KR20220024416A

KR20220024416A - 고강도 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법

Info

Publication number: KR20220024416A
Application number: KR1020227000203A
Authority: KR
Inventors: 샹핑 첸; 리차드 모스터트; 막심 피터 아른츠; 보헤멘 스테파누스 마테우스 코르넬리스 반
Original assignee: 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
Priority date: 2019-06-17
Filing date: 2020-06-11
Publication date: 2022-03-03
Also published as: CN114080458A; EP3754037A1; WO2020254190A1; PT3754037T; US20220316026A1; EP3754037B1; MX2021015958A; ES2911662T3; CN114080458B; BR112021023561A2; JP2022537190A

Abstract

본 발명은, 특정 조성을 가지는 냉간압연 강 스트립을 특정 시간 동안 (Ac3 - 60)을 초과하여 침지하고 그에 의해 부분적인 오스테나이트 미세구조를 가지는 냉간압연 강 스트립을 얻는 단계; 얻어진 침지된 강 스트립을 Ms 미만의 온도까지 냉각하는 단계; 냉각된 강 스트립을 Bs - Ms의 온도 범위에서 가열하고 열처리하는 단계; 및 열처리된 강 스트립을 주변 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.

Description

고강도 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법

본 발명은 고강도 냉간압연 강 스트립(steel strip)의 열처리 방법에 관한 것이다.

본 기술 분야에서 자동차 산업에 적용하기 위한 요건들을 충족시키는 여러 종류의 냉간압연 강 및 제조 과정들이 제안되어 왔다. 예를 들어 극저 탄소강이 성형성(formability)을 위해서 자동차 강 스트립에 사용된다. 이러한 종류의 강은 280-380 MPa 범위의 인장 강도를 보여준다.

HSLA(high strength low alloy: 고강도 저합금) 강은 미세합금 요소들을 포함한다. 이들은 석출 및 세립화(grain refining)의 조합에 의해 경화된다.

이상조직(dual phase: DP) 강 및 TRIP(transformation induced plasticity) 강과 같은 고급 고강도 강(Advanced high strength steel: AHSS)이 현재 자동차 제조 산업에서 사용되는 일반적인 고연성, 고강도의 강이다. DP 강에서 페라이트 매트릭스 내 마르텐사이트의 존재는 달성되어야 하는 우수한 냉간 성형성과 조합되어 450 MPa보다 높은 인장 강도를 가능하게 한다.

높은 항복 강도/인장 강도 비 및 이보다도 더 높은 인장 강도, 즉, 800 MPa 이상을 동시에 성취하기 위해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하여 복잡한(CP) 미세구조를 가지는 강들이 개발되어 왔다. 하지만, 페라이트, 베이나이트 또는 마르텐사이트 구조 및 잔류 오스테나이트 구조 간의 변형 능력에서의 차이로 인해, 이러한 강들은 일반적으로 신장 플랜지(stretch flange) 성형성이 떨어진다. 따라서 이들의 사용은 높은 성형성을 요구하지 않는 자동차 부품으로 제한되어 있다.

매트릭스 상으로서의 단련된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 구성된 TRIP 유형의 단련된 마르텐사이트 강(급냉 및 구획을 통한 Q&P 강), 및 매트릭스 상으로서의 베이나이트 페라이트와 잔류 오스테나이트로 구성된 TRIP 유형 베이나이트 페라이트 강(오스템퍼링(austempering)을 통한 TBF 강)은 단단하게 단련된 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 페라이트 구조로 인해 고강도를 제공하는 능력과, 매트릭스에 탄화물이 없기 때문에 뛰어난 연신율을 보이는 능력의 이점을 가지며, 미세한 잔류 오스테나이트 입자가 베이나이트 페라이트 구조의 라스 형상의 베이나이트 페라이트의 경계에서 쉽게 형성될 수 있다. 따라서, 탄화물이 없는 베이나이트 페라이트 또는 단련된 마르텐사이트 강은 이들의 균일한 미세 라스 구조로 인해 우수한 신장 플랜지 능력을 가질 것으로 기대된다. 이러한 미세구조 내에 마르텐사이트가 소량만이 존재함으로 인해 나타나는 경도의 불균일함이 이러한 유형의 강들이 우수한 깊은 인발 가공성(drawability)을 가지도록 할 것이다.

하지만, 현재 연속 생산 라인의 한계로 인해, 현재 사용되고 있는 강 제조 방식으로는 이익을 가져다 줄 것으로 기대되는 강도 및 연성 특성의 조합을 획득할 수 없었다. 이러한 한계는 그 중에서도 연속 어닐링(continuous annealing: CA) 및 연속 아연도금(continuous galvanizing: CG) 라인의 현재 설비의 재가열 노는 때로는 강 스트립의 임계 간 또는 재결정화 열처리를 수행하는 경우에만 적절하다는 것을 포함한다. 예를 들면, 현재 일부 어닐링 라인에서 최대 어닐링 온도는 890℃로 제한된다. 또한 현재 CA/CG 라인에서의 냉각속도는 고정된 범위 내로 제한된다. 또한 많은 CA/CG 라인에서 사용 가능한 과시효(overaging) 시간이 제한되며, 예를 들어, 이 지속시간은 약 160초 미만이며, 이는 과시효 동안에 원하는 변환을 완수하기에는 심각한 시간 제한을 가하는 것이다.

예를 들어 WO2013/144373A1은 크롬을 포함하는 특정한 조성과 특별한 미세구조 및 적어도 780 MPa의 인장 강도를 가지는 다각형 페라이트의 매트릭스로써 냉간압연된 TRIP 강을 개시하고 있으며, 이는 과시효/오스템퍼링 구간을 가지는 종래의 산업적 어닐링 라인에서 이의 생산을 가능하게 해 주는 것으로 말해지고 있다. 다시 말해, 상대적으로 높은 과시효/오스템퍼링 온도에 대해 상기 오스템퍼링 시간은 200초 미만일 수 있다.

EP2831296B1 및 EP2831299는 적어도 980의 MPa 인장 강도를 가지는 TBF 강을 개시하고 있으며, 이는 종래 생산 라인에서도 생산될 수 있다. 하지만, 바람직한 과시효/오스템퍼링 시간이 280-320초인 것은 종래의 많은 생산 라인들에서 생산하기에는 너무 긴 시간이다. 다시 말하면, 종래의 생산 라인에서는 베이나이트 변환 동태(transformation kinetics)가 너무 느려서 과시효 구간 내의 제한된 지속시간 내에 베이나이트 변환을 완수하여 필요로 하는 미세구조를 얻을 수 없다.

본 발명의 목적 중 하나는, TS ≥ 850 MPa, TE ≥ 14% 및/또는 YS ≥ 500 MPa와 같이, 적절한 항복 강도(YS)에서 높은 인장 강도(TS) 및 높은 총 연신율(TE)의 원하는 조합을 갖는 냉간압연 강 스트립, 특히 자동차 산업용 강 스트립을 제공하는 것이다.

본 발명의 추가적인 목적은 상기 언급한 특성들의 원하는 조합을 얻기 위한 냉간압연 강 스트립을 열처리하는 방법, 특히 기존의 생산 라인, 또는 적절한 대안적인 생산 라인을 사용하여 열처리하기 위한 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 기존의 생산 라인에서 제작할 수 있는 특성들의 원하는 조합을 얻기 위한 높은 실리콘 냉간압연 강 스트립을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 바라는 미세구조를 얻기 위해 종래의 생산 라인에서 베이나이트 변환을 완수할 수 있게 하는 고강도 냉간압연 강 스트립 및 이의 열처리를 위한 강 조성을 제공하는 것이다.

본 발명은 냉간압연 강 스트립을 열처리하는 방법을 제공하며, 상기 방법은:

a) 냉간압연 강 스트립을 1 - 150초의 침지 시간(soaking time)(t2) 동안 (Ac3 - 20)를 초과하여 침지(soaking)하고, 이에 의해 적어도 부분적으로 오스테나이트의 미세구조를 갖는 냉간압연 강 스트립을 얻는 단계;

b) 단계 a)의 결과로 얻은 침지된 강 스트립을 Ms - (Ms - 200) 범위의 온도(T4)까지 냉각하는 단계;

c) 단계 b)의 결과로 얻은 냉각된 강 스트립을 Bs - Ms 온도 범위까지 가열하는 단계;

d) 상기 가열된 강 스트립을 Bs - Ms 온도 범위에서 30 - 120초의 시간(t5) 동안 열처리하는 단계;

e) 상기 열처리된 강 스트립을 주변 온도로 냉각하는 단계를 포함하고,

상기 방법에 의해 상기 강 스트립은 하기를 포함하는 미세구조(부피% 단위)를 가지며:

다각형 페라이트(PF) + 침상 페라이트(acicular ferrite: AF) + 상위 베이나이트 페라이트(higher bainitic ferrite: HBF): 20 - 55;

하위 베이나이트 페라이트(lower bainitic ferrite: LBF) + 분할된 마르텐사이트(partitioned martensite: PM): 25 - 70;

잔류 오스테나이트(retained austenite: RA): 5 - 20;

마르텐사이트(martensite: M): 0 - 15;

여기서 다각형 페라이트(PF): 0 - 50;

여기서 상기 강 스트립은 하기를 포함하는 조성(질량% 단위)을 가지며:

C: 0.15 - 0.35;

Mn: 1.50 - 4.00;

Si: 0.50 - 2.00;

Al: 0.01 - 1.50;

P: 0.050 미만;

S: 0.020 미만;

N: 0.0080 미만;

여기서 (Si + Al)의 합은 0.60보다 크거나 같고;

선택적으로 하기로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하고:

0 < Cr ≤ 1.00;

0 < Cu ≤ 0.20;

0 < Ni ≤ 0.50;

0 < Mo ≤ 0.50;

0 < Nb ≤ 0.10;

0 < V ≤ 0.10;

0 < Ti ≤ 0.10;

0 < B ≤ 0.0030;

0 < Ca ≤ 0.0050;

0 < REM ≤ 0.0100, 여기서 REM은 하나 이상의 희귀 토금속이고;

나머지는 철 및 불가피한 불순물이다.

본 발명의 방법은, 특정한 조성과 미세구조 및 고강도, 성형성 및 용접성을 요구하는 자동차 부품에 바람직한 특성들의 조합을 가지는 냉간압연 강 스트립을 생산할 수 있게 해 준다.

본 발명은, 적절한 양의 초석(proeutectoid) 페라이트를 도입하고 이의 형태학적 특성을 제어함으로써, 상단 어닐링 온도와 시간을 제어하여 오스테나이트의 미세 입자를 획득함으로써, 그리고 생산 라인에서 수정된 담금질 및 분할 공정을 사용함으로써, 느린 베이나이트 변환 동태의 문제를 해결한다.

본 발명에 따른 방법은, 이러한 생산 라인들에 일반적인 어닐링 구간에서의 상단 온도, 냉각속도의 범위 및 생산 속도에서의 과시효 시간 윈도우의 한계 내에서 기존의 연속 어닐링 및 아연 도금 라인을 사용하여 수행될 수 있다.

상기 열처리된 냉간압연 강 스트립은, 예를 들어 용융 아연 도금 또는 전자 아연 도금에 의해 Zn으로 코팅될 수 있다. 용융 아연 도금 단계는 본 발명에 따른 열처리에 쉽게 통합될 수 있다.

상기 강의 임계 변환 온도를 기술하기 위해 사용된 용어는 해당 분야에 통상의 기술자에게 잘 알려져 있으며 다음과 같다.

Ae3: 평형 상태하에서 페라이트에서 오스테나이트로 또는 그 반대의 변환이 일어나는 온도.

Ac3: 가열 중에 페라이트에서 오스테나이트로의 변환이 끝나는 온도. Ac3는 보통 Ae3보다 높지만, 가열 속도가 영으로 감에 따라 Ae3에 가까워지는 경향이 있다. 본 발명에서, Ac3는 3℃/s의 가열 속도로 측정된다.

Ar3: 냉각 중에 오스테나이트가 페라이트로의 변환을 시작하는 온도.

Bs: 냉각 중에 오스테나이트가 베이나이트로의 변환을 시작하는온도.

Bn: 강의 시간-온도 변환(time-temperature transformation: TTT) 곡선에서 베이나이트 변환의 노즈(nose) 온도로서, 여기서 오스테나이트의 베이나이트로의 변환이 가장 빠른 동태를 가진다.

Ms: 냉각 중에 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변환이 시작되는 온도.

Mf: 냉각 중에 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변환이 끝나는 온도. Mf에 대한 실제적인 문제는 냉각 중에 마르텐사이트 분율이 도달 가능한 최대의 양에 점근적으로만 접근한다는 것이며, 이는 최종 마르텐사이트가 형성되기까지 오랜 시간이 걸린다는 것을 의미한다. 따라서, 실제적인 이유와 본 발명의 맥락에서 볼 때, Mf는 마르텐사이트의 도달 가능한 최대의 양의 90%가 형성된 온도로 취해진다.

이러한 임계 상 변환 온도들은 팽창계 실험에 의해 결정될 수 있다. 대안으로, 본 발명에 따른 강의 Ac3, Bs, Bn 및 Ms 점들은 그 조성을 기반으로 JmatPro와 같은 상용 소프트웨어 또는 다음과 같은 경험적인 식을 사용하여 사전에 계산될 수 있다:

Ac3 (℃) = 942 - 260C + 35Si - 35Mn + 125Al - 11Cr - 14Cu

Bs (℃) = 839 - 86Mn - 23Si - 67Cr + 35√Al - 270(1-exp(-1.33C))

Ms (℃) = 539 - 423C - 30.4Mn - 7.5Si + 30Al

위 식들에서, 강 조성의 구성 요소(X)는 중량%로 나타낸다.

명시적으로 다르게 지시되는 경우를 제외하고, 본 명세서에서 모든 온도는 섭씨로 표현되며, 모든 조성은 중량 백분율(중량%)로 표시되고 모든 미세구조는 부피 백분율(부피%)로 주어진다.

첨부된 도면에서:
도 1의 (a) 및 (b)는 각각 저온 베이나이트 페라이트 및/또는 분할된 마르텐사이트와, 고온 베이나이트 페라이트의 베이나이트 페라이트 미세구조의 특성을 보여주는 EBSD 맵이다.
도 2는 저온 베이나이트 페라이트 및 고온 베이나이트 페라이트의 방위차(misorientation) 각도의 히스토그램이다.
도 3은 본 발명에 따른 방법의 실시예의 일반적으로 적용 가능한 시간-온도 프로파일을 보여주는 다이어그램이다.

이하에서는 본 발명에 따른 조성, 방법의 단계 및 미세구조를 설명하기로 한다.

조성(composition)

탄소: 0.15 - 0.35%

강도 및 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해 충분한 양의 탄소가 요구되며, 후자의 경우는 TRIP 효과를 제공한다. 이러한 관점에서, 필요한 강도 및 연신율을 보장하기 위해, 탄소의 양은 0.15%보다 높고, 바람직하게는 0.17%보다 높다. 탄소 함량을 증가시키면 결과적으로 강의 강도, 잔류 오스테나이트의 양 및 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량이 증가한다. 하지만, 탄소 함량이 0.25%보다 높게 되면 강의 용접성이 상당히 저하된다. 용접을 필요로 하는 적용 분야에 대해, 탄소 함량은 바람직하게는 0.15 - 0.25%, 더 바람직하게는 0.17 - 0.23%이다.

실리콘: 0.50 - 2.00%

실리콘은 본 발명에 따른 강 조성에서 아래 기술될 미세구조를 얻기 위해 필수적인 원소이다. 실리콘의 주요 기능은 탄소가 철 탄화물(대부분의 경우 시멘타이트)의 형태로 석출되는 것을 방지하고 잔류 오스테나이트가 분해되는 것을 억제하는 것이다. 실리콘은 강도 특성 및 적절한 변환 거동에 기여한다. 추가적으로 실리콘은 어닐링 중의 억제되는 오스테나이트 입자 성장을 통해 연성, 작업 경화성 및 신장 플랜지 성형성을 개선하는데 기여한다. 탄화물의 형성을 충분히 억제하기 위해서는 최소 0.50%의 Si가 필요하다. 하지만, 실리콘 함량이 높아지면 결과적으로 스트립 표면에 실리콘 산화물이 형성되어, 표면 품질, 코팅 가능성 및 작업성을 저하시킨다. 또한, 실리콘 함량이 증가함에 따라 강 조성물의 Ac3 온도가 증가한다. 이는 어닐링 구간에서 도달할 수 있는 최대 상단 온도의 관점에서 종래의 생산 라인을 사용하는 강 스트립의 생산 가능성에 영향을 미칠 수 있다. 이러한 관점에서 실리콘 함량은 2.00% 이하이다. Si는 탄화물 형성의 억제와 오스테나이트 안정화의 촉진을 조합한 습윤성의 관점에서 바람직하게는 0.80 -1.80%의 범위 내에 있다. 더 바람직하게는, Si는 1.00 - 1.60%이다.

알루미늄: 0.01 - 1.50%

알루미늄의 주된 기능은 주물 성형(casting) 이전에 액체 강의 산소를 제거하는 것이다. 액체 강의 산소를 제거하기 위해 0.01 중량% 이상의 Al이 필요하다. 또한, 알루미늄은 실리콘과 비슷하게 탄화물의 형성을 방지하고 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 기능을 가지고 있다. Al은 Si와 비교하여 덜 효과적인 것으로 간주된다. Al은 경화에는 큰 기능을 하지 못한다. 침상 페라이트(AF)를 얻고 베이나이트 변환 동태를 가속화하기 위해 적은 양의 Al을 사용하여 Si를 부분적으로 대체하고 변환 온도와 임계 냉각속도를 조절할 수 있다. Al은 이러한 목적으로 추가된다. 따라서, Al 함량은 바람직하게는 0.03%을 초과한다. 높은 수준의 Al은 페라이트에서 오스테나이트로의 변환 지점을 현재 설비와 호환되지 않는 수준까지 증가시킬 수 있으며, 따라서 주된 상이 저온 변환 산물인 미세구조를 얻기가 어렵게 된다. Al 함량이 증가함에 따라 주물 성형 중 균열의 위험이 증가한다. 이러한 관점에서, 상한은 1.50%이고, 바람직하게는 1.00%이며, 더 바람직하게는 0.70%이다.

Si 및 Al의 비율 사의의 관계에 대해 상기 조성은 Si + Al ≥ 0.6, 바람직하게는 Si + Al ≥ 1.00을 충족시킨다. 유리하게는 Al의 함량은 Si 함량의 0.5배 미만이다.

망간: 1.50 - 4.00%

망간은 경화성 및 잔류 오스테나이트의 안정화 관점에서 본 발명에 따른 강 스트립에서 미세구조를 얻기 위해 필요하다. Mn은 또한 더 높은 온도에서 초석 페라이트의 형성과 베이나이트 페라이트 변환 동태에 영향을 미친다. 특정한 양의 Si 및/또는 Al이 베이나이트 페라이트에서 탄화물 형성을 억제하기 위해 필요하다. Si와 Al의 함량이 증가함에 따라 Ac3 온도는 증가한다. Mn은 또한 Si 및 Al가 존재하는 결과로 나타나는 올라간 상 변환 지점 Ac3를 조화시키도록 조절된다. Mn 함량이 1.70% 이하인 경우, 설명할 미세구조를 얻는 것이 어렵게 된다. 따라서, Mn을 1.50% 이상 추가할 필요가 있다. 하지만, Mn이 과도한 양으로 존재하는 경우, 거시적 분리가 일어날 가능성이 있으며, 이는 결과적으로 강 내부에 바람직하지 않은 밴드 형성을 가져온다. 또한, 과도한 양의 Mn은 느린 베이나이트 변환 동태를 야기하여, 결과적으로 지나치게 많은 양의 새롭게 생성된 마르텐사이트를 초래하며, 이러한 결과로 인해 신장 플랜지 성형성 또한 저하된다. 따라서, Mn 함량은 4.00 % 이하, 바람직하게는 3.50% 이하, 더 바람직하게는 1.80 ≤ Mn ≤ 3.00%이다.

인: < 0.050%

인은 강 내부의 불순물이다. 이는 입자의 경계를 분리하며 작업성을 저하시킨다. 그 함량은 0.050% 미만, 바람직하게는 0.020% 미만이다.

황: < 0.020%

황 또한 강 내부의 불순물이다. S는 균열을 개시하고 강의 신장 플랜지 성형성을 저하시키는 MnS와 같은 황화물 개재물을 생성한다. 상기 S 함량은 바람직하게는 가능한 한 낮으며, 예를 들면 0.020% 미만, 바람직하게는 0.010% 미만 및 더 바람직하게는 0.005% 미만이다.

질소: < 0.0080%

질소는 강 내부의 또 다른 불가피한 불순물이다. 이는 미세 합금 원소와 함께 질화물로 석출되어 고체 용액에 존재하게 되어 경화에 기여한다. 과도한 질산염은 연신율, 신장 플랜지 능력 및 굽힘성을 저하시킨다. 따라서, 유리하게는 질소 함량은 0.0080% 이하, 바람직하게는 0.0050% 이하, 더 바람직하게는 0.0040% 이하이다.

상기 강 조성은 다음과 같은 하나 이상의 선택적 원소를 포함할 수 있다:

구리: 0 - 0.20%

구리는 강 조성의 실시예에서 요구되지는 않지만 존재할 수 있다. 일부 실시예에서, 제조 과정에 따라, Cu의 존재는 피할 수 없을 것이다. 0.05% 미만의 구리는 잔류 원소로 간주된다. 냉간압연 강 스트립이 표면 처리 없이 그대로 사용될 때 또는 Zn로 코팅된 스트립의 경우에 용융된 아연의 습윤성을 개선하기 위해 합금 원소로서의 구리는 강 스트립을 시작하는 제조 단계의 열간압연 단계에서 형성된 높은 스케일의 제거를 촉진하고 부식 저항을 개선하기 위해 0.20%까지 추가될 수 있다. Cu는 베이나이트 구조를 촉진하여, 고체 용약 경화 및 페라이트 매트릭스로부터의 ε-구리로서의 침전을 야기하여, 이에 따라 석출 경화에 기여할 수 있다. Cu는 또한 강 내부로 침투하는 수소의 양을 감소시키며 이에 따라 지연되는 균열 특성을 개선시킨다. 하지만, Cu는 과도한 양이 추가되는 경우에는 고온 취성(hot shortness)을 야기한다. 따라서, Cu가 추가될 때, Cu 함량은 0.20% 미만이다.

크롬 0 - 1.00%; 니켈 0 - 0.50%; 몰리브덴 0 - 0.50%

크롬, 니켈 및 몰리브덴은 요구되는 원소는 아니지만, 강 조성 내에 잔류 원소로 존재할 수 있다. 잔류 원소로서 Cr, Ni 또는 Mo의 허용 가능한 수준은 각각 0.05%이다. 합금 원소로서 이들은 강의 경화성을 개선시키며 베이나이트 페라이트의 형성을 촉진하며, 동시에, 잔류 오스테나이트를 안정시키는데 유용한 유사한 효율성을 가진다. 따라서, Cr, Ni 및 Mo는 미세 구조의 조절에 효과적이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해 강 내부의 Cr, Ni 또는 Mo 함량은 바람직하게는 적어도 0.05%이다. 하지만, 이들 각각이 과도하게 추가되면, 효과가 포화되어 베이나이트 변환 동태가 너무 느려서 생산 라인에서 제한된 과시효 시간 내에 요구되는 미세구조를 얻지 못하게 된다. 따라서, Cr의 양은 최대 1.00%로 제한된다. Ni는 단순히 상대적으로 높은 양의 Cu가 추가되는 경우에 고온 취성의 경향을 감소시키기 위해 사용된다. Ni의 이러한 효과는 Ni 함량이 [Cu(%)/3]보다 클 때 인식할 수 있다. Ni 및 Mo의 양은 존재하는 경우 각각 최대 0.50%로 제한된다.

니오븀 0 - 0.100%; 바나듐 0 - 0.100%; 티타늄 0 - 0.100%

잔류 원소로서 니오븀, 바나듐 및 티타늄의 허용 가능한 수준은 각각 0.005%이다. 열간압연된 중간 생성물과 완성된 산물 내의 미세구조를 조율하기 위해 니오븀, 바나듐 및 티타늄 중 하나 이상이 추가될 수 있다. 이러한 원소들은 석출 경화 효과를 가지고 있으며 베이나이트 페라이트의 형태학적 특성을 변화시킬 수 있다. 이들은 또한 신장 변 연성 및 굽힘성과 같은 적용 분야에 특정한 특성을 최적화하는데 긍정적인 기여를 한다. 이러한 효과들을 얻기 위해 이러한 원소들 중 존재하는 원소에 대한 하한은 0.005% 이상으로 조절되어야 한다. Nb와 Ti 및 V 각각에 대해 함량이 0.10%를 초과하면 이 효과는 포화된다. 따라서, 이러한 원소들이 추가되면, 이들의 함량들은 0.005%와 0.100% 사이에서 제어된다. 상한은 바람직하게는 Nb 및 Ti에 대해서는 0.050% 이하, V에 대해서는 0.100% 이하이며, 이는 과하게 추가되면, 탄화물이 너무 많이 석출되어 작업성의 악화를 초래하기 때문이다. 또한, Ti + Nb + V의 합은 작업성과 비용의 측면에서 바람직하게는 0.100%를 초과하지 않는다.

붕소 0 - 0.0030%

붕소는 또 다른 선택적인 원소로서, 추가되는 경우, 0.0003%와 0.0030% 사이에서 조절된다. 잔류 원소로서 B의 허용 가능한 수준은 0.0003%이다. 붕소를 추가하게 되면 급냉 경화성이 증가하며 또한 인장 강도를 증가시키는데 도움이 된다. B의 이러한 효과를 얻기 위해, 0.0003%의 하한이 필요하고, 바람직하게는 0.0005%이다. 하지만, 지나치게 많은 B가 추가되면, 이 효과는 포화된다. 유리하게는 B는 0.0025% 이하, 바람직하게는 0.0020% 이하로 제어된다.

본 발명의 또 다른 바람직한 실시예에서, 원하는 특성을 가지는 냉간압연된 고강도 강 스트립을 얻으면서도 최종 산물의 비용을 절감하기 위해 Ti 및/또는 Nb 및/또는 V 및/또는 Ni 및/또는 Cu 및/또는 Cr 및/또는 Mo 및/또는 B는 합금 원소로서 추가되지 않는다.

칼슘 0 - 0.0050%; 희귀 토원소 (REM) 0 - 0.0100%

또한, 본 발명에 따른 조성은 Ca 및 희귀 토금속(REM)으로부터 선택된 하나 또는 두 개의 원소를 MnS 개재물 제어의 처리와 일치하는 양으로 선택적으로 포함할 수 있다. 이들이 잔류 원소로 존재하는 경우, 허용되는 수준은 0.0005%이다. 합금 원소로 추가되는 경우, Ca는 0.0050% 미만의 값으로 제어되며 REM은 0.0100% 미만의 값으로 제어된다. Ca 및/또는 REM은 황 및 산소와 조합하여 연성에 해가 되는 영향을 주지 않는 산황화물을 생성할 수 있으며, 이는 Ca 또는 REM가 존재하지 않는 경우 생성되는 신장된 망간 황화물의 경우와 마찬가지이다. 이러한 효과는 Ca 함량이 0.0050%보다 높거나 REM 함량이 0.0100%보다 높아지면 포화된다. Ca가 존재하는 경우, 그 양은 바람직하게는 0.0030% 미만으로, 더 바람직하게는 0.0020% 미만의 값으로 제어된다. REM이 존재하는 경우, 그 양은 바람직하게는 0.0080% 미만, 더 바람직하게는 0.0050% 미만의 값으로 제어된다.

강 조성의 나머지는 철 및 불가피한 불순물을 포함한다.

본 발명에 따른 강의 화학 조성은 종래의 연속 생산 라인의 능력에 합치한다.

미세구조

본 발명에 따라 열처리된 냉간압연 강 스트립은 20 - 55%의 다각형 페라이트(PF), 침상 페라이트(AF) 및 상위 베이나이트 페라이트(HBF), 25 - 70%의 하위 베이나이트 페라이트(LBF) 및 분할된 마르텐사이트(PA), 5 - 20%의 잔류 오스테나이트(RA) 및 0 - 15%의 새로운 마르텐사이트(M)를 포함하는 복잡한 미세구조를 가지며, 여기서 PF는 최대 50%이다.

본 발명에서, 상기 미세구조는 광학 현미경과 전자 주사 현미경으로 관측할 수 있는 방식으로 기능적으로 그룹으로 묶여진다. 다각형 페라이트(PF)는 임계 간 어닐링에서 또는 Bs를 초과하는 온도에서 느린 냉각 동안 형성된 페라이트를 말한다. 침상 페라이트(AF)는 Bs와 Ms 사이의 온도에서 냉각 중에 형성된 페라이트를 말한다. 고온 베이나이트 페라이트(HBF)는 Bs와 Bn 사이의 온도에서 오스템퍼링 중에 형성된 페라이트이다. 저온 베이나이트 페라이트(LBF)는 Bn과 Ms 사이의 온도에서 오스템퍼링 중에 형성된 페라이트이다. 분할된 마르텐사이트(PM)는 빠른 냉각(담금질) 및 과시효(분할) 열처리 동안 형성된 마르텐사이트를 지칭한다.

베이나이트 페라이트 및 분할된 마르텐사이트

PM은, 담금질 정지 온도가 Ms와 Mf 사이이고 담금질 정지 온도와 Bn 사이의 온도 범위에서 분할이 수행될 때, 담금질 및 분할 중에 얻어진다. BF는 분할(과시효) 동안 변환되지 않은 오스테나이트의 변환에 의해 얻어진다. PM의 양은 담금질 온도에 따라 다르다. BF의 양은 분할 온도와 시간의 함수이다. 여기에서, 본 출원에서 "분할된 마르텐사이트"라는 표현이 템퍼링된 마르텐사이트 대신에 사용됨을 주목해야 한다. 일반적으로 야금에서 템퍼링된 마르텐사이트는 템퍼링으로 인한 일부 탄화물 침전물을 포함한다. 본 발명에 따른 수정된 담금질 및 분할 공정에서, Si 및 Al의 존재와 분할 공정의 매우 짧은 기간으로 인해, 과시효 동안 탄화물 형성이 지연된다. 결과적으로 탄소가 마르텐사이트에서 오스테나이트로 분할되고 이것은 더 높은 안정성을 갖고 탄소가 풍부한 잔류 오스테나이트가 얻어지며 분할된 마르텐사이트는 탄화물이 없다. BF는 초미세 입자 크기의 판 형태로 존재한다. PM은 BF와 유사한 하부 구조를 갖지만 페라이트 라스(ferrite lath)가 더 미세한 크기를 갖고 결과적으로 더 미세한 크기의 잔류 오스테나이트가 얻어진다. 연성에 악영향을 미치는 것으로 알려진 페라이트 라스 사이의 탄화물 석출은 Si 및/또는 Al과의 합금화에 의해 억제된다. 베이나이트 페라이트는 탄화물이 없는 반면, 기존 베이나이트에는 탄화물을 함유한다. 베이나이트 페라이트는 낮은 전위(dislocation) 밀도를 갖는 (초석) 페라이트와도 다르다. 탄화물이 없는 BF 및 PM 미세구조는 높은 전위 밀도와 과포화 탄소 함량을 갖는 중간 경질 페라이트 구조로 인해 높은 강도를 제공한다. 베이나이트 페라이트 구조는 또한, 탄화물이 없고 미세 잔류 오스테나이트 입자들이 라스-형태의 베이나이트 페라이트의 경계에 존재할 수 있기 때문에, 바람직한 높은 연신율에 기여한다.

본 발명에서 베이나이트 페라이트는 다음 두 종류로 나누어진다: 높은 베이나이트 페라이트(HBF)라 불리는 Bs와 Bn 사이의 고온 범위에서 형성된 베이나이트 페라이트, 및 낮은 베이나이트 페라이트(LBF)라 불리는 Bn과 Ms사이의 저온 범위에서 형성된 베이나이트 페라이트. 3% 나이탈(Nital) 에칭을 겪은 강 스트립의 단면이 EBSD 분석으로써 전자 주사 현미경으로 관측되었을 때, HBF는 0.35보다 높은 평균 종횡비(이차 축의 길이를 일차 축의 길이로 나눈 값으로 정의)를 가지며, LBF는 0.35보다 낮은 평균 종횡비를 가진다. 이러한 구분을 하는 이유는 Bn을 초과하는 더 높은 온도 범위에서 형성된 베이나이트 페라이트(HBF)는 입자 크기와 형태 면에서 AF와 유사하며 SEM을 사용하여 HBF를 AF로부터 구분하는 것이 어렵기 때문이다. AF와 정확히 같은 이유로, HBF는 더 큰 입자 크기, 낮은 전위 밀도를 가지며 LBF보다 부드러우며 강의 연신율을 증가시키는 작용을 한다. 반면에, LBF는 더 미세한 판의 크기로 인해 HBF보다 높은 강도를 가지며, 강 스트립의 강도에 기여하고 또한 성형성을 향상시킨다. PM은 LBF와 유사한 미세구조를 가지기 때문에 형성온도가 낮아질수록 페라이트 라스와 잔류 오스테나이트의 크기가 작아진다. 그러나 이러한 변화는 점진적이므로 SEM 관찰로는 LBF와 PM을 명확하게 구분할 수 없다. 본 발명에서 LBF와 PM은 강철 특성에 대한 기여도가 유사하기 때문에 미세구조로서 묶인다.

본 발명에 따른 고강도 강 스트립의 특징은 베이나이트 페라이트가 HBF와 LBF + PM을 포함하는 복합 미세구조를 가질 수 있다는 것이다. 따라서 높은 연신율을 가지는 고강도 냉간압연 강 스트립을 얻을 수 있다. 고강도와 연신율의 우수한 조화를 얻기 위해, 25 - 70% LBF + PM이 요구된다. LBF + PM이 극히 적은 양으로 존재하는 경우, 강 스트립은 충분하지 않은 강도를 가진다. 하지만, LBF + PM이 과도하게 많은 양으로 존재하면, 연신율에 관련된 다른 페라이트들(PF, AF 및 HBF)과 잔류 오스테나이트의 효과가 훼손될 수 있다. 따라서 LBF + PM은 25 - 70%, 바람직하게는 35 - 65%의 범위 내에 있다. 담금질 단계에서 형성된 PM은 과시효 동안 미변환 오스테나이트의 BF 변환 동태를 가속화할 수 있다. 베이나이트 변환이 일반적인 현재 생산 라인에서 사용 가능한 기간 내에 완료될 수 있도록 하기 위해, 강의 Ms 지점 아래로 담금질 정지 온도를 제어함으로써 PM의 양이 제어될 수 있다. 담금질 정지 온도가 낮을수록 더 많은 PM이 형성된다. 합금 원소 함량이 더 높은 강의 경우, 더 많은 양의 PM이 필요하다.

본 발명에서 HBF의 형성은 베이나이트 변환에 의해 생성된 잠열 또는 용융 아연 도금 공정을 적용함으로 인한 가열을 통한 스트립의 가열로 인한 것이다. 본 발명에서 HBF가 존재하는 경우 이의 형성은 필요한 경우 베이나이트 변환을 가속화하여 기존의 생산 라인에 있는 과시효 구간에서의 제한된 지속시간 내에 베이나이트 변환이 완수될 수 있게 한다. 침지 및 냉각 단계의 결과로 발생하는 PF와 AF의 양에 따라, HBF의 양은 PF, AF 및 HBF의 총량이 20 - 55%, 바람직하게는 25 - 50%가 되도록 조절된다. 상기 설명한 것과 같이, HBF는 PF 및 AF와 유사한 기능을 가진다. 이전 구간에서 충분한 양의 PF와 AF가 형성되고 나면, 더 높은 강도의 강 스트립을 얻기 위한 목적으로, HBF의 양은 0%로 최소화되어야 한다. PF와 AF의 양이 충분하지 않은 경우, HBF의 양이 증가될 수 있다. 하지만, HBF의 양은 PF, AF 및 HBF의 총량이 20 - 55%, 바람직하게는 25 - 50%가 되도록 조절되어야 한다.

다각형 페라이트 및 침상 페라이트

초석 페라이트는 베이나이트 페라이트보다 부드러우며 강 스트립의 연신율을 기능적으로 증가시킨다. 베이나이트 변환 동태를 증가시키고 탄소 함량을 증가시켜 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이고 연신율을 더욱 증가시키기 위해 특정 양의 초석 페라이트를 도입하고 페라이트의 특성이 제어된다. 본 발명을 사용하여 형성 온도에 따라 어닐링 중에 두 종류의 초석 페라이트를 생산할 수 있다. 임계간 온도에서 오스테나이트화 시 형성되거나 느린 냉각 구간에서 냉각 중에 Bs 온도를 초과하는 고온에서 형성된 페라이트 상은 다각형 또는 덩어리로 되어 있으며, 다각형 페라이트(PF)라 불린다. 이 유형의 페라이트는 베이나이트 또는 마르텐사이트 상의 존재하에 연신율을 증가시키지만 항복 강도 및 성형성을 감소시키는 것으로 증명되었다. 빠른 냉각 구간 내 Bs와 Ms 사이의 온도에서 더 낮은 온도에서 형성된 페라이트는 침상에 가까운 형상과 PF보다 더 작은 입자 크기를 가지며, 침상 페라이트(AF)라 불린다. 이는 형태학적 특성에서 HBF와 유사하지만 상대적으로 낮은 양의 전위를 가진다. AF가 존재하게 되면 강도 및 성형성을 희생하지 않고 연신율을 증가시킬 수 있다.

PF, AF 및 HBF가 본 발명에 따른 강 내의 인장 특성에 유사한 기능을 가지고 있기 때문에, 세 유형의 이러한 페라이트 미세구조가 존재할 수 있거나, 이들 중 하나 또는 두 개가 존재할 수 있다. 높은 연신율을 보장할 목적으로, PF, AF 및 HBF의 부피 분율은 20% 이상, 바람직하게는 25% 이상이다. 어떤 경우든, PF, AF 및 HBF의 총량은 55% 미만으로, 바람직하게는 50% 미만으로 조절되어야 한다. 이러한 페라이트 미세구조의 함량이 너무 높아 55%를 초과하면, 최종 미세구조는 충분한 LBF를 함유하지 않을 것이므로, 강도가 감소할 것이다.

강에 PF가 존재하는 경우, PF의 입자 크기, 형태 및 분포를 제어해야 한다. 강 스트립은 PF의 입자 크기가 더 작고 PF의 분산 분포를 가짐으로써 더 높은 연신율을 가질 수 있다. 본 발명에 따르면, SEM 또는 광학 현미경으로 관찰하면, PF 구조가 BF 구조들 사이에 등축으로 매립되어 더 작은 입자로 균일하게 분산되는 반면, 기존의 TRIP 강 스트립에서 PF의 형태적 구조는 압연 방향을 따라 신장된다. 이러한 형태적 구조는 가공 중 응력을 고르게 분산시키고 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과를 최대한 활용할 수 있도록 하는 것으로 여겨진다. 이러한 형태적 구조를 얻기 위해서는, 침지 시 형성되는 PF의 양이 45% 이하, 바람직하게는 10 - 40%이어야 한다. 이 실시예는, 페라이트의 재결정화 동태가 더 느린, 비교적 많은 양의 Mn, Al 및 Si를 함유하는 강 조성물에 특히 적합하다. PF는 부분적으로 재결정된 미세구조로서, 상기 재결정된 페라이트보다 경도가 높다. 부분적으로 재결정화된 미세구조를 갖는 PF의 존재는 국부 연성에 유리하다. 유리하게는 본 발명에서 PF의 입자 크기는 10㎛ 이하, 바람직하게는 8㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하이다.

본 발명의 일 실시예에서, PF의 양은 0%인 것이 바람직하다. 이때, AF + HBF가 20 - 55%, 바람직하게는 25 - 50% 범위가 되도록 AF와 HBF의 총량이 조절된다.

잔류 오스테나이트

잔류 오스테나이트(잔류 오스테나이트로도 알려져 있다)는 최종 미세구조에서 FCC 상(면 중심 사면체 격자: face-centred cubic lattice)을 보이는 영역을 말한다. 잔류 오스테나이트는 부분적으로 TRIP 효과를 통해 연성을 향상시키며, 이는 균일한 연신율이 증가하는 것으로부터 자체적으로 알 수 있다. TRIP 효과를 나타내기 위해 잔류 오스테나이트의 부피 분율은 5% 이상, 바람직하게는 7% 이상이다. 5% 미만에서 바람직한 연성 및 균일한 연신율의 수준은 성취되지 않을 것이다. 상한은 주로 조성 및 생산 라인 내 공정 파라미터에 의해 결정된다. 주어진 조성에 대해, 잔류 오스테나이트의 양이 너무 높게 되면 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량이 너무 낮아진다. 이렇게 되면 잔류 오스테나이트가 불충분하게 안정되고 국지적 연성(신장 플랜지 성형성)이 허용되지 않는 수준으로 저하될 수 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 부피 분율의 상한은 20%, 바람직하게는 15%이다.

잔류 오스테나이트 내 탄소의 농도는 TRIP 특성에 영향을 미친다. 잔류 오스테나이트는 특히 잔류 오스테나이트 내 탄소 농도가 0.90% 이상일 때 연신율 특성을 개선하는데 효과적이다. 탄소 함량이 너무 낮으면, 잔류 오스테나이트가 TRIP 효과를 생성할 정도로 충분히 안정되지 않게 된다. 따라서, 유리하게는 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량은 0.90% 이상, 바람직하게는 0.95% 이상이다. 잔류 오스테나이트 내 탄소 농도가 바람직하게는 가능한 한 높아야 하지만, 일반적으로 실제적인 공정 조건에 의해 약 1.6%의 상한이 주어진다. 잔류 오스테나이트의 탄소 함량과 안정성은 페라이트의 양을 제어함으로써 조절될 수 있다.

마르텐사이트

마르텐사이트(M)는 오스템퍼링 이후 최종 냉각 구간 내에 새롭게 형성된다. 이는 항복점 연신율을 억제하고 작업 경화 계수(n 값)를 증가시키며, 이는 최종적으로 압착된 부분에서 안정하고 네크(neck)가 없는 변형 및 응력 균일도를 위해 바람직하다. 최종 강 스트립 내 1%의 새로이 생성된 마르텐사이트에서도 종래의 이상 조직 강에 비견될 수 있는 인장 반응 및 이에 따른 압착 거동이 성취될 수 있다. 하지만, 새로이 생성된 마르텐사이트가 존재하면 마르텐사이트 및 LBF/HBF의 경계를 따른 로 균열 형성으로 인해 성형성이 저하될 것이다. 따라서, 새로이 생성된 마르텐사이트의 양은 15% 이하, 바람직하게는 10% 이하로 조절되어야 한다.

탄화물

탄화물은, 과시효 온도가 너무 높거나 과시효 시간이 너무 길 때 오스템퍼링 중에 미세한 석출물로서 또는 냉각속도가 너무 느릴 때 냉각 중에 형성되는 펄라이트의 형태로, 존재할 수 있다. 본 발명에 따르면, 본 발명의 강의 미세구조에는 펄라이트와 탄화물이 존재하지 않는다. 펄라이트가 존재하지 않는다는 것은 시멘타이트 및 페라이트를 포함하여 층을 이루는 미세구조의 양이 5% 미만이라는 것을 의미한다. 탄화물이 존재하지 않는다는 것은 탄화물의 양이 표준 X 선 측정의 탐지 한계 아래에 있다는 것을 의미한다.

미세구조의 특성

상기 기술한 것과 같이 본 발명의 강에서 분류된 미세 구조 구성물들은 이하에서 설명되는 기술에 의해 정량적으로 결정될 수 있다. 구성물의 부피 분율은 상기 부피 분율을 면적 분율과 같게 하고 상용으로 사용 가능한 이미지 처리 프로그램 또는 적절한 다른 기술을 사용하여 다듬어진 표면으로부터의 면적 분율을 측정함으로써 측정된다.

PF, 새로이 생성된 M, RA 및 펄라이트는 광학 현미경(OM) 및/또는 전자 주사 현미경(SEM)을 사용하여 구분된다. 10% 메타황산나트륨 용액(aqueous sodium metabisulfite, 약어로 SMB)으로써 에칭된 샘플이 OM 하에서 특성화되면, 펄라이트가 진한 점으로 관측되고, PF가 색조를 띤 회색 영역으로 관측되며 새로이 생성된 마르텐사이트가 옅은 갈색 영역으로 관측된다. 3% 나이탈 용액으로 에칭된 샘플이 SEM으로 특성화되면, PF가 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 더 부드러운 표면을 가지는 갈색으로 관측되고, 펄라이트가 시멘타이트와 페라이트 모두를 포함하는 층을 이루는 미세구조로 관측된다. 나머지 미세구조는 회색 영역으로 관측되며, 판 또는 라스와 같은 페라이트 하부 구조의 특성을 나타내며, 내부에 RA가 입자 내에 흰색 또는 희미한 회색 영역으로 분산되며 탄화물은 식별되지 않는다. 이 미세 구조 그룹은 베이나이트 페라이트 유사 미세구조로 불린다. 이는 HBF, LBF, AF, 및 PM을 포함할 수 있다. 이 미세구조들은 형태가 유사하기 때문에 OM 및 SEM으로 명확히 구별될 수 없다.

본 발명에서, 베이나이트 페라이트 같은 미세구조는 후방 산란 전자 회절(Electron Back Scatter Diffraction: EBSD)을 사용하여 두 개의 서로 다른 그룹으로 더 구분된다. 첫 번째 그룹은 PM과 LBF로 구성되며 두 번째 그룹은 AF와 HBF로 구성된다. 측정된 EBSD 데이터로부터, Fe(a)로부터 Fe(γ) 구획을 생성함으로써 잔류 오스테나이트가 먼저 다른 미세구조들로부터 구분될 수 있다. 새로이 생성된 마르텐사이트(M)는 Fe(a)를 높은 평균 이미지 품질(IQ)을 가지는 구획과 낮은 평균 IQ를 가지는 구획으로 나눔으로써 다시 베이나이트 페라이트 유사 미세구조로부터 분리된다. 낮은 IQ 구획은 마르텐사이트로 분류되며 높은 IQ 구획은 베이나이트 페라이트 유사 미세구조로 분류된다. 두 그룹의 유형을 구분하는 방법은 도 1을 참조하여 이하에서 설명된다. 베이나이트 페라이트(높은 IQ 구획)에서, 인접한 구조들 간에 경사각에 있어 15°보다 낮지 않은 방향에서 차이를 가지는 영역들이 식별된다. 영역은 동일한 결정 방향을 가지는 것으로 간주되며 본 발명에서의 베이나이트 판으로 정의된다. 이렇게 탐지된 베이나이트 판에 대해, 베이나이트 판과 동일한 면적을 가지는 원의 직경이 결정된다. 이렇게 베이나이트 판과 동등한 원의 직경은 3000의 확대 비율을 가지는 EBSD 분석의 사진을 사용하여 결정된다. 타원을 베이나이트 판에 합치시킴으로써, 종횡비(이차 축의 길이를 일차 축의 길이로 나눈 값으로 정의) 또한 결정된다. 마찬가지로, 측정된 영역 내(약 100 x 100 pm) 모든 베이나이트 판들에 동등한 원의 직경 및 모든 베이나이트 판들에 동등한 타원의 종횡비들이 측정되고 그 평균 값들이 본 발명의 베이나이트 판의 평균 입자 크기와 베이나이트 판의 평균 종횡비로 정의된다.

본 발명의 발명자들은 오스템퍼링 온도가 베이나이트 페라이트의 미세구조에 미치는 영향을 체계적으로 연구하였다. 오스템퍼링 온도 범위는 Ms - 200에서 Bs까지이다. 베이나이트 판의 평균 크기와 평균 종횡비는 오스템퍼링 온도가 증가함에 따라 증가하는 것으로 알려져 있다. 특히, 베이나이트 판의 종횡비는 Bn 미만인 440℃ 미만 및 Bn을 초과하는 460℃ 초과에서 오스템퍼링(austemper)된 본 발명에 따른 방법에서 사용된 강 조성의 샘플 사이에서 급격한 변화를 가지는 것으로 알려져 있다. 따라서, 종횡비의 임계 평균 값 0.35가 베이나이트 페라이트 같은 미세구조를 두 개의 그룹으로 나누기 위해 정의된다. LBF와 PM으로 구성된 그룹은 0.35 이하의 종횡비를 가지며 HBF와 AF로 구성된 그룹은 0.35를 초과하는 종횡비를 가진다.

베이나이트 판의 형태학적 특성 및 크기에서의 차이와 더불어, HBF, AF 그룹 및 LBF, PM 그룹 사이의 복잡한 결정학적 판들 간의 방위차 관계들 또한 다르다. 본 발명에 따른 강에서의 방위차 각도 분포가 도 2에 도시되어 있다. 60°에서의 피크는 인접한 입자들 사이의 방위차와 일치하고, Kurdjumov-Sachs(KS/KS) 관계를 나타내며, 이는 축-각도 관계 60°<111> 및 60°<110>에 의해 야기되며 마르텐사이트에 상응한다. 53°- 54°에서의 피크는 Nishiyama-Wassermann 및 Kurdjumov-Sachs (NW/KS) 관계에 따라 상 변환에 의해 얻어진 입자들 사이의 방위차로 인한 것이다. 선행 기술에 따르면(A.-F. Gourgues, H. M. Flower, 및 T. C. Lindley, Materials Science and Technology, 2000년 1월, Vol. 16, p. 26-40 참조), 침상 페라이트 및 상위 베이나이트는 부모 오스테나이트 상과 Nishiyama-Wassermann 관계로 성장하며, 반면에 하위 베이나이트 및 마르텐사이트는 부모 상과 Kurdjumov-Sachs 관계를 가지는 고도로 복잡한 패킷들로 이루어진다. 이러한 결과들로써 유추하여, 53 - 54°에서의 피크는 HBF와 AF의 형성에 해당하며, 60°에서의 피크는 LBF와 PM의 형성에 해당하는 것으로 가정하였다. 53 - 54°에서의 피크는 더 뚜렷하게 구분되며 피크의 높이는 오스템퍼링 온도가 증가함에 따라 증가하지만 60°에서의 피크의 높이는 감소한다. 본 발명에서, HBF, AF 그룹 및 LBF, PM 그룹의 상대적인 양은 두 피크의 높이의 비율로써 결정할 수 있다.

잔류 오스테나이트 중 일부가 아주 작은 양으로 베이나이트판들 사이에서 필름으로 분산되고 EBSD로 탐지할 수 없기 때문에, EBSD에 의해 결정되는 잔류 오스테나이트의 분율은 언제나 실제 값보다 작다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 함량을 측정하기 위한 종래의 기술로서 X 선 산란(XRD)에 기반한 강도 측정 방법을 채택할 수 있다. 오스테나이트의 부피 분율은 강 스트립의 ¼ 두께에서 결정된다. 시멘타이트의 양 또한 이러한 XRD 분석으로부터 측정된다. 상기 강 스트립에서 준비된 샘플은 기계적, 화학적으로 다듬어 지며 이후 fcc 철의 각각의 (200) 평면, (220) 평면, 및 (31 1) 평면의 통합 강도(integral intensity) 및 bcc 철의 (200) 평면, (21 1) 평면, 및 (220) 평면의 통합 강도를 Co-Ka를 사용하는 X 선 회절계로 측정함으로써 분석된다. 잔류 오스테나이트(RA)의 양과 잔류 오스테나이트 내의 격자 파라미터는 리트펠트(Rietveld) 분석을 사용하여 결정된다. 잔류 오스테나이트 내 C 함량은 다음 식을 사용하여 계산된다:

C(중량%) = (a [Å] - 3.572 - 0.0012 Mn% + 0.00157 Si% - 0.0056 Al%)/0.033

여기서 a는 옹스트롱 단위의 잔류 오스테나이트의 격자 파라미터이다.

기계적 성질

상기 미세구조 및 조성을 가지고 본 발명에 따라 열처리된 냉간압연 강 스트립은 다음과 같은 특성을 가진다:

항복 강도(YS)는 적어도 500 MPa; 및/또는

인장 강도(TS)는 적어도 850 MPa; 및/또는

총 연신율(TE)은 적어도 14%; 및/또는

바람직하게는 냉간압연되고 열처리된 스트립은 이러한 특성을 모두 보유한다.

방법 단계들

본 발명의 방법에 따르면 위에서 설명한 조성을 가지는 냉간압연 강 스트립은 미세구조 및 특성을 얻기 위해 열처리된다. 냉간압연을 통해 얻은 냉간압연 강 스트립은 연속적인 어닐링 라인에서와 같이 열처리를 겪게 된다. 이 과정의 일반적인 설계가 도 3에 다이어그램으로 도시되어 있다. 상기 냉간압연 강 스트립은, 예를 들어 적어도 0.5℃/s의 가열 속도를 사용하여, 온도(Ac3 - 60)를 초과하여, 바람직하게는 (Ac3 - 60) - (Ac3 + 20)의 온도 범위로, 일반적으로는 사전 결정된 오스테나이징 온도 T2로 가열되고, 이 온도 범위 내에서 시간(t2) 동안 유지된 후(단계 a), 조절된 냉각속도로 일반적으로 두 단계의 냉각을 사용하여, Ms 미만, 일반적으로 Ms - (Ms - 200) 범위의 온도(T4)까지 냉각된다(단계 b). 그런 다음, 강 스트립이 가열되며(단계 c), 이것은 선택적으로 Ms 미만에서, 일반적으로 T4 - Ms 범위에서, Ms 초과까지 열처리를 포함하고 후속적으로 시간 t5 동안 오스템퍼링을 위해 Ms - Bs 범위에서, 일반적으로 T4 내지 Bn 범위의 온도 T5에서 처리된다(단계 d). 선택적으로, 상기 강 스트립은 그 다음 시간(t6) 동안 Bn 내지 Bs의 범위 내의 온도(T6)로 가열되며, 이 온도는 용융 아연도금 처리가 가능한 온도일 수 있다. 마지막으로, 상기 강 스트립은 실온으로 냉각된다(단계 e). 각 단계에서의 공정 파라미터들과 기능들을 이하에서 설명하기로 한다.

이 방법의 첫 번째 단계에서 냉간압연 강이, 적어도 부분적으로 오스테나이트의 미세구조를 성취하기 위해, 1 - 150초의 침지 시간(t2) 동안 (Ac3 - 60) - (Ac3 + 20)의 온도 범위와 같은 (Ac3 - 60)을 초과하여 침지된다. 본 발명에 따라 열처리된 강 스트립은, 소정 양의 페라이트뿐만 아니라, 고온 오스테나이트로부터 변환되는 베이나이트 페라이트 및 잔류 오스테나이트와 같은 저온 변환된 상들의 필요한 양을 가질 필요가 있기 때문에, (Ac3 - 60)을 초과하는 온도에서 어닐링이 필요하다. T2가 (Ac3 + 20)보다 높거나 t2가 200초를 초과하는 경우, 오스테나이트 입자들이 성장할 것이며, 이는 잔류 오스테나이트의 크기와 분포에 영향을 미치게 되고 또한 나중 과시효 과정에서 베이나이트 변환 동태를 늦추게 된다. 이러한 불완전한 베이나이트 변환의 결과로서 최종 냉각 중에 과도한 양의 새로운 마르텐사이트가 형성되어, 강도는 더 높아지지만 연성과 성형성이 낮아질 수 있다. 더구나, 더 큰 입자 크기를 가지는 균일한 오스테나이트 구조는 이어지는 냉각 구간에서 PF 및 AF의 형성을 억제하여, 가용한 생산 라인 내 현재의 냉각 스케줄에서 충분하지 않은 양의 페라이트가 얻어지고, 강 스트립이 충분하지 않은 연신율을 갖게 할 수 있다. 오스테나이트의 균일성이 냉각 구간에서 PF 및 AF의 형성에 큰 영향을 미치는 것으로 관측되었다. T2가 (Ac3 - 60)보다 낮으면, PF가 50%를 초과하여 과량으로 형성되어 강 스트립이 부족한 강도를 얻을 수 있다. 한편, 형성되는 오스테나이트의 양이 LBF + PM 및 잔류 오스테나이트를 형성하기에 충분하지 않을 수 있다. 따라서, 어닐링 온도는 (Ac3 - 60)보다 높을 필요가 있지만, 유리하게는 (Ac3 + 20)을 초과하지 않아야 하며, 바람직하게는 (Ac3 - 50) 내지 (Ac3 + 10) 범위 내이다. t2가 150초보다 길면, 오스테나이트와 페라이트의 입자 크기가 더 커져 연신율이 더 낮아진다. 어닐링 시간(t2)이 1초보다 짧으면, 오스테나이트로의 역변환이 충분히 진행되지 않거나 강 스트립 내의 탄화물이 충분히 용해되지 않을 수 있다. 따라서, 어닐링 시간(t2)은 1초 내지 150초, 예를 들어 10초 내지 120초, 바람직하게는 1 내지 100초이다.

이후의 냉각 단계에서, 상기 적어도 부분적으로 오스테나이트 스트립은 Ms 미만, 일반적으로 Ms - (Ms - 200) 범위의 온도(T4)까지 냉각된다. 이러한 냉각의 목적은 페라이트와 분할된 마르텐사이트의 양을 조절하고 펄라이트의 형성을 방지하는 것이다.

본 발명의 일 실시예에서, 이렇게 처리된 강 스트립은 펄라이트의 형성을 방지하기 위해 적어도 15℃/s의 냉각속도로 온도(T4)까지 직접 냉각된다. 이 냉각속도가 너무 낮으면, 페라이트가 과도한 양으로 형성되거나 심지어 펄라이트가 형성될 수 있다. 바람직하게는, V4는 20℃/s보다 높다. 상기 냉각 속도의 상한은 냉각 정지 시 강 스트립에 온도 변화가 발생하지 않는 한 특별히 제한되지 않는다. 냉각 속도는 강 스트립의 온도 불균일성을 줄이기 위해 표준 설비에서 바람직하게는 100℃/s 이하이다. 대부분의 가용 설비에서 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과할 때, 길이 방향과 스트립 폭 방향 모두에서 미세 구조의 상당히 큰 변화가 발생할 수 있다. 따라서, 적절한 냉각 속도(V4)는 15 내지 80℃/s, 바람직하게는 20 내지 70℃/s의 범위이다.

본 발명의 다른 실시예에서, 이러한 냉각은 페라이트의 양을 조절하고 스트립 온도를 균일하게 하기 위해 두 단계의 냉각으로 실현될 수 있다. 이는 현재 사용되는 것과 같은 연결된 두 개의 냉각 구간을 가지는 대부분의 연속적인 어닐링 라인 또는 용융 아연 도금 라인에 알맞다. 상기 강 스트립은 먼저 일반적으로 2 - 15℃/s, 바람직하게는 3 - 10℃/s와 같은 적어도 1℃/s의 냉각속도(V3)에서 800 - 500℃(느린 냉각 구간이라 한다)의 범위, 바람직하게는 750 - 550℃의 범위의 T3의 온도로 냉각된다. 그 이후에, 상기 강 스트립은, 일반적으로 15 - 100℃/s, 바람직하게는 20 - 70℃/s와 같은 적어도 15℃/s의 냉각속도(V4)로 온도(T4)까지 더 냉각된다(빠른 냉각 구간이라 한다). 연속적인 어닐링 라인 내 각 구간에서의 길이가 고정되어 있기 때문에, 주어진 라인 속도에 대한 냉각속도 V3 및 V4는 T3 온도를 조절하여 제어할 수 있다. T3이 높아질수록, V3는 낮아지고 V4는 높아진다. 이러한 냉각 동안 느린 냉각 구간에서 일부 PF가 형성될 수 있으며, 빠른 냉각 구간에서 일부 AF가 형성될 수 있다. 고정된 라인 속도에 대해, 냉각 구간에서 형성되는 PF의 양은 주로 T3에 따라 달라지며 AF의 양은 주로 V4에 따라 달라진다. 따라서 T3은 페라이트의 양을 조절하고 펄라이트의 형성을 방지하기 위해 적절한 범위 내에서 선택된다. T3가 예를 들어 500℃ 미만으로 너무 낮으면, 느린 냉각 구간에서 PF가 과도한 양으로 형성되고 AF 또한 빠른 냉각 구간에서 과도한 양으로 형성되거나, 또한 결과적인 V4가 15℃/s 미만인 경우, 펄라이트까지도 형성될 수 있다. T3가 예를 들어 800℃ 이상으로 너무 높으면, PF가 충분하지 않게 형성되고 결과적인 V4가 너무 높으면 더 적은 AF가 형성된다. 따라서, T3는 800 내지 500℃의 범위, 바람직하게는 750 내지 550℃/s의 범위 내에 있다.

위에서 언급한 바와 같이 PF는 침지 단계 a) 및 단계 b)의 느린 냉각 구간에서 얻을 수 있는 반면, AF는 기존 설계된 어닐링 라인 또는 아연 도금 라인에서 단계 b)의 빠른 냉각 구간에서 얻을 수 있다. 침지 온도(T2)와 느린 냉각 구간과 빠른 냉각 구간 사이의 중간 온도(T3)를 이용하여 페라이트의 양을 조절할 수 있다. 더 높은 T2가 사용되면 침지 동안 더 적은 양의 PF가 생성되고 더 낮은 T3을 선택하여 느린 냉각 구간에서 더 많은 PF를 얻고 빠른 냉각 구간에서 더 많은 AF를 얻을 수 있다. 더 낮은 T2가 사용되면 침지 동안 충분한 양의 PF가 생성되고, 그 다음 더 높은 T3를 선택하여 느린 냉각 구간에서 형성되는 PF의 양과 빠른 냉각 구간에서 형성되는 AF의 양을 제한한다.

Ms 미만, 바람직하게는 Ms - (Ms - 200) 범위의 온도(T4)로 냉각한 후, 일정량의 마르텐사이트가 얻어진다. T4가 낮을수록 마르텐사이트가 더 많이 형성된다. 다음 분할 공정에서 베이나이트 변환 동태를 효과적으로 가속화하기 위해, T4는 강 조성에 따라 조정된다. 더 많은 양의 합금 원소를 포함하는 강의 경우, 더 낮은 T4가 적용된다. T4가 너무 높으면 불충분한 양의 PM이 형성된다. 변환되지 않은 오스테나이트의 베이나이트 변환은 과시효(분할) 단계에서 완료될 수 없으며 주변 온도로의 다음 냉각 공정에서 너무 많은 새로운 마르텐사이트가 형성될 수 있다. T4가 너무 낮으면 PM이 너무 많이 형성되고 잔류 오스테나이트의 양이 감소한다. 따라서, T4는 바람직하게는 Ms-(Ms-200), 보다 바람직하게는 (Ms-50)-(Ms-150)의 범위이다. PM의 양은 T4 온도에만 의존하므로, 베이나이트 변환을 위한 과시효 구간에서 전체 가용 시간의 나머지 부분을 활용할 수 있도록 하기 위해 강 스트립이 Ms - Bs 범위의 분할 온도까지 최대한 빨리 가열된다. 실제로, 생산 라인의 가열 용량에 따라 그리고 강 스트립의 온도의 균질화를 촉진하기 위해, 임의의 선택적인 유지 시간을 포함하는 단계 c)의 총 지속 시간(t4)은 바람직하게는 10초 미만, 더욱 바람직하게는 5초 미만이다. 선택적으로 가열 단계 c)는 Ms 미만의 온도 범위, 예를 들어 Ms - (Ms - 200) 범위, 예를 들어 (Ms - 50) - (Ms - 150)의 온도 범위에서 간단한 열처리를 포함할 수 있다.

후속 열처리 단계 d)에서 상기 냉각된 스트립은 30 내지 120초 범위의 시간(t5) 동안 Ms 초과 Bs 미만, 바람직하게는 Bn 미만의 온도(T5)에서 열처리된다. 이 범위의 온도(T5)로 가열 및 열처리함으로써, 상기 변환되지 않은 오스테나이트는 하위 베이나이트 페라이트(LBF)로 변환되고 이전에 형성된 마르텐사이트에서 탄소 분할이 발생한다. T5가 너무 낮으면 베이나이트 변환이 너무 느리고, 과시효 동안 베이나이트 변환이 불충분하고 과시효 후 냉각 중에 새로운 마르텐사이트가 과도하게 형성될 수 있으며, 이는 강도는 증가하지만 필요한 연신율을 제공하지 못한다. 한편, 탄소 분할은 잔류 오스테나이트를 안정화시키기에 불충분할 수 있다. T5가 너무 높으면 과시효 구간에서 너무 많은 HBF가 과시효 구간에서 얻어지며 이는 필요한 강도를 제공할 수 없다. T5의 바람직한 범위는 빠른 베이나이트 변환 동태를 달성하기 위해 (Bn - 50) 내지 Bn이다. 열처리 시간(t5)이 30초 미만이면, 베이나이트 변환이 불완전하고 또한 마르텐사이트와 베이나이트에서의 탄소 분할이 충분하지 않다. t5가 120초를 초과하면, 탄화물이 형성되기 시작하여 잔류 오스테나이트에서 탄소 함량을 감소시킬 위험이 있다. t5의 최대 시간은 특히 생산 라인의 주어진 속도에서 총 가용 시간에 의해 제한된다. 바람직하게는, t5는 40 내지 100초 범위이다.

과시효 동안 베이나이트 변환에 의해 발생된 잠열에 의해 강 스트립의 온도가 상승할 수 있으므로, 강 스트립이 Bn보다 높은 온도에 도달하면 소량의 고온 베이나이트 페라이트가 형성될 것이다.

이후에 이렇게 열처리된 스트립은 생산 라인 용량에 따라 주변 온도로 냉각되며, 그동안 일부 새로운 마르텐사이트가 형성될 수 있다. 강 스트립은 다시 적어도 1℃/s, 바람직하게는 적어도 5℃/s의 냉각속도(V7)로 300℃ 미만으로 더 냉각되며, 이후 주변 온도로 더욱 냉각된다. 주변 온도로의 냉각은 강제적인 냉각이거나 제어되지 않는 자연적인 냉각일 수 있다. 실제적인 실시예에서 상기 열처리된 강 스트립은 5.0 - 10.0℃/s 범위의 냉각속도(V7)에서 (Ms - 50) - Mf 범위 내의 온도(T7)로 냉각된다. T7에서 주변 온도로의 추가적인 냉각은 바람직하게는 5.0 - 20.0℃/s, 더 바람직하게는 6.0 - 15.0℃/s의 냉각속도(V8)에서 수행된다.

일 실시예에서 상기 침지 단계는, 미세한 입자 크기를 가지는 부분적으로 오스테나이트 냉간 압연 스트립이 얻어지는 것을 보장하기 위해, (Ac3 - 50) - (Ac3 + 10)의 임계간 어닐링 온도 범위에서, 바람직하게는 1 - 100초의 침지 시간(t2) 동안 수행된다. 침지 온도에서 형성되는 PF의 분율은 유리하게는 40% 미만이다.

유리하게는, 상기 가열 단계는, 침지 단계 이전에, 냉간압연 스트립을 680 - 740℃의 범위, 바람직하게는 700 - 720℃의 범위 내의 온도(T1)까지 10.0 - 30.0℃/s, 바람직하게는 15.0 - 25.0℃/s의 가열 속도(V1)로 가열하는 것; 및 상기 냉간압연 스트립을 온도 T1에서 침지 온도 범위까지 0.5 - 4.0℃/s, 바람직하게는 1.0 - 3.0℃/s의 가열 속도(V2)로 추가 가열하는 것을 포함하는 두 개의 하위 단계로 수행된다. T1에서 침지 온도(T2)까지의 느린 가열 동안, 오스테나이트 변환 중 탄화물 및 페라이트의 용해와 함께 페라이트에서 회복과 재결정이 일어난다. T1 및 V2는 이러한 과정들의 진전에 영향을 미치며, 이들은 오스테나이트 입자 크기와 오스테나이트 상 내 합금 원소들의 분포의 균일성에 영향을 준다. 유리하게는 상기 침지 시간(t2)은, 모든 탄화물의 용해와 거친 오스테나이트의 입자 크기의 회피를 보장하기 위해 가열 속도 V2에 따라 조절된다.

일 실시예에서 본 발명에 따른 방법은 열처리 단계 d)와 냉각 단계 e) 사이에 추가적인 열처리 단계를 포함하며, 여기서 단계 d)의 결과로 얻은 강 스트립은, 통상적으로 고정된 온도(T6)에서, Bs - Bn 범위에서, 바람직하게는 (Bs - 50) - Bn의 범위에서 추가적인 열처리를 받는다. 상기 추가적인 처리 시간(t6)은 유리하게는 5 - 30초이고, 바람직하게는 10 - 20초이다. 이러한 추가적인 열처리는 베이나이트 변환을 완수하기 위해 남아 있는 오스테나이트로부터 고온 베이나이트 페라이트를 형성함으로써 베이나이트 페라이트를 증가시키며 따라서 이후의 냉각 구간에서 형성되는 마르텐사이트의 양을 더욱 감소시켜, 강도 및 연성 특성을 개선할 수 있게 해 준다. 탄소 또한 잔류 오스테나이트로 더욱 구획되어 이를 더욱 안정하게 한다. 이러한 열처리가 과시효 구간에서 따라서 주어진 총 지속시간 동안 가해지면, 사용 가능한 지속시간을 충족시키기 위해 시간(t5)가 더욱 감소하며, 예를 들어 t4 + t5 + t6의 합이 30 - 120초의 범위 내에 있다.

바람직한 실시예에서 이러한 추가적인 열처리는 통합된 용융 아연 도금 처리를 포함하며, 단계 c)로부터 얻은 강 스트립에 Zn 또는 Zn 합금 기반 코팅이 수행된다.

본 발명에 따라 열처리된 강 스트립에는 코팅, 유리하게는 아연 코팅 또는 아연 합금 기반 코팅이 제공될 수 있다. 유리하게는 상기 아연 합금 기반 코팅은 아연 도금되거나 아연으로 어닐링된 코팅이다. 상기 Zn 기반 코팅은 Al을 합금 원소로 포함하는 Zn 합금을 포함할 수 있다. 바람직한 아연 조(zinc bath) 조성은 0.10- 0.35% Al을 포함하며, 나머지는 아연 및 기타 불가피한 불순물일 수 있다. Mg와 Al을 주된 합금 원소로 포함하는 또 다른 바람직한 아연 조는 다음과 같은 조성을 가진다: 0.5 - 3.8% Al, 0.5 - 3.0% Mg, 선택적으로 최대 0.2%의 하나 이상의 추가 원소; 여기서 나머지는 아연 및 불가피한 불순물이다. 이러한 추가적인 원소의 예에는 Pb, Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr 및 Bi이 포함된다.

Zn 또는 Zn 합금의 보호용 코팅과 같은 코팅이 별도의 단계에서 적용될 수 있다. 바람직하게는 용융 아연 도금 단계가 상기 설명한 본 발명에 따른 방법에 통합된다.

선택적으로 의도된 사용으로부터 발생하는 특정한 요건에 따라 특성을 미세 조절하고 표면 외관과 거칠기를 변화시키기 위해 본 발명에 따라 어닐링되고 아연 코팅된 스트립에 대해 조질 압연(temper rolling) 처리가 수행될 수 있다.

이러한 냉간압연 강 스트립은 일반적으로 다음과 같은 일반적인 공정으로 제조된다. 위에서 설명한 강 조성이 준비되어 평판으로 주조된다. 이 주조 평판은 1100 - 1300℃의 범위의 온도에서 재가열한 이후에 열간압연을 사용하여 처리된다. 일반적으로 평판의 열간압연은 추가적인 냉간압연을 위해 적절한 수치를 찾기 위해 5 내지 7개의 스탠드 내에서 수행된다. 일반적으로 마무리 압연이 800℃보다 높은 온도, 유리하게는 850℃ 이상의 온도에서 완전한 오스테나이트의 조건에서 수행된다. 열간압연 단계로부터 이렇게 얻은 스트립은, 예를 들어 일반적으로 700℃ 이하의 코일화 온도에서 냉각될 수 있다. 열간압연 스트립은 산세(pickle)되고 적절한 게이지를 가지는 냉간압연 강 스트립을 얻기 위해 냉간압연 된다. 냉간압연 수축은 바람직하게는 일반적으로 30 내지 80%의 범위 내에 있다. 냉간압연 중에 압연 압력을 줄이기 위해, 코일화된 스트립 또는 반 냉각 압연 스트립에 핫 배치(hot batch) 어닐링을 가할 수 있다. 이러한 배치 어닐링 온도는 500 - 700℃의 범위 내에 있어야 한다.

얇은 평판 주조, 스트립 주조 또는 이와 유사한 것이 적용될 수 있다. 이 경우에 제조 방법에서 열간압연 공정의 적어도 일부를 생략하는 것이 허용될 수 있다.

본 발명은 또한 상기 개략적으로 설명한 조성 및 미세구조를 가지는 열처리된 냉간압연 강 스트립에 관한 것이다.

본 발명은 또한 본 발명에 따라 냉간압연 및 열처리된 스트립으로부터 생산된 구조적, 공학적 또는 자동차용 구성 요소와 같은 품목과도 관련된다.

예

표 1에 보인 조성을 가지는 강을 진공 유도를 사용하여 200 mm x 110 mm x 110 mm인 25kg 잉곳으로 주조하였다. 다음 공정 스케줄을 사용하여 1 mm 두께의 냉간압연 스트립을 제작하였다:

잉곳을 1225℃에서 2 시간 동안 다시 가열;

잉곳을 140 mm에서 35 mm까지 거친 압연 수행;

상기 거친 압연된 잉곳을 1200℃에서 30분간 다시 가열;

35 mm에서 4 mm까지 6회에 걸쳐 열간압연 수행;

런-아웃-테이블(Run-out-table) 냉각: 마무리 압연 온도(finish rolling temperature: FRT) (약 850 내지 900℃)에서 600℃까지 40℃/s의 속도로 냉각;

노(Furnace) 냉각: 스트립을 600℃에서 사전 가열된 노로 이송하여 상온으로 냉각시켜 냉각 공정을 시뮬레이션;

산세(Pickling): 열간압연된 스트립을 85℃에서 HCI로 산세하여 산화막을 제거.

냉간압연: 상기 열간압연된 스트립을 1 mm 스트립으로 냉간압연 수행;

본 발명에 따른 열처리: 적절한 크기로 냉간압연된 시트를 사용하여 연속적인 어닐링 시뮬레이터(continuous annealing simulator: CASIM)를 사용하여 어닐링 공정을 시뮬레이션.

미세구조 관측, 인장 시험 및 홀 확장 테스트를 위한 샘플들을 위와 같이 처리된 시트로부터 기계로 준비하였다.

10 mm x 5 mm x 1 mm 치수(압연 방향을 따른 길이)의 냉간압연된 샘플 상에서 팽창 측정법(Dilatometry)을 수행하였다. Bahr 팽창계 타입 DIL 805 상에서 팽창 측정 테스트를 수행하였다. 모든 측정은 SEP 1680에 따라 수행되었다. 급냉 팽창 측정 곡선으로부터 임계 상 변환 지점 Ac3, Ms 및 Mf를 결정하였다. 사용 가능한 소프트웨어 JmatPro 10을 사용하여 Bs 및 Bn을 예측하였다. 서로 다른 공정 파라미터에 대한 어닐링 중의 상 분율들을 어닐링 사이클을 시뮬레이션하는 팽창 측정 곡선으로부터 결정하였다. 상용으로 구입 가능한 이미지 처리 프로그램을 사용하여 광학 현미경(OM) 및 주사 전자 현미경(SEM)에 의해 미세구조를 결정하였다. 강 스트립의 압연 및 수직 방향의 단면에서 미세구조를 ¼ 두께에서 관측하였다. EBSD 측정을 위해 사용된 전자 주사 현미경(Scanning Electron Microscope: SEM)은 Field Emission Gun (FEG-SEM) 및 EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD 시스템이 장착된 Zeiss Ultra 55 기기였다. 상기 EBSD 스캔을 TexSEM Laboratories(TSL) 소프트웨어 OIM(Orientation Imaging Microscopy) Data Collection을 사용하여 캡처하였다. 상기 EBSD 스캔을 TSL OIM 분석 소프트웨어로써 평가하였다. 상기 EBSD 스캔 영역은 0.1 pm의 단계 크기와, 초당 약 80 프레임의 스캔 비율로써 모든 경우에 100 x 100 pm였다.

잔류 오스테나이트를 D8 Discover GADDS(Bruker AXS) 상에서 DIN EN 13925에 따라 XRD에 의해 Co-Ka방사로써 결정하였다. 리트벨트 분석으로써 상 비율의 정량적 결정을 수행하였다.

인장 시험 - JIS5 테스트 조각(게이지 길이 = 50 mm; 폭 = 25 mm)을 방향이 압연 방향에 평행하도록 어닐링된 스트립으로부터 기계로 획득하였다. 인장 특성(항복 강도 YS(MPa), 궁극 인장 강도 UTS(MPa), 총 연신율 TE(%))를 결정하기 위해 Schenk TREBEL 테스트 기기 내에서 NEN-EN10002-1 :2001 표준에 따라 실온 인장 시험을 수행하였다. 각각의 조건에 대해, 세 번의 인장 시험을 수행하였으며 기계적 특성의 평균 값을 보고하였다.

공정 파라미터들이 도 3의 표시를 사용하여 표 2에 제시되었다. CASIM 시험에서, 강 스트립이 냉각속도(V4)로 T4까지 냉각된 다음 5초 내에 T5까지 가열된다. 결과적인 미세구조 및 인장 특성이 표3에 제시되어 있다. 발명된 모든 강 조성은 특정 처리 파라미터에서 미세구조 및 인장 특성에 대한 요구사항에 도달한다. 0.5% Cr을 포함하는 강 A79는 T4가 Ms를 초과할 때 필요한 연신율을 달성할 수 없으며 이는 베이나이트 변환이 충분하지 않기 때문이다(예 13 및 14). 그러나 T4가 Ms 미만인 경우, 일정량의 PM이 형성되어 베이나이트 변환이 완료되고 강 스트립이 요구되는 특성을 얻을 수 있다(예 11 및 12).

[표 1]

[표 2]

[표 3]

Claims

냉간압연 강 스트립을 열처리하는 방법으로서, 상기 방법은:
a) 냉간압연 강 스트립을 1 - 150초의 침지 시간(soaking time)(t2) 동안 (Ac3 - 60)를 초과하여 침지하고, 이에 의해 부분적으로 또는 전체적으로 오스테나이트의 미세구조를 갖는 냉간압연 강 스트립을 얻는 단계;
b) 단계 a)에서 얻은 침지된 강 스트립을 Ms - (Ms - 200)의 범위의 온도(T4)까지 냉각하는 단계;
c) 단계 b)에서 얻은 냉각된 강 스트립을 Bs - Ms의 온도 범위까지 가열하는 단계;
d) 상기 가열된 강 스트립을 Bs - Ms의 온도 범위에서 30 - 120초의 시간(t5) 동안 열처리하는 단계;
e) 상기 열처리된 강 스트립을 주변 온도까지 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 방법에 의해 상기 강 스트립은:
다각형 페라이트(PF) + 침상 페라이트(AF) + 상위 베이나이트 페라이트(HBF): 20 - 55;
하위 베이나이트 페라이트(LBF) + 분할된 마르텐사이트(PM): 25 - 70;
잔류 오스테나이트(RA): 5 - 20;
마르텐사이트(M): 0 - 150;
를 포함하는 미세구조(부피% 단위)를 가지며
여기서 다각형 페라이트(PF): 0 - 50이고,
여기서 상기 강 스트립은 하기를 포함하는 조성(질량% 단위)을 가지는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법:
C: 0.15 - 0.35;
Mn: 1.50 - 4.00;
Si: 0.50 - 2.00;
Al: 0.01 - 1.50;
P: 0.050 미만;
S: 0.020 미만;
N: 0.0080 미만;
여기서 (Si + Al)의 합은 0.60보다 크거나 같고;
선택적으로 하기로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하고:
0 < Cr ≤ 1.00;
0 < Cu ≤ 0.20;
0 < Ni ≤ 0.50;
0 < Mo ≤ 0.50;
0 < Nb ≤ 0.10;
0 < V ≤ 0.10;
0 < Ti ≤ 0.10;
0 < B ≤ 0.0030;
0 < Ca ≤ 0.0050;
0 < REM ≤ 0.0100, 여기서 REM은 하나 이상의 희귀 토금속임;
나머지는 철 및 불가피한 불순물.
제1항에 있어서,
단계 c)는 Ms - (Ms - 200)의 온도 범위, 바람직하게는 (Ms - 50) - (Ms - 150)의 온도 범위의 온도(T4)에서 단계 b)에서 얻은 강 스트립을 열처리하는 것을 포함하며, 바람직하게는 단계 c)의 총 지속 시간(t4)은 1 - 10초위 범위, 바람직하게는 1 - 5초의 범위인, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항에 또는 제2항에 있어서,
단계 a)는 (Ac3 - 60) - (Ac3 + 20)의 온도 범위, 바람직하게는 (Ac3 - 50) - (Ac3 + 10)의 온도 범위에서, 바람직하게는 1 - 100초의 침지 시간(t2) 동안 냉간압연 강 스트립을 침지하는 것을 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 b)는 단계 a)에서 얻은 침지된 강 스트립을 펄라이트 형성을 회피하는데 충분한 냉각 속도로 온도(T4)까지 냉각하는 것을 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 b)는 단계 a)에서 얻은 침지된 강 스트립을 800 - 500℃의 범위, 바람직하게는 750 - 550℃의 범위의 온도(T3)까지, 적어도 1℃/s의 냉각속도(V3)로, 바람직하게는 2.0 - 15.0℃/s의 냉각속도(V3)로, 더 바람직하게는 3.0 - 10.0℃/s의 냉각속도(V3)로 냉각하는 하위 단계를 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 b)는 상기 침지된 강 스트립을 800 - 500℃의 범위, 바람직하게는 750 - 550℃의 범위의 온도(T3)에서 T4까지, 적어도 15℃/s의 냉각속도(V4)로, 바람직하게는 20.0 - 70.0℃/s의 냉각속도(V4)로 냉각하는 하위 단계를 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 a) 이전에, 냉간압연 스트립을 적어도 0.5℃/s의 가열 속도로 (Ac3 - 60)을 초과하는 온도까지 가열하는 단계를 더 포함하고, 바람직하게는 상기 냉간압연 스트립을 10.0 - 30.0℃/s의 가열 속도(V1)로, 바람직하게는 15.0 - 25.0℃/s의 가열 속도(V1)로 680 - 7400℃의 범위, 바람직하게는 700 - 720℃의 범위의 온도(T1)까지 가열하는 단계; 및 상기 냉간압연 스트립을 0.5 - 4.0℃/s의 가열 속도(V2)로, 바람직하게는 1.0 - 3.0℃/s의 가열 속도(V2)로, 상기 온도(T1)에서 (Ac3 - 60)을 초과하는 온도까지, 바람직하게는 (Ac3 - 60) - (Ac3 + 20), 더 바람직하게는 (Ac3 - 50) - (Ac3 + 10)의 온도 범위까지 추가로 가열하는 단계를 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 d)에서 열처리는 Bn - (Ms + 50)의 범위에서, 바람직하게는 40 - 100초의 시간(t5) 동안 수행되는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 c)에서 얻은 강 스트립을, Bs - Bn 범위에서, 바람직하게는 (Bs - 50) - Bn의 범위에서, 바람직하게는 5 - 30초의 시간(t6) 동안, 더 바람직하게는 10 - 20초의 기간(t6) 동안 열처리하는 추가 열처리 단계를 단계 d)와 단계 e) 사이에 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제9항에 있어서,
상기 추가 열처리 단계는 용융(hot-dip) 아연도금 처리를 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
열처리에 이어서, 상기 열처리된 강 스트립을 보호 코팅, 바람직하게는 Zn 또는 Zn 합금 코팅으로 코팅하는 코팅 단계를 더 포함하는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 미세구조는 부피% 단위로,
다각형 페라이트(PF) + 침상 페라이트(AF) + 상위 베이나이트 페라이트(HBF): 25 - 50;
하위 베이나이트 페라이트(LBF) + 분할된 마르텐사이트(PM): 35 - 65;
잔류 오스테나이트(RA): 7 - 15;
마르텐사이트 (M): 0 - 10;
를 포함하고,
여기서 다각형 페라이트(PF): 10 - 40이고,
및/또는
여기서 잔류 오스테나이트(RA) 내 C 함량은 0.90 중량% 이상, 바람직하게는 0.95 중량% 이상인, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법.
제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
결과적으로 얻어진 강 스트립은 다음의 특성들 중 하나 이상을 가지는, 냉간압연 강 스트립의 열처리 방법:
항복 강도(YS) ≥ 500 MPa; 및/또는
인장 강도(TS) ≥ 850 MPa; 및/또는
총 연신율(TE) ≥ 14%.
하기를 포함하는 조성(질량 백분율 단위)을 가지는 열처리된 냉간압연 강 스트립으로서:
C: 0.15 - 0.35;
Mn: 1.50 - 4.00;
Si: 0.50 - 2.00;
Al: 0.01 - 1.50;
P: 0.050 미만;
S: 0.020 미만;
N: 0.0080 미만;
여기서 (Si + Al)의 합은 0.60보다 크거나 같고;
선택적으로 하기로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하고:
0 < Cr ≤ 1.00;
0 < Cu ≤ 0.20;
0 < Ni ≤ 0.50;
0 < Mo ≤ 0.50;
0 < Nb ≤ 0.10;
0 < V ≤ 0.10;
0 < Ti ≤ 0.10;
0 < B ≤ 0.0030;
0 < Ca ≤ 0.0050;
0 < REM ≤ 0.0100, 여기서 REM은 하나 이상의 희귀 토금속이고;
나머지는 철 및 불가피한 불순물이며,
하기 미세구조(부피% 단위)를 가지며:
다각형 페라이트(PF) + 침상 페라이트(AF) + 상위 베이나이트 페라이트(HBF): 20 - 55;
하위 베이나이트 페라이트(LBF) + 분할된 마르텐사이트(PM): 25 - 70;
잔류 오스테나이트(RA): 5 - 20;
마르텐사이트(M): 0 - 15;
여기서 다각형 페라이트(polygonal ferrite: PF): 0 - 50인, 열처리된 냉간압연 강 스트립.
제14항에 있어서,
다음의 특성들 중 하나 이상을 가지는, 열처리된 냉간압연 강 스트립:
항복 강도(YS) ≥ 500 MPa; 및/또는
인장 강도(TS) ≥ 850 MPa; 및/또는
총 연신율(TE) ≥ 14%.