KR20210096595A - 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강 - Google Patents

우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강 Download PDF

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KR20210096595A
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샹핑 첸
욥 안토니우스 반 더 호벤
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타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 이 방법으로 제조된 고강도 강에 관한 것이다.

Description

우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강
본 발명은 우수한 딥 드로잉성(deep drawability)을 가진 고강도 강 스트립(steel strip)을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강에 관한 것이다.
자동차 제조업체는 현대 자동차의 주요 설계 기준을 고객의 기대와 법적 요구 사항 및 표준을 충족하기 위해 무게를 줄이고 안전성을 향상시키는 데 중점을 둔다. 이러한 맥락에서 경량화뿐만 아니라 차량의 충돌 안전성을 향상시키기 위해 새로운 강종이 개발되어 왔다. 이 강들은 향상된 성형성과 넓은 변환률(strain rate) 스펙트럼에서 고강도 수준을 결합한다. 초고장력강 시트(AHSS: Advanced High Strength Steels)은 이 분야에서 유망한 결과를 보여 주지만, 그 탁월한 기계적 특성은 합금 및 가공을 통해 맞춤화되고 조정될 수 있다. 뛰어난 미세 마이크로구조와 함께 다양한 강도 수준을 가진 다양한 상들은 AHSS의 우수한 냉간 성형성과 충돌 거동에 기여한다.
AHSS는 고유한 기계적 특성을 생성하기에 충분한 양으로 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류(retained) 오스테나이트와 같은 상을 포함하는 다상 강이다. 기존의 고강도 강과 비교하여, AHSS는 더 높은 강도 값을 보여주거나 고강도와 우수한 성형성의 탁월한 조합을 보여준다(Bleck, W.; Phiu-On, K., "Grain Refinement and Mechanical Properties in Advanced High Strength Sheet Steels", HSLA Steels 2005, HSLA 철강에 관한 제5차 국제회의, 2005년 11월 8-10일, 싼야, 하이난, 중국). 원칙적으로 다음 4 가지 유형의 AHSS를 구분할 수 있다.
Figure pct00001
DP (Dual-phase): 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 마이크로구조를 가진 강
Figure pct00002
TRIP (변태 유도된 가소성): 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 마이크로구조를 가진 강
Figure pct00003
(P)M: 부분 또는 완전 마르텐사이트 강
Figure pct00004
CP: 강화된 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트가 혼합된 복합-상 강.
이러한 AHSS 강 시트은 강도-연성(strength-ductility) 관계 측면에서 우수한 강도와 성형성을 갖지만, 이러한 AHSS 강 시트 제품은 소성 변환률 또는 r-값으로 측정되는 딥 드로잉성이 나쁜 것으로 알려져 있다. 복잡한 스탬프된(stamped) 부품의 경우, 딥 드로잉성은 중요할 수 있다.
DP 강 시트은 일반적으로 주조 슬래브에서 시작하는 공정 경로에 의해 생산되며 재가열, 열연(hot-rolling), 냉연(cold-rolling) 및 연속 어닐링의 후속 단계들을 포함한다. 그 조성으로 인해(높은 C, Mn 등), 특히 격자간 C와 N의 존재로 인해, 이 경로에서 생산된 DP 강은 낮은 r-값(1 미만)을 갖는다.
DP 강에서 r-값을 높이기 위해, 재결정화 어닐링 동안 격자간 C 및 N의 존재를 방지하고(자유 C 및 N이 바람직하지 않은 경우), 마르텐사이트 및/또는 베이나이트의 형성이 가능하도록 임계간 어닐링 동안 침전물을 용해하여 일부 C를 방출시키는 옵션이 있다. 이러한 상황에 도달하기 위해 두 가지 접근 방식이 문헌에 설명되어 있다:
(1) 더 낮은 온도에서 배치 어닐링을 적용하는 것으로, 이 온도에서 페라이트에서 C의 용해도가 낮아지고 그 결과 격자간 C가 낮아져 더 강한 (111) 질감(texture)을 얻은 다음 임계간 범위에서 연속 어닐링을 사용하여 DP/CP 구조를 얻는 것이다(WB Hutchinson 및 K. Ushioda, "Texture development in continuous annealing", Scandinavian Journal of Metallurgy 13 (1984) 269-275 참조).
(2) C 함량을 줄이고 Ti, Nb 및 Mo와 같은 충분한 양의 미세합금 원소를 첨가하여 재결정화 동안 C 및 N을 제거하며, 최종 연속 어닐링 동안 형성된 침전물을 적어도 부분적으로 용해시켜 이 단계에서 C를 방출한다(US7534312, W02008082134, US20130008571 참조).
두 공정 모두 단점이 있다. 첫 번째는 두 개의 개별 어닐링 단계를 포함하는데, 이는 논리적으로 어색하고 비용이 많이 드는 반면, 두 번째는 제어하기가 매우 어렵다. C 함량을 매우 낮은 수준으로 줄이고 Ti, Nb 및 Mo와 같은 미세합금 원소를 충분히 첨가하여 재결정화 동안 C 및 N을 제거하는 것도 비용이 많이 드는 방법이다. 더욱이, 마르텐사이트를 형성하기 위해 임계간 어닐링 중에 제한된 양의 C만 방출될 수 있으므로 저강도 DP 강만 생산할 수 있다.
따라서 본 발명의 목적은 개선된 r-값을 갖는 AHSS를 생성하는 대안적인 방법을 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 개선된 rm-값(수직 이방성 파라미터) 및 낮은 절대 값 △r(평면 이방성 파라미터)를 갖는 AHSS를 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 우수한 강도-연성 관계를 유지하면서 개선된 rm-값을 갖는 AHSS를 제공하는 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 어닐링 시간-온도 프로파일을 나타낸 도면이다. 도면 숫자는 다음을 나타낸다.
① : 천천히 가열하여 오스테나이트를 형성하고, 변형된 페라이트는 재결정화되지 않으며, 회복만 가능하다.
② : 재결정화 온도(Trex) 미만의 최고 어닐링 온도
③ : 강의 화학성질에 의해 도달된 높은 재결정화 온도(Trex)
④ : 천천히 냉각하여 오스테나이트를 부분적으로 에피택셜 페라이트로 변태시키고 나머지 오스테나이트를 안정화시킴
⑤ : 빠른 냉각으로 잔류 오스테나이트를 베이나이트 및/또는 마르텐사이트로 변태시킴
도 2는 본 발명에서 전형적인 마이크로구조를 보여주는 이미지이다.
① : 회복된 변태되지 않은 페라이트(RecF);
② : (에피택셜) 페라이트, 오스테나이트에서 새로 변태됨(TranF);
③ : 마르텐사이트, 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트(Rest);
도 3은 가열 및 냉각 중 변태 온도를 결정하기 위한 팽창 곡선의 전형적인 예이다.
모든 조성은 달리 표시되지 않는 한 중량%(wt.%)로 제공된다는 점에 유의한다. 모든 마이크로구조 백분율은 현미경 사진을 기준으로 결정된 면적 백분율이다. 변태점들(transformation points)은 다음과 같이 정의된다:
Ac1: 가열 중 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도.
AC3: 가열 중에 페라이트의 오스테나이트로의 변태가 완료되는 온도.
Ar1: 냉각 중에 오스테나이트의 페라이트로의 또는 페라이트+시멘타이트로의 변태가 완료되는 온도.
Ar3: 냉각 중에 오스테나이트의 페라이트로의 변태가 시작되는 온도.
Ae1: 평형 상태에서 오스테나이트 상의 최저 온도 한계.
Ae3: 평형 상태에서 오스테나이트 상의 최고 온도 한계.
Bs: 냉각 중 베이나이트 변태의 시작 온도.
Ms: 냉각 중 마르텐사이트 변태의 시작 온도.
Mf: 냉각 중 마르텐사이트 변태의 종료 온도.
Trex: 페라이트 매트릭스의 재결정화 온도(Ac1 또는 Ar3 보다 높을 수 있음).
이러한 목적들 중 하나 이상은 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립 또는 시트을 제조하는 방법에 의해 달성될 수 있으며, 이 방법은 다음을 포함한다:
- 강 용융물을 제조하고 다음을 포함하는 조성을 갖는 두꺼운 강 슬래브 또는 얇은 강 슬래브를 주조하는 단계(중량% 단위):
Figure pct00005
C: 0.010 ~ 0.100 %;
Figure pct00006
Mn: 1.000 ~ 3.000 %;
Figure pct00007
Nb: 0.030 ~ 0.200 %
Figure pct00008
Si: 0.010 ~ 2.000 %;
Figure pct00009
Cr: 0.100 ~ 1.000 %;
Figure pct00010
Al_sol: 0.010 ~ 0.800 %;
Figure pct00011
P: 0.005 ~ 0.100 %;
Figure pct00012
N: 0.0005 ~ 0.0100 %;
Figure pct00013
S: 0.030 % 이하;
상기 강 슬래브는 또한 선택적으로 다음을 포함하며,
Figure pct00014
B: 0.0050 % 이하;
Figure pct00015
Ca: 0.0003 ~ 0.0100 %;
Figure pct00016
Ti: 0.150 % 이하;
Figure pct00017
V: 0.200 % 이하;
Figure pct00018
Cu: 0.800 % 이하;
Figure pct00019
Ni: 0.800 % 이하;
Figure pct00020
Mo: 0.200 % 이하;
나머지는 Fe와 불가피한 불순물임;
- 상기 두꺼운 슬래브 또는 얇은 슬래브를 적어도 1100 ℃로 가열 또는 재가열하는 단계;
- Ar3 초과의 마감 온도에서 상기 슬래브를 열연 스트립으로 열연하는 단계;
- 상기 열연 스트립을 냉각하는 단계;
- 400 ~ 750 ℃의 권취(coiling) 온도에서 상기 열연 스트립을 권취하는 단계;
- 상기 냉각된 열연 스트립을 산세하는 단계;
- 냉연 스트립을 얻기 위해 상기 열연 스트립을 40 ~ 80 %의 두께 감소율로 냉연하는 단계;
- 5 ~ 25 ℃/s의 가열 속도(h1)로 Ac1 미만의 온도(T1)까지 그리고 이어서 1 ~ 15 ℃/s의 가열 속도(h2)로 Ac1보다 높은 페라이트 매트릭스의 재결정화 온도(Trex)와 Ac1 사이의 유지 온도(T2)까지 스트립을 재가열하고, 최대 300 초의 시간(t2) 동안 스트립을 유지하여 오스테나이트와 재결정화되지 않은 페라이트를 포함하는 마이크로구조를 얻은 다음, 유지 온도(T2)에서 Ar1보다 높은 T3까지 0.1 ~ 20 ℃/s의 냉각 속도(Cl)로 서랭시켜 오스테나이트로부터 20 % 이상의 에피택셜 페라이트를 형성하고 나머지 오스테나이트를 탄소로 강화한 다음, T3로부터 35 ℃/s보다 높은 냉각 속도(C2)로 500 ℃ 미만의 온도(T4)까지 급랭시키고 온도(T4)에서 1 ~ 300 초 동안 유지하여 탄소 강화된 오스테나이트를 총량 1 ~ 20 %의 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이로 변태시키는 상기 냉연 스트립의 연속 임계간 어닐링 단계;
- 선택사항으로, 이어서 핫딥(hot-dip) 아연도금 이전에 T4로부터 온도(T5)까지 재가열하는 단계;
- 선택사항으로, 이어서 핫딥 아연도금을 수행하는 단계;
- 이어서 5 ~ 30 ℃/s 범위의 냉각 속도(C3)로 온도(T6)까지 냉각하는 단계(여기서 T6 < 75 ℃);
- 어닐링된 스트립을 권취하는 단계, 여기서 최종 마이크로구조는 20 % 이상의 에피택셜 페라이트, 79 ~ 30 %의 재결정화되지 않은 페라이트, 1 ~ 20 %의 Σ(베이나이트 + 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트)를 포함한다.
어닐링된 스트립은 추가 처리를 위해 시트 또는 블랭크로 절단될 수 있다.
WO2014086799에서 대체 마이크로구조를 갖는 냉연 및 어닐링된 강이 개시되며, 여기서 냉연 강은 임계간 재결정화 어닐링을 받고 최종 마이크로구조는 매트릭스 상으로서 재결정화된 페라이트 및 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 베이나이트와 같은 하나 이상의 제2 상으로 구성된다.
슬래브 두께가 120 mm 이상이면 두꺼운 슬래브로 간주된다. 슬래브 두께가 120 mm 미만인 경우 슬래브는 얇은 슬래브로 간주된다. 두꺼운 슬래브 주조에서 강은 120 ~ 300 mm 두께의 슬래브로 직접 주조된다. 주조 후 두꺼운 슬래브는 일반적으로 저온으로 냉각되고 비축된다. 두꺼운 슬라브를 재가열로에서 후속 압연 공정에 적합한 온도로 재가열된 다음 기존의 열간 스트립 밀(strip mills)을 사용하여 열연된다. 얇은 슬래브 주조에서, 강은 30 ~ 120 mm, 일반적으로 40 ~ 80 mm 두께의 슬래브로 직접 주조된다. 주조 후 얇은 슬래브는 주변 온도로 냉각되지 않고 유지 또는 균질화 노 내로 이동하여 후속 압연 공정에 적합한 온도를 갖게 된다. 얇은 슬래브 주조와 직접 압연(TSDR)은 일반적으로 결합된다.
일반적으로 냉연 강 스트립 또는 시트는 강한
Figure pct00021
-섬유((111) 질감)를 가지고 있어 높은 r-값을 제공한다. 일반 DP 강은 r-값이 낮으며 이는
Figure pct00022
-섬유가 더 약해지고,
Figure pct00023
-섬유가 더 강해지며 Cube 및 Goss 질감 성분이 변형된 페라이트에서 재결정화의 무작위 핵형성으로 인해 임계간 어닐링 중에 나타나기 때문이다. 본 발명은, 냉간 변형된 페라이트의 재결정화가 연속 어닐링 동안 방지되어 최종 마이크로구조에 바람직한(111) 질감이 유지된다는 점에서, 종래 기술과 다르다. 상기 냉간 변형된 페라이트는 회복만하고 재결정화되지 않는다. 이는 페라이트의 재결정화 온도(Trex)를 Acl보다 충분히 높도록 화학학 성질(chemistry)을 신중하게 선택함으로써 실현되므로, 이중상 마이크로구조를 얻기 위해 필요한 임계간 어닐링 동안 재결정화는 일어나지 않게 된다.
임계간 어닐링 온도는 Trex와 Acl 사이에서 신중히 선택된다. 또한 C2에서 급랭하기 전에 서랭(Cl) 동안 오스테나이트로부터 변태된 새로운 에피택셜 페라이트는 바람직한 질감을 가진 회복된 페라이트의 질감을 물려받는다. 셋째, 회복된 페라이트의 강도가 재결정화된 페라이트에 비해 높기 때문에, 마르텐사이트와 페라이트의 경도비가 더 작아서 본 발명에 따른 강의 성형성을 더욱 증가시킨다.
본 발명의 강은 어닐링 동안 높은 페라이트 재결정화 온도(Trex)와 조합하여 페라이트 및 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 최종 마이크로구조를 생성할 수 있는 조성을 갖는다. 총량 1 ~ 20 %의 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 베이나이트 + 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트의 합이 1 ~ 20 %임을 의미한다. 베이나이트 성분은 베이나이트 페라이트 및 침상 페라이트를 포함할 수 있다. 마르텐사이트 성분은 강화(tempered) 마르텐사이트를 포함할 수 있다(또는 이것만으로 구성된다). 이에 의해 주장한 바의 화학적 성질이 얻어지며, 어닐링 공정 후에 페라이트 및 마르텐사이트 마이크로구조의 형성을 가능하게 하는 데 탄소와 망간이 필수적이고, 재결정화 온도를 Ac3 ~ Acl 사이의 값으로 증가시키는 데 니오븀이 필수적이다.
탄소는 강도와 베이킹 경화성을 위해 마르텐사이트를 형성하는 데 필요하지만 너무 높은 탄소는 rm-값을 감소시키기 때문에 최대 0.100 %로 제한된다. 본 발명에 따른 냉연 및 어닐링된 강 스트립은 최적화된 조성 및 처리 조건의 조합의 결과로 높은 r-값을 갖는 재료를 생성한다. 탄소의 감소가 r-값을 더욱 향상시킬 수 있지만 반드시 낮은 탄소 수준을 필요로하는 것은 아니다. 마르텐사이트를 형성하려면 탄소 함량이 0.010 % 초과해야 하며, 바람직하게는 C ≥ 0.015 %, 더 바람직하게는 C ≥ 0.020 % 이다. 적합한 최대 C 값은 0.085 %, 바람직하게는 C ≤ 0.075 %, 더 바람직하게는 C ≤ 0.050 %이다. 최종 재료의 특히 높은 가공성이 필요한 경우, C 함량을 0.050 % 미만(<)으로 유지하는 것이 바람직하다.
경화성을 증가시켜 원하는 구조를 얻고 S로 인한 고온 쇼트(hot shortness)를 방지하기 위해 1.000 내지 3.000 % 양의 Mn이 필요하다. Mn은 또한 페라이트의 재결정화 역학에 영향을 미친다. Mn 함량은 본 발명 강에서 이러한 기능을 갖기 위해 적어도 1.000 %, 바람직하게는 Mn ≥ 1.350 %, 더 바람직하게는 ≥ 1.650 %, 훨씬 더 바람직하게는 ≥ 1.750 % 이어야한다. 적합한 최대 Mn 값은 2.750 %, 바람직하게는 Mn ≤ 2.500 %, 더 바람직하게는 Mn ≤ 2.250 %이다. Mn 함량이 증가함에 따라 줄무늬(banded) 마이크로구조의 형성 경향이 증가하고, 이는 r 값의 이방성을 증가시키므로, 최소 이방성을 위해 Mn 함량은 바람직하게는 최대 2.250 % 이다.
본 발명에서 중요한 것은 Acl과 Ac3 사이의 임계간 어닐링 동안 페라이트의 재결정화를 방지하는 것이다. 이러한 높은 Trex에 도달하려면 Nb를 추가하는 것이 중요하며 이는 Nb의 추가가 페라이트의 재결정화를 지연시키고 재결정화 온도를 크게 증가시키기 때문이다. 이를 위해 Nb는 0.030 ~ 0.200 %의 양으로 추가된다. Nb의 역할은 다음과 같다:
(1) 열연 스트립의 입자 크기를 조정하고 더 강한(111) 질감을 가진 열연 마이크로구조를 얻는다.
(2) NbC의 형태에서 또는 고용체에서 연속 어닐링하는 동안 페라이트 매트릭스의 재결정화 온도를 증가시킨다. 본 발명에 따르면, NbC의 용해 온도가 1150 ℃까지 높을 수 있기 때문에 임계간 어닐링 동안 NbC가 거의 용해되지 않는다. 이는 형성된 탄화물(C를 제거하기 위한 Ti, Nb, Mo, V 탄화물)이 연속 어닐링 중에 부분적으로 용해되어 C를 방출하고 마르텐사이트를 형성하게 되는 문헌에서 언급된 예들과는 다르다. Nb는 또한 원하는 양의 재결정화되지 않은 페라이트를 확보할 수 있으며 강 스트립의 항복비를 높이는 데 기여한다. 또한, 상대적으로 단단한 비재결정화 페라이트를 사용함으로써, Nb는 페라이트와 경질 제2 상 간의 경도 차이를 줄일 수 있으며, 또한 신장 플랜지성(stretch flangeability) 향상에도 기여한다. 이러한 효과는 Nb 함량이 0.030 % 이상, 바람직하게는 Nb ≥ 0.037 %, 더 바람직하게는 ≥ 0.045 % 일 때 얻어진다. 한편, 강의 Nb 함량이 0.200 %를 초과하면, 조대한 NbC 침전물이 형성될 수 있다. 이는 강 시트의 굽힘성 및 신장 플랜지성을 감소시키고 비용을 증가시킨다. 적합한 최대 Nb 값은 0.150 %, 바람직하게는 Nb ≤ 0.125 %이다.
Si는 페라이트의 경화능(strain hardenability)을 향상시키는 원소이며, 우수한 연성 확보에 유용한 원소이다. Si는 또한 페라이트에 마르텐사이트가 도입될 때 r-값의 열화를 억제하는 원소이기도 하다. Si 함량이 0.010 % 미만이면 효과가 너무 작다. 따라서 하한은 0.010 %, 바람직하게는 Si ≥ 0.015 %, 더 바람직하게는 ≥ 0.020 %이다. 한편, 2.000 %를 초과하여 Si를 첨가하면 강을 부서지기 쉽게 할뿐만 아니라 적 스케일(red scale) 등을 발생시켜 표면 특성 및 코팅 능력을 저하시킨다. 적합한 최대 Si 값은 0.500 %, 바람직하게는 Si ≤ 0.300 %, 더 바람직하게는 Si ≤ 0.200 %이다. 그러나, 코팅 능력과 국부적인 적 스케일(호랑이무늬줄)의 회피가 중요하다면, Si에 대한 적절한 최대치는 0.185 %, 바람직하게는 Si ≤ 0.140 %, 더 바람직하게는 Si ≤ 0.090 %이다.
탈산소화 원소로서 Al 원소가 필요하다. 알루미늄은 강에서 금속 알루미늄, 산화 알루미늄 및 질화 알루미늄으로 찾을 수 있다. 금속 알루미늄과 질화 알루미늄은 산에 용해될 수 있으므로 이 부분을 산성 용해성 알루미늄 또는 간단히 Al_sol이라고 한다. 따라서 강의 총 알루미늄 함량은 (Al_sol + Al-산화물)이다. Al_sol은 페라이트-오스테나이트 이중상 영역의 면적을 늘리고 어닐링 온도 의존성을 줄이는데, 즉 소재로서의 강 시트의 안정성을 높이는 데 유용한 원소이다. Al은 또한 페라이트 매트릭스의 재결정화 온도를 증가시킨다. 본 발명에 따른 강에서 Al_sol은 0.010 내지 0.800 %이다. 더 많은 Al을 첨가하면 어닐링 온도가 너무 높아진다. 바람직하게는 Al_sol ≥ 0.020 %, 더 바람직하게는 ≥ 0.030 % 이다. 적절한 최대 Al_sol 값은 0.700 %, 바람직하게는 Al_sol ≤ 0.650 %이다.
P는 고용체 강화 효과가 있는 원소로서 원하는 강도에 따라 첨가할 수 있다. P는 또한 페라이트 변태를 촉진하므로 강 시트에서 다상 구조를 형성하는 데 유용한 원소이기도 하다. 이 효과를 얻으려면 강 시트의 P 함량이 0.005 % 이상이어야 한다. 그러나 P 함유량이 0.100 %를 초과하면 용접성이 저하되고, 아연도금 층을 합금 처리하면 합금율이 저하되어 아연도금 품질이 저하된다. 따라서, P 함량은 0.005 % 이상 0.100 % 이하이다. 바람직하게는 P ≥ 0.010 %, 더 바람직하게는 ≥ 0.025 %, 훨씬 더 바람직하게는 ≥ 0.045 %이다. 적절한 최대 P 값은 0.090 %, 바람직하게는 P ≤ 0.080 %이다.
오스테나이트의 경화능을 증가시켜 원하는 구조를 얻기 위해 0.100 ~ 1.000 % 사이의 Cr을 첨가하여, 기존 어닐링 라인 및 핫딥 아연도금 라인과 호환되는 보다 실용적인 냉각 속도를 허용한다. 바람직하게는 Cr ≥ 0.350 %, 더 바람직하게는 ≥ 0.450 %이다. 적합한 최대 Cr 값은 0.900 %, 바람직하게는 Cr ≤ 0.800 %, 더 바람직하게는 Cr ≤ 0.750 %이다.
N은 강에 불가피하게 존재하는 불순물 원소이다. N은 Al을 결합하여 AlN을 형성하여 강의 rm-값을 향상시킬 수 있다. 생산 제약 하에서, N 함량은 0.0010 % 이상이다. 그러나 N 함량은 그 효과가 포화되고 용융 단계에서 더 높은 N 함량을 도입하기 어렵기 때문에 최대 0.0100 %로 제한된다. 또한 N은 임계간 원소이므로 rm-값을 줄인다. 바람직하게는 N ≥ 0.0010 %이다. 적합한 최대 N 값은 0.0075 %, 바람직하게는 N ≤ 0.0050 %, 더 바람직하게는 N ≤ 0.0040 %이다.
S는 입자 경계로 분리되어 열간 가공시 강의 취성을 유발하고, 황화물을 형성하여 강 시트의 국부적인 가변형성(deformability)을 감소시킨다. 따라서 S 함량은 가능한 한 낮다. 생산 제약 하에서 S 함량은 0.030 % 이하, 바람직하게는 0.010 % 이하, 보다 바람직하게는 0.005 % 이하이다.
Ca 또는 희토류 원소는 향상된 주조 성능을 위해 막힘을 방지하고 MnS 개재물의 모양을 수정하는 것과 같은 황화물 및/또는 산화물 기반 개재물을 수정하기 위해 추가될 수 있다. 적절한 양의 Ca 또는 기타 희토류 원소는 0.0003 ~ 0.0100 % 범위이다. 희토류 원소의 예로는 스칸듐, 이트륨, 란타나이드 등이 있다. 이러한 원소가 유용하려면 0.0003 % 이상의 양으로 존재해야 한다. 그러나 과도하게 첨가하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서 적절한 최대 값은 0.0050 %, 바람직하게는 0.0030 %, 더욱 바람직하게는 0.0025 %이다.
위에서 언급한 성분 외에도, 강 스트립은 Ti, V, Cu, Ni, Mo 또는 B로 구성된 그룹에서 선택된 하나 이상의 원소를 적절한 양으로 포함할 수 있으며 이는 이것들이 마이크로구조와 강도와 연성 사이의 균형에 영향을 미치기 때문이다. Nb와 마찬가지로 Ti는 페라이트의 재결정화 온도를 높이는 데 유용하지만 Nb만큼 효과적이지 않다. 첨가시 Ti 함량은 0.150 % 이하이다. 바람직하게는 Ti ≥ 0.010 %, 더 바람직하게는 Ti ≥ 0.015 %이다. 적합한 최대 Ti 값은 0.075 %, 바람직하게는 Ti ≤ 0.065 %이다. B는 N을 고정하여 노화를 방지하고, 베이나이트 변태를 촉진하며, 오스테나이트 입자 경계에서 페라이트의 생성 및 성장을 억제하고 마이크로구조 제어를 가능하게 한다. 첨가시 B 함량은 0.0050 % 이하가 바람직하다. 첨가할 경우 B 함량은 0.00015 %보다 높아야 하며, 바람직하게는 ≥ 0.00020 %이어야 한다. 적절한 최대 B 값은 0.0040 %, 바람직하게는 B ≤ 0.0030 %, 훨씬 더 바람직하게는 ≤ 0.0025 %이다. Ni 및 Cu 함량은 0.800 % 이하이다. 바람직하게는 Ni 및 Cu가 첨가되지 않으므로 존재하는 Cu 또는 Ni는 잔류 원소가 된다. 이 경우 Cu 또는 Ni의 최대 허용량은 0.050 %, 바람직하게는 0.025 % 미만이지만, 더 바람직하게는 Cu 및 Ni가 존재하지 않는다.
Mo 및 V는 특히 Nb의 함량이 낮을 때 Nb의 효과를 악화시킬 수 있으므로 필요한 합금 원소가 아니다. 첨가하면 Mo 및 V 함량은 0.200 % 이하이다. 바람직하게는 Mo 및 V가 첨가되지 않으므로 존재하는 모든 Mo 또는 V는 잔류 원소이다. 이 경우 0.010 % 미만의 Mo 또는 V 값은 잔류 원소와 일치하는 양으로 간주된다.
잔여 원소들은 의도적으로 강에 추가되지 않고 강에서 쉽게 제거할 수 없는 원소로 정의된다. 따라서 잔류 원소라는 용어는 불가피한 불순물과 동의어이다.
본 발명에 따른 방법에서 주조, 재가열(또는 균질화), 열연, 선택적 산세, 및 냉연 단계는 통상적인 단계이지만, 조건은 조성으로부터 최대의 이익을 얻고 어닐링 단계를 위한 마이크로구조를 준비하도록 조정된다. 강 용융물은 바람직하게는 BOS-공정(Basic Oxygen Steelmaking)에서 준비된다. 이 공정은 용융물의 조성을 더 잘 제어 할 수 있으며, 특히 잔류 원소의 수준을 예를 들어 전기-아크 제강(Electric-Arc Steelmaking)에 비해 매우 낮은 수준으로 유지할 수 있다.
슬래브는 일반적인 조건에서 열연된다. 본 발명에 따르면 가열 또는 재가열 온도는 1100 ℃이다. 일 양태에서, 두꺼운 슬래브의 (재)가열 온도는 탄화물 및 질화물과 같은 제2 상을 가능한 한 많이 용해시키기 위해 1150 ℃ 이상, 바람직하게는 1200 ℃ 이상 또는 심지어 1250 ℃ 이상이어야 한다. 슬래브가 얇은 슬래브인 경우 재가열 온도(또는 주조와 압연 사이의 열간-연결의 경우 균질화 온도)는 최소 1125 ℃, 바람직하게는 최소 1150 ℃이다.
열연 마감 온도는 두 상 영역에서 압연(임계간 압연이라고도 함)을 방지하기 위해 Ar3 온도보다 높아야 한다. 따라서 재료는 전체 열연 공정 동안 완전히 오스테나이트화되도록 고안되었다. 임계간 압연은 바람직하지 않은 시작 질감 및/또는 마이크로구조를 초래할 수 있다. 바람직하게는 열연 마무리 온도는 850 ~ 950 ℃이다. 열연 후 열연 스트립은 열연 종료와 권취 온도 사이에서 15 ℃/s보다 높은 평균 냉각 속도로 750 ~ 400 ℃의 권취 온도로 냉각되고 권취된다. 바람직하게는 냉각 속도는 적어도 30 ℃/s이다. 권취 온도가 750 ~ 400 ℃ 사이인 이유는, 바람직한 시작 질감으로 이어지는, 작은 층상 간격(interlamellar spacing)을 가진 페라이트 및 펄라이트 또는 펄라이트와 베이나이트의 혼합된 구조, 또는 완전히 베이나이트를 얻고, 후속 어닐링 공정에서 시멘타이트의 용해를 촉진하는 것이다. 바람직하게는 권취 온도는 500 ℃, 보다 바람직하게는 550 ℃, 훨씬 더 바람직하게는 610 ℃이다. 적절한 최대 권취 온도는 675 ℃이다.
산세 후, 열연 스트립은 냉연된다. 강 시트에 강한
Figure pct00024
-섬유를 도입하려면 냉연 감소율이 40 ~ 80 % 범위여야 한다. 냉연 감소율이 40 % 미만이면 강 시트의
Figure pct00025
-섬유가 높은 r-값을 산출할 만큼 충분히 강하지 않다. 냉연 감소율이 80 %를 초과하면 저장된 에너지가 너무 많이 생성되어, 변형된 페라이트의 재결정화 위험을 증가시킨다. 일 양태에서 열연 스트립의 냉연 감소율은 적어도 50 %이다. 이것은 더 높은 감소를 수반하므로, 어닐링 공정을 위한 시작 질감으로서 더 강한(111) 질감을 수반한다. 이는 최종 제품에서 더 나은 r-값을 달성하는 데 유용하다. 바람직하게는 최소 냉연 감소는 50 %, 또는 심지어 60 %이고, 적합한 최대 냉연 감소는 75 % 또는 심지어 70 %이다.
Acl과 Trex 사이에서 연속 어닐링을 수행해야 냉연 마이크로구조의 오스테나이트로 불완전하게 변태되어 냉연 페라이트의 일부가 변태되지 않은 상태로 유지된다. 어닐링하는 동안 이러한 변태되지 않은 페라이트는 회복되어 마이크로구조에 남아 있다. T2에서 T3로 냉각하는 동안, 일부 오스테나이트는 먼저 에피택셜 성장에 의해 페라이트로 변태된다. 즉, 새로운 페라이트는 인접한 잔류 페라이트의 결정 배향(질감)을 가진다; 새로운 페라이트 입자는 핵 형성이 필요하지 않다. T2와 T3 사이의 냉각 속도가 너무 높으면 에피택셜 페라이트가 충분히 형성되지 않을 수 있다. 냉각 속도가 너무 낮으면 모든 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 바람직하지 않다. 따라서 T2와 T3 사이의 냉각 속도는 일부 오스테나이트가 기존의 회복된 페라이트(에피택셜 페라이트)에서 핵을 형성하고 성장하여, 회복된 페라이트와 동일한 결정 배향을 상속하는 페라이트로 변태될 수 있도록 충분히 느려야 하고, 딱딱한 제2 상의 형성에 필요한 남아있는 오스테나이트를 얻을 수 있을 만큼 빨라야 한다. 상부 어닐링 온도 T2, 냉각 속도 Cl, 느린 냉각 온도 T3, 냉각 속도 C2 및 과시효(overaging) 온도 T4는 적절한 양의 에피택셜 페라이트 및 마르텐사이트 또는 베이나이트를 얻기 위해 제어된다. 어닐링 다음에는 선택적으로 아연도금과 같은 핫딥 코팅 공정이 뒤따른다.
이제 본 발명의 공정에 의한 냉연 고강도 강 시트의 제조가 도 1을 참조하여 설명될 것이다. 도 1에서 본 발명에 따라 제조된 냉연 강 시트는 강의 Acl 지점 아래 온도 T1까지 가열 속도 h1로 가열된 다음 가열 속도 h2로 변태점 Acl과 Trex 사이의 이중(a +
Figure pct00026
) 상 범위에서 온도 T2까지 가열하고, 시간 t2 동안 온도 T2에서 유지된다. T2는 강의 재결정화 온도보다 낮기 때문에 재결정화가 발생하지 않는다. 변태되지 않은 페라이트에서 회복만이 발생하고 결과적으로 변형된 상태의 원래(111) 질감이 이 변태되지 않고 재결정화되지 않은 회복된 페라이트에 유지되어 나머지 어닐링 공정 동안 r-값을 개선한다.
가열 속도 h1은 생산 라인 속도에 맞도록 5 ~ 25 ℃/s 범위이다. h2는 최소 1 ℃/s, 바람직하게는 최소 3 ℃/s여야 한다. 이는 낮은 가열 속도에서는 용해되는 시멘타이트 침전물의 결과로 재결정화가 발생할 위험이 있기 때문이며, 특히 Nb의 함량이 범위의 하한에 가까워지면 t2가 짧을 때 충분한 양의 오스테나이트 형성을 완료하기 위해 h2가 15 ℃/s보다 낮아야 하기 때문이다.
따라서 T2에서 기간을 제한하는 것도 중요하다. NbC 침전물의 조대화로 인한 재결정화를 피하기 위해 T2에서의 체류 시간 t2는 최대 5 분이어야 한다. 바람직하게는 체류 시간 t2는 최대 3 분이다. 도 1의 T2에서의 온도 프로파일은 평평한 프로파일로 묘사되지만, 본 발명에 따른 공정은 T2에서의 유지 시간 t2가 0인 경우에도 수행될 수 있다. 이 경우, 충분한 양의 오스테나이트가 형성되어 냉각 중에 최소 20 %의 에피택셜 페라이트가 형성될 수 있도록, 가열 속도 h2 및 T2는 조정되어야 한다.
소정의 체류 시간(t2) 동안 온도(T2)에서 강을 유지한 후, 스트립은 온도(T2)와 변태점(Arl) 사이의 범위의 온도(T3)까지 평균 냉각 속도(Cl)로 서서히 냉각된다. 이 단계에서는 두 가지 변화가 발생한다. 첫째, 약간의 오스테나이트가 페라이트로 다시 변태된다. 이 새로운 페라이트(에피택셜 페라이트라고도 함)는 아직 변태되지 않은 페라이트 주위에 림(rim)으로 형성되며, 이 에피택셜 페라이트는 이전에 회복된 페라이트의 질감을 상속한다. 둘째, 새로 형성된 에피택셜 페라이트의 고용체에 있는 탄소는 오스테나이트에 비해 페라이트 내 탄소의 제한된 용해도의 결과로서 남아있는 오스테나이트로 분할되어(즉, 남겨져), 오스테나이트를 안정화시킨다. 새로 형성된 페라이트는 고용체에서 탄소의 양이 감소하고 전위(dislocation)가 적기 때문에 전체적으로 강의 연신이 향상된다. 이 느린 냉각은 원하는 비율로 에피택셜 페라이트와 제2 상(베이나이트 및 마르텐사이트)을 형성하기 위한 준비 단계이므로, 냉각 속도(Cl)와 온도(T3)를 조합하여 조정해야 한다. T3는 펄라이트 형성을 방지하기 위해 Arl 지점보다 높아야 한다. Cl은 상대적으로 느리고 0.1-20 ℃/s 범위이며, 바람직하게는 적어도 0.5 ℃/s 이다. Cl에 적합한 최대 냉각 속도는 10 ℃/s이다.
느린 냉각에 이어서 빠른 냉각이 또는 온도(T3)에서 온도(T4)까지 C2의 속도로 급랭이 수행된다. 이는 고탄소 오스테나이트를 베이나이트 + 마르텐사이트로 변태시키는 단계이므로, Cl보다 높은 냉각 속도가 필요하며, 이 단계의 평균 냉각 속도는 펄라이트 형성을 방지하기 위해 35 ℃/s 보다 높아야 한다. C2는 바람직하게는 50 ℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 75 ℃/s 이상이다. 온도(T4)는 남아있는 오스테나이트의 베이나이트 시작 변태 온도보다 낮아야 하며, 바람직하게는, 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 변태가 발생하기 위해서는 500℃보다 낮아야 한다. T4 온도가 500 ℃와 Ms 사이라면, 베이나이트가 더 많이 생성된다. T4 온도가 Ms 미만이면 마르텐사이트가 얻어진다. T4가 Mf보다 낮으면 베이나이트가 형성되지 않는다. 보다 바람직하게는 T4는 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 원하는 혼합을 얻기 위해 Mf ~ 500 ℃ 사이에 있다.
T4가 Mf ~ 500 ℃ 범위에 있는 경우, 오스테나이트를 베이나이트로 효율적으로 변태시켜 베이나이트 상을 확보하고, 급속 냉각 동안(T4가 Ms 미만인 경우) 형성된 마르텐사이트를 강화 마르텐사이트로 추가 변태시키기 위해 T4에서의 과시효가 적용된다. 오스테나이트 변태를 완료하려면 1 ~ 300 초 범위의 t4 동안 T4에서 과시효가 필요하다. 페라이트와 베이나이트의 경도 차이가 작기 때문에 베이나이트의 형성은 높은 r-값에 유리하다. 과시효 처리는 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도 차이를 줄여 r-값을 증가시킬 수 있다. T4가 Mf 미만이면, 과시효가 필요하지 않다. 일부 잔류 오스테나이트는 T4에서 과시효가 끝난 후에도 남아있을 수 있다.
어닐링 공정 다음에는 표준 연속 어닐링 라인에서 핫딥 아연도금 섹션이 이어질 수 있다(도 1에서 "T5/t5"섹션으로 개략적으로 표시됨). 표준 핫딥 아연도금 라인의 경우, T5는 420 ~ 500 ℃ 범위이고 t3는 5 ~ 30 초 범위이다.
빠른 냉각, 과시효 및 선택적으로 핫 디핑 후, 강 시트는 실온으로 냉각된다. 냉각 속도(C3)는 대부분의 사용 가능한 연속 어닐링 생산 라인에서 사용되는 바와 같이 3 ~ 30 ℃/s 범위이다.
일 양태에서, 어닐링된 스트립은 핫 딥 아연도금과 같은 핫 딥 도금에 의해 도금된다. 이는 본 발명에 따른 어닐링 공정과 훌륭하게 결합되어 도금된 제품을 쉽게 생산할 수 있다.
일 양태에서 온도(T4)는 적어도 300 ℃, 바람직하게는 최대 500 ℃이다. T4를 최대 500 ℃의 최대 온도로 제한하면 베이나이트 형성이 촉진되는 반면, T4를 최소 400 ℃의 최소 온도로 제한하면, 마르텐사이트 형성 위험이 최소화된다.
일 양태에서 슬래브 재료의 재가열 온도는 적어도 1150 ℃, 바람직하게는 적어도 1200 ℃이다. 이 온도에서 강의 매트릭스는, 대부분의 질화물 및/또는 탄화물이 매트릭스에 용해된다는 점에서, 가능한 한 '깨끗'하다. 같은 이유로 얇은 슬래브가 유지되는 온도가 1125 ℃ 이상, 바람직하게는 1150 ℃ 이상인 것이 바람직하다.
일 양태에서 임계간 어닐링 동안 유지 온도(T2)에 대한 가열 속도(h2)는 적어도 1 ℃/s 및/또는 최대 15 ℃/s이다. 이 가열 속도는, 특히 낮은 니오븀 수준에서, 시멘타이트 용해의 결과로 재결정화를 피하기에는 너무 느리지 않을 수 있다. 바람직한 가열 속도는 2 ℃/s 이상이다.
일 양태에서, 본 발명에 따른 공정에 의해 생성된 어닐링된 스트립 또는 시트는 압연 방향으로 적어도 1의 r-값 및/또는 적어도 1.3의 평균 rm-값을 갖는다. 본 발명에 따라 생산된 강은, 어닐링된 스트립 또는 시트의 인장 강도(UTS)가 450 MPa 이상인 경우, 고강도 강으로 간주된다.
제 2 양태에 따르면, 본 발명은 또한 본 발명에 따른 방법에 따라 제조되고 우수한 딥 드로잉성을 갖는 고강도 냉연 및 어닐링된 강 스트립 또는 시트로 구현되며, 상기 강 스트립 또는 시트는 다음의 화학적 조성(중량 %)을 가지며:
Figure pct00027
C: 0.010 ~ 0.100 %;
Figure pct00028
Mn: 1.000 ~ 3.000 %;
Figure pct00029
Nb: 0.030 ~ 0.200 %;
Figure pct00030
Si: 0.010 ~ 2.000 %;
Figure pct00031
Cr: 0.100 ~ 1.000 %;
Figure pct00032
Al_sol: 0.010 ~ 0.800 %;
Figure pct00033
P: 0.005 ~ 0.100 %;
Figure pct00034
N: 0.0005 ~ 0.0100 %;
Figure pct00035
S: 0.030 % 이하;
상기 강 스트립 또는 시트는 또한 다음을 선택적으로 포함하며,
Figure pct00036
B: 0.0050 % 이하;
Figure pct00037
Ca: 0.0005 ~ 0.0100 %;
Figure pct00038
Ti: 0.150 % 이하;
Figure pct00039
V: 0.200 % 이하;
Figure pct00040
Cu: 0.800 % 이하;
Figure pct00041
Ni: 0.800 % 이하;
Figure pct00042
Mo: 0.200 % 이하;
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이며;
여기서 최종 마이크로구조는 적어도 20 %의 에피택셜 페라이트, 79 ~ 30 %의 재결정화되지 않은 페라이트, Σ(베이나이트 + 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트) 사이를 포함하고, 어닐링된 스트립 또는 시트는 압연 방향에서 적어도 1의 r-값 또는 최소 1.3의 평균 rm-값을 가진다.
일 양태에서, 어닐링된 스트립 또는 시트는 압연 방향에서 적어도 1의 r-값 및 적어도 1.3의 평균 rm-값을 갖는다.
일 양태에서, 어닐링된 스트립 또는 시트는 최대 0.8의 항복비(Rp/Rm)를 갖는다. 추가 양태에서, 어닐링된 강 스트립 또는 시트는 NEN-N10002-1:2001에 따른 인장 시험에서 항복점 연신율(yield point elongation)을 갖지 않는다.
일 양태에서, 강 스트립에는 핫딥 아연도금 또는 전기 도금에 의해 제공된 코팅층이 제공되며, 바람직하게는 이 코팅층은 아연 층 또는 아연 합금 층을 포함하거나 그것으로 구성된다.
일 양태에서, 어닐링된 스트립 또는 시트의 두께는 0.40 ~ 1.50 mm 사이, 바람직하게는 0.60 ~ 1.25 mm 사이이다.
실시 예들
이제 다음의 비 제한적인 실시 예들에 의해 본 발명이 추가로 설명될 것이다.
Figure pct00043
표 1에 나타낸 조성을 갖는 강을 진공 유도로에서 용융시킨 후 200 mm x 110 mm x 110 mm의 잉곳으로 주조하였다. 1.0 mm 두께의 냉연 스트립을 제조하기 위해 다음 공정 스케줄을 사용하였다:
Figure pct00044
1225 ℃에서 2 시간 동안 잉곳의 재가열.
Figure pct00045
140 mm에서 35 mm까지 잉곳의 대강 압연(rough rolling).
Figure pct00046
대강 압연된 잉곳을 1200 ℃에서 30 분 동안 재가열.
Figure pct00047
약 900 ℃의 마감 압연 온도에서 35 mm에서 4.0 mm까지(35 - 27 - 19 - 11 - 7 - 4 mm) 열연.
Figure pct00048
런아웃-테이블(run-out-table) 냉각: 열연 스트립은 런아웃테이블에서 30 ℃/s의 속도로 900 ℃에서 700 ℃까지 냉각되고 즉시 650 ℃에서 예열된 노로 옮겨진 다음 권취 공정을 시뮬레이션하기 위해 노 냉각으로 실온으로 냉각된다.
Figure pct00049
열연 스트립은 산화층을 제거하기 위해 85 ℃의 HCl에 산세된다.
Figure pct00050
열연 스트립은 1.0 mm 스트립으로 냉연된다.
10 mm x 5 mm x 1 mm 치수의 냉연 샘플에 대해 Bahr 805A 팽창계를 사용하여 팽창측정을 수행했다(압연 방향을 따른 길이). 임계 상 변태점(Acl 및 Ac3)은 팽창측정 곡선에서 표 2에 나와 있다. 600 ~ 1000 ℃의 가열 속도는 5.7 ℃/s이다. 평형 변태점(Ael 및 Ae3)는 JmatPro V6.1을 사용하여 계산되었다. 보다시피 Acl, Ac3와 Ael, Ae3의 차이는 미세합금 원소의 추가로 인해 발명된 강에서 상당히 크다.
연속 어닐링은 표준 코팅 생산 라인 주기를 시뮬레이션하기 위해 연속 어닐링 시뮬레이터에서 수행되었다. 해당 공정 파라미터는 표 2에 나와 있다. Trex는 마이크로구조 평가에 의해 결정된다. Trex 아래의 어닐링은 길쭉한 페라이트만 보여주고 변태되지 않은 페라이트에는 등축 페라이트가 없다. 변태되지 않은 페라이트에서 등축 페라이트가 관찰되면, 어닐링 온도가 Trex를 초과한 것이다.
Figure pct00051
인장 시험 - 두 종류의 인장 표본(specimen)이 사용되었다. A50 시험편(게이지 길이 = 50 mm, 폭 = 20 mm)은 압연 방향과 평행한 인장 방향으로 가공되었다(압연 방향에 대해 0°). 실험실 압연된 재료의 제한된 폭을 극복하기 위해, A40 시험편(게이지 길이 = 40 mm, 폭 = 10 mm)을 3 방향에서(압연 방향에 대해 0 °, 45 ° 및 90 °) 가공했다. 상온 인장 시험이 Schenk TREBEL 시험기에서 수행되었다. r-값은 ASTM E517 표준에 따라 결정되었으며 기타 인장 특성(항복 강도 YS, 극한 인장 강도 UTS, 균일한 연신율 UE, 총 연신율 TE 및 n-값)은 NEN-EN10002-1:2001 표준에 따라 결정되었다. 각 조건에 대해 세 번의 인장 테스트를 수행하고 기계적 특성의 평균 값이 보고된다.
정상 rm-값은 압연 방향에 대해 0 °(평행), 45 °(대각선) 및 90 °(가로)의 세 방향에서 얻은 r-값들의 가중 평균이다.
rm = (R0 + 2r45 + r90)/4
평면 이방성 계수 또는 평면 R-값은 다음과 같이 정의된다:
△r = (r0-2r45 + r90)/2
마이크로구조는 광학 현미경을 사용하여 특징지어진다. 상기 표본들은 서로 다른 상을 식별하기 위해 각각 Le Pera, Nital 및 Picral과 같은 다른 에이전트로 에칭되었다. Le Pera에 의해 에칭된 전형적인 마이크로구조는 도 2에 나와 있다.
Figure pct00052
Figure pct00053

Claims (15)

  1. 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립 또는 시트을 제조하는 방법에 있어서,
    - 강 용융물을 제조하고 두꺼운 강 슬래브 또는 얇은 강 슬래브를 주조하는 단계(중량% 단위), 여기서 상기 강 슬래브는 다음 조성을 가지며:
    Figure pct00054
    C: 0.010 ~ 0.100 %;
    Figure pct00055
    Mn: 1.000 ~ 3.000 %;
    Figure pct00056
    Nb: 0.030 ~ 0.200 %
    Figure pct00057
    Si: 0.010 ~ 2.000 %;
    Figure pct00058
    Cr: 0.100 ~ 1.000 %;
    Figure pct00059
    Al_sol: 0.010 ~ 0.800 %;
    Figure pct00060
    P: 0.005 ~ 0.100 %;
    Figure pct00061
    N: 0.0005 ~ 0.0100 %;
    Figure pct00062
    S: 0.030 % 이하;
    상기 강 슬래브는 또한 선택적으로 다음을 포함하며,
    Figure pct00063
    B: 0.0050 % 이하;
    Figure pct00064
    Ca: 0.0003 ~ 0.0100 %;
    Figure pct00065
    Ti: 0.150 % 이하;
    Figure pct00066
    V: 0.200 % 이하;
    Figure pct00067
    Cu: 0.800 % 이하;
    Figure pct00068
    Ni: 0.800 % 이하;
    Figure pct00069
    Mo: 0.200 % 이하;
    나머지는 Fe 및 불가피한 불순물임;
    - 상기 두꺼운 슬래브 또는 얇은 슬래브를 1100 ℃ 이상으로 가열 또는 재가열하는 단계;
    - Ar3 초과의 마감 온도에서 상기 슬래브를 열연 스트립으로 열연하는 단계;
    - 상기 열연 스트립을 냉각하는 단계;
    - 400 ~ 750 ℃의 권취(coiling) 온도에서 상기 열연 스트립을 권취하는 단계;
    - 상기 냉각된 열연 스트립을 산세하는 단계;
    - 상기 열연 스트립을 40 ~ 80 %의 두께 감소율로 냉연하여 냉연 스트립을 얻는 단계;
    - 5 ~ 25 ℃/s의 가열 속도(h1)로 Ac1 미만의 온도(T1)까지 그리고 이어서 임계간 어닐링 동안 페라이트의 재결정화를 방지하기 위해 Ac1보다 높은 페라이트 매트릭스의 재결정화 온도(Trex)와 Ac1 사이의 유지 온도(T2)까지 1 ~ 15 ℃/s의 가열 속도(h2)로 상기 스트립을 재가열하고, 최대 300 초의 시간(t2) 동안 상기 스트립을 유지하여 오스테나이트와 재결정화되지 않은 페라이트를 포함하는 마이크로구조를 얻은 다음, 유지 온도(T2)에서 Ar1보다 높은 T3까지 0.1 ~ 20 ℃/s의 냉각 속도(Cl)로 서랭시켜 오스테나이트로부터 20 % 이상의 에피택셜 페라이트를 형성하고 나머지 오스테나이트를 탄소로 강화한 다음, T3로부터 35 ℃/s보다 높은 냉각 속도(C2)로 500 ℃ 미만의 온도(T4)까지 급랭시키고 온도(T4)에서 1 ~ 300 초 동안 유지하여 상기 탄소 강화된 오스테나이트를 총량 1 ~ 20 %의 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이로 변태시키는 상기 냉연 스트립의 연속 임계간 어닐링 단계;
    - 선택사항으로, 이어서 핫딥(hot-dip) 아연도금 이전에 T4로부터 온도(T5)까지 재가열하는 단계;
    - 선택사항으로, 이어서 핫딥 아연도금을 수행하는 단계;
    - 이어서 5 ~ 30 ℃/s 범위의 냉각 속도(C3)로 온도(T6)까지 냉각하는 단계(여기서 T6 < 75 ℃);
    - 상기 어닐링된 스트립을 권취하는 단계로서, 최종 마이크로구조는 20 % 이상의 에피택셜 페라이트, 79 ~ 30 %의 재결정화되지 않은 페라이트, 1 ~ 20 %의 Σ(베이나이트 + 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트)를 포함하는, 단계;
    를 포함하는, 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 어닐링된 스트립은 핫 딥 아연도금 또는 전기도금에 의해 도금되는, 방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연 스트립의 권취 온도는 500 ℃ 이상 및 675 ℃ 이하 중 적어도 하나를 만족하는, 방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 두꺼운 슬래브의 재가열 온도는 1150 ℃ 이상이고 바람직하게는 1200 ℃ 이상인, 방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    주조 후 및 열연 전에 상기 얇은 슬래브가 유지되는 온도는 1125 ℃ 이상이고 바람직하게는 1200 ℃ 이상인, 방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    Mn이 1.750 ~ 2.250 %이거나,
    Nb이 0.045 ~ 0.125 %이거나,
    Mn이 1.750 ~ 2.250 %이고 Nb가 0.045 ~ 0.125 %인, 방법.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연 스트립의 냉연 감소율은 50% 이상인, 방법.
  8. 청구항 1의 공정에 따라 제조되고 우수한 딥 드로잉성을 갖는 고강도 냉연 및 어닐링된 강 스트립 또는 시트에 있어서, 상기 강 스트립 또는 시트의 화학적 조성(중량 %)은:
    Figure pct00070
    C: 0.010 ~ 0.100 %;
    Figure pct00071
    Mn: 1.000 ~ 3.000 %;
    Figure pct00072
    Nb: 0.030 ~ 0.200 %;
    Figure pct00073
    Si: 0.010 ~ 2.000 %;
    Figure pct00074
    Cr: 0.100 ~ 1.000 %;
    Figure pct00075
    Al_sol: 0.010 ~ 0.800 %;
    Figure pct00076
    P: 0.005 ~ 0.100 %;
    Figure pct00077
    N: 0.0005 ~ 0.0100 %;
    Figure pct00078
    S: 0.030 % 이하;
    상기 강 스트립 또는 시트는 또한 다음을 선택적으로 포함하며,
    Figure pct00079
    B: 0.0050 % 이하;
    Figure pct00080
    Ca: 0.0005 ~ 0.0100 %;
    Figure pct00081
    Ti: 0.150 % 이하;
    Figure pct00082
    V: 0.200 % 이하;
    Figure pct00083
    Cu: 0.800 % 이하;
    Figure pct00084
    Ni: 0.800 % 이하;
    Figure pct00085
    Mo: 0.200 % 이하;
    나머지 Fe 및 불가피한 불순물이며;
    여기서 최종 마이크로구조는 20 % 이상의 에피택셜 페라이트, 79 ~ 30 %의 재결정화되지 않은 페라이트, 1 ~ 20%의 Σ(베이나이트 + 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트) 사이를 포함하고, 어닐링된 스트립 또는 시트는 압연 방향에서 1 이상의 r-값 또는 1.3 이상의 평균 rm-값을 가지며, 여기서 r-값은 AST E517에 따라 결정되는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 어닐링된 스트립 또는 시트는 압연 방향에서 1 이상의 r-값과 1.3 이상의 평균 rm-값을 가지는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 어닐링된 스트립 또는 시트는 0.8 이하의 항복비(Rp/Rm)를 가지는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  11. 제 8 항에 있어서,
    상기 강 스트립 또는 시트는 NEN-N10002-1:2001에 따른 인장 시험에서 항복점 연신율(yield point elongation)을 갖지 않는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  12. 제 8 항에 있어서,
    상기 강 스트립 또는 시트는 핫딥 아연도금 또는 전기도금에 의해 제공된 코팅 층을 구비하는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 코팅 층은 아연 층 또는 아연 합금 층을 포함하는, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  14. 제 8 항에 있어서,
    상기 어닐링된 스트립 또는 시트의 두께는 0.40 ~ 1.50 mm이고, 바람직하게는 0.60 ~ 1.25 mm인, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
  15. 제 8 항에 있어서,
    Mn이 1.750 ~ 2.250 %이거나,
    Nb이 0.045 ~ 0.125 %이거나,
    Mn이 1.750 ~ 2.250 %이고 Nb가 0.045 ~ 0.125 %인, 고강도 냉연 및 어닐링된 강.
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