우에, 단독으로 각각 존재하는 원소의 함량이 0.01 - 0.5 중량% 일 수도 있다. V 및 Nb는 아래에 상세히 설명된 이유로, 최적 조직을 조절하는 관점에서 특히 효과적인 것으로 밝혀졌다.
이 경우, 합계가 0.03 중량% 이상인 V, Nb 및 Ti의 함량이 특히 바람직하다. V, Nb 및/또는 Ti의 존재에 대한 유리한 영향이 안정적으로 이용될 수 있는 것과 관련하여, 이들 원소의 함량의 합이 최대 0.3 중량%, 특히 최대 0.2 중량%이라면 또한 유리할 수 있다.
본 발명에 따라 제공되는 하나 이상의 마이크로 합금 원소 V, Nb, Ti의 존재에 의해, 본 발명에 따른 평강 제품의 벨 어닐링에 의해 최종적으로 어닐링 처리된 조직의 최적 미세 결정화를 위한 조건이 생성된다. V, Nb 및 Ti는 고밀도의 석출물(예를 들어, VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN, TiC, TiN, TiCN)을 갖는 미세한 결정질 조직의 형성을 허용하고 납땜 균열 형성에 대한 주요한 저항에 또한 기여한다. Nb, V 및 Ti는 또한 지연 균열 형성에 영향을 미친다. 평강 제품에 함유되거나 제조 공정 중에 평강 제품 내에 포함되는 수소는 이들 원소에 의해 형성된 석출물에 "포획"되어 무해하게 된다.
이러한 방식으로 본 발명에 따른 평강 제품에서 수득된 결정립의 크기는 연속로에서 연속적으로 어닐링 처리된 오스테나이트계 고망간 강이 갖는 결정립 크기와 비슷하다. 따라서, 전술한 바와 같이, 본 발명에 따라 벨 어닐링 처리된 냉간 압연된 평강 제품에 대해 적어도 ASTM 13, 일반적으로 ASTM 14보다 미세한 조직이 보장할 수 있다. 실제 시험에 따르면 ASTM 15의 요건을 충족하는 조직이 규칙적으로 얻어지는 것을 나타내었다.
본 발명에 따른 강재의 마이크로 합금 원소로서, 티타늄은 미세 결정화에 기여할 수 있고 강의 기계적 특성에 긍정적으로 영향을 줄 수 있는 석출물을 형성한다. 그러나, 티타늄은 이러한 목적을 위해 본 발명에 따라 제공되는 합금 원소 니오븀 또는 바나듐보다 미세한 결정립 조직의 조절과 관련하여 덜 효과적이다. 따라서, Ti는 바람직하게는 원소 V 및 Nb 중 하나 이상과 조합으로 본 발명에 따른 강에 첨가된다. 본 발명에 따른 평강 제품에서 이들 원소의 효과를 최적으로 지원하는 티타늄에 의한 효과는, 0.01 중량% 이상의 Ti 함량에서 초래한다. 만약 Ti의 함량이 너무 높으면, 조대한 TiN 또는 TiC 입자가 형성될 수 있는데, 이들 입자로부터 본 발명에 따른 강으로 제조된 평평한 제품의 냉간 압연 및 냉간 성형 동안 균열이 발생할 수 있다. 또한, TiN 또는 TiC 입자는 냉간 압연 및 냉간 성형 중에 파괴될 수 있다. 파괴된 입자 사이에 공동이 형성되어 균열의 출발 지점으로 작용할 수 있다. 마지막으로, 표면에 가까이에서 조대한 TiC 입자는 냉간 압연 및 냉간 성형 동안 표면 결함을 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명은 Ti 함량이 존재하는 경우 0.5 중량%의 상한 미만으로 유지되어야 하고, Ti가 유효량으로 존재한다면 Ti 함량은 최대 0.15 중량%, 특히 최대 0.08 중량%인 것이 특히 바람직하다고 입증되었다.
특성의 최적화된 조합을 갖는 본 발명에 따른 강이 제조되는 경우, 이는 본 발명에 따른 강의 Ti 함량이 Ti가 영향을 미치지 않는 값, 즉 불가피한 불순물에 기인하는 값으로 감소되는 것에 의해, 바람직하게는 더 높은 Nb 또는 V 함량에 의해 달성될 수 있다. 이 경우, V 및/또는 Nb만이 본 발명에 따른 평강 제품에 마이크로 합금 성분으로서 존재하는데, 본 발명에 따른 마이크로 합금 성분 함량의 합은 0.01 내지 0.5 중량%인 반면에, 기술적 의미에서 Ti 함량은 "0 중량%"와 동일하다.
Nb 단독으로 존재하는 경우, 본 발명에 따른 평강 제품의 Nb 함량은 0.01 내지 0.5 중량%일 수 있고, 최대 0.15 중량%, 특히 최대 0.08 중량%의 함량이 특히 바람직하다는 것이 입증되었다. Nb 함량의 감소된 상한은 Nb가 V 및/또는 Ti와 함께 존재할 때 특히 유리한 것으로 입증되었다.
본 발명에 따른 평강 제품에 옵션으로 존재하는 Nb 및 Ti 함량은 열간 압연 동안에 Nb 및 Ti 석출물을 초래하여 열간 압연 및 냉간 압연 동안 압연 저항을 증가시킨다. 이는 특히 열간 압연 동안 바람직하지 않은 것으로 입증될 수 있는데, 그 이유는 본 발명에 따라 규정된 비교적 높은 Al 함량 및 옵션의 Si 함량이 이미 열간 압연 저항의 증가를 수반하기 때문이다. 따라서, Nb 함량을 기술적으로 영향을 미치지 않는 최소한으로 감소시키는 것이 본 발명에 따른 평강 제품의 제조에서 입증된 문제에 유리할 수 있다.
바나듐의 존재에 의한, 바나듐 석출물은 마무리 압연 시트의 최종 어닐링 동안에만 발생하므로 열간 압연 및 냉간 압연을 방해하지 않는다. 본 발명에 따른 강을 열간 압연 또는 냉간 압연하기 어려운 것으로 판명되는 경우, 이러한 이유로 Nb 함량과 관련하여 강의 바나듐 함량을 증가시키거나 높은 바나듐 함량을 선호하여 니오븀 및/또는 티타늄의 첨가를 생략하는 것이 유리할 수 있다. 이 경우, 본 발명에 따른 평강 제품의 V 함량은 0.01 내지 0.5 중량%일 수 있는 반면, Nb 및 Ti는 불가피한 불순물에 기인한 기술적으로 영향을 미치지 않는 함량으로만 존재함, 즉 이들의 함량은 기술적인 관점에서 "0 중량%"와 동일하다. 여기에서, 최대 0.15 중량%, 특히 최대 0.08 중량%의 V 함량이 특히 바람직하다는 것이 입증되었다. 이는 특히 V가 Nb와 함께 존재할 때 사실이다.
황 및 인은 필연적으로 용융 공정 동안 본 발명에 따른 평강 제품의 제조를위해 의도한 강에 유입된다. 이들은 결정 입계에서 취화로 이어질 수 있다. 특히, 충분한 열간 성형성과 관련하여, 본 발명에 따른 평강 제품에서 S 함량은 0.03 중량% 미만으로 제한되고 P 함량은 0.08 중량% 미만으로 제한된다. S 및 P 함량은 바람직하게는 본 발명에 따른 평강 제품의 특성에 부정적인 영향을 미치지 않도록, 즉 기술적인 관점에서 영향을 미치지 않는 방식으로 각각 조정되어야 한다는 것은 말할 것도 없다.
질소는 탄질화물을 형성하기 위해 0.1 중량% 이하의 함량이 필요하다. N이 부족한 경우, C-풍부 및 N-부족 탄질화물이 형성된다. 따라서, 본 발명은 바람직하게는 본 발명에 따른 평강 제품에서 0.003 중량% 이상, 특히 0.005 중량% 이상의 N 함량을 규정한다. N 함량은 여전히 낮게 설정해야 한다. Al 및 N은 기계적 특성, 특히 연신율 값을 현저하게 저하시킬 수 있는 석출물을 형성한다. 후속 열처리에 의해서도, AlN 석출물은 더 이상 용해될 수 없다. 이러한 이유로, 본 발명에 따른 강에서 질소의 최대 함량은 유리하게는 0.1 중량% 미만, 특히 최대 0.025 중량%, 특히 최대 0.0170 중량%로 제한된다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품에서 질소 존재의 최적 효과는 N 함량이 0.0030 - 0.0250 중량%, 특히 0.005 - 0.0170 중량% 일 때 나타난다.
2 중량% 이하의 함량으로 선택적으로 첨가되는 Mo는 내식성을 향상 시키는데 기여할 수 있으며, 동시에 지연 균열 형성의 위험을 감소시킬 수 있다. Cr과 마찬가지로, Mo는 강에 존재하는 탄소 및 질소와 함께 석출물을 추가로 형성하며, 이는 수소의 첨가에 의한 균열의 지연 형성에 대응한다. 그러나, Mo는 또한 매우 강한 탄화물 형성제이기 때문에, 그 함량은 바람직하게는 최대 1 중량%, 특히 최대 0.5 중량%로 제한된다. 동시에, Mo가 0.1 중량% 이상의 함량으로 존재한다는 점에서 본 발명에 따른 강에서 Mo의 효과는 안전하게 이용될 수 있다.
Co는 본 발명에 따른 평강 제품에서 입자 성장을 억제하여 조직의 미세 결정화에 기여하도록 최대 0.5 중량%, 특히 최대 0.2 중량%의 함량으로 옵션으로 존재할 수 있다. 이 효과는 0.01 중량% 이상의 함량으로 달성될 수 있다.
옵션으로 첨가된 붕소는 기계적-기술적 특성에 대한 효과에서 합금 원소 Mn을 대체한다. 따라서, Mn 함량이 20 중량% 이고 0.003%의 붕소를 가진 강은 25% Mn을 함유하지만 B는 없는 강과 유사한 특성 프로파일을 갖는다는 것이 밝혀졌다. 따라서, 0.01 중량% 이하의 붕소를 본 발명에 따른 강 합금에 첨가하는 것은 높은 강도를 유지하면서 지연 균열 형성 및 납땜 균열의 방지에 유리한 감소된 Mn 함량을 가능하게 한다. 또한, 소량의 붕소는 본 발명에 따른 강 합금으로 제조된 열간 스트립의 스트립 에지 품질에 긍정적인 영향을 나타낸다. Al 및 Si 합금된 고망간 함유 강으로부터 알려진 바와 같이, 스트립 에지 영역에서의 균열 및 불안정성은 이러한 방식으로 억제된다. 본 발명에 따른 평강 제품에서 B의 효과는 B 함량이 0.001 중량% 이상일 때 안전하게 이용될 수 있다.
옵션으로 첨가된 니켈은 높은 파단 연신율에 기여하고 본 발명에 따른 평강 제품의 강의 인성 및 지연 균열 형성에 대한 저항성을 증가시킬 수 있다. 그러나, 본 발명에 따른 강에서 이러한 효과는 강이 8 중량% 초과의 니켈을 함유하는 경우에 급감된다. 따라서, 본 발명에 따라 옵션으로 첨가되는 니켈 함량의 상한은 8 중량%, 바람직하게는 5 중량%, 특히 3 중량%로 제한된다. 본 발명에 따른 평강 제품에서 Ni의 효과는 Ni 함량이 0.1 중량% 이상일 때 안전하게 이용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강의 경도는 5 중량% 미만의 함량으로 구리를 선택적으로 첨가하는 것에 의한 석출물의 형성에 의해서 증가될 수 있다. 그러나, Cu의 함량이 더 높으면 예를 들어 본 발명에 따른 강으로 만들어진 평강 제품을 사용할 수 없게 하는 표면 결함을 초래할 수 있다. 이러한 이유로, Cu의 함량은 바람직하게는 3 중량% 미만, 특히 0.5 중량% 미만으로 제한되어야 한다. 본 발명에 따른 평강 제품에서 Cu의 효과는 Cu 함량이 0.1 중량% 이상일 때 안전하게 사용될 수 있다.
강 제조 동안 선택적인 Ca 처리에 의해, 특히 본 발명에 따른 조성에서 높은 Al 함량을 함유하는 경우에, 본 발명에 따른 평강 제품의 제조를 위해 사용되는 강 용융물의 주조성이 개선될 수 있다. Ca는 산화 알루미늄(Al2O3)과 함께 칼슘 알루미 네이트를 형성하며, 이는 슬래그에 흡수되어 산화 알루미늄을 무해하게 만든다. 이러한 방식으로, 산화 알루미늄이 주조성에 영향을 미치는 막힘(침지 튜브에 퇴적)으로 이어지는 위험이 상쇄된다. 따라서, 본 발명에 따른 강에서, 0.015 중량% 이하, 특히 0.01 중량% 이하의 Ca 함량이 옵션으로 허용되며, 선택적인 Ca 처리의 유리한 효과는 전형적으로 0.0005 중량% 이상의 Ca 함량에서 발생한다.
Mg는 제강 동안 탈산을 위해 선택적으로 사용될 수 있고, O 및 S와 함께 미세 산화물을 형성하는데, 이는 본 발명에 따른 평강 제품을 용접할 때 용접 열영향 부의 연성에 유리한 효과를 줄 수 있다. 그러나, Mg 함량이 너무 높으면, 평강 제품의 조직에 조대한 석출물이 형성될 수 있다. 따라서 옵션인 Mg 함량은 최대 0.0015 중량%로 제한된다.
안티몬 및 주석은 입계 편석의 경향이 있기 때문에 취성을 유발할 수 있다. 또한, 이들은 수소 유기 균열 형성의 경향을 촉진시킨다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품에서 Sb 및 Sn 함량을 각각 최대 0.2%로 제한하는 것이 유리하다. 본 발명에 따른 평강 제품에서 Sb 및 Sn 함량을 기술적으로 영향을 미치지 않는 최소한으로 감소시키는 것이 유리할 수 있다.
마찬가지로, 옵션으로 각각 존재하는 원소 Zr, Ta 및 W는 탄화물 형성에 의해 미세 결정립의 형성을 촉진할 수 있다. 그러나, 이들의 효과는 본 발명에 따라 이러한 목적을 위해 제공된 합금 원소 V, Nb 또는 Ti에 비해 낮다. 또한, Zr, Ta 및 W는 지나치게 높은 함량에서 용접성 및 냉간 성형성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품에서 Zr, Ta 및 W의 함량의 합에 대한 상한은 최대 2 중량%, 특히 최대 1 중량%로 제한된다. Zr, Ta, W의 긍정적인 효과는 이들 원소 중 하나 이상이 0.05 중량%의 함량으로 존재하는 경우에 확실히 이용될 수 있다.
희토류 금속 그룹에 속하는 원소들이 본 발명에 따른 평강 제품에서 0.2 중량% 이하의 함량으로 옵션으로 존재할 수 있다. 이들은 바람직하지 않은 Al 산화물의 출현을 방지하기 위해, 특히 낮은 산소 함량이 조정되어야 하는 경우 탈산을 위해 사용될 수 있다. 또한, 희토류 금속의 함량이 입자 미세화 효과를 가질 수 있고 비금속 개재물의 형성에 기여할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품에서 옵션인 희토류 금속의 함량은 바람직하게는 최대 0.05 중량%로 제한된다. 희토류 금속의 존재에 대한 긍정적인 영향은 희토류 금속의 함량이 0.02 중량% 이상일 경우에 안전하게 이용될 수 있다.
그들의 특성 프로파일로 인해, 본 발명에 따른 평강 제품은 열간 성형 또는 냉간 성형에 의해 부품을 제조하는데 특히 적합하다. 일반적으로 본 발명에 따른 평강 제품은 갑작스런 하중을 받는 상황에서 특히 높은 에너지 흡수 능력을 특징으로 한다.
이들의 특수한 특성 스펙트럼으로 인해, 본 발명에 따라 제조된 평강 제품은 특히 차체 구성요소의 제조에 적합하다. 매우 높은 강도 및 탄성으로 인해, 본 발명에 따라 구성되고 제조된 재료는 차체의 하중 지지 구성요소 및 충돌 관련 구성요소에 특히 적합하다. 따라서, 높은 하중 지지 능력이 높은 수준의 보호 및 낮은 중량과 결합되어 있는 본 발명에 따른 평강 제품으로부터 구조적인 구성요소를 제조하는 것이 가능하다.
높은 에너지 흡수 능력으로 인해, 본 발명에 따른 평강 제품은 또한 개인 보호용 방호복 또는 부품의 제조에 적합하다. 특히, 본 발명에 따른 평강 제품으로 제조된 요소는 신체에 직접 착용되어 충격 또는 유사한 펄스 공격으로부터 보호하는 역할을 하는 요소를 제조하는데 사용될 수 있다.
우수한 변형성 및 강도와 결합된 경량화로 인해, 본 발명에 따른 평강 제품은 차량, 특히 자동차용 휠로 가공하기에 특히 적합하다.
본 발명에 따른 평강 제품으로부터 극저온 기술 분야에서 사용되는 구성요소를 제조하는 것이 또한 가능하다. 본 발명에 따라 제조된 냉간 스트립 제품의 유리한 특성의 스펙트럼은 심지어 저온 기술 분야에서 통상적인 저온에서도 유지된다.
특히 캠축 또는 피스톤로드와 같은 고강도 엔진 부품의 제조를 위해 의도된, 파이프의 제조를 위해 본 발명에 따른 강판을 사용하는 것도 상정할 수 있다.
본 발명에 따른 평강 제품을 표면 부식으로부터 보호하기 위해, 실제 사용시 부식성 공격에 노출되는 적어도 그 표면에 금속 보호 코팅이 코팅될 수 있다. 이 보호 코팅은 그 자체로 공지된 방식으로 구성될 수 있는 Al 기반 층 또는 Zn 기반 층일 수 있고, 마찬가지로 공지된 방식으로 본 발명에 따른 평판 제품에 예를 들어 전해 아연 도금에 의해, 용융 아연 도금에 의해, ZnNi 코팅과 같은 포스트 어닐링 또는 갈바닐 코팅 공정에 의해, 또는 화이어 알루미늄 도금에 의해 적용될 수 있다. 이에 의해, 특히 전해 아연 도금에 의해 양호한 코팅 결과가 달성될 수 있다.
본 발명에 따른 방법을 위해, 본 발명에 따른 방법의 단계 a)에서, 상기 설명에 따라 구성된 강으로부터 제조된 전구체가 제조된다. 강은 통상적으로 제강 전로 또는 아크 전기로에서 제조된 후 마찬가지로 전형적인 방식에서 전구체로 주조될 수 있다. 이 전구체는 종래의 주조 공정에서 제조된 블록, 슬래브 또는 얇은 슬래브 또는 공지된 스트립 주조 공정 중 하나에 의해 주조된 스트립이다.
일반적으로 말하면, 전구체의 제조 후에, 주조 후에 인라인 또는 오프라인으로 수행되는 열간 압연 공정이 실행된다. 이러한 방식으로 얻은 열간 스트립은 탠덤 밀, 리버싱 스탠드 또는 센드지미르 스탠드에서 냉간 스트립으로 냉간 압연된다. 이를 위해, 본 발명에 따른 강 합금으로 제조된 열간 스트립을 먼저 산세할 수 있다. 생성된 냉간 스트립은 벨 어닐링 노에서 최종 어닐링되고, 이어서 옵션으로 표면 코팅(열간 성형 및 프레스 경화를 위해 적합한 Z, ZE, ZF, ZMg, ZN, ZA, AS, S, 박막의 스케일 방지 코팅)될 수 있다. 표면 코팅 적용 후 별도의 열처리가 동일하게 가능하다. 다음에 본 발명에 따른 냉간 스트립에는 열간 또는 온간 성형 공정에 사용될 수 있는 코팅이 제공될 수 있다. 특히, 본 발명에 따른 Zn 코팅된 냉간 스트립의 경우, 지연 균열 형성에 대한 본 발명에 따른 평강 제품의 높은 저항성은 열적 후처리에 의해 추가로 개선될 수 있다. 이러한 후처리에서, 아연 코팅된 재료는 아연 층과 기재의 합금화가 이용되도록 처리된다. 열적 후처리로 인해, 아연은 기재 내로 합금화된다. 이러한 방식으로 처리된 재료는 상당히 오래 관찰 기간 이후에만 지연 균열 형성을 보이거나 또는 심지어 균열 형성이 전혀 없다.
구체적으로, 본 발명에 따른 방법의 단계 b)에서, 단계 a)에서 제공된 전구체는 1100℃ 이상의 유지 온도로 재가열되거나 그 온도에서 유지되며, 유지 온도는 바람직하게는 1150℃ 이상이다. 특히 전구체가 열간 스트립 제조와 별개인 공정에서 제조되는 슬래브 또는 블록인 경우, 유지 온도로의 재가열이 필요하다. 이러한 경우에, 예를 들어 얇은 슬래브가 연속적인 잇따른 단계에 주입되어 열간 스트립으로 가공되는 공지된 주조-압연 라인들에서와 같이, 주조 후에 연속적인 작업 흐름으로 전구체가 열간 압연으로 직접 공급되는 경우에, 단계 b)는 또한 주조 열을 이용함으로써 각각의 유지 온도에서 유지하는 것으로 구성될 수 있다.
단계 b)에서 유지 온도로 재가열되거나 또는 유지 온도에 유지되는 전구체는 단계 c)의 열간 압연 공정을 거치고, 여기서 800℃ 이상의 열간 압연 최종 온도에서 열간 스트립으로 열간 압연된다. 유리하게는, 실제 제조 조건 하에서 최적의 품질의 조직을 갖는 본 발명에 따른 열연 평강 제품을 얻기 위하여, 열간 압연 동안 패스 압하율은 패스 당 각각 적어도 10%이다. 열간 압연 최종 온도는 1050℃를 넘지않아야 한다. 열간 압연 최종 온도가 증가함에 따라, 열간 스트립의 인장 강도 및 항복 강도는 감소하는 반면, 연신율 값은 증가한다. 본 발명에 의해 특정된 프레임 내에서 압연 최종 온도를 800 내지 1050℃, 특히 950 내지 1000℃로 변화시킴으로써, 열간 스트립의 냉간 압연성을 간단한 방식으로 조정할 수 있다.
단계 c)에서 얻어진 열간 스트립은 단계 d)에서 최대 권취 온도 750℃에서 코일로 감긴다. 권취 온도를 최대 750℃, 특히 700℃ 미만, 특히 300 - 600℃로 제한함으로써, 입계 산화 위험이 최소화된다. 입계 산화는 재료 스폴링을 야기할 수 있으며, 따라서 추가 가공을 어렵게하거나 불가능하게 만든다. 또한, 본 발명에 따라 미리 정해진 온도에서 권취함으로써, 탄질화물의 조기 석출이 방지된다. 권취 온도는 300℃ 이상이어야 하는데, 그 이유는 이보다 낮은 온도에서는 에지 파형의 증가가 일어날 수 있기 때문이다.
본 발명에 따라 제조된 열간 스트립에서, 존재한다면 V의 함량은 80% 이상, 특히 90% 이상이 용해된 형태이고, 존재하는 경우 Nb의 함량은 50% 이상, 특히 60% 이상이 용해된 형태이다. V 및/또는 Nb의 나머지 함량은 석출물로 존재하며, 여기서 석출물에 결합된 V 및 Nb 함량의 양은 열간 압연 동안에 적절한 공정 제어에 의해 최소화되어야 한다. 열간 스트립에서 용해된 마이크로 합금 원소의 높은 비율로 인해, 후속 냉간 압연 및 후속 벨 어닐링 동안 원하는 매우 미세한 조직이 확실하게 생성될 수 있다. Ti는 80% 초과의 함량이 석출물 형태로 열간 스트립에 석출되며 따라서 냉간 스트립에서 미세 결정립 형성에 덜 효과적이다.
열간 스트립은 권취 후에 통상적인 방식에서 냉간 스트립으로 냉간 압연되고(단계 f)), 산세에 의한 옵션인 표면 세정된다(단계 e)). 바람직하게는, 본 발명에 따른 완성된 평강 제품의 최적화된 변형 및 강도 특성을 안전하게 달성하기 위해, 냉간 압연 동안 달성되는 냉간 압연율은 30% 내지 80%의 범위이다.
냉간 압연(단계 f))에 후속해서, 충분한 재결정화를 보장하기 위해 단계 g)로서 벨 노에서 600℃ 이상 및 1200℃ 이하, 바람직하게는 800℃ 미만, 특히 650 내지 750℃의 어닐링 온도로 최종 어닐링이 실행된다.
가열 공정을 시작하기 전에, 보호 후드의 분위기는 점화 불가능한 산소 함량까지 불활성 기체로 먼저 교환될 수 있다(린싱). 한편, 이것은 폭발성 H2-공기 혼합물을 방지한다. 다른 한편, 재료의 산화가 방지될 수 있다. 이어서, 50% 이상의 H2가 존재하는 원하는 H2-불활성 기체 혼합물이 되도록, 수소를 사용하여 린싱이 수행된다. 이렇게 형성된 어닐링 분위기의 잔부는 대표적으로 N2인 불활성 가스로 채워진다.
목표 어닐링 온도에서의 어닐링은 적어도 50% 수소를 갖는 보호 가스 분위기에서 이슬점이 0℃ 미만, 바람직하게는 -50℃ 미만인 환원 분위기에서 일어난다. 필요한 가열 및 냉각 속도를 달성하고 이들을 확실하게 준수할 수 있도록 하기 위해, 어닐링 공정에서 50% 이상의 H2 분위기가 필요하다.
어닐링 분위기의 이슬점이 낮기 때문에, 입계 산화가 방지되고 일반적으로 Mn 강의 높은 부식 경향이 방지되어 스트립 표면 상에 거대한 산화물 층의 형성이 감소된다. 어닐링 공정 동안 이슬점을 각각의 사양에 일정하게 유지할 필요는 없다. 오히려, 전형적인 벨 어닐링 노에서 통상적인 바와 같이, 이슬점은 어닐링 사이클 동안 연속적으로 감소할 수 있으며, 따라서 예를 들어 이슬점 0℃에서 시작하여 -50℃ 미만, 바람직하게는 -70℃ 미만의 값으로 연속적으로 감소할 수 있다. 어닐링 과정의 고온 범위(T > 600℃)에서 이슬점은 -50℃ 미만, 바람직하게는 -60℃ 미만이어야 한다.
어닐링 공정을 시작할 때, 재결정화 및 수반되는 조직의 미세 입도를 위해, 가열 후드 아래의 냉간 스트립이 목표 어닐링 온도에 도달하는 가열 속도가 특히 중요하다. 본 발명에 따라, 가열 속도는 평균적으로 0.1 K/분 이상, 바람직하게는 0.5 K/분 이상이다. 이어서, 냉간 스트립은 목표 어닐링 온도에서 유지 시간 동안 유지되는데, 이는 스트립을 통한 균일한 가열을 위해 충분하다. 유지 시간은 평강 제품의 열전도도, 배치(batch) 중량, 목표 어닐링 온도, 보호 가스 및 사용된 노 기술에 따라 다르지만, 유지 시간은 30분 이하가 되지않아야 하며 최대 60 시간일 수 있다. 어떤 경우에도, 유지 시간은 평강 제품의 코일 권선의 중간에서 조차도 완전한 재결정이 보장되도록 길어야 한다. 일반적으로, 유지 시간은 5 시간 이상, 특히 7 시간 이상이며, 최대 유지 시간은 최대 30 시간, 특히 최대 20 시간인 것이 실제로 입증되었다.
어닐링 공정이 종료된 후(가열 시간 및 유지 시간), 가열 후드가 제거되고 냉각 후드가 부착된다. 목표 냉각 온도까지의 후속 냉각, 즉, 기술 용어로 "인출 온도"라고도 하는 어닐링 처리된 코일로부터 냉각 후드가 일반적으로 끌어내어져서 제거되는 온도로의 후속 냉각은 서냉 단계 및 옵션으로 추가적인 신속한 냉각 장치를 갖춘 급냉 단계로 구성된다. 서냉 단계 동안, 목표 냉각 온도(= 인출 온도)에 도달할 때 배치가 패킹될 수 있도록 불활성 가스로 린싱이 수행된다. 냉각 중에 냉각 속도는 가능한 한 빨라야 하지만, 평균적으로 0.05 K/분 이상, 바람직하게는 0.3 K/분 이상이어야 한다. 여기서 급속 냉각의 목표는 재결정화가 이미 완전히 완료되었기 때문에 재결정화는 아니며, 특히 냉각 중 임계 온도 범위를 통과할 때 탄화물 형성의 실질적인 방지 및 입자 조대화의 방지이다. 냉각의 목표 냉각 온도(= 인출 온도)는 500℃ 미만, 바람직하게는 200℃ 미만이다.
본 발명에 따른 사양을 고려한 벨 어닐링에서, 벨 어닐링을 위한 일반적인 단계들이 완료된다. 예를 들어, 냉간 압연 후에 얻어진 냉간 스트립으로부터 권취 된 복수의 코일은 스택으로 쌓여져서 통상적인 방식으로 함께 벨 어닐링 처리될 수 있다. 벨 어닐링을 위해, 어닐링 처리될 각각의 코일 또는 어닐링 처리될 코일의 스택 위에 또한 통상적인 방식으로 보호 후드가 배치될 수 있으며, 보호 후드는 어닐링 공정 동안 가스 분위기를 조정하는 역할을 한다. 또한 통상적인 바와 같이, 가열 후드가 먼저 보호 후드 위에 놓일 수 있으며, 이를 통해 목표 어닐링 온도로의 가열 및 목표 어닐링 온도에서 유지가 이루어진다. 후속 냉각을 위해, 일반적인 방식으로 이 가열 후드는 예를 들어 팬에 의해 강제되는 냉각 가스 흐름을 통해 제어된 가속 냉각을 수행하도록 구성된 냉각 후드로 교체될 수 있다.
본 발명에 따른 방법에서, "기본 시간"(즉, 서비스 시간없이 냉각 시간을 포함하는 가열 벨 시간)으로도 지칭되는 가열 후드 및 냉각 후드 하에서의 냉간 스트립의 총 체류 시간은 최대 150 시간, 바람직하게는 최대 80 시간이다.
냉각 후에, 본 발명에 따른 벨 어닐링 처리된 냉간 압연 평강 제품의 배치가 포장될 수 있다.
따라서, 최종 어닐링 후, 수득된 스트립은 원하는 미세 결정립의 조직을 확실하게 나타낸다.
본 발명에 따른 벨 어닐링 처리된 강에서, 마이크로 합금 원소를 갖는 석출물(예를 들어 VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN, TiC, TiN 또는 TiCN)의 표면 부분은 1% 초과, 바람직하게는 1.5% 초과인 반면, 동일한 조성의 강으로 구성되지만 연속적인 진행으로 어닐링 처리된 평강 제품은 이들 석출물에 대해 1% 미만의 표면 부분을 나타낸다. 본 발명에 따른 벨 어닐링 처리된 강의 높은 표면 부분은 특별한 방식으로 입자 조대화에 대항하여 조직을 안정화시킨다. 탄소 담체 필름의 투과 전자 현미경 명시야 이미지(20,000 배 확대)를 생성하고, 표면 부분을 결정하기 위해 이진화하고, 반전시키고 이미지 분석에 의해 후속해서 분석하였다. 투과 전자 현미경을 위한 준비 방법은 Carl Zeiss 시리즈의 간행물 34-771, ZS XI/74 Poo에 게재된 K. Moeldner, Elektronenmikroskopische Objekttraeger und Traegerfilme, Kohlenstoff-Filme, pp. 10-11에 기재되어 있다.
본 발명에 따른 방법의 변형으로서, 단계 g)는 코일 턴들 사이에 랩핑된 와이어를 갖는 개방 코일 어닐링으로서 사용될 수 있다. 개방 코일 어닐링의 장점은 코일 내부 권선의 가열 및 냉각 속도가 높으며, 결과적으로 짧은 공정 시간으로도 스트립 길이에 걸쳐 균일한 특성을 갖게 된다.
어닐링 파라미터의 본 발명에 따른 선택은 본 발명에 따른 원하는 미세 조직의 형성을 보장하며, 미세 입자는 규칙적으로 적어도 ASTM 13 이상에 해당한다. 본 발명은 여기서 열간 스트립에 여전히 용해된 상태로 존재하고 본 발명에 따라 제공되는 V, Nb 및/또는 Ti의 함량이 최종 어닐링 공정 동안 미세한 석출물(VCN, NbCN 등)을 형성한다는 사실을 이용하며, 미세한 석출물들은 최종 어닐링 공정 동안 결정립 성장을 현저하게 방지한다.
최종 어닐링 후, 수득된 냉간 스트립은 치수 정확도 및 기계적 특성을 추가로 개선하기 위하여 그 자체로 공지된 방식으로 스킨 패스 압연될 수 있다.
평강 제품을 블랭크 상태로 운송하는 경우, 표면 부식을 일시적으로 방지하기 위해 금속 코팅 대신 오일이 도포될 수 있다.
본 발명은 예시적인 실시예들을 사용하여 아래에서 더 상세히 설명된다.
표 1은 본 발명에 따른 조성을 갖는 강 D, G, I, O, P, R, S의 조성 및 본 발명에 따르지 않는 조성을 갖는 강 J, K, L, M, N, Q의 조성을 나타낸다. 각각의 경우에, 소위 전체 분석이 표시된다. 다시 말해서, 함량에 대한 정보는 각각의 강에 기술적으로 비활성인 함량으로만 존재하는 원소에 대해서도 제공되지만, 그 함량이 낮음으로 인해 당해 원소는 각각의 강의 성질에 영향을 미치지 않는다.
또한, 표 1에는 여기에서 특정된 각각의 강에 대해, Graessel에 의한 전술한 문헌에 따라 결정된 적층 결함 에너지(SFE)가 제공된다.
다양한 시험 1 내지 시험 25을 위해, 표 1에 열거된 강으로부터 제조된 슬래브는 관통 가열을 위한 충분한 기간 동안 유지 온도 VWT에서 유지된 후, 열간 압연 최종 온도 WET에서 2 mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연되었다. 얻어진 열간 스트립을 권취 온도 HT에서 코일에 권취하고, 실온으로 냉각한 후, 종래의 산세 장치에서 디스케일링 하였다. 마지막으로, 열간 스트립을 냉간 압연율 KWG로 냉간 압연 하였다.
얻어진 냉간 스트립은 코일로 감겨져서 벨 어닐링 노에 넣어졌다.
공업적인 테스트에서 생산된 냉간 스트립 코일과 어닐링을 위해서 사용되는 벨 어닐링 노의 대표적인 치수들이 표 4에 기재되어 있다. 그 크기와 무게로 인해, 이들 공업적인 코일은 특히 긴 어닐링 및 유지 시간을 필요로 한다.
벨 어닐링 노에서, 냉간 스트립은 가열 속도 HR에 기인한 가열 시간에 걸쳐 각각의 목표 어닐링 온도 TG까지 상기 가열 속도 HR로 가열되었으며, 상기 목표 어닐링 온도 TG에서 유지 시간 HZ에 걸쳐 유지되었다. 이어서, 냉간 스트립을 냉각 속도 HK에서 인출 온도(= 목표 냉각 온도) TZ로 냉각시켰다.
일반적으로 벨 어닐링에 대해 수행되는 바와 같이, 냉간 스트립의 어닐링 처리에서 여기에 상세히 설명된 단계들에 추가하여, 추가의 중간 단계들이 완료되었다는 것은 말할 것도 없다.
표 2에서, 시험 1 내지 25에 대해 다음과 같은 것이 제공된다. 표 1에서 주어진 각각의 시험한 냉간 스트립을 구성하는 강, 유지 온도 VWT, 열간 압연 최종 온도 WET, 권취 온도 HT, 냉간 압연율 KWG, 평균 가열 속도 HR, 목표 어닐링 온도 TG, 기준 시간 SZ, 유지 시간 HZ, 평균 냉각 속도 HK. 및 유지 시간 HZ의 종료 후에 각각의 코일이 냉각된 인출 온도(= 목표 냉각 온도) TZ가 구성된다.
시험 1 내지 25로부터 수득된 냉간 스트립에 대해, 항복 강도 Rp0.2, 인장 강도 Rm, 파단 연신율 A80, Rm x A80 및 그 조직의 입도가 관련 ASTM 가이드라인에 따라 결정되었다.
또한, 탄화물 표면 밀도가 각각의 냉간 스트립에 대해 절단된 조직에서 결정되어 등급으로 분류되었다. 탄화물 등급 "1"은 1000 ㎛2 당 250 개 입자 미만의 탄화물 표면 밀도를 갖는 냉간 스트립이고, 탄화물 등급 "2"는 1000 ㎛2 당 250 개 입자 이상의 탄화물 표면 밀도를 갖는 냉간 스트립이다.
더욱이, 시험 1 내지 25에서 얻어진 냉간 스트립의 샘플로부터, 원형 블랭크/컵 직경비 β = 2.0(드로잉 비율)을 갖는 컵을 드로잉 하였다. 컵은 28일 부식 시험을 받았으며 이 시험에서 컵은 부식 방지 코팅없이 5% NaCl 용액에 노출되었다. 시험 기간 동안 4 개의 컵의 집합체로부터 1 개의 컵에 전혀 균열이 형성되지 않은 경우, 각각의 냉간 스트립 샘플은 "합격"("OK")으로 분류되었다. 그렇지 않은 경우, "불합격"("NOK")으로 평가되었다.
시험 1 내지 25로부터 얻은 냉간 스트립의 추가 샘플을 사용하여, SEP 1220-2에 따른 WPS 결합 테스트가 수행되었는데 샘플들은 SEP 1220-2에 따라 설정된 최대 용접 전류 Imax로 전형적인 아연 도금된 딥 드로잉 강("이종 용접")에 스폿 용접되었다. 이어서, 각각 5개의 절단부를 제조하여 납땜 및 열간 균열을 육안으로 검사하였다. 최대 길이가 20 ㎛인 균열이 전체 절단부에 존재하면, 절단부는 "OK"로서 분류된다. 그렇지 않은 경우, 절단부는 "NOK"로서 평가되었다.
V 및/또는 Nb 및/또는 Ti의 첨가에 의해 달성된 매우 미세한 조직으로 인해, 본 발명에 따라 제조된 냉간 스트립은 용접 동안 납땜 균열에 대한 특히 우수한 저항성으로 구별된다는 것이 확인되었다.
표 3은 시험 1 내지 25에서 제조된 냉간 스트립의 특성 평가의 결과를 요약한 것이다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004

Claims (15)

  1. 벨 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품으로서, 항복 강도 Rp0.2가 350 MPa를 초과하고, 파단 연신율 A80이 35% 이상이며 인장 강도 Rm가 800 MPa 이상이며, 평강 제품의 조성은 (중량%로)
    C : 0.1 - 0.8%,
    Mn : 10 - 25%,
    Al : 0.3 - 2%,
    "V, Nb, Ti"의 함량의 합이 0.01 - 0.5%라는 조건으로 상기 "V, Nb, Ti" 그룹의 하나 이상의 원소,
    Si : 최대 0.5%,
    Cr : 1.5% 미만,
    S : 0.03% 미만,
    P : 0.08% 미만,
    N : 0.1% 미만,
    Mo : 2% 미만,
    Co : 최대 0.5%,
    B : 0.01% 미만,
    Ni : 8% 미만,
    Cu : 5% 미만,
    Ca : 최대 0.015%,
    Mg : 최대 0.0015%,
    Sb : 최대 0.2%,
    Sn : 최대 0.2%,
    "Zr, Ta, W"의 함량의 합이 최대 2%라는 조건으로 상기 "Zr, Ta, W" 그룹의 하나 이상의 원소,
    희토류 금속 : 최대 0.2%,
    잔부는 철과 불가피한 불순물이며,
    - 적층 결함 에너지가 7 - 15 mJ/m²이고,
    - ASTM 13 이상의 ASTM 특정 결정립 크기에 의해 특징지어지며 1000 ㎛²당 250 개 이하의 탄화물 입자의 탄화물 표면 밀도를 갖는 조직을 가지고 있는 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  2. 제1항에 있어서,
    그룹 "V, Nb, Ti"으로부터의 하나 이상의 원소의 함량의 합이 0.03 - 0.3 중량%인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  3. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    V 함량, Nb 함량 및 Ti 함량이 각각 최대 0.15 중량%인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  4. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도(Rm)와 파단 연신율(A80)의 곱이
    Rm x A80 > 32,000 [MPa%] 인 것을 특징으로 하는 평강 제품.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 따른 평강 제품의 제조 방법으로서,
    a) (중량%로) C : 0.1 - 0.8%, Mn : 10 - 25%, Al : 0.3 - 2%, "V, Nb, Ti"의 함량의 합이 0.01 - 0.5%라는 조건으로 "V, Nb, Ti" 그룹의 하나 이상의 원소, Si : 최대 0.5%, Cr : 1.5% 미만, S : 0.03% 미만, P : 0.08% 미만, N : 0.1% 미만, Mo : 2% 미만, Co : 최대 0.5%, B : 0.01% 미만, Ni : 8% 미만, Cu : 5% 미만, Ca : 최대 0.015%, Mg : 최대 0.0015%, Sb : 최대 0.2%, Sn : 최대 0.2%, "Zr, Ta, W"의 함량의 합이 최대 2%라는 조건으로 "Zr, Ta, W" 그룹의 하나 이상의 원소, 희토류 금속 : 최대 0.2%, 잔부는 철과 불가피한 불순물로 구성되는 강으로 이루어진 전구체를 제공하는 단계;
    b) 1100 - 1300℃의 유지 온도에서 전구체를 통과 가열하거나 또는 유지하는 단계;
    c) 통과 가열된 전구체를 800℃ 이상의 열간 압연 최종 온도를 갖는 열간 압연 스트립으로 열간 압연하는 단계;
    d) 열간 압연한 스트립을 최대 750℃의 권취 온도에서 코일로 권취하는 단계;
    e) 열간 압연 스트립을 디스케일링 하는 단계;
    f) 열간 압연 스트립을 냉간 스트립으로 냉간 압연하는 단계;
    g) 냉간 스트립을 최종 어닐링하는 단계를 포함하며, 여기서 최종 어닐링은 벨 어닐링으로 수행되며, 냉간 스트립은 적어도 0.1 K/분의 가열 속도에서 목표 어닐링 온도 600 내지 1200℃로 가열되고, 적어도 50% 수소를 함유하고 이슬점이 -50℃ 미만인 보호 가스 분위기 하에서 냉간 스트립은 600℃ 이상의 온도 범위에서 어닐링되고, 냉간 스트립은 목표 어닐링 온도에서 0.5 - 60 시간의 유지 시간 동안 유지되고, 냉간 스트립은 유지 시간이 만료된 후 냉각 후드에서 500℃ 미만의 목표 냉각 온도로 0.05 K/분 이상인 냉각 속도로 냉각되고, 가열 및 냉각 후드에서 총 체류 시간은 최대 150 시간인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    유지 온도가 1150℃ 이상인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
    열간 압연 동안의 패스 압하율은 패스 당 10% 이상인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    권취 온도는 300 내지 600℃인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 압연을 통해 달성되는 냉간 압연율은 30 내지 80%인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  10. 제5항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    목표 어닐링 온도는 최대 750℃인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  11. 제5항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
    목표 어닐링 온도는 650℃ 이상인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  12. 제5항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    유지 시간은 최대 20 시간인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  13. 제5항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    총 체류 시간은 최대 80 시간인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  14. 제5항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,
    최종 어닐링 과정에서 최종 어닐링 분위기의 이슬점이 -70℃ 미만으로 떨어지는 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
  15. 제5항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    목표 냉각 온도는 200℃ 미만인 것을 특징으로 하는 평강 제품의 제조 방법.
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