KR20210127922A - 기계적 특성이 개선된 고강도 강 - Google Patents

기계적 특성이 개선된 고강도 강 Download PDF

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KR20210127922A
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steel strip
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페트라 세다
보헤멘 스테파누스 마테우스 코르넬리스 반
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타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 중간 양의 C, Mn, Si 및 Al을 가지는 고강도 강 스트립에 관한 것이며, 이 강 스트립은, 체적%단위로, 페라이트와 베이나이트 90%, 마르텐사이트 < 15%, 잔류 오스테나이트 5 - 15%, 나머지는 펄라이트, 시멘타이트, 침전물 및 개재물이 최대 5%로 이루어지는 미세구조를 가진다.

Description

기계적 특성이 개선된 고강도 강
본 발명은 기계적 특성이 개선된 고강도 강에 관한 것이다. 본 발명은 또한 이러한 고강도 강을 제조할 수 있는 방법에 관한 것이다.
높은 강도에서 연성(ductility)의 향상은 광범위한 시장에서 바람직하다. 특히 자동차 산업에서는 연비와 안전성의 개선을 유도하는 방향으로 입법이 이루어지고 있으며 더 강하고 성형 가능한 고강도 강을 향한 움직임이 있다. 고강도 및 초고강도 스트립 강은 자동차 제조업체에 도장 전 차체의 무게를 줄일 가능성과 전기 및 하이브리드 차량으로의 전환에 따른 중량 증가에 대응할 기회를 제공한다. 또한, 고강도 및 초고강도 강은 현대 승용차의 내충돌성을 결정하는 데 중요한 역할을 한다.
고강도 및 초고강도 강의 광범위한 적용은 많은 경우에 기존의 탄소-망간 강에 대해 예상할 수 있는 것보다 높은 수준의 성형성을 요구한다. 성형 부품에서의 잔류 연성의 향상은 충돌 시 무결성에 유리하다. 몇 가지 고강도 강 유형이 지난 몇 년 동안 개발되었으며 이에 의해 첫 번째 추정으로 인장 연신율(tensile elongation)이 성형성과 충격 무결성 모두의 간단한 척도로 간주되었다. 그러나 최근 AHSS(초고장력강: advanced high strength steels)의 개발은 가장자리 연성이 동등하게 중요한 역할을 한다는 것을 보여주었다.
강도가 증가함에 따라 인장 연신율 및/또는 가장자리 연성(구멍 확장비로 측정됨)은 더 낮아진다. 일반적으로, 연신율과 가장자리 연성은 상충되는 성질이다: 연신율이 향상되면 가장자리 연성이 낮아지고 그 반대의 경우도 마찬가지다. 따라서 AHSS 시트의 최적 성형성은 연신율과 가장자리 연성 사이의 절충이다. 이는 프레스에서 AHSS 시트로 복잡한 자동차 부품의 성형뿐만 아니라 충돌 시 부품의 변형성에도 영향을 미친다.
고강도 강판의 개발에서 강에 더 많은 양의 합금 원소를 사용함으로써 이러한 문제를 극복하기 위한 시도가 있었다. 오스테나이트(austenite)를 안정화하기 위해 높은 합금(주로 망간) 첨가물을 사용함으로써 성형성의 극단적인 향상이 달성될 수도 있다. 예를 들면 중 망간 강과 쌍정 유도 가소성(TWIP: Twinning Induced Plasticity) 강이 있다. 오스테나이트는 본질적으로 페라이트(ferrite)보다 연성이 크며 쌍정(twinning)은 매우 효과적인 가공 경화 메커니즘을 제공할 수 있다. 이러한 강은 매우 높은 강도(일반적으로 1000 MPa)에서 매우 높은 연신율(일반적으로 30-50%)을 달성할 수 있다. 그러나 항복강도는 비교적 낮고, 성형 부품에서 높은 강도를 얻기 위해서는 큰 힘이 균일하게 가해질 필요가 있다.
또한, 극히 높은 수준의 합금은 종래의 공정을 통한 대규모 생산을 곤란하게 한다.
본 발명의 목적은 인장 연신율및 구멍 확장비 관점에서 최적화된 성질을 갖는 고강도 강 유형을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 낮은 항복강도를 갖는 고강도 강 유형을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 비교적 적은 양의 합금 원소를 갖는 고강도 강 유형을 제공하는 것이다.
이러한 목적들 중 하나 이상은 다음 원소들로 이루어진 고강도 강 스트립을 제공함으로써 본 발명에 따라 달성된다(중량% 단위):
C 0.12 - 0.18,
Mn 2.00 - 2.60,
Si 0.30 - 0.77,
Cr 0.10 - 0.70,
Al < 0.39,
S < 0.005,
N < 0.015,
P < 0.03, 및
선택사항으로, 다음 중에서 선택된 하나 이상의 원소:
Nb < 0.06,
Mo < 0.20,
Ti < 0.04,
V < 0.20,
B < 0.004,
Ca < 0.004,
나머지는 철 및 불가피한 불순물이며,
여기서 강 스트립은, 체적% 단위로, 50 - 90%의 페라이트 및 베이나이트(bainite), < 15%의 마르텐사이트(martensite), 5 - 15%의 잔류 오스테나이트, 나머지는 최대 5%의 펄라이트(pearlite), 시멘타이트(cementite), 침전물(precipitates) 및 개재물(inclusions)로 이루어지는 미세구조를 가지며, 합계는 최대 100 체적%까지 더해진다.
본 발명자들은, 적절한 합금 전략을 선택하고 가공 동안 미세구조적 특징을 조정함으로써 고강도를 가진 2상 강(dual phase steel)의 균형 잡힌 성질이 실현된다는 것을 확인했다.
본 발명은 성형성을 위해 최적화된 성질을 가진 2상 강에 초점을 맞춘다. 높은 구멍 확장비(HEC 값)를 얻으려면 상기 미세구조에 많은 양의 베이나이트가 포함되어야 한다. Si를 합금 원소로 사용하면 무탄소 베이나이트가 형성되며, 여기서 과잉 탄소는 오스테나이트 내로 확산되어 안정화시킨다. 잔류 오스테나이트는 연신율에 좋아서 성형 시 강판의 성형성을 향상시키기 때문에 존재한다. 잔류 오스테나이트는 준 안정성이며 성형 시 마르텐사이트로 변형되어 성형 부품의 강도를 향상시킨다. 그러나 베이나이트 분율이 높으면 연신율이 좋지 않고, 잔류 오스테나이트는 구멍 확장에 좋지 않다. 따라서, 증가된 베이나이트 분율(연신율이 아닌 HEC에 적합) 및 잔류 오스테나이트(HEC가 아닌 연신율에 적합)를 가진 균형 잡힌 미세구조가 고강도 및 우수한 성형성을 가진 2상 강을 위해 설계되었다. 높은 HEC 값을 제공하기 위해 마르텐사이트의 양은 상대적으로 적고, 낮은 항복강도를 위해 페라이트가 존재한다.
바람직하게는, 본 발명에 따른 강의 미세구조는, 체적% 단위로: 15 - 55%의 페라이트, 35 - 75%의 베이나이트, < 10%(바람직하게는 1 - 5%)의 마르텐사이트, 5 - 10%의 잔류 오스테나이트, 나머지는 최대 5%의 펄라이트, 시멘타이트, 침전물 및 개재물 중 하나 이상으로 구성되며, 합계는 100 체적%까지 더해진다. 이것에 의해 강의 최적화된 성형성이 얻어진다.
페라이트(15 - 55%): 페라이트는 성형성 및 가공 경화성 기재를 제공하는 데 필요하며 2상 특성 및 낮은 수율을 달성하는 데 중요하다. 이 한계를 초과하면 최종 미세구조가 충분한 베이나이트 및/또는 마르텐사이트를 함유하지 않아 강도가 너무 낮아진다. 가장자리 연성이 충분하지 않을 것이다. 이 한계 이하에서는 수율이 너무 높을 것이다.
베이나이트(35~75%): 베이나이트는 강도를 제공한다. 규소가 있는 상태에서 베이나이트의 변태는 탄소를 오스테나이트 상으로 만들어, 오스테나이트 상의 탄소 농축이 주변 온도에서 (준)안정한 상의 형성을 허용하는 수준이 될 수 있게 한다; 이 공정을 분할(partioning)이라고 한다. 베이나이트는 또한 변형의 더 적은 미세한 국지화로 인해 강화 상으로서 마르텐사이트보다 유리하고 결과적으로 파괴에 대한 저항성을 개선한다. 즉, 가장자리 연성을 개선한다. 하한선 아래에서는 오스테나이트 안정화가 불충분하고 가장자리 연성이 너무 낮을 것이다. 상한선을 넘어서면 항복강도가 너무 높을 것이다.
마르텐사이트(<15%): 마르텐사이트는 어닐링의 최종 급랭(quench) 중에 형성된다. 이것은 또 강도를 제공한다. 상한선을 초과하면 강도가 너무 높고 및/또는 가장자리 연성이 너무 낮을 것이다. DP 인장 응답을 달성하기 위해(항복점 연신율을 억제하기 위해) 약간의 마르텐사이트가 존재하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 마르텐사이트는 < 10%, 보다 바람직하게는 1 내지 5%이다.
잔류 오스테나이트(5-15): 잔류 오스테나이트는 TRIP 효과를 통해 연신율을 향상시킨다. 5% 미만에서는 원하는 수준의 연신율이 달성되지 않을 것이다. 상한은 조성에 의해 설정된다. 바람직하게는 상한은 10%이다.
강철 스트립의 가공으로 인해, 소량의 펄라이트, 시멘타이트, 침전물 및 개재물이 강철에 최대 5%까지 함께 존재할 수 있다.
더욱이, 본 발명에 따른 강은 비교적 적은 양의 탄소(0.12 - 0.18 중량%)와 비교적 적은 양의 규소(0.30 - 0.77 중량%)를 결합한다. 이는 더 많은 양의 탄소 및/또는 규소를 함유하는 강 유형에 비해 강판의 제조에 유리하다.
합금화 전략이 아래에서 논의된다.
탄소(0.12 - 0.18): 탄소(C)는 원하는 경화성 및 강도 수준을 얻기 위해 필요하다. 이것은 잔류 오스테나이트의 안정화를 가능하게 한다. 이 범위 아래에서 자유 탄소 수준은 원하는 오스테나이트 분량의 안정화를 가능하게 하기에 불충분할 수 있다. 결과적으로 원하는 수준의 연신율이 달성되지 않을 수 있다. 이 범위를 초과하면 용접성이 문제가 된다.
망간(2.00 - 2.60): 망간(Mn)은 실질적인 고용체 강화를 제공하고, 오스테나이트를 안정화하며, 통상적인 어닐링 라인에서 달성할 수 있는 냉각속도로 경질 변태 생성물의 형성을 촉진하는 경화성을 향상시킨다. 이 범위를 초과하면 강 스트립 표면의 습윤성이 손상된다. 이 최대 수준은 또한 주조 중 더 강한 편석(segregations)과 스트립 내 더 높은 값에서 마르텐사이트 밴드의 형성을 고려하여 주어진다. Mn 함량이 하한 미만이면 강도 및 변태 거동이 저하된다.
규소(0.30 - 0.77): 규소(Si)를 첨가하면 고용체 강화를 제공하여 고강도화를 가능하게 하고 오스테나이트의 안정화를 촉진한다. Si는 과시효(overaging) 동안 탄화물의 형성을 매우 효과적으로 지연시켜 오스테나이트의 안정화를 위해 용액 내 탄소를 유지한다. 페라이트와 베이나이트 및 마르텐사이트와 같은 경질 상은 탄화물이 없을 때 향상된 연성을 나타낸다. 탄화물에 갇히지 않은 자유 탄소는 오스테나이트로 분할될 수 있다. 허용 가능한 코팅성을 위해, Si의 편승한 첨가는 최대 수준인 0.77 중량% 미만이어야 한다. Si는 페라이트 안정화 원소로서 상대적으로 낮은 항복강도를 가진 강 생성물을 만들기 위한 적절한 변태 거동을 보장한다. 주조 중 Si의 편석은 Mn에 비해 가장자리 연성에 덜 해롭다.
크롬(0.10 - 0.70): 크롬(Cr)은 경화성을 증가시켜 과시효 온도(overage temperature)로 냉각할 때 고온 변태 생성물의 형성을 지연시키기 위해 사용될 수 있다. 따라서 Cr을 첨가하면 본격적인 생산 라인에서 더 쉽게 달성되는 더 낮은 냉각속도의 이용을 허용할 수 있다. 경화 효과 때문에 Cr은 강도 증가에도 효과적이다. 하한 미만의 Cr 함량에서 변형 거동은 원하는 강도 수준을 제공하기에 부적절하다. 마르텐사이트가 너무 많지 않고 베이나이트가 충분히 형성되도록 최대 수준이 부과된다.
알루미늄(< 0.39): 알루미늄(Al)은 주조 전에 액체 강에서 산소를 제거하는데 사용된다. 또한, 냉각 정지 동안 변태 온도와 동역학을 조정하기 위해 소량의 Al을 사용할 수 있다. 높은 수준의 Al은 페라이트에서 오스테나이트로의 변태 온도 범위를 기존 설비와 호환되지 않는 수준으로 상승시킬 수 있다. 따라서, 강에서 Al-산화물 및 용질 알루미늄 형태의 알루미늄의 총량은 0.39 중량% 미만이어야 한다.
황(S < 0.005): 황(S)은 피하는 것이 바람직하지만 제강 공정에서 불가피하게 존재한다. 황 함량이 낮을수록 일반적으로 가장자리 연성 및 성형성이 우수하다.
질소(N < 0.015): 질소(N)의 함량은 연속 주조 설비에서 일반적인 최대 0.015 중량%로 제한된다.
인(P < 0.03): 인은 용접 시 강을 취약하게 만들 수 있으므로, 양을 최대 0.03 중량%로 제한한다.
선택적으로, 다음 원소들 중 하나 이상이 강 조성물에 포함될 수 있다: Nb(< 0.06), Mo(< 0.20), Ti(< 0.04) 및 V(< 0.20). 이러한 원소는 열간압연 중간 생성물 및 완제품의 미세구조를 정제하는 데 사용할 수 있다. 정제된 미세구조는 가장자리 연성의 추가 개선으로 이어질 수 있다. 이러한 원소들 역시 강화 효과를 제공한다.
붕소(B < 0.004): 붕소(B)는 변태 거동 및 강도를 최적화하는 데 사용될 수 있다. 붕소는 오스테나이트 냉각 동안 페라이트 형성을 억제한다. 붕소를 첨가하면 강의 경화성이 향상된다.
칼슘(Ca < 0.004): 칼슘(Ca)의 첨가는 주로 더 높은 S 함량을 가진 강에 유리하다. 칼슘의 첨가는 황화망간 개재물의 형태를 변형시킨다. 칼슘이 첨가되면 상기 개재물은 길쭉한 모양이 아닌 구형이 된다. 이러한 길쭉한 개재물의 회피는 가장자리 연성에 유리하다. Ca 처리 역시 단단한 알루미나 개재물의 형성을 방지한다.
바람직한 실시양태에 따르면, C의 양은 0.13 - 0.18, 바람직하게는 0.14 - 0.17 (중량%)이고, 및/또는 Mn의 양은 2.00 - 2.50, 바람직하게는 2.10 - 2.45, 보다 바람직하게는 2.15 - 2.40 (중량%)이다.
C 및 Mn에 대한 범위는 적절한 변형 거동 및 강도 수준을 전달하기 위해 정확한 균형이 발견되도록 선택된다. Mn 및 C는 위에서 설명된 바와 같이 오스테나이트 안정화 원소이다. 선호되는 범위는 강의 다른 요소와 결합하여 최적화된 강도와 성형성을 제공한다.
추가의 바람직한 실시양태에 따르면, Si + Cr의 양은 ≤ 1.30, 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.20, 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.10, 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.00, 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.00, 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 0.90, 가장 바람직하게는 Si + Cr ≤ 0.84 (중량%)이다.
Si 및 Cr은 페라이트를 안정화시키는 원소이다. 낮은 항복강도 제품에는 페라이트 형성이 필요하지만, 너무 높은 페라이트 분율은 강도 및/또는 가장자리 연성을 감소시킨다. 따라서 Si + Cr ≤ 1.3은 적절한 변형 거동, 즉 상들 간의 올바른 균형(페라이트가 너무 많이 형성되지 않음)을 보장하기 위한 조건이다. 바람직하게는 Si + Cr의 양은 강판의 생산성을 향상시키기 위해 훨씬 더 낮다.
이와 관련하여, Si의 양이 0.30 - 0.70, 보다 바람직하게는 0.35 - 0.65, 더욱 바람직하게는 0.40 - 0.60 (중량%)일 때, 및/또는 여기서 Cr의 양이 0.15 - 0.65, 더 바람직하게는 0.20 - 0.60, 보다 바람직하게는 0.25 - 0.60 (중량%), 및/또는 여기서 Al의 양은 < 0.10, 더욱 바람직하게는 < 0.05 (중량%)인 것이 바람직하다. 이러한 바람직한 범위들은 올바른 미세구조의 형성과 강의 우수한 생산성을 위한 최적의 조건을 제공한다.
일반적으로 그러한 요소의 비용 측면에서 적은 양의 선택적 원소가 바람직하다. 그 점에서, Nb의 바람직한 양은 < 0.04, 바람직하게는 < 0.03, 보다 바람직하게는 < 0.02 (중량%)이고, Ti의 바람직한 양은 < 0.03, 보다 바람직하게는 < 0.020, 가장 바람직하게는 < 0.01 (중량%)이며, B의 바람직한 양은 < 0.002, 바람직하게는 < 0.001, 가장 바람직하게는 < 0.0006 (중량%)이고, V의 바람직한 양은 < 0.10, 바람직하게는 < 0.05, 가장 바람직하게는 < 0.02 (중량%)이며, Mo의 바람직한 양은 < 0.10, 바람직하게는 < 0.05, 가장 바람직하게는 < 0.02 (중량%)이다.
또한, Nb, Mo, Ti, V 및 B 중 하나 이상이 불순물로서 존재하는 것으로 예상되는데, 그 이유는 본 발명에 따라 원하는 성형성에 도달하기 위해 이러한 원소를 첨가할 필요가 없기 때문이다.
본 발명의 바람직한 실시양태에 따르면, 고강도 강 스트립은 하기 특성 중 하나 이상을 가진다: 950 - 1200 MPa, 바람직하게는 980 - 1180 MPa 범위의 인장 강도(Rm), 조질 압연 전 항복강도(Rp) ≤ 620 MPa, 바람직하게는 ≤ 600 MPa, 총 연신율(AJIS5) > 12%, 구멍 확장 용량(HEC) > 15%.
연신율 및 구멍 확장에 대한 이러한 하한은, 특히 결합될 때, 프레스에서 성형하는 동안 강의 매우 우수한 성형성을 제공한다.
바람직하게는 총 연신율(AJIS5)은 > 13%, 보다 바람직하게는 > 14%, 가장 바람직하게는 > 15%이다. 고강도 강, 특히 인장 강도가 950 MPa 이상인 강에 대한 이러한 높은 연신율 수준은 높은 HEC 값 및 적은 양의 합금 원소와 함께 예외적다.
바람직하게는 구멍 확장 용량(HEC)은 > 20%, 보다 바람직하게는 > 25%, 가장 바람직하게는 > 30%이다. 이러한 높은 HEC 값은 강의 성형성에 매우 좋다.
본 발명자들은 본 발명에 따른 고강도 강 스트립이 상기 정의된 기계적 특성이 하기 조건을 충족할 때 우수한 성형성을 가진다는 것을 알았다: (AJIS5 X HEC x Rm)/Rp ≥ 550, 바람직하게는 (AJIS5 X HEC x Rm)/Rp ≥ 600, 보다 바람직하게는 (AJIS5 X HEC X Rm)/Rp ≥ 650, 가장 바람직하게는 (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 700. 공식 (AJIS5 X HEC x Rm)/Rp는, 높아야 하는 AJIS5, HEC 및 Rm이 낮아야 하는 Rp와 결합되도록, 가장 중요한 기계적 특성들을 효과적으로 결합한다.
바람직한 실시예에 따르면, 고강도 강 스트립은 아연계 코팅으로 코팅되고, 코팅된 스트립은 조질 압연 후 항복강도 Rp ≤ 740MPa, 바람직하게는 조질 압연 후 Rp ≤ 720MPa, 더 바람직하게는 조질 압연 후 Rp ≤ 700MPa를 가진다. 용융(hot dip) 도금 조에서 아연으로 코팅하기 때문에, 강의 항복강도가 더 높아진다.
제2 양태에 따른 발명은 본 발명의 제1 양태에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법에 관한 것으로, 다음 단계들을 포함한다:
Figure pct00001
본 발명의 제1 양태에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 내지 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT: coiling temperature)에서 권취된다;
Figure pct00002
상기 스트립이 40 - 80%의 감소율로 냉간 압연된다;
Figure pct00003
상기 스트립이 Ac3 - 30℃ 내지 Ac3 + 30℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 5 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성한다;
Figure pct00004
후속적으로 상기 스트립이 10 - 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 2 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시킨다;
Figure pct00005
그 다음 상기 스트립은 20 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 380 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)로 급속 냉각된 후, T3±50℃ 사이의 온도(T4)에서 25 - 100초의 시간(t2) 동안 상기 스트립을 유지하며(여기서 시간(t2)의 끝에서 T4는 T3±30℃ 사이임), 이어서 상기 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도(CR3)로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시킨다;
Figure pct00006
상기 스트립은 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연된다.
본 발명자들은 이 방법을 사용함으로써, 요구된 미세조직을 가진 강 스트립이 제조될 수 있음을 알았다.
본 발명의 제3 양태에 따르면, 본 발명의 제1 양태에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법이 제공되며, 이 방법은 하기 단계를 포함한다:
Figure pct00007
본 발명의 제1 양태에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 - 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT)에서 권취된다;
Figure pct00008
상기 스트립이 40 - 80% 감소율로 냉간 압연된다;
Figure pct00009
상기 스트립이 Ac3 - 30℃ 내지 Ac3 + 30℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 5 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성한다;
Figure pct00010
후속적으로 상기 스트립이 10 - 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 2 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시킨다;
Figure pct00011
그 다음 상기 스트립은 20 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 380 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)까지 급속 냉각된 후, 25 - 100초의 시간(t2) 동안 T3±50℃ 사이인 온도(T4)에서 유지되며, 여기서 시간(t2)의 종료 시 T4는 T3±30℃ 사이이다;
Figure pct00012
아연 도금 조에서 상기 강 스트립을 용융 코팅하여 상기 스트립에 아연 코팅 또는 아연 기반 코팅을 제공한 후, 코팅된 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도(CR3)로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시킨다;
Figure pct00013
상기 코팅된 스트립은 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연된다.
본 발명의 제3 양태에 따른 방법을 사용하여 아연 도금된 고강도 강판이 제조된다. 아연 기반 코팅은 예를 들어 0.7 - 5% Al 및/또는 0.3 - 5% Mn을 포함할 수 있다.
본 발명의 제4 양태에 따르면, 본 발명의 제1 양태에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법이 제공되며, 이는 다음 단계를 포함한다:
Figure pct00014
청구항 1 내지 13의 어느 한 항에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 - 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT)에서 권취된다;
Figure pct00015
상기 스트립이 40 - 80%의 감소율로 냉간 압연된다;
Figure pct00016
상기 스트립이 Ac3 - 50℃ 내지 Ac3 + 40℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 1 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성한다;
Figure pct00017
후속적으로, 상기 스트립은 최대 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 0.5 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시킨다;
Figure pct00018
그 다음 상기 스트립은 5 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 330 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)까지 급속 냉각된 후, 이어서 25 - 100초의 시간(t2) 동안 T3±50℃ 사이인 온도(T4)에서 스트립을 유지하며, 여기서 시간(t2)의 종료 시 T4는 T3±30℃ 사이이다;
Figure pct00019
선택적으로 아연 도금 조에서 상기 강 스트립을 용융 코팅하여 상기 스트립에 아연 코팅 또는 아연 기반 코팅을 제공한다;
Figure pct00020
이어서, 코팅된 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시킨다;
Figure pct00021
상기 코팅된 스트립은 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연된다.
본 발명자들은, 본 발명의 제4 양태에 따른 이 방법을 사용함으로써, 온도, 시간 및 가열 및 냉각속도 설정에 대한 요구사항이 넓은, 요구된 미세조직을 가진 강 스트립을 제조하는 것이 가능하다는 것을 알았다.
본 발명은 하기 실시 예를 참조하여 설명될 것이다.
9개의 합금이 하기 표 1에 주어진 바와 같은 조성을 사용하여 주조되었으며, 원소의 양은 중량%로 주어진다. 표에 표시되지 않은 원소가 불순물로 존재한다.
표 1에서, 첫 번째 열에서 I는 본 발명에 따른 합금을 나타내고, C는 비교 예의 합금을 나타낸다.
합금들의 상 전이 온도는 표 2에 제시되어 있다. 미세구조가 전적으로 오스테나이트로 구성되는 온도(Ac3), 베이나이트 시작(Bs) 및 마르텐사이트 시작(Ms) 온도(℃)가 표 2에 제공된다.
Figure pct00022
표 2에서, AC3 및 Ms 온도는 팽창측정법(dilatometry)을 사용하여 측정되었다: 샘플들을 900℃까지 평균 가열속도 11℃/s로 가열하였다. 그 후 샘플들을 30초 동안 900℃에서 유지했다. 그런 다음 샘플을 급랭(quenching)시켰다. Bs 온도는 JmatPro v10.2 도구를 사용하여 계산되었다.
Figure pct00023
실시 예들에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법은 다음과 같다.
주조된 강을 4.0mm 두께로 열간압연하고 권취온도(CT)에서 권취한다. 스트립을 75% 감소율로 냉간 압연한다. 기계적 특성을 결정하기 위해 실험실 연속 어닐링 시뮬레이터를 사용하여 스트립 샘플을 어닐링했다. 먼저, 스트립을 평균 가열속도(HR)로 온도(T1)로 가열하여 부분적으로 또는 완전히 오스테나이트 미세구조를 얻었다. 그 후 스트립을 일정 시간(t1) 동안 T1에서 유지한다. 그런 다음 스트립은 냉각속도(CR1)로 온도(T2)까지 냉각되고, 이어서 냉각속도(CR2)로 온도(T3)까지 추가 냉각된다. 다음으로, 스트립은 과시효 시간(t2) 동안 온도(T4)(이 경우에는 T3와 동일함)에서 유지된다. 이 기간에, 온도(T4)는 발생하는 변태 잠열과 자연 냉각 둘 다에 의해 변할 수 있다. 그런 다음 스트립은, 일반적으로 450 - 470℃ 범위에 있는 Zn 조의 온도를 나타내는 455℃가 되고, 용융 아연도금 단계를 시뮬레이션하기 위해 이 온도에서 약 17초 동안 유지된다. 그런 다음 스트립은 최소 4℃/s의 속도로 300℃ 미만으로 냉각된다. 그 후 스트립은 공기 중에서 실온으로 냉각된다.
실시 예들 16의 합금 I만 공장에서 생산되며, 여기서 방법 설정이 실험실 예와 다르고, 생산된 스트립은 기존의 아연도금으로 직접 코팅되었다.
9개의 샘플 제조에 사용된 권취온도(CT), 평균 가열속도(HR), 및 각각의 온도 시간 및 냉각속도에 대한 값들을 표 3에 나타내었다.
Figure pct00024
생성된 샘플들의 미세구조는 다음과 같이 결정된다.
페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적 분율은 팽창측정법 데이터로부터 평가되었으며, 레버(Lever) 규칙(혼합물의 선형 법칙)이 Scr. Mater. 69(2013), 페이지 315-318(참고문헌[1])에 게재된 S.M.C. Van Bohemen의 논문에서 유래한 bcc 및 fcc 격자의 열 수축에 대한 비선형 방정식을 사용하여 상기 데이터에 적용되었다. 완전 오스테나이트화 후 냉각의 경우, T1 > AC3, 변태가 발생하지 않는 고온 범위에서 측정된 열 수축은 fcc 격자에 대해 참고문헌[1]에서 제안된 수식으로 간단히 설명될 수 있다. 부분 오스테나이트화 후 냉각의 경우, T1 < AC3, 고온 범위에서 측정된 열 수축은 혼합물 법칙에 따라 개별 상 구성요소의 열팽창 계수(CTE)에 의해 결정된다. 그런 다음 냉각 중 변태의 시작은 고온 범위에서 열팽창으로 정의된 이 선으로부터 팽창측정법 데이터의 첫 번째 편차에 의해 식별된다. 잔류 오스테나이트(RA)는 X선 회절 측정에 의해 결정되었으며, 분량 RA는 팽창 데이터(dilatation data)의 레버 규칙 분석에서 입력으로 사용되었다.
이러한 방식으로 결정된 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율(체적%)은 16개 샘플에 대해 표 4에 제공되어 있다.
Figure pct00025
샘플들의 특성은 다음과 같이 결정된다.
인장 특성 항복강도(Rp), 인장 강도(Rm) 및 총 연신율(AJIS5)는 ISO 6892에 따른 방식으로 서보 유압 시험기를 사용하여 결정되었다. 실시 예 16개 중 합금 I에 대해서만, 전체 연신율 AJIS5가 아니라 표준 연신율 A80을 사용하였다.
HEC 값을 결정하기 위한 구멍 확장 시험이 펀칭된 구멍이 있는 샘플에 대해 ISO 16630에 설명된 시험 방법을 사용하여 수행되었으며, 여기서 샘플은 펀칭된 가장자리의 버(burr)가 원뿔 펀치에서 먼 위쪽 면에 존재하도록 배치된다.
이러한 방식으로 결정된 16개 샘플의 특성이 표 5에 제시되어 있다.
Figure pct00026
상기 예들은 본 발명에 따른 합금 및 본 발명에 따른 가공 단계들을 통해, 요구되는 기계적 특성인 인장 강도 및 항복강도, 및 높은 총 연신율 및 HEC 값의 요구되는 향상된 조합을 가진 샘플이 생성된다는 것을 보여준다.
또한, 본 발명의 합금 및 샘플은 1.3 중량% 미만일 수 있는 상당히 낮은 조합된 양의 규소 및 크롬으로, 적절하게 높은 특성을 가진 고강도 강 스트립이 얻어질 수 있음을 보여준다. 규소와 크롬의 조합된 양은 표 1의 합금 D 내지 H에 의해 나타낸 바와 같이 0.85 중량%보다 훨씬 낮을 수 있으며, 이 합금은 12 - 19%의 총 연신율 및 19 - 36%의 HEC 값을 가진 고강도 강 유형을 생성할 수 있다.
상기 데이터의 분석은 본 발명의 실시 예의 탁월함이 단일 요건, 즉 (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 550에 의해 포착될 수 있음을 보여준다. 이 표현은 위에서 정의된 조성 범위 및 공정 제한과 함께 본 발명에 적용된다. 실시 예 7을 참조하면: 주장들의 내부에 모든 속성이 있다(Rp, Rm, AJIS5, HEC); 그러나 상기 식은 차이를 보여준다.
강의 전체적인 성형성은 이 수식에 의해 평가될 수 있다. 이 수식은 원하는 스탬핑 성능을 달성하는 데 필요한 최적화된 특성의 중요성을 강조한다: 낮은 항복강도를 가진 고장력 강도 강에 대한 높은 연신율 및 높은 HEC. 따라서 그것은 높은 연신율과 높은 구멍 확장 용량 중 적어도 하나의 최적화이다.

Claims (16)

  1. 다음 원소들(중량% 단위)로 이루어진 고강도 강 스트립으로서:
    C 0.12 - 0.18;
    Mn 2.00 - 2.60;
    Si 0.30 - 0.77;
    Cr 0.10 - 0.70;
    Al < 0.39;
    S < 0.005;
    N < 0.015;
    P < 0.03;
    그리고 선택사항으로 다음으로부터 선택된 원소들 중 하나 이상:
    Nb < 0.06;
    Mo < 0.20;
    Ti < 0.04;
    V < 0.20;
    B < 0.004;
    Ca < 0.004;
    나머지는 철과 불가피한 불순물이며,
    여기서 상기 강 스트립은, 체적% 단위로, 다음으로 이루어진 미세구조를 가지며,
    페라이트와 베이나이트 50 - 90%;
    마르텐사이트 < 15%;
    잔류 오스테나이트 5 - 15%;
    나머지는 펄라이트, 시멘타이트, 침전물 및 개재물 최대 5%,
    합계 100 체적%까지 합산되는, 고강도 강 스트립.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강 스트립은 체적% 단위로 다음 중 하나 이상으로 이루어진 미세구조를 가진 고강도 강 스트립으로서:
    페라이트 15 - 55%;
    베이나이트 35 - 75%;
    마르텐사이트 < 10%, 바람직하게는 1 - 5%;
    잔류 오스테나이트 5 - 10%;
    나머지는 펄라이트, 시멘타이트, 침전물 및 개재물 최대 5%,
    합계 100 체적%까지 합산되는, 고강도 강 스트립.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    C의 양이 0.13 - 0.18 중량%, 바람직하게는 0.14 - 0.17 중량%이고, 및/또는 Mn의 양이 2.00 - 2.50 중량%, 바람직하게는 2.10 - 2.45 중량%, 더 바람직하게는 2.15 - 2.40 중량%인, 고강도 강 스트립.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    Si + Cr ≤ 1.30 중량%, 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.20 중량%, 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.10 중량%, 더욱더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 1.00 중량%, 훨씬 더 바람직하게는 Si + Cr ≤ 0.90 중량%, 가장 바람직하게는 Si + Cr ≤ 0.84 중량%인, 고강도 강 스트립.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    Si의 양이 0.30 - 0.70 중량%, 더 바람직하게는 0.35 - 0.65 중량%, 더욱더 바람직하게는 0.40 - 0.60 중량%이고, 및/또는 Cr의 양은 0.15 - 0.65 중량%, 더 바람직하게는 0.20 - 0.60 중량%, 더욱더 바람직하게는 0.25 - 0.60 중량%이고, 및/또는 Al의 양이 < 0.10 중량%, 더 바람직하게는 < 0.05 중량%인, 고강도 강 스트립.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    Nb의 양이 < 0.04 중량%, 바람직하게는 < 0.03 중량%, 더 바람직하게는 < 0.02 중량%이고, 및/또는 Ti의 양이 < 0.03 중량%, 더 바람직하게는 < 0.020 중량%, 가장 바람직하게는 < 0.01 중량%인, 고강도 강 스트립.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    B의 양이 < 0.002 중량%, 바람직하게는 < 0.001 중량%, 가장 바람직하게는 < 0.0006 중량%이고, 및/또는 V의 양이 < 0.10 중량%, 바람직하게는 < 0.05 중량%, 가장 바람직하게는 < 0.02 중량%이고, 및/또는 Mo의 양은 < 0.10 중량%, 바람직하게는 < 0.05 중량%, 가장 바람직하게는 < 0.02 중량%인, 고강도 강 스트립.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    Nb, Mo, Ti, V 및 B 중 하나 이상이 불순물로서 존재하는, 고강도 강 스트립.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립이 하기 특성 중 하나 이상을 가진 고강도 강 스트립:
    950 - 1200 MPa, 바람직하게는 980 - 1180 MPa 범위의 인장 강도(Rm);
    조질 압연 전 항복강도(Rp) ≤ 620 MPa, 바람직하게는 ≤ 600 MPa;
    총 연신율(AJIS5) > 12%;
    구멍 확장 용량(HEC) > 15%.
  10. 제9항에 있어서,
    총 연신율(AJIS5) > 13%, 바람직하게는 > 14%, 더 바람직하게는 > 15%인, 고강도 강 스트립.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서,
    구멍 확장 용량(HEC)이 > 20%, 바람직하게는 > 25%, 더 바람직하게는 > 30%인, 고강도 강 스트립.
  12. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    다음 조건이 적용되는 고강도 강 스트립:
    (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 550, 바람직하게는 (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 600, 더 바람직하게는 (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 650, 가장 바람직하게는 (AJIS5 x HEC x Rm)/Rp ≥ 700.
  13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립이 아연 기반 코팅으로 코팅되고, 상기 코팅된 스트립이 조질 압연 후 항복강도(Rp)가 Rp ≤ 740 MPa, 바람직하게는 조질 압연 후 Rp ≤ 720 MPa, 더 바람직하게는 조질 압연 후 Rp ≤ 700 MPa인, 고강도 강 스트립.
  14. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법으로서,
    Figure pct00027
    제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 내지 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT)에서 권취되는 단계;
    Figure pct00028
    상기 스트립이 40 - 80%의 감소율로 냉간 압연되는 단계;
    Figure pct00029
    상기 스트립이 Ac3 - 30℃ 내지 Ac3 + 30℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 5 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성하는 단계;
    Figure pct00030
    후속적으로 상기 스트립이 10 - 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 2 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시키는 단계;
    Figure pct00031
    그 다음 상기 스트립이 20 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 380 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)로 급속 냉각된 후, T3±50℃ 사이의 온도(T4)에서 25 - 100초의 시간(t2) 동안 상기 스트립을 유지하며(여기서 시간(t2)의 끝에서 T4는 T3±30℃ 사이임), 이어서 상기 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도(CR3)로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시키는 단계;
    Figure pct00032
    상기 스트립이 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연되는 단계;
    를 포함하는, 방법.
  15. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법으로서,
    Figure pct00033
    제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 - 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT)에서 권취되는 단계;
    Figure pct00034
    상기 스트립이 40 - 80% 감소율로 냉간 압연되는 단계;
    Figure pct00035
    상기 스트립이 Ac3 - 30℃ 내지 Ac3 + 30℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 5 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성하는 단계;
    Figure pct00036
    후속적으로 상기 스트립이 10 - 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 2 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시키는 단계;
    Figure pct00037
    그 다음 상기 스트립이 20 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 380 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)까지 급속 냉각된 후, 25 - 100초의 시간(t2) 동안 T3±50℃ 사이인 온도(T4)에서 유지되는 단계로서, 여기서 시간(t2)의 종료 시 T4는 T3±30℃ 사이인, 단계;
    Figure pct00038
    아연 도금 조에서 상기 강 스트립을 용융(hot dip) 코팅하여 상기 스트립에 아연 코팅 또는 아연 기반 코팅을 제공한 후, 상기 코팅된 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도(CR3)로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시키는 단계;
    Figure pct00039
    상기 코팅된 스트립이 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연되는 단계;
    를 포함하는, 방법.
  16. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 고강도 강 스트립의 제조 방법으로서,
    Figure pct00040
    청구항 1 내지 13의 어느 한 항에 따른 조성을 가진 강이 주조되고 2.0 - 4.0 mm의 두께를 가진 스트립으로 열간 압연되며 500 - 650℃ 범위의 권취온도(CT)에서 권취되는 단계;
    Figure pct00041
    상기 스트립이 40 - 80%의 감소율로 냉간 압연되는 단계;
    Figure pct00042
    상기 스트립이 Ac3 - 50℃ 내지 Ac3 + 40℃ 범위의 온도(T1)로 가열되어 바람직하게는 1 - 25℃/s 범위의 평균 가열속도(HR)로 완전히 또는 부분적으로 오스테나이트 미세구조를 형성하는 단계;
    Figure pct00043
    후속적으로, 상기 스트립이 최대 90초의 시간(t1) 동안 T1에서 유지되고, 이어서 0.5 - 12℃/s 범위의 냉각속도(CR1)로 570 - 730℃, 바람직하게는 600 - 730℃ 범위의 온도(T2)까지 상기 스트립을 서냉시키는 단계;
    Figure pct00044
    그 다음 상기 스트립이 5 - 70℃/s 범위의 냉각속도(CR2)로 330 - 470℃, 바람직하게는 400 - 450℃ 범위의 온도(T3)까지 급속 냉각된 후, 이어서 25 - 100초의 시간(t2) 동안 T3±50℃ 사이인 온도(T4)에서 상기 스트립을 유지하는 단계로서, 여기서 시간(t2)의 종료 시 T4는 T3±30℃ 사이인, 단계;
    Figure pct00045
    선택적으로 아연 도금 조에서 상기 강 스트립을 용융(hot dip) 코팅하여 상기 스트립에 아연 코팅 또는 아연 기반 코팅을 제공하는 단계;
    Figure pct00046
    이어서, 상기 코팅된 강 스트립을 최소 4℃/s의 냉각속도로 300℃ 미만의 온도까지 냉각시키는 단계;
    Figure pct00047
    상기 코팅된 스트립이 0.5% 미만의 감소율로 조질 압연되는 단계;
    를 포함하는, 방법.
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