KR20210019440A - 평강 제품 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 우수한 딥 드로잉 성능, 낮은 모서리 균열 민감도 및 우수한 휨 거동을 갖는 평강 제품에 관한 것이다. 이를 위해, 평강 제품은, (중량%의 단위로) 0.1~0.5%의 C, 1.0~3.0%의 Mn, 0.9~1.5%의 Si, 1.5% 이하의 Al, 0.008% 이하의 N, 0.020% 이하의 P, 0.005% 이하의 S, 0.01~1%의 Cr; 그리고 선택적으로 0.2% 이하의 Mo, 0.01% 이하의 B, 0.5% 이하의 Cu, 0.5% 이하의 Ni 원소 중 하나 또는 복수의 원소; 그리고 선택적으로 총 0.005~0.2%의 미세합금 원소들; 및 잔여분의 철과 불가피한 불순물;로 구성되는 강을 함유하며, 이때,

의 관계식이 적용되고, 이 식에서 Mn은 강의 Mn 함량(중량% 단위)이고, Cr은 강의 Cr 함량(중량% 단위)이다. 또한, 상기 평강 제품은, 최소 75 면적%는 템퍼링된 마르텐사이트이고 최대 25 면적%는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트인, 최소 80 면적%의 마르텐사이트; 최소 5 부피%의 잔류 오스테나이트; 0.5~10 면적%의 페라이트; 및 최대 5 면적%의 베이나이트;로 구성되는 조직을 가지며, 템퍼링된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이의 상 경계의 영역에 저망간 페라이트 심(low-Mn ferrite seam))이 존재하며, 이 페라이트 심은 최소 4㎚ 및 최대 12㎚의 폭을 갖고, 페라이트 심의 Mn 함량은 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 50%이며, 평강 제품은 250㎚ 이하의 길이를 갖는 탄화물을 함유한다. 또한, 본 발명은, 적합한 열 처리를 통해 본 발명에 따른 평강 제품의 조직 특성이 설정되는, 본 발명에 따른 평강 제품의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

평강 제품 및 그 제조 방법

본 발명은 우수한 딥 드로잉 성능(deep-drawing ability), 낮은 모서리 균열 민감도 및 우수한 휨 거동을 가진 냉간압연 평강 제품(cold-rolled flat steel product), 특히 자동차 산업을 위한 냉간압연 평강 제품, 그리고 상기 평강 제품을 제조하는 방법에 관한 것이다.

자동차 산업의 경우, 차량 중량의 감소를 위해, 높은 강도 외에 우수한 성형성도 보유하는 고강도 및 초고강도 강이 사용된다. 전단 절단 과정들에 노출된 판금에서는 모서리 영역의 형태 변화 능력이 크게 감소하여, 후속 가공 시 모서리 균열 발생의 위험이 증가한다. 모서리 균열 민감도를 특성화하는 방법은 ISO 16630에 준하는 구멍 확장 시험(hole expanding test)이다. 그와 반대로 굽힘 시험에서는, 최초 균열까지의 휨 강도 및 최대 굽힘이 결정된다. 구부러진 시료의 스프링백(springback) 이후 획득되는 각도를 굽힘 각도라고 하며, 이는 시험 대상 소재의 성형성 경향에 대한 척도이다. 특히 부품 기하구조가 복잡한 경우, 강의 딥 드로잉 성능에 대해 까다로운 요건이 설정된다. 딥 드로잉 성능을 판단하기 위한 방법은, 최대 딥 드로잉 비율[한계 드로잉 비율(β_max)]의 산출을 통해 소재의 딥 드로잉 성능에 대한 데이터를 제공하는, DIN 8584-3에 따른 커핑 시험(cupping test)을 통해 제공된다. 파괴 연신율뿐만 아니라 최대 딥 드로잉 비율도 일반적으로 강도가 증가함에 따라 감소한다.

본원에서 평강 제품들이 언급될 경우, 이 평강 제품은 강재 스트립들(steel strip), 강재 박판들(steel sheet), 또는 이들로부터 생성된 빌렛들(billet)과 같은 블랭크들(blank)을 의미한다.

WO 2012/156428 A1호로부터는 평강 제품들을 제조하기 위한 방법이 공지되어 있으며, 상기 방법의 경우, 평강 제품들이 오스테나이트화 이후 냉각 정지 온도로 냉각되어 유지되고, 그런 다음 1단계로 가열 속도(Theta_P1)로 온도(TP)로 재가열되는 열처리로 평강 제품들이 처리된다. 평강 제품들은 600~1400MPa의 항복 강도, 최소 1200MPa의 인장 강도, 10~30%의 연신율(A50), 50~120%의 구멍 확장비 및 100~180°의 굽힘 각도를 갖는다. 평강 제품들은 0.10~0.50 중량%의 C, 0.1~2.5 중량%의 Si, 1.0~3.5 중량%의 Mn, 2.5 중량% 이하의 Al, 0.020 중량% 이하의 P, 0.003 중량% 이하의 S, 0.02 중량% 이하의 N; 그리고 선택적으로 0.1~0.5 중량%의 Cr, 0.1~0.3 중량%의 Mo, 0.0005~0.005 중량%의 B, 0.01 중량% 이하의 Ca, 0.01~0.1 중량%의 V, 0.001~0.15 중량%의 Ti, 0.02~0.05 중량%의 Nb;로 구성되며, V, Ti 및 Nb 함량들의 합은 0.2 중량% 이하이다. 평강 제품들의 조직은 5% 미만의 페라이트, 10% 미만의 베이나이트, 5~70%의 템퍼링되지 않은 마르텐사이트, 5~30%의 잔류 오스테나이트 및 25~80%의 템퍼링된 마르텐사이트를 함유한다. 그러한 반면에, WO 2012/156428 A1호로부터, 높은 강도 및 우수한 딥 드로잉 성능이 어떻게 동시에 달성될 수 있는지와 관련해서는 공지되어 있지 않다.

본원에서 합금 함량 및 조성에 대한 데이터가 제공되는 경우, 달리 명시되지 않는 한, 상기 데이터는 중량 또는 질량에 관련된다. 달리 언급되지 않는 한, 본원에서 조직 구성 성분들에 대한 조직 비율의 데이터가 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트의 경우에는 면적%에 관련되고, 잔류 오스테나이트의 경우에는 부피%에 관련된다.

상기 종래 기술에 근거해서, 본 발명의 과제는, 최적화된 기계적 특성, 특히 매우 우수한 성형 특성, 특히 높은 강도와 동시에 우수한 딥 드로잉 성능을 가진 초고강도 평강 제품을 제시하는 것이다.

본 발명의 또 다른 과제는, 상기 평강 제품을 제조하기 위한 방법을 제공하는 것이다. 특히 상기 방법은 용융 침지 코팅 공정에 통합하기에 적합해야 한다.

평강 제품과 관련하여, 상기 과제는, 적어도 청구항 제1항에 명시된 특징들을 가진 제품을 통해 해결된다. 방법과 관련하여, 상기 과제는, 본 발명에 따른 평강 제품의 제조 시, 적어도 청구항 제9항에 명시된 방법 단계들이 완수됨으로써 해결된다.

본 발명에 따른 평강 제품은, (중량% 단위로)

0.1~0.5%의 C,

1.0~3.0%의 Mn,

0.9~1.5%의 Si,

1.5% 이하의 Al,

0.008% 이하의 N,

0.020% 이하의 P,

0.005% 이하의 S,

0.01~1%의 Cr,

그리고 선택적으로,

0.2% 이하의 Mo,

0.01% 이하의 B,

0.5% 이하의 Cu,

0.5% 이하의 Ni

중 하나 또는 복수의 원소,

그리고 선택적으로 총 0.005~0.2%의 미세합금 원소들, 및 잔여분의 철과 불가피한 불순물

로 구성되는 강을 함유하며,

이때,

의 식이 적용되고,

상기 식에서, Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, Cr은 강의 중량% 단위 Cr 함량이다.

본 발명에 따른 평강 제품은,

- 최소 75 면적%가 템퍼링된 마르텐사이트이고 최대 25 면적%는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트인 최소 80 면적%의 마르텐사이트,

- 최소 5 부피%의 잔류 오스테나이트,

- 0.5~10 면적%의 페라이트, 및

- 최대 5 면적%의 베이나이트

로 구성되는 조직을 갖는다.

이 경우, 우수한 기계적 특성을 위해, 템퍼링된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이의 상 경계(phase boundary)의 영역에 저망간 페라이트 심(low-Mn ferrite seam)이 존재하는 것이 필수적이다. 이 페라이트 심 내에서 Mn 함량은 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 50%이다. 저망간 페라이트 심의 폭은 최소 4㎚, 바람직하게는 8㎚ 이상이고, 최대 12㎚, 바람직하게는 10㎚ 미만이다. 또한, 본 발명에 따른 평강 제품 내에는 250㎚ 이하의, 바람직하게는 175㎚ 미만의 길이를 갖는 탄화물들이 존재한다.

본 발명에 따른 평강 제품은, 900~1500MPa의 인장 강도(Rm), 700MPa 이상이고 평강 제품의 인장 강도 미만인 항복 강도(Rp02), 및 7~25%의 연신율(A80), 80°초과의 굽힘 각도, 25% 초과의 구멍 확장비, 그리고 Rm이 평강 제품의 인장 강도(MPa)일 때,

가 적용되는 최대 딥 드로잉 비율(β_max)을 특징으로 하며, 상기 인장 강도, 항복 강도 및 연신율은 2017년 2월자 DIN EN ISO 6892-1(시료 형태 2)에 따라 결정되고, 굽힘 각도는 1010년 12월자 VDA238-100에 따라 결정되고, 구멍 확장비는 2017년 10월자 ISO 16630에 따라 결정되며, 최대 딥 드로잉 비율(β_max)은 2003년 9월자 DIN 8584-3에 따라 결정된다.

본 발명에 따른 평강 제품의 탄소 함량은 0.1~0.5 중량%이다. 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에서, 탄소는 오스테나이트의 형성 및 안정화에 기여한다. 특히 오스테나이트화 이후 수행되는 제1 냉각 동안, 그리고 그에 뒤이은 분할 어닐링 동안 최소 0.1 중량%, 바람직하게는 최소 0.12 중량%의 C 함량이 오스테나이트상의 안정화에 기여하며, 그럼으로써 본 발명에 따른 평강 제품에서 최소 5 부피%의 잔류 오스테나이트 비율을 보장할 수 있게 된다. 더 나아가, C 함량은 마르텐사이트의 강도에 강한 영향을 미친다. 이는, 제1 담금질(quenching) 동안 발생하는 마르텐사이트의 강도뿐만 아니라, 분할 어닐링 이후 시작되는 제2 담금질 동안 형성되는 마르텐사이트의 강도에도 적용된다. 마르텐사이트의 강도에 미치는 탄소의 영향을 이용하기 위해, C 함량은 최소 0.1 중량%이다. 증가하는 C 함량과 더불어, 마르텐사이트 시작 온도(Ms)는 상대적으로 더 저온인 온도로 이동된다. 그러므로 0.5 중량%를 초과하는 C 함량은, 담금질 시 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않게 할 수도 있다. 그 외에도 높은 C 함량은 큰 취성 탄화물의 형성을 유도할 수 있다. 또한, C 함량이 상대적으로 더 높은 경우 가공성, 특히 용접성이 저하되며, 그러므로 C 함량은 최대 0.5 중량%여야 하고, 더 바람직하게는 최대 0.4 중량%여야 한다.

망간(Mn)은 합금 원소로서 강의 경화성을 위해, 그리고 냉각 동안 조직 구성성분인 펄라이트(perlite)의 생성을 방지하는 데 중요하다. 본 발명에 따른 평강 제품의 강의 Mn 함량은, 제1 담금질 이후 추가 공정 단계들을 위해 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 구성되고 펄라이트가 없는 조직을 제공하기 위해, 최소 1.0 중량%이며, 바람직하게는 최소 1.9 중량%이다. 그 외에도 너무 적은 Mn 함량은, 저망간 페라이트 심이 형성되지 못하게 할 수도 있다. Mn의 긍정적인 영향은 함량이 바람직하게는 최소 1.9 중량%일 때 특히 확실하게 활용된다. 이와 반대로, 증가하는 Mn 함량과 더불어, 본 발명에 따른 평강 제품의 용접성은 악화되며, 강력한 편석(segregation)의 발생 위험은 증가한다. 편석은, 응고 과정 동안 거시적 또는 미시적 분리의 형태로 형성되는 조성물의 화학적 불균일성(chemical inhomogeneity)이다. 편석을 감소시키고 우수한 용접성을 보장하기 위해, 본 발명에 따른 평강 제품의 강의 Mn 함량은 최대 3.0 중량%, 바람직하게는 최대 2.7 중량%로 제한된다.

합금 원소로서의 규소(Si)는 시멘타이트 형성의 억제를 지원한다. 시멘타이트는 탄화철이다. 시멘타이트의 형성을 통해, 탄소는 탄화철의 형태로 결합되고 더 이상 잔류 오스테나이트의 안정화를 위한 침입형 용존 탄소(interstitially dissolved carbon)로서 이용되지 못한다. 그로 인해 평강 제품의 연신율이 악화되는데, 그 이유는 잔류 오스테나이트가 연신율의 향상에 기여하기 때문이다. 잔류 오스테나이트의 안정화와 관련한 유사한 작용은 알루미늄의 합금을 통해서도 달성될 수 있다. Si의 긍정적인 효과를 이용하기 위해, 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에 최소 0.9 중량%의 Si가 존재해야 한다. 그러나 높은 Si 함량은 평강 제품의 표면 품질에 부정적으로 작용할 수 있기 때문에, 강은 1.5 중량% 이하, 바람직하게는 1.5 중량% 미만의 Si를 함유해야 한다.

알루미늄(Al)은, 탈산(deoxidation)을 위해, 그리고 질소가 강 내에 존재하는 한 질소의 결합을 위해, 본 발명에 따른 평강 제품의 강에 1.5 중량% 이하의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, 알루미늄은 시멘타이트 형성의 억제를 위해 첨가될 수 있다. 그러나 Al은 강의 오스테나이트화 온도를 증가시킨다. 오스테나이트화를 위해 상대적으로 더 높은 어닐링 온도가 설정되어야 한다면, 1.5 중량% 이하의 Al이 합금될 수 있다. 알루미늄은 완전한 오스테나이트화를 위해 필요한 어닐링 온도를 상승시키고, Al 함량이 1.5 중량%를 상회하는 경우에는 완전한 오스테나이트화를 실현하기가 용이하지 않기 때문에, 본 발명에 따른 평강 제품의 강의 Al 함량은 최대 1.5 중량%, 바람직하게는 최대 1.0 중량%로 제한된다. 낮은 오스테나이트화 온도가 설정된다면, 최소 0.01 중량%, 특히 0.01~0.1 중량%의 Al 함량이 적합한 것으로 증명되었다.

인(P), 황(S) 및 질소(N)는 본 발명에 따른 평강 제품들의 기계공학적 특성들에 부정적으로 작용한다. 즉, P는 용접성에 불리하게 작용하기 때문에 P 함량은 최대 0.02 중량%이어야 하고, 바람직하게는 0.02 중량% 미만여야 한다. S는 농도가 상대적으로 높을 경우, 연신율에 부정적으로 작용하는 MnS의 형성 내지 (Mn, Fe)S의 형성을 야기한다. 그러므로 S 함량은 최대 0.005 중량%, 바람직하게는 0.005 중량% 미만의 값들로 제한된다. 질화물들에 결합되는 질소는 성형성에 부정적으로 작용할 수 있으며, 그로 인해 N 함량은 최대 0.008 중량%로, 바람직하게는 0.008 중량% 미만으로 제한되어야 한다.

크롬(Cr)은 0.01 내지 1.0 중량% 이하의 함량으로 강 내에 존재한다. 크롬은 펄라이트의 효과적인 억제제이며, 강도에 기여한다. 그러므로 본 발명에 따른 강 내에는 최소 0.01 중량%의 Cr, 바람직하게는 최소 0.1 중량%의 Cr이 함유되어 있어야 한다. Cr 함량이 1.0 중량% 이상인 경우, 본 발명에 따른 평강 제품의 용접성이 악화되며, 표면 품질을 악화시키는 뚜렷한 결정입계 산화의 발생 위험이 증가한다. 그러므로 Cr 함량은 최대 1.0 중량%, 바람직하게는 최대 0.50 중량%로, 특히 바람직하게는 0.2 중량% 미만으로 제한된다.

또한, 본 발명은, 잔류 오스테나이트에서부터 템퍼링된 마르텐사이트까지의 상 경계에 따른 저망간 페라이트 심의 형성에 있어서 Mn 및 Cr의 특정 비율의 준수가 유리하게 작용한다는 사실에 기초한다. 따라서, 하기 조건:

이 충족될 때, 잔류 오스테나이트에서부터 템퍼링된 마르텐사이트까지의 상 경계를 따른 저망간 페라이트 심이 설정될 수 있으며, 위의 식에서, Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, Cr은 강의 중량% 단위 Cr 함량이다. 크롬 함량이 Mn 함량에 비해 너무 높다면, 결정입계가 크롬 탄화물로 덮일 수 있다. 이는 바람직하지 않은데, 그 이유는 그런 경우 상 경계의 저하된 가동성에 의해 저망간 페라이트 심의 형성이 저지될 수 있기 때문이다. 그러나 Mn 함량이 크롬 함량에 비해 너무 높게 선택된다면, Mn에서 오스테나이트의 너무 이른 포화가 발생하고 망간의 확산은 중단된다. 여전히 높은 국소 Mn 농도로 인해, 저망간 페라이트 심은 형성될 수 없다. 페라이트 심이 존재하지 않음으로써, 성형 특성 및 특히 최대 딥 드로잉 비율(β_max)이 악화될 수도 있다.

선택적으로, 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에는, 기계공학적 특성들의 개선을 위해, 몰리브덴(Mo), 붕소(B) 및 구리(Cu)의 군에서 하나 또는 복수의 원소가 존재할 수 있다.

몰리브덴(Mo)은, 펄라이트의 생성을 방지하기 위해, 역시 선택적으로 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에 0.2 중량% 이하, 바람직하게는 0.2 중량% 미만의 함량으로 함유될 수 있다.

붕소(B)는 선택적 합금 원소로서 0.01 중량% 이하의 함량으로 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에 함유될 수 있다. 붕소는 상 경계들에서 편석되고, 그에 따라 상 경계들의 이동을 차단한다. 이는 미립자 조직의 생성을 지원하며, 이는 평강 제품의 기계적 특성들을 개선한다. 붕소의 합금 시, N의 결합을 위해 Ti가 충분히 제공되어야 하는데, 이는 유해한 붕소 질화물의 생성을 방지하며, 요컨대 Ti > 3.42*N이다. 기술적 관점에서, 붕소의 하한치는 0.0003%이다.

구리(Cu)는 선택적 합금 원소로서 0.5 중량% 이하의 함량으로 본 발명에 따른 평강 제품 내에 함유될 수 있다. Cu에 의해, 항복 강도 및 강도가 증대될 수 있다. Cu의 강도 상승 작용을 효과적으로 활용하기 위해, Cu는 바람직하게 최소 0.03 중량%의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, 상기 함량 조건에서, 대기 부식에 대한 저항성도 증대된다. 그러나 이와 동시에, 증가하는 Cu 함량에 따라 파괴 연신율이 현저히 감소한다. 더 나아가, Cu 함량이 0.5 중량%보다 크면 용접성이 현저히 감소하고, 적열취성(red shortness)의 경향은 증가하며, 그로 인해 Cu 함량은 0.5 중량% 이하, 바람직하게는 0.2 중량% 이하이다.

니켈(Ni)은 선택적 합금 원소로서 0.5 중량% 이하의 함량으로 본 발명에 따른 평강 제품의 강 내에 함유될 수 있다. 니켈은 크롬과 마찬가지로 펄라이트 억제제이며, 이미 소량으로도 효과적이다. 바람직하게는 최소 0.02 중량%, 특히 최소 0.05 중량% 니켈의 선택적 합금 시, 그러한 지지 효과가 달성될 수 있다. 그와 동시에, 기계적 특성들의 원하는 설정과 관련하여, Ni 함량을 0.5 중량%로 제한하는 것이 적합하며, 최대 0.2 중량%, 특히 0.1 중량%의 Ni 함량이 특히 실용적인 것으로 밝혀졌다.

선택적으로, 본 발명에 따른 평강 제품들의 강들은 하나 또는 복수의 미세합금 원소를 함유할 수 있다. 이 경우, 미세합금 원소들은 본원에서 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 원소를 의미한다. 이 경우, 바람직하게는, 티타늄 및/또는 니오븀이 사용된다. 미세합금 원소들은 탄소와 함께 탄화물을 형성하며, 이들 탄화물은 매우 미세하게 분포된 석출물의 형태로 더 높은 강도에 기여한다. 미세합금 원소들의 총 함량이 최소 0.005 중량%인 경우, 오스테나이트화 동안 결정입계 및 상 경계들을 동결시키는 석출물이 발생할 수 있다. 그러나 이와 동시에, 원자 형태로 잔류 오스테나이트의 안정화에 유리한 탄소가 탄화물로서 결합된다. 잔류 오스테나이트의 충분한 안정화를 보장하기 위해, 미세 합금 원소들의 농도는 전체로서 0.2 중량% 이하여야 한다. 한 바람직한 실시예에서, Ti 및/또는 Nb의 합은 0.005~0.2 중량%이다.

한 바람직한 실시예에서, 본 발명에 따른 평강 제품은 냉간압연된 평강 제품이다.

또 다른 한 바람직한 실시예에서, 평강 제품들은 부식 방지를 위해 선택적으로 금속 코팅층을 구비할 수 있다. 이를 위해, 특히 Zn 기반 코팅층이 적합하다. 코팅층은 특히 용융 침지 코팅을 통해 적층될 수 있다.

초고강도 평강 제품을 제조하기 위한 본 발명에 따른 방법은 적어도 하기 작업 단계들을 포함한다.

a) 강으로 구성되는 슬래브를 공급하는 단계로서, 강은 철 및 불가피한 불순물들 외에도 (중량% 단위로)

0.1~0.5%의 C, 바람직하게는 0.12~0.4%의 C, 1.0~3.0%의 Mn, 바람직하게는 1.9~2.7%의 Mn, 0.9~1.5%의 Si, 1.5% 이하의 Al, 0.008% 이하의 N, 0.020% 이하의 P, 0.005% 이하의 S, 0.01~1%의 Cr; 및 선택적으로 0.2% 이하의 Mo, 0.01% 이하의 B, 0.5% 이하의 Cu, 0.5% 이하의 Ni 원소들 중 하나 또는 복수의 원소; 및 선택적으로 전체로서 0.005~0.2%의 미세합금 원소들, 바람직하게는 총 0.005~0.2%의 Ti 및/또는 Nb;로 구성되고, 이 경우

이 적용되며, 이 식에서 Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, Cr은 강의 중량% 단위 Cr 함량인, 슬래브 공급 단계;

b) 1000~1300℃의 온도로 상기 슬래브를 가열하고, 최종 압연 온도(T_ET)가 850℃보다 높은 조건에서 열간압연 스트립으로 슬래브를 열간압연하는 단계;

c) 상기 열간압연 스트립을 최대 25s 이내에서 400~620℃인 권취 온도(T_HT)로 냉각하고, 코일로 권취하는 단계;

d) 열간압연된 평강 제품을 산세척하는 단계;

e) 열간압연된 평강 제품을 냉간압연하는 단계;

f) 냉간압연된 평강 제품을, 강의 A3 온도를 최소 15℃ 더 초과하고 최대 950℃인 유지 구역 온도(T_HZ)로 가열하는 단계로서

f1) 1단계로 2~10K/s의 평균 가열 속도로 수행되거나,

또는

f2) 2단계에 걸쳐, 200~400℃인 전환 온도(turning temperature)(T_W)까지는 5~50K/s의 제1 가열 속도(Theta_H1)로, 그리고 전환 온도(T_W)를 초과하는 온도에서는 2~10K/s의 제2 가열 속도(Theta_H2)로 수행되는, 평강 제품 가열 단계;

g) 상기 평강 제품을 유지 구역 온도(T_HZ)에서 5~15s의 기간(t_HZ) 동안 유지시키는 단계;

h) 상기 평강 제품을 유지 구역 온도(T_HZ)에서부터, 마르텐사이트 시작 온도(T_MS)와 T_MS보다 175℃ 더 낮은 온도 사이인 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각하는 단계로서, 이 냉각은

h1) 최소 30K/s인 냉각 속도(Theta_Q1)로 수행되거나,

또는

h2) 650℃보다 낮지 않은 중간 온도(T_LK)로의 제1 냉각을 위해 30K/s 미만의 제1 냉각 속도(Theta_LK)로, 그리고 T_LK에서부터 T_Q로의 제2 냉각을 위해 최소 30K/s의 제2 냉각 속도(Theta_Q2)로 수행되는, 평강 제품 냉각 단계;

i) 상기 평강 제품을 1~60초간 냉각 정지 온도(T_Q)에 유지시키는 단계;

j) 상기 평강 제품을 5 내지 100K/s 사이의 제1 가열 속도(Theta_B1)로 최소 T_Q + 10℃ 및 최대 450℃인 제1 처리 온도(T_B1)로 가열하고, 8.5s~245s의 기간(t_B1) 동안 제1 처리 온도(T_B1)에서 유지시키며, 2 내지 50K/s 사이의 제2 가열 속도(Theta_B2)로 최소 T_B1 + 10℃ 및 최대 500℃인 제2 처리 온도(T_B2)로 가열하고, 선택적으로 34s 이내의 기간(t_B2) 동안 처리 온도(T_B2)에서 유지시키는 단계로서, 가열 및 등온 유지를 위한 전체 처리 시간(t_BT)은 총 10s 내지 250s 사이인, 평강 제품 가열 및 유지 단계;

k) 상기 평강 제품을 Zn 기반 코팅조 내에서 선택적으로 코팅하는 단계;

l) 상기 평강 제품을 최소 5K/s의 냉각 속도(Theta_B3)로 실온에서 냉각하는 단계.

작업 단계 a)에서는, 종래 방식으로 제조되고 작업 단계 a)에서 언급한 조성의 강으로 구성되는 슬래브가 공급된다.

작업 단계 b)에서, 슬래브는 1000~1300℃의 온도로 가열되어 열간압연 스트립으로 압연된다. 열간압연은 그 밖의 일반적인 방식으로 850℃보다 높은 최종 압연 온도(T_ET)로 수행된다. 최종 압연 온도(T_ET)는 압연 과정 동안 거친 다각형 페라이트 입자의 생성을 방지하기 위해 850℃보다 높아야 한다.

작업 단계 c)에서, 열간압연 스트립은 열간압연 이후 권취 이전에 냉각되고, 그에 뒤이어 권취 온도(T_HT)에서 코일로 권취된다. 다각형 페라이트의 생성을 감소시키거나, 바람직하게는 완전히 억제하기 위해, 냉각은 25s 이하의 시간 범위(t_RG) 이내에, 다시 말하면 최대 25s 이내에 수행된다. 이 경우, t_RG는 압연 과정의 종료 후, 다시 말하면 최종 압연 패스(rolling pass) 이후에 시작되어 냉각 과정의 종료 후, 다시 말하면 권취 온도(T_HT)에 도달함과 더불어 종료되는 시간 범위이다. 다각형 페라이트의 발생은, t_RG가 최대 18s, 바람직하게는 최대 15s일 때, 매우 효과적으로 최소화될 수 있다. 전형적으로 t_RG는 공정 기술적 이유에서 최소 2s, 일반적으로 최소 5s이다.

원치 않는 조직 구성성분인 펄라이트의 생성을 방지하기 위해, 권취는 최대 620℃의 권취 온도(T_HT)에서 수행된다. 한 바람직한 실시예에서, 권취 온도(T_HT)는 최대 600℃로 설정되며, 이는 추가로 다각형 페라이트의 방지에 긍정적으로 작용한다. 이 경우, 열간압연 스트립의 조직 내에서 베이나이트의 비율을 높이기 위해, 최대 580℃의 권취 온도가 매우 바람직하다. 권취 온도가 620℃와 580℃ 사이에 놓이도록 선택되면, 권취 온도가 감소함에 따라 베이나이트 및 베이나이트 페라이트의 비율은 증가한다. 따라서, 경도차가 크지 않은 상태에서 균일한 조직이 달성될 수 있으며, 이는 후속 냉간압연 단계에서 좁은 두께 공차 및 폭 공차의 준수를 가능하게 한다. 낮은 권취 온도의 또 다른 긍정적인 효과는 결정입계 산화에 대한 민감도가 감소하는 점이다. 일반적으로, 권취 온도가 높을수록, 예컨대 Si, Cr 또는 Mn과 같은 산소 친화성 원소들이 결정입계로 확산되어, 그곳에서 표면 품질을 감소시키며 선택적 추후 코팅을 어렵게 하는 안정적인 산화물을 생성할 확률도 더 높아진다. 그러나 권취 온도(T_HT)는 400℃보다 낮게 선택되지 않아야 하는데, 그 이유는, 권취 온도가 더 낮으면 광범위한 마르텐사이트 형성으로 인해 냉간압연성이 저하되기 때문이다. 마르텐사이트는 냉간압연성에 부정적인 영향을 미치는 특히 경질 및 취성 상(hard and brittle phase)을 나타낸다. 또한, 권취 온도가 더 낮은 경우, Mn의 재분포를 위한 열 에너지가 더는 충분히 제공되지 않는다.

본 발명에 다른 냉각 시간(t_RG) 및 권취 온도(T_HT)를 준수할 경우, 권취 공정의 처음 몇 분 이내에 대부분 베이나이트성인 조직이 생성된다. 이런 조직은 주로 매우 미세하게 분포된 베이나이트 페라이트 및 매우 미세하게 분포된 오스테나이트로 구성되며, 이때 페라이트 및 오스테나이트의 입자 크기는 각각 나노미터 범위 이내이다. 이 경우, 두 가지 상(phase) 간의 최단 거리는 통상 20㎛ 이하이다. Mn은 강한 오스테나이트 형성 원소이기 때문에, 페라이트 조직 구성 성분들로부터 오스테나이트 입자들 내로의 Mn 원자들의 재배치를 위한 추진력이 존재한다. 매우 서서히 진행되는 코일 내 냉각 동안, Mn은 페라이트로부터 오스테나이트 내로 확산된다. 그렇게 하여, 페라이트에서부터 오스테나이트까지의 상 경계면 바로 뒤에 위치하는 한 영역에서 Mn의 페라이트 조직 구성 성분들이 고갈된다. 이처럼 Mn이 고갈된 영역의 폭은 수 나노미터이다. 이와 동시에, 상 경계 바로 뒤의 오스테나이트 입자들 내에서는 Mn이 농후화된다. 확산 과정은 국소적으로 오스테나이트와 페라이트 사이의 상 경계를 중심으로 하는 수 나노미터 폭의 영역으로 제한되는데, 그 이유는 Mn의 부피 확산이 620℃와 400℃ 사이의 온도 범위에서 매우 서서히 진행되기 때문이다. 400℃ 미만의 온도에서 점진적으로 냉각됨에 따라, 오스테나이트는 부분적으로 탄화철로 분해된다. 그러나 이는 Mn의 재분포에 영향을 미치지 않는데, 그 이유는 400℃ 미만의 온도에서는 Mn의 확산 속도가 너무 낮고, 균질화를 위한 열역학적 추진력도 제공되지 않기 때문이다.

Mn의 확산 과정은 매우 낮은 냉각 속도 및 그에 상응하게 긴 유지 시간에 의해 지원된다. 낮은 냉각 속도의 설정은 한 바람직한 실시예에서 공기, 특히 정체된 공기 중에서 코일의 열간압연 스트립의 냉각을 통해 수행될 수 있다.

또 다른 한 바람직한 실시예에서, 코일 중량은 코일 내 냉각에 영향을 미치기 위해 이용될 수 있다. 코일이 무거울수록, 코일 질량 대 코일 표면의 비율이 증가하기 때문에, 냉각은 더욱 느리게 수행된다. 이렇게 느린 냉각 및 그에 따른 열간압연 스트립 내 Mn의 재분포는, 코일 질량(m_CG)이 최소 10t, 매우 바람직하게는 최소 15t, 특히 가장 바람직하게는 최소 20t일 때 지원될 수 있다.

코일 내에서의 냉각 이후, 열간압연된 평강 제품은 종래의 방식으로 산세척되고(작업 단계 d)), 그에 뒤이어 종래의 방식으로 냉간압연 과정을 거친다(작업 단계 e)).

냉간압연된 평강 제품은 작업 단계 f)에서 유지 구역 온도라고도 지칭될 수 있는 어닐링 온도(T_HZ)로 가열된다. 가열은 1단계로 2~10K/s, 바람직하게는 5~10K/s의 평균 가열 속도로 수행된다. 그 대안으로, 가열은 2단계로도 수행될 수 있다. 이 경우, 평강 제품은 우선 200~400℃의 전환 온도(T_W)에 도달할 때까지 5~50K/s의 가열 속도(Theta_H1)로 가열된다. 전환 온도(T_W)를 초과하는 온도에서는 유지 구역 온도(T_HZ)에 도달할 때까지 2~10K/s의 가열 속도(Theta_H2)로 가열이 수행된다. 2단계 가열 시, 제1 가열 속도(Theta_H1)는 제2 가열 속도(Theta_H2)와 같지 않다. 바람직하게는 Theta_H2가 Theta_H1더 낮다.

한 바람직한 실시예에서, 평강 제품은 연속로 내에서 가열된다. 매우 바람직한 한 실시예에서, 평강 제품은 세라믹 라디언트 튜브들(ceramic radiant tube)이 구비되어 있는 노 내에서 가열되며, 이는 특히 900℃를 초과하는 스트립 온도의 달성을 위해 바람직하다.

유지 구역 온도(T_HZ)는, 오스테나이트로의 완전한 조직 변환을 가능하게 하기 위해, 강의 A3 온도보다 최소 15℃, 바람직하게는 15℃ 이상 더 높다. A3 온도는 분석에 좌우되며, 하기의 경험적 방정식을 이용하여 추정될 수 있다:

위 방정식에서, %C는 강의 중량% 단위 C 함량이고, %Ni는 강의 중량% 단위 Ni 함량이며, %Si는 강의 중량% 단위 Si 함량이고, %Mo는 강의 중량% 단위 Mo 함량이며, %Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이다.

유지 구역 온도(T_HZ)는 최대 950℃로 제한되는데, 그 이유는 온도가 더 높고 유지 시간이 더 길면 이미 열간압연 스트립 내에서 발생한 오스테나이트 내 Mn 농후화와 페라이트 내 Mn 고갈이 다시 균질화될 수도 있기 때문이다. 또한, 950℃로 제한되는 어닐링 온도에 의해 작동 비용이 절약될 수 있다.

평강 제품은 작업 단계 g)에서 5~15s의 유지 기간(t_HZ) 동안 유지 구역 온도(T_HZ)에서 유지된다. 유지 기간(t_HZ)은, 거친 오스테나이트 입자의 생성 및 불규칙한 오스테나이트 입자 성장 그리고 그에 따라 평강 제품의 성형성에 미치는 부정적인 작용을 방지하기 위해, 15초를 초과해서는 안 된다. 유지 기간은, 오스테나이트로의 완전한 변환 및 오스테나이트 내에서 균질한 C 분포를 달성하기 위해 최소 5s간 지속되어야 한다. 저망간 구역의 형성은 긴 t_HZ 및 이와 결부되는 Mn 균질화를 통해 마찬가지로 부정적인 영향을 받는다. 유지 시간(t_HZ)이 너무 길면, 망간의 균일한 분포가 유도되고, 그에 따라 저망간 페라이트 심은 형성되지 않는다.

작업 단계 h)에서, 평강 제품은 유지 구역 온도(T_HZ)에서 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각된다. 작업 단계 h)에서의 냉각을 통해, 일차 마르텐사이트라고도 지칭되는 마르텐사이트가 생성된다. 냉각은 1단계로 또는 2단계로 수행될 수 있다. 상기 두 가지 경우 모두, T_HZ와 T_Q 사이의 온도 범위 중 적어도 일부에 걸쳐, 최소 30K/s의 냉각 속도(Theta_Q)로 고속 냉각이 수행된다. 고속 냉각 속도(Theta_Q)는 1단계 냉각과 2단계 냉각의 더 용이한 구분을 위해, 1단계 냉각의 경우 Theta_Q1으로서 지칭되고, 2단계 냉각의 경우에는 Theta_Q2로서 지칭된다. 1단계 냉각에서, 평강 제품은 최소 30K/s인 단일 냉각 속도(Theta_Q1)로만 T_HZ에서 T_Q로 냉각된다. Theta_Q1에 대한 최댓값은, 균일한 온도 분포를 보장하기 위해 1000K/s, 바람직하게는 최대 500K/s, 매우 바람직하게는 최대 200K/s이다. 냉각은, 베이나이트 및 페라이트 비율로의 변환이 10% 이상이 되지 않도록 하기 위해, 최소 30K/s로 수행된다.

2단계 냉각에서는, 평강 제품이 우선 30K/s 미만의 제1 냉각 속도(Theta_LK)로 중간 온도(T_LK)로 냉각된다. 한 바람직한 실시예에서, Theta_LK는, 10% 이상의 페라이트 비율의 형성을 방지하기 위해, 0.1K/s보다 더 높다. 이 경우, T_LK는, 10% 이상의 페라이트 비율의 형성을 방지하기 위해, T_HZ보다 낮고 650℃보다는 낮지 않다. 중간 온도(T_LK)에 도달한 후에 중단 없이, 최소 30K/s인 제2 냉각 속도(Theta_Q2)로 냉각 정지 온도(T_Q)로의 추가 냉각이 수행된다. Theta_Q2의 최댓값은, 균일한 온도 분포를 보장하기 위해 1000K/s, 바람직하게는 최대 500K/s, 매우 바람직하게는 최대 200K/s이다. 2단계 냉각도, 10% 이상의 페라이트 비율의 형성 및 베이나이트 변환도 방지하기 위해, 650℃ 미만의 온도 범위에서 최소 30K/s로 실행된다. 더 나아가, T_HZ에서 T_LK로의 냉각을 위한 시간(t_LK)이 30초 이하일 때, 페라이트 및 베이나이트 변환이 매우 확실하게 제한될 수 있다.

마르텐사이트 생성의 제어를 위해, 냉각 정지 온도(T_Q)는 마르텐사이트 시작 온도(T_MS)와 T_MS보다 최대 175℃ 더 낮은 온도 사이에 놓이도록 선택된다. 이 경우, 하기 부등식이 적용된다.

한 바람직한 실시예에서, T_Q는 하기 부등식과 같이, T_MS보다 75℃ 더 낮은 온도와 T_MS보다 150℃ 더 낮은 온도 사이가 되도록 선택될 수 있다.

이 경우, 마르텐사이트 시작 온도(T_MS)는, 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변환이 시작되는 온도를 의미한다. 마르텐사이트 시작 온도는 하기 방정식,

에 의해 추정될 수 있으며, 위의 식에서 %C는 강의 중량% 단위 C 함량이고, %Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, %Si는 강의 중량% 단위 Si 함량이며, %Al은 강의 중량% 단위 Al 함량이다.

망간은 마르텐사이트 시작 온도를 낮추는데, 그 이유는 Mn이 오스테나이트 형성 원소로서 마르텐사이트 형성을 위한 열역학적 추진력을 억제하기 때문이다. 따라서, 마르텐사이트 형성은 Mn 함량의 감소에 의해 촉진된다. 이런 이유에서, 바람직하게는 Mn이 고갈되어 있는 영역들에서 제1 마르텐사이트 랜싯(martencite lancet)이 형성되는 반면, Mn 함량이 증가된 영역들은 주로 오스테나이트 상태로 유지된다. 따라서, 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 상 경계는 바람직하게 국소 Mn 농후화 지점 및 국소 Mn 고갈 지점에 위치한다. 이러한 국소 Mn 농후화 및 국소 Mn 고갈 지점들은 이미 열간압연 스트립 제조 공정 동안 생성된 것이며, 재료 내에 미세하게 분포되어 존재한다. 전형적으로, 국소 Mn 농후화 및 국소 Mn 고갈 지점들은 서로 5㎛ 미만, 바람직하게는 1㎛ 미만의 이격 간격으로 재료 내에 분포한다.

T_Q로 냉각된 평강 제품은 작업 단계 i)에서, 두께에 걸쳐서 뿐만 아니라 폭에 걸쳐서도 평강 제품 내 온도 분포의 균질화를 달성하기 위해, 1~60초의 기간(t_Q) 동안 냉각 정지 온도(T_Q)에서 유지된다. 평강 제품의 두께 및 폭에 걸친 온도의 균질한 분포는 매우 미세한 조직의 형성을 촉진한다. 전형적으로, 평균 입자 크기는 20㎛ 미만이다. 일부 사례에서는, 15㎛ 미만 또는 심지어 10㎛ 미만의 평균 입자 크기를 갖는 조직들도 발생할 수 있다. 전형적으로, 평강 제품의 두께 및 폭에 걸쳐서, 일차 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 이루어진 균일한 조직이 존재하며, 이는 냉간압연되고 어닐링된 최종 제품, 여기서는 코일 또는 절단 판금의 성형성에 유리하게 작용한다. 상기 온도 분포는, 평강 제품이 최소 5s, 매우 바람직하게는 최소 10s간 T_Q에서 유지된다면, 매우 확실하게 달성될 수 있다.

T_Q에서의 유지 이후, 평강 제품은 작업 단계 j)에서 다시 가열된다. 가열 시, 평강 제품은 우선 5 내지 100K/s 사이의 제1 가열 속도(Theta_B1)로, 냉각 정지 온도(T_Q)를 최소 10℃ 초과하는 제1 처리 온도(T_B1)로 가열된다. 처리 온도(T_B1)는 최소 T_Q + 10℃, 바람직하게는 T_Q + 15℃, 매우 바람직하게는 T_Q + 20℃, 그리고 최대로는 450℃이다. 그런 다음, 평강 제품은 2 내지 50K/s 사이의 제2 가열 속도(Theta_B2)로 제1 처리 온도(T_B1)를 최소 10℃ 초과하는 제2 처리 온도(T_B2)로 가열된다. 제2 처리 온도(T_B2)는 최소 T_B1 + 10℃, 바람직하게는 최소 T_B1 + 15℃, 매우 바람직하게는 최소 T_B1 + 20℃이다. 제2 처리 온도(T_B2)는 최대 500℃이다. 평강 제품은 후속하는 선택적 처리 단계에서 제2 처리 온도(T_B2)에서 34s 이내의 기간(t_B2) 동안 등온으로 유지될 수 있다. 이 경우, T_B1으로의 가열, T_B1에서 등온 유지, T_B2로의 가열, 및 T_B2에서의 선택적인 유지를 포함하는 전체 처리 기간(t_BT)은 10초 내지 250초 사이이다.

제1 처리 온도(T_B1)로의 가열 동안, 잔류 오스테나이트는 과포화된 일차 마르텐사이트에서 기인하는 탄소로 농후화된다. 이 경우, 한 바람직한 실시예에서, 일차 마르텐사이트 대 잔류 오스테나이트의 비율은 2:1보다 더 큰데, 그 이유는 상기 비율이 우수한 성형 거동을 달성하기에 매우 유리한 것으로 밝혀졌기 때문이다. 일차 마르텐사이트 대 잔류 오스테나이트의 비율이 2:1보다 더 큰 경우, 잔류 오스테나이트 내로의 탄소의 변위를 지원하기 위해, 높아진 열역학적 추진력의 효과가 활용될 수 있다. 특히 마르텐사이트의 체심 입방 격자에서의 높은 탄소 확산성 및 비교적 낮은 원자 질량으로 인해, 이미 냉각 정지 온도(T_Q)부터 그리고 그에 따라 마르텐사이트 변환의 시작과 함께 확산 공정이 시작된다. 오스테나이트의 면심 입방 격자에서의 탄소 확산성은 마르텐사이트에서보다 훨씬 더 낮기 때문에, 일차 마르텐사이트와 오스테나이트 사이의 상 경계에서 C 원자들이 농후화된다. 이러한 농후화는, 상기 위치에서 수 중량 퍼센트일 수 있는 C 농도의 국소적 상승을 야기한다. 일차 마르텐사이트와 오스테나이트 사이의 상 경계에서 C 원자들의 충분한 농후화를 보장하기 위해, 제1 처리 온도(T_B1)는 냉각 정지 온도(T_Q)를 최소 10℃, 바람직하게는 최소 15℃, 매우 바람직하게는 최소 20℃만큼 초과해야 한다. 상기 위치에서 C 농도의 너무 높은 국소적 상승을 방지하기 위해, T_B1은 450℃를 초과하지 않아야 하고, 바람직하게는 430℃를 초과하지 않아야 하며, T_B1에서의 등온 유지를 위한 기간은 245s 이하, 바람직하게는 최대 200s, 매우 바람직하게는 최대 150s여야 한다.

제2 처리 온도(T_B2)로의 가열을 통해, 잔류 오스테나이트의 열역학적 안정성은 국소적으로 오스테나이트상의 확장이 발생할 정도로 증가한다. 이 경우, 갇힌 C 원자들은 우선 잔류 오스테나이트에 의해 흡수된다. 가열이 진행되는 동안 온도가 추가로 상승할 경우, 잔류 오스테나이트 내에서 탄소의 확산도 증가한다. 그렇게 하여, 일차 마르텐사이트에서 오스테나이트로의 상 경계에서 C 함량의 농도 기울기가 감소하며, 그럼으로써 잔류 오스테나이트 내 탄소가 거의 균등하고 균일하게 분포된다. 충분한 균질화를 보장하기 위해, 제2 처리 온도(T_B2)는 제1 처리 온도(T_B1)를 최소 10℃, 바람직하게는 15℃, 매우 바람직하게는 최소 20℃ 초과하며, 최대로는 500℃이다. 탄소의 균질화에 의해 잔류 오스테나이트의 결정입계가 후퇴함에 따라, 처리 온도(T_B1)에서 등온 유지 동안 형성된 잔류 오스테나이트의 비율이 감소한다. 이동하는 상 경계에 의해, 제2 처리 온도(T_B2)로 가열되는 동안 형성되어 후퇴한 잔류 오스테나이트 내로 탄소가 운반된다. 이와 동시에, 가열을 통해 상 경계 영역에서의 망간 확산성이 증가하며, 이는 후퇴한 잔류 오스테나이트 내에서의 망간 농후화를 야기한다. 34s 이내의 기간 동안 처리 온도(T_B2)에서의 선택적 유지도 탄소 및 망간의 확산을 위해 바람직한 것으로서 증명되었다. 후퇴된 오스테나이트 상 경계를 따라, 저망간 페라이트로 이루어진 심(seam)이 형성되며, 이 심은 수 나노미터, 특히 12㎚ 이하의 폭을 갖는다. 저망간 페라이트 심은 특히 이미 작업 단계 b) 및 c)에서 열간압연 스트립들의 제조 동안 생성된 저망간 영역들에서 형성되는데, 그 이유는 이런 영역들에서 페라이트 형성이 매우 촉진되기 때문이다. 저망간 페라이트 심은 나머지 조직 구성성분들보다 훨씬 더 연성이다. 최종 제품에서 상기 연성 페라이트는, 예컨대 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링되지 않은 마르텐사이트처럼 상이한 강도로 가소화되는 조직 구성성분들 간의 보상 구역으로서 이용된다. 저망간 페라이트 심은 잔류 오스테나이트와 함께 미세 균열의 확산을 저지하며, 그럼으로써 특히 구멍 확장비가 개선된다.

T_B1으로의 가열 기간은 본원에서 t_BR1이라고 지칭된다. t_BR1은 하기와 같이 처리 온도(T_B1)와 냉각 정지 온도(T_Q)의 차를 가열 속도(Theta_B1)로 나눈 몫에서 산출될 수 있다.

여기서, t_BR1은 초(s) 단위의 가열 기간이고; T_B1은 ℃ 단위의 처리 온도이고; T_Q는 ℃ 단위의 냉각 정지 온도이고; Theta_B1은 K/s 단위의 가열 속도이다.

100K/s보다 더 높은 가열 속도(Theta_B1)로 고속 가열이 수행되는 동안, 공정 및 제어 기술 측면에서 스트립 폭에 걸친 처리 온도(T_B1)의 균일한 설정을 달성하기는 쉽지 않다. 5K/s보다 낮은 가열 속도(Theta_B1)로 매우 서서히 가열되는 경우, 공정은 매우 느리게 진행되고 탄화물은 점점 더 많이 형성된다. 그러나 탄화물들에 의해 탄소가 결합되며, 이 경우 상기 탄소는 더 이상 잔류 오스테나이트의 안정화에 이용되지 않는다. 또한, 상기 탄화물들은 취성이기 때문에 재료 내에서의 유동이 방지되며, 이는 다시 예컨대 딥 드로잉 비율, 파괴 연신율 및 구멍 확장비와 같은 차후의 거시적 특성들을 악화시킨다.

탄화물 형성의 완전한 방지는 공정 기술 측면에서 일반적으로 불가능하다. 그러나 평강 제품의 기계공학적 특성들에 영향을 미치는 탄화물의 길이는 가열 속도의 영향을 받을 수 있다. 탄화물의 길이를 최대 250㎚, 바람직하게는 최대 175㎚로 설정하기 위한 가열 속도(Theta_B1)는 5 내지 100K/s 사이이다. 여기서 탄화물의 길이란 탄화물의 가장 긴 축을 의미한다.

평강 제품이 2단계 가열 동안 제1 처리 온도(T_B1)에서부터 제2 처리 온도(T_B2)로 가열되는데 이용되는 평균 가열 속도(Theta_B2)는 2~50K/s이다. 평강 제품이 T_B1에서 T_B2로 가열되는 기간을 여기서는 t_BR2라고 지칭한다. t_BR2는 0~35s이다. 평균 열처리 속도(Theta_B2)는 하기 식으로 산출될 수 있으며,

위의 식에서, Theta_B2는 K/s 단위의 열처리 속도이고, t_BR2는 평강 제품이 T_B1에서 T_B2로 가열되는 초 단위의 기간이며, T_B1 내지 T_B2는 ℃ 단위의 처리 온도이다.

기본적으로 가열 단계는 종래의 가열 장치들에 의해 수행될 수 있다. 그러나 라디언트 튜브 또는 부스터의 사용이 특히 효과적인 것으로 증명되었다.

작업 단계 j)에서, 평강 제품은 처리 온도(T_B1) 및 선택적으로 처리 온도(T_B2)에서 등온 유지된다. T_B1에서, 그리고 선택적으로 T_B2에서의 등온 유지는 탄소의 재분포를 지원하는 데 이용될 수 있다. 평강 제품은 8.5~245s 사이의 기간(t_B1) 동안 처리 온도(T_B1)에서, 그리고 선택적으로 34s 이내의 기간(t_B2) 동안 처리 온도(T_B2)에서 유지된다. 이 경우, 한 바람직한 실시예에서, T_B2로 가열하는 기간과 상기 온도(T_B2)에서의 유지 기간이 합쳐서 최대 35s, 다시 말해

이며, 바람직하게는 25s 미만, 매우 바람직하게는 20s 미만이다.

평강 제품이 T_B1으로 가열되고, T_B1에서 유지되다가 T_B2로 가열되며, 선택적으로 T_B2에서 유지되는 동안의 전체 처리 기간(t_BT)은 10 내지 250s 사이여야 한다. 10s보다 더 짧은 처리 기간은 탄소의 재분포에 불리하게 작용한다. 250s보다 더 긴 처리 기간은 바람직하지 못한 탄화물 형성을 촉진한다.

작업 단계 j)에서 유지되는 동안 또는 가열 직후에, 평강 제품은 선택적 작업 단계 k)에서 Zn 기반 코팅조 내에서의 용융 침지 코팅을 거칠 수 있다. 평강 제품이 코팅조를 통과하여 안내되는 기간은 유지 시간(t_B2) 또는 가열 기간(t_BR2)에 포함된다.

강도 손실의 방지를 위해, 제2 처리 온도(T_B2)로의 가열을 위한 기간(t_BR2) 및 유지 시간(t_B2)을 짧게 유지하는 것이 유리한 것으로 증명되었다. 특히 유지 시간(t_B2)이 0초이고, 그럼으로써 평강 제품이 제2 가열 단계(t_BR2)부터 곧바로 코팅조 내로 전달되는 것이 유리한 것으로 증명되었다. 따라서, 높은 강도 값은, T_B2로의 가열을 위한 기간(t_BR2)과 선택적인 유지 시간(t_B2)이 합쳐서 최대 35s, 바람직하게는 25s 미만, 매우 바람직하게는 20s 미만일 때, 매우 확실하게 달성될 수 있다.

용융 침지 코팅에 적합한 코팅조는 하기의 조성을 갖는다.

96 중량% 이상의 Zn, 0.5~2 중량%의 Al, 0~2 중량%의 Mg

코팅조는 전형적으로 450~500℃의 온도를 갖는다.

작업 단계 k)에서의 선택적 코팅 이후에, 또는 작업 단계 k)가 생략된 경우에는 작업 단계 j)에서 처리 온도(T_B2)로의 가열 및 상기 처리 온도에서의 선택적인 유지 이후에, 평강 제품이 추가 작업 단계 l)에서 5K/s 이상인 냉각 속도(Theta_B3)로 냉각된다. 냉각 속도는, 이차 마르텐사이트의 형성을 가능하게 하기 위해, 5K/s 이상여야 한다. 이 경우, 이차 마르텐사이트는 작업 단계 l)에서의 냉각 동안 형성되는 마르텐사이트를 의미한다. 이차 마르텐사이트는 가열 처리를 거치지 않기 때문에, 여기서는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트라고도 지칭된다.

본 발명에 따라 제조되는 평강 제품은, 최소 75 면적%가 템퍼링된 마르텐사이트이고 최대 25 면적%는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트인, 최소 80 면적%의 전체 마르텐사이트 비율; 최소 5 부피%의 잔류 오스테나이트; 0.5~10 면적%의 페라이트; 및 최대 5 면적%의 베이나이트;를 함유하고, 20㎛ 미만의 평균 입자 크기를 갖는 미립자 조직을 갖는다.

조직 내에는, 250㎚ 이하, 특히 250㎚ 미만, 바람직하게는 175㎚ 미만의 길이를 갖는 탄화물들이 존재한다. 잔류 오스테나이트는 저망간 페라이트 심으로 에워싸인다. 이런 심은 템퍼링된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이의 상 경계의 영역 내에 저망간 구역을 형성하고, 상기 구역의 Mn 함량은 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 50%, 특히 50% 미만이며, 바람직하게는 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 30%, 특히 30% 미만이다. 저망간 페라이트 심의 폭은 최소 4㎚이고, 특히 4㎚ 이상이며, 바람직하게는 최소 8㎚이고, 특히 8㎚ 이상이다. 저망간 페라이트 심의 폭은 최대 12㎚이고, 특히 12㎚ 미만이며, 바람직하게는 최대 10㎚이고, 특히 10㎚ 미만이다.

본원에서, 평강 제품의 평균 총 Mn 함량은, 평강 제품의 소재인 강 용융물의 평균 Mn 함량과 동일하게 설정된다.

마르텐사이트: 본 발명에 따른 평강 제품의 조직 내 전체 마르텐사이트 비율은 최소 80 면적%이다. 본 발명에 따른 평강 제품의 조직 내에 존재하는 마르텐사이트는 일차로 작업 단계 h)에서의 제1 냉각 중에 형성되고, 이차로 작업 단계 l)에서의 제2 냉각 중에 형성된다. 제1 냉각 시 형성된 마르텐사이트를 일차 마르텐사이트라고도 하며, 제2 냉각 시 형성된 마르텐사이트는 이차 마르텐사이트라고도 한다. 일차 마르텐사이트는 작업 단계 j)에서 가열된다. 가열된 일차 마르텐사이트는 템퍼링된 마르텐사이 또는 템퍼링된 일차 마르텐사이트라고도 한다. 템퍼링된 마르텐사이트와 이차 마르텐사이트의 마르텐사이트 비율의 합을 전체 마르텐사이트 비율이라고도 한다. 마르텐사이트는 경질 조직 구성성분으로서 실질적으로 평강 제품의 강도에 기여한다. 전체 마르텐사이트 비율은, 최소 900MPa의 인장 강도(Rm)를 갖는 평강 제품을 수득하기 위해, 최소 80 면적%이다.

템퍼링된 마르텐사이트: 작업 단계 j)에서 수행되는 가열 전에 형성되는 일차 마르텐사이트는, 상기 가열 처리 동안 잔류 오스테나이트 내로 확산되어 이 잔류 오스테나이트를 안정화하는 탄소의 공급원(source)이다. 가열 처리 이후 상기 마르텐사이트는 템퍼링된 마르텐사이트라고 지칭된다. 이러한 마르텐사이트의 비율은, 80°보다 더 큰 굽힘 각도, 및 25%보다 더 큰 구멍 확장비를 보장하기 위해, 전체 마르텐사이트 비율의 최소 75 면적%여야 한다.

이차 마르텐사이트: 이차 마르텐사이트는 처리 단계 j)에서 불충분하게 안정화된 잔류 오스테나이트에서 발생하며 강도에 기여한다. 이차 마르텐사이트는, 전체 마르텐사이트 비율의 25 면적%보다 더 큰 비율일 경우, 성형 시 너무 이른 균열 형성을 야기하므로, 25 면적% 미만으로 유지되어야 한다.

잔류 오스테나이트: 본 발명에 따른 평강 제품의 조직 내에는 실온에서 잔류 오스테나이트가 존재한다. 잔류 오스테나이트는 연신 특성의 개선에 기여한다. 충분한 연신율을 보장하기 위해, 잔류 오스테나이트의 비율은 최소 5 부피%여야 한다.

페라이트: 페라이트는 마르텐사이트보다 강도가 더 낮지만, 소량으로도 성형성을 지원할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품의 조직 내에서 페라이트의 비율은 0.5~10 면적%로 제한된다. 재가열(작업 단계 j)) 중에 형성된 저망간 페라이트 심에 의해, 조직 내에는 0.5 면적%의 최소 페라이트 함량이 존재한다.

베이나이트: 오스테나이트의 상 변환 시, 주로 베이나이트도 형성된다. 오스테나이트에서 베이나이트로의 변환 시, 용해된 탄소의 일부분은 베이나이트 내에 혼입되고, 그에 따라 더는 오스테나이트 내에서 탄소의 농후화에 이용되지 않는다. 오스테나이트의 농후화를 위해 최대한 많은 탄소를 제공하려면, 베이나이트 비율이 최대 5 면적%로 제한되어야 한다. 베이나이트 함량이 더 적을수록, 평강 제품의 기계적 특성은 더 확실하게 달성될 수 있다. 베이나이트의 형성이 완전히 억제될 수 있고, 베이나이트 함량이 0 면적%까지 감소하면, 기계적 특성은 매우 확실하게 달성될 수 있다.

저망간 페라이트 심: 본 발명에 따른 평강 제품 내에서, 잔류 오스테나이트 입자들은 협폭의 저망간 페라이트 심으로 에워싸인다. 처리 온도(T_B1 내지 T_B2)로의 가열 동안, 그리고 T_B1 내지 T_B2에서 유지되는 동안, 잔류 오스테나이트 입자들 둘레에 저망간 페라이트 심으로 구성된 저망간 구역이 형성된다. 저망간 페라이트 심은 자신을 에워싸는 조직 구성성분들보다 훨씬 더 연성이다. 상기 페라이트 심은 상이한 강도로 가소화되는 조직 구성성분들 간의 보상 구역을 형성하며, 그럼으로써 미세균열의 확산을 저지한다. 이는, 최종 제품의 성형 거동, 특히 구멍 확장비 및 최대 딥 드로잉 비율의 향상을 유도한다. Mn 함량은 저망간 구역에서, 25% 이상의 구멍 확장비 및 80° 이상의 굽힘 각도를 달성하기 위해, 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 50%이며, 특히 50% 미만이다. 이런 효과는, 저망간 구역 내 Mn 함량이 평강 제품의 평균 Mn 함량의 최대 30%일 때, 특히 30% 미만일 때 매우 확실하게 달성될 수 있다. 저망간 페라이트 심의 폭은 최소 4㎚이고, 특히 4㎚ 이상인데, 그 이유는 4㎚의 폭부터 비로소 연성 보상이 일어날 수 있기 때문이다. 저망간 페라이트 심의 폭이 더 좁아지면, 상기 구역은 더는 연성 보상에 효과적으로 기여하지 못하고, 이미 결정입계 효과들을 통해 성형에 영향이 미칠 수도 있다. 연성 보상은, 저망간 페라이트 심의 폭이 바람직하게는 최소 8㎚일 때, 특히 8㎚ 이상일 때, 매우 확실하게 달성될 수 있다. 처리 단계 j) 동안 처리 시간이 증가함에 따라, 저망간 페라이트 심의 폭이 증가한다. 12㎚부터 심의 긍정적인 기여도가 포화되고, 작업 단계 j) 동안 처리 기간이 증가함에 따라 탄화물 형성의 위험도 증가하기 때문에, 심의 폭은 최대 12㎚, 특히 12㎚ 미만이어야 한다. 이러한 효과는, 저망간 페라이트 심의 폭이 바람직하게 최대 10㎚일 때, 특히 10㎚미만일 때, 매우 확실하게 달성될 수 있다.

탄화물: 탄화물들을 통해 탄소가 결합된다. 탄화물 형태로 결합된 탄소는 오스테나이트 내로의 재분포를 위해 제공되지 않는다. 또한, 탄화물들은 취성 파괴 거동을 보인다. 탄화물들의 취성 거동에 의해, 재료 내에서의 소성 유동이 방지되며, 이는 예컨대 최대 딥 드로잉 비율 및/또는 구멍 확장비과 같은 거시적 특성을 악화시킨다. 탄화물들의 최대 길이는, 파괴 연신율 및/또는 구멍 확장비의 악화를 방지하기 위해, 250㎚ 이하여야 한다. 기계공학적 특성들은, 탄화물들의 길이가 바람직하게 175㎚ 미만일 때, 매우 확실하게 달성될 수 있다. 이 경우, 탄화물의 길이는 탄화물의 각각 가장 긴 축을 의미한다. 본원에서, "탄화물"이란 용어는 일반적으로 탄소 석출물을 의미한다. 이는, 탄소가 평강 제품 내에 존재하는 원소들과 함께 예컨대 탄화철, 탄화크롬, 탄화티타늄, 탄화니오븀 또는 탄화바나듐과 같은 화합물들을 형성하는 석출물이다.

본 발명에 따른 방법은 900~1500MPa의 인장 강도(Rm), 평강 제품의 인장 강도 미만이고 700MPa 이상인 항복 강도(Rp02), 그리고 7~25%의 연신율(A80), 80°더 큰 굽힘 각도, 25%보다 더 큰 구멍 확장비, 및 하기 관계식이 적용되는 최대 딥 드로잉 비율(β_max)을 가진 평강 제품의 제조를 가능하게 하며,

위의 식에서, Rm은 평강 제품의 MPa 단위 인장 강도이다.

한 바람직한 실시예에서, 평강 제품은 높은 인장 강도와 우수한 딥 드로잉 거동의 균형 잡힌 거동을 보인다. 이 경우, 최대 딥 드로잉 비율(β_max)은 최소 1.475이다. 따라서, 본 발명에 따른 평강 제품은 우수한 강도 특성뿐만 아니라 성형 특성도 갖는다.

본 발명에 따른 방법은 특히 청구항 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 따른 평강 제품의 제조를 가능하게 한다.

하기에서는 실시예들 및 도면들에 기초하여 본 발명을 더 상세히 설명한다.

도 1은 본 발명에 따른 방법의 가능한 변형예의 개략도이다. 여기서, 냉간압연되고 코팅되지 않은 평강 제품은 유지 온도(T_HZ)로 가열되어 유지되며, 그런 후에 평강 제품은 냉각 속도(Theta_Q1)로 1단계에 걸쳐 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각된다. T_Q에서 등온 유지 이후, 평강 제품은 제1 가열 단계에서 처리 온도(T_B1)로 가열되어 이 처리 온도에서 등온으로 유지된다. 그에 뒤이어, 평강 제품은 제2 처리 온도(T_B2)로 가열되고, 이 처리 온도에서 다시 유지되다가, 실온으로 냉각된다.

도 2는 본 발명에 따른 방법의 또 다른 변형예의 개략도이다. 여기서는, 냉간압연되고 코팅되지 않은 평강 제품이 마찬가지로 유지 온도(T_HZ)로 가열되어 유지되다가, 우선 상대적으로 더 느린 제1 냉각 속도(Theta_LK)로 중간 온도(T_LK)로 냉각되고, 그런 다음 상대적으로 더 빠른 제2 냉각 속도(Theta_Q2)로 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각된다. 그에 뒤이어, 평강 제품은, 도 1와 관련하여 이미 설명한 것처럼, 2단계에 걸쳐 가열된 다음, 실온으로 냉각된다.

전술한 실시예들 각각은 용융 침지 코팅 처리와도 조합될 수 있다. 이 경우, 용융 침지 코팅은 처리 온도(T_B2)에서의 등온 유지 단계에 포함되거나, 처리 온도(T_B2)로의 가열 동안의 시간 범위(t_BR2) 내에 포함되며, 그런 후에 평강 제품은 실온으로 냉각된다.

본 발명은 여러 실시예에 기초하여 테스트되었다. 이를 위해, 14회의 시험을 실시하였다. 그 과정에서, 표 1에 명시한 강들(A ~ G)로 제조되어 냉간압연되고 코팅된 14개의 강재 스트립의 시료들을 분석하였다. 이를 위해, 우선 종래의 방식으로, 표 1에 명시한 조성의 용융물들로 슬래브들을 제조하였다. 슬래브들은 열간압연 전에 각각 1000~1300℃로 가열하였고, 표 2에 명시된 조건 하에서 다른 종래 방식으로 열간압연 스트립으로 압연하여 열간압연 스트립 코일로 권취하였다. 이 열간압연 스트립을 종래의 방식으로 산세척 후 마찬가지로 종래의 방식으로 냉간압연하였다.

표 3에는, 시료들을 각각 열처리한 조건들이 명시되어 있다. 냉간압연된 평강 제품들을 각각 1단계에 걸쳐 표 3에 명시한 가열 속도(Theta_H1)로 유지 구역 온도(T_HZ)로 가열하여 5~15s 동안 온도(T_HZ)에서 유지하였다. 그에 뒤이어, 평강 제품들을 각각 2단계에 걸쳐, 먼저 0.1K/s 이상 30K/s 이하의 제1 냉각 속도(Theta_LK)로 중간 온도(T_LK)로 냉각하고, 그런 다음 제2 냉각 속도(Theta_Q2)로 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각하였다. 이 평강 제품들을 1초 이상 60초 이하의 시간동안 T_Q에서 유지시키고, 그에 뒤이어 제1 가열 속도(Theta_B1)로 기간(t_BR1) 동안 제1 처리 온도(T_B1)로 가열하였다. 가열 이후, 이 평강 제품들을 기간(t_B1) 동안 T_B1에서 유지시키고, 그에 뒤이어 제2 가열 속도(Theta_B2)로 기간(t_BR2)에 걸쳐 제2 처리 온도(T_B2)로 가열하였으며, 이 처리 온도 상태에서 곧바로 Zn 기반 코팅조 내에 넣었다. 이 평강 제품들을 96% 이상의 Zn, 0.5~2%의 Al, 0~2%의 Mg의 조성을 가진 코팅조에 연속으로 통과시켰다. 평강 제품들이 코팅조를 통과하는 시간도 포함하는 시간(t_B2) 및 전체 처리 기간도 마찬가지로 표 3에 명시되어 있다. 코팅 이후, 평강 제품들을 5K/s 이상의 냉각 속도(Theta_B3)로 냉각시켰다.

냉각 이후, 조직 검사 및 화학적 특성들의 결정을 위해 시료들을 채취하였다. 조직은 평강 제품의 폭에 걸쳐 등거리로 채취한 3개의 단면에서 각각 검사되었다. 조직 검사는 각각 평강 제품의 두께에 걸쳐 등거리로 이격된 적어도 3개의 위치에서 수행하였다. 매우 미세한 조직으로 인해, 종래의 광 광학(light optical) 검사법을 이용한 조직 평가는 불가능했다. 그러므로 템퍼링된 일차 마르텐사이트(M(PRI) M_1), 이차 마르텐사이트(M(SEK) M_2), 페라이트(F) 및 베이나이트(B)의 비율을 주사 전자 현미경(SEM)을 이용해 최소 5000배 확대하여 검사하였다. 잔류 오스테나이트 비율의 정량적 결정은 ASTM E975에 따른 X선 굴절(XRD)을 이용하여 수행하였다. 저망간 페라이트 심의 설명 및 저망간 페라이트 심의 Mn 함량 측정은 원자 프로브 단층 촬영(Atom Probe Tomography, APT)을 이용하여 실시하였다. 이런 방식으로, 표 4에서 Mn 경계(Mn border)로서 표시된 저망간 페라이트 심의 폭도 산출하였다. 저망간 페라이트의 Mn 함량 산출을 위해, 정의된 부피 요소, 예컨대 실린더 또는 직육면체 블록 내 원자 개수를 결정하였다. 저망간 페라이트 심의 폭의 산출을 위해, 시료의 적어도 3개의 상이한 위치에서 심의 폭 측정을 실시하였다. 개별 값들은 산술 평균되었으며, 이들 값은 저망간 페라이트 심의 폭으로서 지칭되는 값들이다. 저망간 페라이트의 Mn 함량은 표 4에서 Mn 함량 경계(Mn content border)로서 표시되어 있다. 탄화물의 길이는 TEM을 이용하여 산출하였다. 조직 검사의 결과를 표 4에 명시하였다.

기계적 특성의 시험 결과는 표 5에 명시하였다. 기계적 특성들은 각각 평강 제품의 길이에 걸쳐 등거리로 분포된 3개의 위치에서 각각 평강 제품의 폭의 중심에서 채취한 시료들에서 검사하였다. 이 경우, 항복 강도(Rp02), 인장 강도(Rm) 및 연신율(A80)은 2017년 2월자 DIN EN ISO 6892-1에 따른 인장 시험(시료 형태 2)에서 정해진 것이다. 굽힘 각도(Bending)는 1010년 12월자 VDA238-100에 따라 결정된 것이며, 구멍 확장비(HER)은 2017년 10월자 ISO 16630에 따라 결정된 것이며, 최대 딥 드로잉 비율(β_max)은 2003년 9월자 DIN 8584-3에 따라 결정된 것이다.

이들 결과는, 본 발명에 따라 실행된 방법을 이용한 시험에서 높은 강도 및 그와 동시에 우수한 성형 거동이 달성된다는 것을 보여준다. 이렇게, 시료들(B2, B3, D7, D9, F12, F13 및 G14)은 80°보다 큰 굽힘 각도와 25%보다 큰 구멍 확장 비를 보여준다. 시험 A1에서, 규소 함량이 본 발명에 따르지 않는 경우, 본 발명에 따른 조직이 설정될 수 없다는 점이 확인된다. 이차 마르텐사이트의 높은 비율과 페라이트의 높은 비율은 비교적 낮은 항복 강도 및 인장 강도를 야기한다. 또한, 매우 협폭인 저망간 페라이트 심만 존재했으며, 그 결과 작은 굽힘 각도 및 낮은 구멍 확장비만 달성되었다.

B4의 시험에서는, 본 발명에 따른 강 조성이더라도, 압연 최종 온도(T_ET) 및 냉각 정지 온도(T_Q)가 본 발명에 따르지 않고 저망간 페라이트 심이 너무 협폭일 때에는 성형성이 악화되는 것으로 확인된다. 항복 강도 및 인장 강도는 충분히 높지만, 굽힘 각도와 구멍 확장비는, 저망간 페라이트 심 내에서 너무 적은 Mn 고갈 또는 저망간 페라이트 심에 인접한 구역에서 너무 적은 Mn 농후화로 인해 너무 낮다.

C5 및 C6의 시험에서는, 탄소 및 규소 함량이 너무 적은 경우, 충분히 높은 구멍 확장비(C5의 시험) 또는 충분한 항복 강도, 굽힘 각도 및 구멍 확장비(시험 C6)를 달성하기에, 베이나이트의 비율(C5의 시험)이나 이차 마르텐사이트 및 페라이트의 비율(C6의 시험)이 너무 높고, 저망간 페라이트 심의 폭은 너무 좁은 것으로 확인된다.

D8의 시험에서는, 본 발명에 따른 강 조성에도 불구하고, 권취 온도(T_HT)가 너무 높고 가열 속도(Theta_B1)는 너무 낮으며 열처리 기간(t_BT)은 전체적으로 너무 길 때, 너무 긴 탄화물들에 의해 성형성이 악화되는 것으로 확인된다. t_BT를 너무 길게 선택하면 최대 탄화물 길이가 초과되며, 이는 구멍 확장비에 부정적으로 작용한다.

E10의 시험에서는, 규소 함량이 너무 적고 열간압연 이후 권취 온도(t_RG)로의 냉각을 위한 시간 범위가 너무 큰 경우, 이차 마르텐사이트의 비율 및 페라이트의 비율이 증가하는 것으로 확인되며, 이는 불균일한 조직 그리고 그에 따른 불충분한 굽힘 각도 및 불충분한 구멍 확장비를 야기하다.

E11의 시험에서는, 규소 함량이 너무 낮고 권취 온도가 본 발명에 따르지 않는 경우, 이차 마르텐사이트의 비율이 증가하고 탄화물들은 너무 길어지는 것으로 확인되며, 이는 연신율(A80) 및 구멍 확장비를 악화시킨다. 그 외에도, E11의 시험에서는, 너무 낮은 권취 온도뿐만 아니라, T_B2에서의 처리 기간, 다시 말해 "t_BR2 + t_B2"가 35초를 초과할 때, 평강 제품의 특성들에 부정적으로 작용하는 점도 확인된다. 탄화물 생성을 충분히 억제하지 못하면 너무 긴 탄화물들이 형성되고, 너무 이른 균열 형성 및 그에 상응하게 구멍 확장비의 부적합한 값들이 발생한다.

Claims (15)

1. 평강 제품에 있어서, 상기 평강 제품은 (중량% 단위로)
   0.1~0.5%의 C,
   1.0~3.0%의 Mn,
   0.9~1.5%의 Si,
   1.5% 이하의 Al,
   0.008% 이하의 N,
   0.020% 이하의 P,
   0.005% 이하의 S,
   0.01~1%의 Cr,
   그리고 선택적으로 하기 원소들:
   0.2% 이하의 Mo,
   0.01% 이하의 B,
   0.5% 이하의 Cu,
   0.5% 이하의 Ni 중 하나 또는 복수의 원소,
   그리고 선택적으로 총 0.005~0.2%의 미세합금 원소들,
   및 잔여분의 철과 불가피한 불순물들
   로 구성되는 강을 함유하며,
   이때,

   

   의 관계식이 적용되고,
   상기 식에서, Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, Cr은 강의 중량% 단위 Cr 함량이며,
   상기 평강 제품은 또한,
   - 최소 75 면적%는 템퍼링된 마르텐사이트이고, 최대 25 면적%는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트인, 최소 80 면적%의 마르텐사이트,
   - 최소 5 부피%의 잔류 오스테나이트,
   - 0.5~10 면적%의 페라이트, 및
   - 최대 5 면적%의 베이나이트
   로 구성되는 조직을 가지며, 이 경우, 템퍼링된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이의 상 경계의 영역에 최소 4㎚ 및 최대 12㎚의 폭을 가진 저망간 페라이트 심(low-Mn ferrite seam)이 존재하며, 상기 페라이트 심의 Mn 함량은 상기 평강 제품의 평균 총 Mn 함량의 최대 50%이고, 상기 평강 제품은 250㎚ 이하의 길이를 갖는 탄화물을 함유하는 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
2. 제1항에 있어서, 상기 평강 제품은, 900~1500MPa의 인장 강도(Rm); 700MPa 이상의 항복 강도(Rp02); 7~25%의 연신율(A80); 80°보다 큰 굽힘 각도; 25%더 큰 구멍 확장비; 그리고 Rm이 평강 제품의 인장 강도(MPa)일 때, 하기 식,
   

   

   
   가 적용되는 최대 딥 드로잉 비율(β_max);을 갖는 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 저망간 페라이트 심의 폭은 최소 8㎚인 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 저망간 페라이트 심의 폭은 최대 10㎚인 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 저망간 페라이트 심의 Mn 함량은 평강 제품 내 평균 총 Mn 함량의 최대 30%인 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 탄화물들의 길이는 175㎚ 미만인 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 평강 제품은 최소 1.475의 최대 딥 드로잉 비율(β_max)을 갖는 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 평강 제품은 금속 코팅층을 구비한 것을 특징으로 하는, 평강 제품.
9. 초고강도 평강 제품을 제조하기 위한 방법으로서, 적어도 하기 작업 단계들:
   a) 강으로 구성되는 슬래브를 공급하는 단계로서, 상기 강은 철 및 불가피한 불순물들 외에도, (중량% 단위로)
   0.1~0.5%의 C, 1.0~3.0%의 Mn, 0.9~1.5%의 Si, 1.5% 이하의 Al, 0.008% 이하의 N, 0.020% 이하의 P, 0.005% 이하의 S, 0.01~1%의 Cr; 및 선택적으로 0.2% 이하의 Mo, 0.01% 이하의 B, 0.5% 이하의 Cu, 0.5% 이하의 Ni 원소 중 하나 또는 복수의 원소; 및 선택적으로 총 0.005~0.2%의 미세합금 원소들;로 구성되고, 이 경우,

   

   이 적용되며, 상기 식에서 Mn은 강의 중량% 단위 Mn 함량이고, Cr은 강의 중량% 단위 Cr 함량인, 슬래브 공급 단계;
   b) 1000~1300℃의 온도로 상기 슬래브를 가열하고, 최종 압연 온도(T_ET)가 850℃보다 높은 조건에서 열간압연 스트립으로 상기 슬래브를 열간압연하는 단계;
   c) 상기 열간압연 스트립을 최대 25s 이내에서 400~620℃인 권취 온도(T_HT)로 냉각하고, 상기 열간압연 스트립을 코일로 권취하는 단계;
   d) 열간압연된 평강 제품을 산세척하는 단계;
   e) 열간압연된 평강 제품을 냉간압연하는 단계;
   f) 냉간압연된 평강 제품을, 강의 A3 온도를 최소 15℃ 더 초과하고 최대 950℃인 유지 구역 온도(T_HZ)로 가열하는 단계로서, 상기 가열은
   f1) 1단계로 2~10K/s의 평균 가열 속도로 수행되거나,
   또는
   f2) 2단계에 걸쳐, 200~400℃인 전환 온도(T_W)까지는 5~50K/s의 제1 가열 속도(Theta_H1)로, 그리고 전환 온도(T_W)를 초과하는 온도에서는 2~10K/s의 제2 가열 속도(Theta_H2)로 수행되는, 평강 제품 가열 단계;
   g) 상기 평강 제품을 유지 구역 온도(T_HZ)에서 5~15s의 기간(t_HZ) 동안 유지시키는 단계;
   h) 상기 평강 제품을 유지 구역 온도(T_HZ)에서부터, 마르텐사이트 시작 온도(T_MS)와 T_MS보다 175℃ 더 낮은 온도 사이인 냉각 정지 온도(T_Q)로 냉각하는 단계로서, 상기 냉각은
   h1) 최소 30K/s인 냉각 속도(Theta_Q1)로 수행되거나,
   또는
   h2) 650℃보다 낮지 않은 중간 온도(T_LK)로의 제1 냉각을 위해 30K/s 미만의 제1 냉각 속도(Theta_LK)로, 그리고 T_LK에서부터 T_Q로의 제2 냉각을 위해 최소 30K/s의 제2 냉각 속도(Theta_Q2)로 수행되는, 평강 제품 냉각 단계;
   i) 상기 평강 제품을 1~60초간 냉각 정지 온도(T_Q)에 유지시키는 단계;
   j) 상기 평강 제품을 5 내지 100K/s 사이의 제1 가열 속도(Theta_B1)로 최소 T_Q + 10℃ 및 최대 450℃인 제1 처리 온도(T_B1)로 가열하고, 8.5s~245s의 기간(t_B1) 동안 제1 처리 온도(T_B1)에서 유지시키며, 2 내지 50K/s 사이의 제2 가열 속도(Theta_B2)로 최소 T_B1 + 10℃ 및 최대 500℃인 제2 처리 온도(T_B2)로 가열하고, 선택적으로 34s 이내의 기간(t_B2) 동안 처리 온도(T_B2)에서 유지시키는 단계로서, 가열 및 등온 유지를 위한 전체 처리 시간(t_BT)은 총 10s 내지 250s 사이인, 평강 제품의 가열 및 유지 단계;
   k) 상기 평강 제품을 Zn 기반 코팅조 내에서 선택적으로 코팅하는 단계; 및
   l) 상기 평강 제품을 최소 5K/s의 냉각 속도(Theta_B3)로 실온에서 냉각하는 단계
   를 포함하는, 평강 제품 제조 방법.
10. 제9항에 있어서, 코일로 권취된 열간압연 스트립의 중량은 최소 10t인 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.
11. 제9항 또는 제10항에 있어서, 작업 단계 c)에서 열간압연 스트립의 냉각은 최대 18s 이내에 수행되는 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.
12. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 권취 온도(T_HT)는 최대 600℃인 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.
13. 제9항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 유지 시간(t_Q)은 최소 5s인 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.
14. 제9항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 냉각 정지 온도(T_Q)는, 마르텐사이트 시작 온도(T_MS)보다 75℃ 더 낮은 온도와 T_MS보다 150℃ 더 낮은 온도 사이에 놓이는 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.
15. 제9항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서, T_B2로의 가열을 위한 기간(t_BR2)과 T_B2에서의 선택적 유지를 위한 기간이 합쳐서 최대 35s인 것을 특징으로 하는, 평강 제품 제조 방법.

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