KR20230148167A - 높은 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 평탄 강 제품을 제조하는 방법 - Google Patents

높은 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 평탄 강 제품을 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 목적은 고강도 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 평탄 강 제품의 제조 방법을 제공하는 것이며, 따라서 강을 기반으로 고강도와 동시에 높은 국부 냉간 성형성 및 높은 경제성을 달성하는 것이다. 이는 적어도 760 MPa의 인장 강도(Rm), 적어도 0.8의 항복 강도비, 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 홀 확장율, 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 16%의 파단 시 연신율, 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율을 가지며, 미세구조는 50 부피% 초과의 베이나이트 및 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트와 같은 10 부피% 이하, 유리하게는 5 부피% 이하의 탄소가 풍부한 미세구조 성분으로 구성되며, 나머지는 페라이트인 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품에 의해 달성되며, 강 다음의 화학적 조성을 가지며(중량%로): C: 0.04 내지 0.08; Si: 0.1 내지 0.6; Mn: 1.0 내지 2.0; P: 최대 0.06; S: 최대 0.01; N: 최대 0.012; Al: 0.06 이하; Ti: 0.18 이하 및/또는 Nb: 0.08 이하; Mo: 0.35 이하; Ti+NB는 0.06 초과이며, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 다음의 화학식에 따라 존재하며: 1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96), 나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이다.

Description

높은 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 평탄 강 제품을 제조하는 방법
본 발명은 높은 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 이러한 평탄 강 제품을 제조하는 방법에 관한 것이다.
본 경우에, 냉간 성형성은 10℃ 내지 700℃, 바람직하게는 10℃ 내지 200℃, 특히 바람직하게는 10 내지 80℃의 범위의 온도에서, 특히 바람직하게는 15 내지 40℃의 실온에서의 성형성을 의미하는 것으로 이해된다.
특히 본 발명은 예를 들어 자동차 산업에서 섀시 부품으로 사용되는 최적화된 합금 조성 및 미세구조를 갖는 고강도 미세합금화된 주로 베이나이트인 열간 스트립에 관한 것이다.
본 발명은 또한 높은 냉간 성형성과 함께 적어도 760 MPa의 인장 강도를 갖는 고강도 열간 스트립에 관한 것이다.
냉간 성형성에 대한 설명은 복잡하며 특성 값의 And-연결 조합에 의해서만 충분히 정량화될 수 있다.
따라서, 다음 특성 값은 본 발명에 따른 평탄 강 제품의 냉간 성형성을 설명하는데 사용된다:
1. 파단 시 연신율(A)
2. 홀 확장율(LA)
3. 냉간 성형성의 척도(FL)
4. 국부 냉간 성형성 대 전체 냉간 성형의 비율(LFR)
파단 시 연신율, 균일 연신율 및 홀 확장율과 같은 특성 값은 냉간 성형성을 설명하는 특성 값이다.
높은 전체 냉간 성형성 및 높은 국부 냉간 성형성을 정량화하기 위해서는 국부 냉간 성형성 특성 값 및 전체 냉간 성형성 특성 값을 사용할 필요가 있다. 본 발명의 범위 내에서, 국부 성형성을 대표하는 것으로 홀 확장율의 특성 값을 선택하고 전체 냉간 성형성을 대표하는 것으로 균일 연신율의 특성 값을 선택한다. 기술(백분율) 변수가 아닌 실제 변수가 표시되며, 이에 대한 결정은 예시된 실시예의 설명에 표시된다.
본 발명은 특히 베이나이트를 실질적으로, 즉 50 부피% 초과의 비율로 함유하며 적어도 0.8의 항복 강도비를 갖는 다상 미세구조를 갖는 강으로 이루어진 평탄강 제품을 포함한다. 적어도 760 MPa의 높은 인장 강도와 적어도 10%의 파단 시 연신율(A) 외에도, 평탄 강 제품은 또한 적어도 30%의 홀 확장율(LA), 적어도 0.12의 냉간 성형성의 척도(FL), 적어도 5 및 최대 13 범위의 국부 냉간 성형성 대 전체 냉간 성형성의 비율(LFR)을 구비하는 높은 홀 확장 기능을 갖는다.
베이나이트 강은 냉간 성형 공정을 위해 충분히 높은 연신율과 함께 비교적 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 하는 강인 것으로 알려져 있다. 화학 조성으로 인해 효과적인 효과적인 용접 능력이 제공된다. 미세구조는 일반적으로 페라이트의 비율을 갖는 주요 구성요소인 베이나이트로 구성된다. 미세구조는 예를 들어 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트와 같은 작은 비율의 다른 상을 고립 상태로 포함할 수 있다.
이러한 강은 예를 들어 공개 문서 DE 10 2012 002 079 A1에 개시된다. 그러나, 이것의 단점은 여전히 높은 홀 확장 능력이 불충분하다는 것이다.
경쟁이 치열한 자동차 시장은 생산자들이 가능한 최고 수준의 안락함과 승객 보호를 유지하면서 차량 연료 소비와 CO2 배출을 줄이기 위한 솔루션을 지속적으로 찾아야 한다는 것을 의미한다. 한편으로 모든 차량 부품의 중량 감소는, 다른 한편으로 자동차 사용 중 및 또한 충돌이 발생한 경우 모두 높은 정적 및 동적 응력 하에서 개별 부품의 가능한 가장 유리한 거동이 발생하는 것과 마찬가지로 결정적인 역할을 한다.
최대 1050 MPa 또는 그 초과의 강도를 갖는 고강도 내지 초고강도 강의 제공을 통해 그리고 이들 강으로 달성될 수 있는 시트 두께의 감소를 통해, 차량의 중량을 감소시키는 동시에 제조 및 작동 중에 사용되는 강의 변형 거동이 개선되는 것이 가능하다.
따라서, 고강도 강은 예를 들어 스탬핑, 열간 및 냉간 성형 중에, 열 템퍼링(예를 들어, 공기 경화, 프레스 경화), 용접 및/또는 표면 처리, 예를 들어 금속 마감, 유기 코팅 또는 래커링 중에서와 같이 그 가공 중에 발생하는 단점 없이 강도, 연성 및 에너지 흡수와 관련하여 상대적으로 높은 요구사항을 충족해야 한다.
따라서, 감소된 시트 두께에 의해 요구되는 중량 감소 외에도, 새로 개발된 강은 탄성 한계, 인장 강도, 경화 거동 및 파단 시 연신율에 대한 증가하는 재료 요구사항을 충족하는 동시에 성형성 및 용접성과 같은 우수한 가공 특성을 가져야 한다.
따라서, 요구되는 시트 두께 감소를 보장하기 위해서는 자동차 부품에 충분한 강도를 보장하고 높은 변형 및 인성, 에지 균열에 대한 민감성 부족, 굽힘 각도 및 굽힘 반경 개선, 에너지 흡수에 대한 부품 요구를 충족시키기 위해 단상 또는 다상 미세구조를 갖는 고강도 강을 사용해야 한다.
저항 스팟 용접을 위한 더 큰 가용 용접 영역으로 표현되는 더 나은 일반 용접 능력의 형태로 개선된 접합 적합성 및 기계적 응력 하에서 용접 시임(파단 패턴)의 개선된 실패 거동 및 수소 취화(hydrogen embrittlement)로 인한 지연 균열 형성에 대한 충분한 저항 또한 점점 더 요구된다.
홀 확장 능력은 에지에 가까운 영역 및 예를 들어 플런징(plunging) 동안과 같은 이전에 전단 절단된 영역(shear-cut region)에서 변형 작업에서 균열 시작 및 균열 전파에 대한 재료의 저항을 설명한느 재료 특성이다.
홀 확장 테스트는 예를 들어 ISO 16630 표준으로 규제된다. 따라서, 금속 시트로 스탬핑된 홀은 맨드릴에 의해 확장된다. 측정 변수는 홀의 에지에서 금속 시트를 통한 제1 균열이 발생하는 직경에 대한 초기 직경과 관련된 홀 직경의 변화이다.
개선된 에지 균열 둔감도는 시트 에지의 변형 능력 증가를 의미하며 증가된 홀 확장 능력으로 설명된다. 이러한 상황은 “Low Edge Crack”(LEC) 또는 “High Hole Expansion”(HHE) 및 xpand®로 알려져 있다.
특허 명세서 EP 3 516 085 B1은 적어도 570 MPa, 바람직하게는 적어도 780 MPa의 인장 강도를 갖는 고강도 열간 압연 강 스트립을 제조하는 방법을 개시하며, 강 스트립의 양호한 냉간 성형성이 달성된다. 방법은 다음 단계를 포함한다:
- 슬리브를 주조한 후 응고된 슬래브를 1050 내지 1260℃의 온도로 재가열하는 단계;
- 980 내지 1100℃의 마지막 최종 롤 스탠드(roll stand)의 입구 온도에서 강 슬래브를 열간 압연하는 단계;
- 950 내지 1080℃의 마무리 압연 온도에서 마무리 압연하는 단계;
- 50 내지 150℃/s의 1차 냉각 속도로 열간 압연된 강 스트립을 ROT(출구 롤러 컨베이어)에서 600 내지 720℃의 중간 온도로 냉각시키는 단계 다음으로:
- 오스테나이트에서 페라이트로의 상 변환으로 인한 잠열로 인해 0 내지 +10℃/s로 약하게 가열하는 단계; 또는
- 강을 등온으로 유지하는 단계; 또는
- 강을 약하게 냉각하여 -20 내지 0℃/s의 ROT의 2차 단계로의 전반적인 온도 변화율을 초래하는 단계; - 580 내지 660℃의 권선 온도에 도달하기 위해.
여기에 개시된 강은(중량%): 0.015 내지 0.15 C; 최대 0.5 Si; 1.0 내지 2.0 Mn; 최대 0.06 P; 최대 0.008 S; 최대 0.1 Al sol; 최대 0.02 N; 0.02 내지 0.45 V; 선택적으로 적어도 0.05 및/또는 최대 0.7 Mo; 적어도 0.15 및/또는 최대 1.2 Cr; 적어도 0.01 및/또는 최대 0.1 Nb; 중 하나 이상; 선택적으로 개재물 제어(inclusion control)를 위한 칼슘 처리와 일치하는 양의 Ca; 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물;로 구성되며; 강은 폴리고날 페라이트(PF) 및 침상/베이나이트 페라이트(AF/BF)의 혼합물을 포함하는 실질적으로 단일상 페라이트 미세구조를 가지며 페라이트 성분의 합의 총 부피 비율은 적어도 95%이며 페라이트 성분은 미세 복합 탄화물 및/또는 V 및 선택적으로 Mo 및/또는 Nb의 탄질화물로 석출 경화된다.
그러나, 평탄 강 제품의 냉간 성형성, 특히 국부 냉간 성형성은 아직 충분히 높지 않은 것으로 밝혀졌다. 또한, 합금 개념은 상대적으로 비용 집약적이다.
또한, 특허 명세서 EP 3 492 611 B1은 적어도 950 MPa의 인장 강도를 갖는 열간 압연 강 및 70% 이상의 면적 비율을 갖는 베이나이트를 포함하는 미세구조를 제조하는 방법을 개시하며, 여기서 차이는 30%의 면적 비율을 갖는 마르텐사이트, 선택적으로 20% 이하의 면적 비율을 갖는 페라이트 중 하나 또는 둘 모두이며, 방법은 다음 단계를 포함한다:
- 적어도 1250℃의 온도로 화학적 조성을 갖는 강을 가열하는 단계,
- 850-930℃의 최종 압연 온도에서 강을 열간 압연하는 단계,
- 450-575℃의 릴링 온도(reeling temperature)로 ??칭하는 단계,
- 릴링 온도에서 강을 릴링하는 단계,
- 강을 냉각시키는 단계, 및
- 스킨 패스 압연하는 단계.
강은 중량%로 다음과 같은 합금 조성을 갖는다:
C 0.07-0.10, Si 0.01-0.25, Mn 1.5-2.0, Cr 0.5-1.0, Ni 0.1-0.5, Cu 0.1-0.3, Mo 0.01-0.2, Al 0.01-0.05, Nb 0.015-0.04, V 0-0.1, Ti 0-0.1, 차이는 Fe와 불가피한 불순물이다. 사용되는 강은 크롬, 구리 및 니켈의 합금화에 의한 첨가 때문에 상대적으로 비용 집약적이며 마찬가지로 여전히 충분히 높은 냉간 성형성을 갖지 않는다. 국부 냉간 성형성은 논의되지 않을 것이다.
그로부터 진행하여, 본 발명의 목적은 고강도 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 평탄 강 제품을 제조하는 방법을 제공하는 것이며, 따라서 강과 관련하여, 고강도와 동시에 높은 국부 냉간 성형성 및 높은 수준의 경제적 실행 가능성의 조합을 달성한다.
이 목적은 제1항의 특징을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품에 의해 그리고 제13항의 특징을 갖는 평탄 강 제품을 제조하는 방법에 의해 달성된다. 본 발명의 유리한 실시예는 종속항에 설명된다.
본 발명에 따르면, 적어도 760 MPa의 인장 강도 Rm, 적어도 0.8의 항복 강도비 및 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 홀 확장비, 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 16%의 파단 시 연신율, 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도, 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 대 전체 냉간 성형성의 비율을 갖는 높은 국부 냉간 성형성을 가지며 50 부피% 초과 베이나이트, 10 부피% 이하, 바람직하게는 5 부피% 이하의 예를 들어 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트와 같은 탄소가 풍부한 미세구조 성분 및 나머지는 석출 경화된 페라이트로 구성되는 미세구조를 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품으로서, 강의 화학적 조성은 다음과 같다(중량%):
C: 0.04 내지 0.08
Si: 0.1 내지 0.6
Mn: 1.0 내지 2.0
P: 최대 0.06
S: 최대 0.01
N: 최대 0.012
Al: 0.06 이하
Ti: 0.18 이하 및/또는 Nb: 0.08 이하
Mo: 0.35 이하
Ti+Nb는 0.06 중량% 초과이며, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 하기 화학식 1에 따라 존재한다:
1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96),
나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이며, Cr, Ni, V, B 또는 Ca의 하나 이상의 원소의 합금화에 의해 선택적으로 추가되며,
평탄 강 제품의 1/4 두께 및 1/2 두께인 표면 근처의 3 개의 영역에서 평탄 강 제품의 두께에 걸친 미세구조 분포는,
- 평탄 강 제품의 1/2 두께 영역과 관련하여 평탄 강 제품의 표면 근처 또는 1/4 두께 영역에서 페라이트의 비율의 최대 12, 유리하게는 최대 7 부피%의 절대 편차, 및/또는
- 평균 값에 대한 평탄 강 제품의 3 개의 영역의 압연 방향의 종횡비 편차가 3 개의 영역 각각에서 0.3 미만임, 및/또는
- 세 영역에서 HV 0.1의 차이는 각 경우에 평탄 강 제품의 전체 두께에 걸친 평균 값과 비교하여 최대 20 HV 0.1, 유리하게는 최대 15 HV 0.1, 훨씬 더 유리하게는 최대 10 HV 0.1임, 강도, 연신율 및 성형 특성의 탁월한 조합을 특징으로 한다.
평탄 강 제품의 두께에 걸친 미세구조 분포 및 경도 측정의 경우, 이러한 측정이 수행되는 표면 측면과는 무관하다.
Cr, Ni, V, B 및 Ca 원소 중 하나 이상의 합금화에 의해 선택적으로 첨가되는 경우, 특히 Cr은 0.6 중량%까지, Ni는 0.6 중량%까지, V는 0.2 중량%까지, B는 0.01 중량%까지 그리고 C는 0.01 중량%까지 합금화하여 첨가하는 것이 제공된다. 미세구조는 바람직하게는 50 부피% 초과의 베이나이트로 구성되며 나머지는 석출 경화 페라이트이다.
특히, 평탄 강 제품은 동시에 고강도 및 우수한 냉간 성형성의 조합을 특징으로 한다. 또한, 합금 원소 C, Si, Mn, Nb 및/또는 Ti를 기반으로 하는 본 발명에 따른 이러한 평탄 강 제품의 제조는 비교적 저렴하다.
본 발명에 따른 평탄 강 제품은 특히 적어도 10%의 파단 시 신장률(A), 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 높은 홀 확장율(LA), 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도(FL) 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 대 전체 냉간 성형성의 비율(LFR), 동시에 적어도 760 MPa의 높은 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 하나의 유리한 개발에서, 특성의 최적화된 조합을 설정하기 위해, 강 합금은 또한 선택적으로 중량%로 다음 함량을 갖는 Cr, Ni, V 및 B 중 하나 이상의 원소를 포함한다: Cr: 0.1 초과 0.6 이하, Ni: 0.1 초과 0.6 이하, V: 0.01 초과 0.2 이하 및 B: 0.0005 초과 0.01 이하, 여기서 탄소와 질소의 과화학양론적 비율은 하기 화학식 2에 따라 존재한다:
1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)
본 발명의 다른 유리한 개발에서, 개재물 제어를 위해 강에 합금화함으로써 Ca가 첨가된다. 결과적으로, 최종 특성과 관련하여 바람직하지 않은 MnS 및 Al2O3의 개재물은 특히 형태와 관련하여 덜 유해한 Ca 함유 개재물로 대체된다. 강에 대한 합금화에 의한 첨가는 최대 0.01 중량%이다.
본 발명의 다른 유리한 개발에서, 특히 유리한 특성의 조합을 달성하기 위해, 평탄 강 제품은 중량%로 다음 합금 조성을 함유한다:
Ti: 적어도 0.02, 유리하게는 적어도 0.04, 훨씬 더 유리하게는 적어도 0.06, Nb: 적어도 0.01, Mo: 적어도 0.05 및 Ti+Nb: 0.2 이하.
미세구조는 주로 베이나이트, 더 작은 비율로 페라이트로 구성된다. 베이나이트는 적어도 50 부피%의 주성분과 2차 성분을 특징으로 하는 성분의 혼합물이며, 주성분은 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 또는 V(C, N)의 석출에 의해 경화된 베이나이트계 페라이트로 구성되며 2차 성분은 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 하부 베이나이트 및 펄라이트와 같은 탄소가 풍부한 성분으로 구성된다. 유리한 방식으로, 미세구조는 75 부피% 초과의 베이나이트로 구성된다.
또한, 미세구조는 탄소가 풍부한 미세구조 성분을 함유할 수 있다. 미세구조가 최대 10%, 유리하게는 최대 5%의 탄소가 풍부한 미세구조 성분(예를 들어, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트)을 함유하는 경우 특히 유리한 특성이 달성된다.
또한, 압연 방향으로 모든 미세구조 성분의 결정립 확장이 평탄 강 제품의 표면 아래에서 평탄 강 제품의 1/2 두께 위치에서 측정되는 경우, 최대 2.0의 압연 방향으로 모든 미세구조 성분의 면적 평균 종횡비로 특징지어지는 것이 유리한 것으로 입증되었으며, 평탄 강 제품의 표면 근처, 1/4 두께 및 1/2 두께의 3 개의 영역에 걸친 평균값은 최대 2.0, 유리하게는 1.6이다.
마찬가지로 베이나이트계 페라이트의 주성분 및 페라이트를 경화시키는 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 또는 V(C, N)의 석출물의 절반이 평균적으로 10 nm 미만의 직경을 갖고/갖거나 침전물이 750 nm 미만의 평균 간격을 갖는 경우 높은 냉간 성형성을 위해 유리한 것으로 입증되었다.
롤링 텍스처 성분에 대한 전단 텍스처 성분의 비율이 표면을 향해 증가하고 다음 값을 갖는 경우에도 유리하다:
- 표면 근처: 적어도 0.9
- 평탄 강 제품의 1/2 두께: 최대 0.1
본 발명에 따른 열간 압연 평탄 강 제품에는 금속 또는 비금속 코팅이 제공될 수 있다. 금속 코팅은 전해적으로 또는 용융 침지(hot dipping)에 의해 평탄 강 제품에 적용될 수 있으며 유리하게는 아연 기반이다.
이러한 열간 압연 평탄 강 제품은 부품, 특히 섀시 부품의 제조를 위해 자동차 산업에서 유리하게 사용된다. 본 발명에 따른 열간 압연 평탄 강 제품은 1.6 내지 6.0 mm의 두께를 갖는다. 그러나, 본 발명은 1.6 mm 미만의 두께 또는 6.0 mm 초과의 두께를 포함한다.
유리한 방식으로, 본 발명에 따른 평탄 강 제품은 압연 방향을 따라 적어도 760 MPa의 인장 강도(Rm), 적어도 0.8의 항복 강도비, 적어도 10%, 바람직하게는 16%의 파단 시 연신율(A), 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40% 또는 심지어 적어도 50%의 홀 확장율을 갖는다. 냉간 성형성 정도는 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17이며 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율은 적어도 5 및 최대 13이다.
합금 원소는 일반적으로 목표된 방식으로 특정 특성에 영향을 미치기 위해 강에 첨가된다. 합금 원소는 다른 강의 다른 특성에 영향을 미칠 수 있다. 효과 및 상호작용은 일반적으로, 양, 추가 합금 원소의 존재 및 재료의 용액 상태에 따라 크게 달라진다. 상관관계는 다양하고 복잡하다. 본 발명에 따른 합금에서 합금 원소의 효과는 이하에서 보다 상세히 논의될 것이다.
이하에 기재되고 합금 원소 함량에 대한 청구범위에 제공된 수치 및 모든 다른 수치의 경우, 그 수 또한 한계값으로 포함된다. 예를 들어, 0.01 내지 1 중량%의 함량 범위에서 용어 “to”의 사용은 한계값, 이 경우 0.01 및 1 또한 포함되는 것을 의미한다.
탄소 C: 특히 소위 미세합금 원소인 Nb, V 및 Ti와 함께 탄화물을 형성하는데 필요하며 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성이 필요하고 오스테나이트를 안정화하며 일반적으로 강도를 증가시킨다. C 함량이 높을수록 용접 특성이 손상되며 연신율 및 인성 특성이 손상되므로 최대 함량이 최대 0.08 중량%로 설정된다. 재료에 충분한 강도를 얻기 위해서는 최소 0.04 중량%의 최소 첨가가 필요하다.
망간 Mn: 오스테나이트를 안정화시켜 강도 및 인성을 증가시킨다. 2.0 중량% 초과의 Mn의 더 높은 함량은 중간 편석의 위험을 증가시켜 연성 및 그에 따른 제품 품질을 크게 감소시킨다. 1.0 중량% 미만의 더 낮은 함량은 원하는 적당한 분석 비용으로 필요한 강도와 인성을 달성할 수 없게 한다. 따라서, Mn의 함량은 1.0 내지 2.0 중량%로 고정된다.
알루미늄 Al: 제철 공정에서 탈산에 사용된다. 사용되는 Al의 양은 공정에 따라 다르다. 따라서 최소 Al 함량이 제공되지 않는다. 0.06 중량% 초과의 Al 함량은 연속 주조 공정에서 주조 거동을 상당히 손상시킨다. 이는 주조 시 더 많은 노력을 기울이게 한다. 따라서, Al의 함량은 최대 0.06 중량%로 고정된다.
실리콘 Si: 저렴한 방식으로 혼합 결정 경화를 통해 강의 강도를 증가시킬 수 있는 원소에 속한다. 그러나 Si는 재가열된 슬래브에 단단히 부착된 스케일을 운반하여 열간 스트립의 표면의 품질을 감소시키며, Si 함량이 높은 경우 상당한 노력을 통해서만 제거될 수 있거나 불충분한 정도로 제거될 수 만 있다. 이는 후속 아연 도금의 경우에 특히 불리하다. 따라서 Si 함량은 최대 0.6 중량%로 제한된다. Si의 효능에 대해 0.1 중량%의 하한이 합리적인 것으로 간주될 수 있다.
칼슘 Ca: 바람직하지 않은 MnS 및 Al2O3 개재물의 형성을 방지하고 이러한 원소와 함께 형태 측면에서 덜 유해한 Ca 함유 개재물을 형성하기 위해 개재물 제어를 위해 강에 합금화하여 첨가된다. 강에 대한 합금화에 의한 첨가는 최대 0.01 중량%이다.
미세합금 원소는 일반적으로 매우 소량만 첨가된다(원소 당 0.2 중량% 미만). 합금 원소와 달리 이들은 주로 침전물 형성에 의해 작용하지만 용해 상태의 특성에도 영향을 미칠 수 있다. 소량 첨가에도 불구하고, 미세합금 원소는 목표 지향적인 생산 조건과 가공 특성 및 제품의 최종 특성에 큰 영향을 미친다.
일반적인 미세합금 원소는 예를 들어 니오븀 및 티타늄이다. 이들 원소는 철격자에 용해되어 탄소 및 질소와 함께 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 형성할 수 있다. 미세합금 원소가 비교적 비용 집약적이기 때문에 합금 비율은 가능한 한 낮게 유지된다. 한편, 화학양론적이어서 미세합금 원소의 석출물에 결합되지 않는 탄소는 탄소가 풍부한 미세구조 성분에서 비용 효율적이고 필요한 강도 증가에 기여한다. 따라서, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 화학식 1에 따라 계산된다: (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)은 1 초과로 설정된다.
Nb 및 Ti의 영향은 특히 열간 압연 및 후속 냉각 중에 가공이 수행되는 방법에 따라 달라진다. 미세합금 원소의 첨가는 공정 중에 결정립 미세화를 달성하고 나노미터 크기 범위에서 침전물을 생성하는 것을 추구한다. 따라서, 0.06 중량% 초과의 Nb+Ti 함량은 원하는 강도 및 우수한 연신 특성을 달성하기 위한 전제 조건이다. 대조적으로, 표시되는 총 값 위의 함량이 명시된 분석이 수행되고 전통적인 로가 사용될 때 슬래브의 재가열 동안 더 이상 용해되지 않을 수 있기 때문에 0.2 중량%를 초과하는 총 값은 더 이상 강의 특성을 개선하는 임의의 효과를 가지지 않으며, 따라서, 긍정적인 효과를 나타내지 않는다.
니오븀 Nb: 니오븀의 합금화에 의한 첨가는 특히 압연 공정에서 탄화물 형성에 의해 결정립 미세화 방식으로 작용하여, 동시에 강도, 인성 및 연신 특성이 개선된다. 또한, 매우 미세한 Nb 함유 석출물이 제품의 강도에 크게 기여하는 상 변환 후 형성될 수 있다. 0.08 중량%를 초과하는 함량의 경우 포화 거동이 일어나기 때문에 0.08 중량% 이하의 최대 함량이 제공된다. 0.01 중량%의 최소 함량이 충분한 효능을 위해 제공된다.
티타늄 Ti: 결정립 미세화 방식으로 탄화물 형성제로 작용하여 동시에 강도, 인성 및 연신 특성이 개선된다. 0.18 중량% 초과의 Ti 함량은 매우 조대한 1차 TiN 석출물의 형성에 의해 연성 및 홀 확장 능력을 손상시키므로, 0.18 중량%의 최대 함량이 설정된다. 충분한 효능을 위해, 0.02, 유리하게는 0.04, 훨씬 더 유리하게는 0.06 중량%의 최소 함량이 제공된다.
몰리브덴 Mo: 경화성을 증가시키거나 임계 냉각 속도를 감소시켜 미세한 베이나이트 미세구조의 형성을 촉진한다. 또한, 소량의 Mo의 사용은 미세합금화된 미세구조의 강도를 증가시키기 위해 가능한 한 미세해야 하는 미세 석출물의 조대화를 이미 지연시킨다. 0.05 중량%의 최소 함량은 충분한 효능을 위해 제공되며 비용상의 이유로 최대 0.35 중량%로 제한된다.
인 P: 철광석으로부터의 미량 원소이며 철 격자에 치환 원자로 용해된다. 인은 혼합 결정 경화를 통해 강도를 증가시키고 경화성을 향상시킨다. 그러나, 일반적으로 인 함량을 가능한 한 많이 낮추려는 시도가 이루어지는데, 그 이유는 무엇보다도 편석 경향이 강하고 인성 수준을 크기 감소시키기 때문이다. 결정립계에 인이 부착되면 열간 압연 중에 결정립계를 따라 균열이 발생할 수 있다. 또한, 인은 거친 거동에서 취성 거동으로의 전이 온도를 300℃까지 증가시킨다. 그러나, 가공 측면에서 정밀하게 제어되는 목표된 조치에 의해 적은 양의 P를 사용하면 강도를 저렴하게 증가시킬 수 있다. 앞서 언급한 이유로 인 함량은 최대 0.06 중량%로 제한된다.
황 S: 인과 같이 철광석에 미량 원소로 결합된다. 이는 바람직하지 않은 MnS의 개재물을 이끌어 연신 및 인성 특성에 악영향을 미치기 때문에 일반적으로 강에서 바람직하지 않다. 따라서 용융물에서 가능한 한 적은 양의 황을 달성하고 소위 Ca 처리에 의해 연장된 개재물을 보다 바람직한 기하학적 형태로 변형시키려는 시도가 이루어졌다. 앞서 언급한 이유로, 황 함량은 최대 0.01 중량%로 제한된다.
질소 N: 마찬가지로 강 제조와 관련된 원소이다. 자유 질소를 갖는 강은 강한 노화 효과를 갖는 경향이 있다. 질소는 낮은 온도에서도 전위로 확산되어 이를 차단한다. 따라서 인성의 급격한 손실과 관련하여 강도가 증가한다. 질화물 형태의 질소의 결합이 예를 들어 알루미늄, 니오븀 또는 티타늄의 합금화에 의한 첨가로 가능하다. 그러나, 언급된 합금 원소는 나중에 강도에 대해 매우 효율적인 작은 석출물의 새로운 형성을 위해 공정 후반에서 더 이상 사용할 수 없다. 앞서 언급한 이유로 질소 함량은 최대 0.012 중량%로 제한된다.
크롬 Cr: 합금화에 의해 선택적으로 첨가되는 원소로서 Cr은 강도를 향상시키고 부식 속도를 감소시키며 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시킨다. 최대 함량은 최대 0.6 중량%로 설정되며, 이는 함량이 높을수록 연성이 손상되기 때문이다. 0.1 중량% 초과의 함량이 충분한 효능을 위해 제공된다.
니켈 Ni: 이미 적은 양의 Ni를 선택적으로 사용하면 강도를 그대로 유지하면서 연성을 높일 수 있다. 상대적으로 높은 비용으로 인해 Ni의 함량은 최대 0.6 중량%로 제한된다. 0.1 중량% 초과의 함량이 충분한 효능을 위해 제공된다.
바나듐 V: 현재 합금 개념의 경우 바나듐의 첨가는 반드시 필요한 것은 아니다. 바나듐의 함량은 비용상의 이유로 최대 0.2 중량%로 제한된다. 그러나, V가 첨가되면 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 화학식 2에 따라 계산된다: (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)이 1 초과로 설정된다. 그런 다음 0.01 중량% 초과의 V 함량이 충분한 효능을 위해 제공된다.
보론 B: 보론은 매우 적은 양으로도 효과가 나타나는 경화성을 증가시키기 위한 효과적인 원소이다. 마르텐사이트 시작 온도는 이에 영향을 받지 않는다. 효과적이기 위해, 보론은 고용체에 존재해야 한다. 이는 질소에 대한 친화력이 높기 때문에, 질소는 바람직하게는 티타늄의 화학양론적으로 필요한 양에 의해 초기에 제거되어야 한다. 철에 대한 용해도가 낮기 때문에 용해된 보론은 바람직하게는 오스테나이트 결정립계에 부착된다. 이 위치에서 부분적으로 결정립계 에너지를 감소시키는 Fe-B 탄화물을 형성한다. 두 효과 모두 페라이트와 펄라이트의 형성을 지연시키는 방식으로 작용하여 강의 경화성을 증가시킨다. 그러나, 보론의 지나치게 높은 함량은 재료의 경화성, 변형성 및 인성에 부정적인 영향을 미치는 철 보론이 형성될 수 있기 때문에 위험하다.
상술한 이유로, 본 발명에 따른 합금 개념에 대한 보론 함량은 최대 0.01 중량%의 값으로 제한된다. 0.0005 중량% 초과의 함량이 충분한 효능을 위해 제공된다.
도 1은 본 발명에 따라 청구되고 FL 및 LFR에 대한 사양에 의해 제한되는 냉간 성형성의 범위를 다시 한번 요약한다.
도 2는 표면으로부터의 간격(0% 및 100%): 0.1 mm 및 중심으로부터의 간격(50%): 0.1 mm를 갖는 경도 임프레션의 위치
및 표면으로부터의 간격(0%): 0.1 mm
중심으로부터의 간격(50)%: 0.1 mm를 갖는 EBSD 측정 필드를 보여준다.
국부 냉간 성형성이 높고, 적어도 760 MPa의 인장 강도(Rm), 적어도 0.8의 항복 강도비 및 30% 초과, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 홀 확장율, 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율을 갖는 열간 압연 평탄 강 제품을 제조하기 위한 본 발명에 따른 방법으로서:
- 다음을 함유하는 용강(steel melt)을 용융하는 단계(중량%):
C: 0.04 내지 0.08
Si: 0.1 내지 0.6
Mn: 1.0 내지 2.0
P: 최대 0.06
S: 최대 0.01
N: 최대 0.012
Al: 0.06 이하
Ti: 0.18 이하 및/또는
Nb: 0.08 이하
Mo: 0.35 이하
Ti+Nb 0.06 초과, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 다음 화학식 1에 따라 존재하며: 1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)이 설정되며, Cr, Ni, V, B 및 Ca 중 하나 이상의 원소의 합금화에 의해 선택적으로 첨가되며, 나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철임
- 수평 또는 수직 슬래브 또는 얇은 슬래브 주조 프로세스에 의해 슬래브 또는 얇은 슬래브를 형성하기 위해 용강을 주조하는 단계,
- 슬래브 또는 얇은 슬래브를 1100℃ 내지 1270℃로 재가열하고 그 다음 슬래브 또는 얇은 슬래브를 다음의 직접적인 연속 단계로 열간 압연하는 단계:
- 최종 압연 온도 EWT에서 요구되는 최종 두께로 열간 스트립의 마지막 압연 패스에서 압연하는 단계로서, 다음이 적용됨:
EWT ≥ EWTmin = 682℃ + 464 C + 6445 Nb - 644 x Nb0.5 + 732 V - 230 V0.5 + 890 Ti + 363 Al - 36 Si (화학식 3)
- 30 K/s 내지 150 K/s의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 단계
- 유리한 미세구조 성분을 다음과 같이 설정하기에 충분히 낮은 릴링 온도 HT에서 열간 스트립을 코일로 릴링하는 단계
HT ≤ HTmax = 761℃ - 217 x C - 77 x Mn + 97 x Si - 47 x Mo - 53 x Cr - 34 x Ni - 21 x V (화학식 4) 및 다른 한편으로 (화학식 5) HP(T, t) = T(t) x (In(t)+20) 인 17000 ≤ HP ≤ 18800로 정의된 후속 시간-종속 냉각 공정 T(t)의 충분한 석출 경화를 제공하는데 적합하며, 온도 T는 K로 표시되며 지속 시간 t는 h로 표시된다.
- 냉각 공정 T(t)에서 릴링 온도와 100℃ 사이의 평균 냉각 속도 5 K/h 내지 50 K/h로 냉각시키고, 후속적으로 정지 공기에서 실온으로 냉각시키는 단계를 포함한다.
Cr, Ni, V, B 및 Ca 중 하나 이상의 원소의 합금화에 의한 선택적 첨가의 경우, 특히 Cr 0.6 중량% 이하, Ni 0.6 중량%, V 0.2 중량% 이하, B: 0.01 중량% 이하 및 Ca 0.01 중량% 이하의 합금화에 의해 첨가된다.
본 발명의 기초가 되는 사상을 이하에 설명하고, 실시예를 사용하여 보다 상세하게 설명한다.
요즘 열역학적 압연은 일반적으로 고강도 미세합금화된 열간 스트립을 제조하는데 사용된다. 이 공정에서 마무리 압연은 EWTmin 미만의 저온 범위에서 이루어지며 오스테나이트가 더 이상 재결정화되지 않고 결과적으로 축적된 전위가 상 변환의 시작과 함께 높은 핵 생성 밀도로 이어지고 따라서 미세한 열간 스트립 미세구조를 생성한다. 열역학적 압연의 본질적인 목적은 열간 스트립 미세구조의 작은 입자 크기를 통해 강도 및 연성을 증가시키는 것이다.
미세합금 원소에 대한 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율을 갖는 합금의 경우, 탄소는 질소와 달리 강도를 증가시키는 미세합금 석출물의 형태로 완전히 석출되지 않는다. 미세합금 침전물에서 침전되지 않은 탄소는 탄소가 풍부한 미세구조 성분의 형성과 베이나이트의 다른 탄소가 풍부한 성분으로 이어진다. 냉간 성형성을 위해서는 탄소가 풍부한 미세구조 성분과 베이나이트의 탄소가 풍부한 성분이 크기 및 분포 면에서 유리하게 존재하는 것이 중요하다. “유리하게”는 가능한 한 작은 크기와 균일한 분포가 있음을 의미한다.
국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 균형 잡힌 비율을 달성하기 위해 다양한 합금 조성 외에도 다양한 프로세스가 사용된다. 본질적으로 탄소가 풍부한 미세구조 성분의 유형 및 분포와 미세합금 원소의 침전 상태가 설정되는 세 가지 공정 경로를 구별하는 것이 가능하다. 탄소가 풍부한 미세구조 성분의 유형 및 분포는 냉간 성형성에 영향을 미치고 미세합금 원소의 석출 상태는 강도에 영향을 미친다.
프로세스 경로는 다음과 같다:
1. 예를 들어 450 < HT < 550℃의 낮은 릴링 온도는 매우 미세하게 분포된 예를 들어 하부 베이나이트인 탄소가 풍부한 성분을 갖는 저온 베이나이트의 응결(setting)을 유도한다. 생성된 제품은 현저한 부분의 국부 냉간 성형성과 함께 높은 냉간 성형성을 나타낸다(“높은 국부 냉간 성형성”). 그러나, 낮은 릴링 온도에서는 작은 비율의 미세합금 원소만이 석출되고 석출 경화에 대한 기여도가 그에 따라 낮기 때문에 강도는 비교적으로 낮다.
2. 페라이트 미세구조의 응결을 위한 예를 들어 HT > 650℃의 높은 릴링 온도. 탄소는 탄화물, 펄라이트 또는 마르텐사이트와 같은 단단한 미세구조 성분의 형태로 존재한다. 생성된 제품은 낮은 국부 냉간 성형성의 비율로 높은 냉간 성형성을 나타낸다. 더 높은 비율의 미세합금 원소가 석출되기 때문에 강도가 더 크다.
3. 고온 베이나이트(예를 들어, 상부 베이나이트 및 입상 베이나이트) 및 높은 석출 비율로 인해 높은 국부 냉간 성형성 및 높은 강도 모두를 갖는 페라이트로 구성되는 혼합 미세구조를 생성하기 위한 예를 들어 550 < HT < 650℃의 평균 릴링 온도는 지금까지 적합하지 않았다. 높은 냉간 성형성 또는 높은 강도만이 높은 석출 비율로 인해 달성되었다.
주로 베이나이트계 미세합금화된 열간 스트립이 합금 조성 및 1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)의 과화학양론적 비율을 조합하여 평탄 강 제품이 화학식 3에 따른 적어도 EWTmin의 최종압연 온도에서 마무리 압연된 후 화학식 4에 따른 최대 릴링 온도 HTmax 및 17000 ≤ HP ≤ 18800(HP는 화학식 5에 따라 계산됨)을 특징으로 하는 온도 시간 윈도우에 릴링되고 냉각될 때 높은 강도 및 높은 국부 냉간 성형성을 모두 갖는 것이 현재 테스트 범위 내에서 필수적인 것으로 밝혀졌다.
테스트에서 열간 압연 평탄 강 제품이 HP ≤ 15990을 특징으로 하는 온도 시간 윈도우와 비교하여 17000 ≤ HP ≤ 18800을 특징으로 하는 온도 시간 윈도우에서 릴링되고 냉각될 때 적어도 80 MPa의 석출 형성에 의한 인장 강도의 강도 기여가 적어도 80 MPa인 것으로 밝혀졌다. 비용 효율적인 방식으로 높은 인장 강도 및 높은 항복 강도 비율을 달성하려면 강도 기여가 필요하다. 동시에 HTmax가 온도 시간 윈도우 내에 유지되면 국부 성형성과 강도에 유리한 미세구조가 형성된다.
본 발명에 따른 평탄 강 제품은 상기 온도 시간 윈도우가 유지될 때 베이나이트계 페라이트의 주 성분 및 페라이트가 경화되는 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 및/또는 V(C, N)의 석출물의 절반은 직경이 10nm 미만이고/이거나 석출물이 750 nm 미만의 평균 간격을 갖는 것을 특징으로 한다.
놀랍게도, 상기 온도 시간 윈도우가 적어도 EWTmin의 최종 압연 온도와 조합하여 유지될 때 국부 냉간 성형성이 높은 반면, 상기 온도 시간 윈도우가 EWTmin 미만의 최종 압연 온도를 유지할 때 국부 냉간 성형성은 상대적으로 낮다.
비용 효율적인 합금 개념에 더하여, 본 발명에 따라 제조된 평탄 강 제품은 높은 국부 냉간 성형성과 높은 강도를 동시에 갖는다. 또한, 본 발명에 따른 제조 방법은 높은 공정 안정성을 특징으로 한다.
페라이트와 달리 베이나이트는 일반적으로 다른 성분으로 구성된다. 베이나이트의 다양한 성분은 감소하는 온도에서 최종 압연 후 열간 스트립을 제조하는 동안 오스테나이트 상으로부터 형성된다. 페라이트와 비교하여 베이나이트는 낮은 온도에서 형성되며 베이나이트는 평균적으로 전위 밀도가 높다.
베이나이트 미세구조가 우세한 경우에만 높은 강도와 높은 국부 냉간 성형성을 얻을 수 있다. 그 이유는 베이나이트 미세구조가 높은 전위 밀도와 작은 입자 크기를 갖기 때문이다. 높은 국부 냉간 성형성은 주로 페라이트계 미세구조로는 달성되지 않는다. 그 이유는 페라이트의 입자 크기가 비교적 크고 상 경계에서 매우 단단하고 비교적 조대한 탄화물의 형태로 과화학양론적 탄소 석출물 때문이다. 이러한 탄화물은 국부적인 응력 집중으로 인해 냉간 성형 중에 조기 재료 파손을 초래한다.
이전에 알려진 해결책으로 비교적 낮은 강도와 비교적 높은 국부 냉간 성형성의 특성 조합 또는 비교적 높은 강도와 비교적 낮은 국부 냉간 성형성의 조합을 갖는 열간 스트립을 달성할 수 있다.
대조적으로, 본 발명은 높은 강도 및 높은 국소 냉간 성형성의 특성의 조합이 달성되도록 한다. 그 이유는 특히 연신율 차이가 큰 경우 성형 절차 중 축적된 국부 손상은 실제 크기를 고려할 때에만 적절하게 고려할 수 있기 때문이다.
- 진정한 균일 연신율의 정의: In(1+Ag/100), 여기서 Ag는 기술적 균일 연신율이다.
- 진정한 홀 확장율의 정의: In(1+LA/100), 여기서 LA는 기술적 홀 확장율이다.
냉간 성형성의 척도는 국부 성형성 및 전체 성형성의 기하 평균값으로 설명된다:
- 냉간 성형성의 척도의 정의(성형성 레벨 “FL”): (진정한 균일 연신율 x 진정한 홀 확장율)0.5
국소 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율은 다음과 같이 정의된다: 국소 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율(국소 성형성 비율 “LFR”) = (진정한 홀 확장율/진정한 균일 연신율)
특히 본 발명에 따른 평탄 강 제품의 적용 분야에 대해 높은 국부 냉간 성형성을 위해 다음 기준이 요구된다:
- A ≥ 10%
- LA ≥ 30%
- 냉간 성형성의 척도 ≥ 0.12
- 5 ≤ 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의비율 ≤ 13
부록에 예시된 테스트 결과는 적어도 760 MPa의 인장 강도를 갖는 예시적인 실시예를 커버한다. 예시적인 실시예에 대해, 특히 적용 분야에 대해 높은 국부 냉간 성형성을 위해 다음 기준이 요구된다:
- A ≥ 16%
- LA ≥ 50%
- 냉간 성형성의 척도 ≥ 0.17
- 5 ≤ 국부 냉간 성형성 대 전체 냉간 성형성의 비율 ≤ 13
테스트 범위 내에서 제조된 열간 압연 평탄 강 제품의 미세구조 뿐만 아니라 기계적-기술적 특성이 테스트되었다. 인장 강도(Rm), 항복 강도(Rp0.2) 및 파단 시 연신율(A) 및 균일 연신율(Ag)을 결정하기 위한 ISO 6892-1에 따른 인장 테스트 외에도 ISO 16630에 따라 홀 확장 테스트가 수행되었다.
다음 설명 및 부록에 나열된 표에는 다음 약어가 사용된다:
EWT = 최종 압연 온도
HT = 릴링 온도
MW = 평균값
Leg. = 합금
GOS = 결정립 배향 분포
KAM = 커널 평균 방위차(misorientation)
IQ = 이미지 품질
AR = 종횡비
SGV = 항복 강도비
SP = 침전물 형성에 의한 강도 기여
SM = 파라미터 HP의 낮은 값으로 인해 침전이 없는 주로 베이나이트계 미세구조의 강도
3 mm 초과의 열간 스트립 두께의 경우, 파단 시 연신율 A를 갖는 비례 샘플 형상이 사용되었다. 대조적으로, 3 mm 미만의 열간 스트립 두께의 경우 80 mm의 초기 측정 길이를 갖는 비례하지 않는 샘플 형상이 사용되었다. 더 나은 비교를 위해, 비례하지 않는 샘플을 사용할 때 파단 시 연신율 값은 A = AG x b에 따라 균일 연신율로부터 변환되었으며, 여기서 b는 참조 샘플을 사용하여 미리 2.254로 결정되었다. 홀 확장 테스트에서는 항상 적어도 3 회 개별 테스트의 평균값이 표시된다.
열간 스트립의 미세구조의 금속학적 평가를 위해 샘플의 다양한 두께 범위에서 다음 영역이 정의되었다:
- 표면 근처: 샘플 표면으로부터 0.1 mm의 간격을 갖는 100 μm x 100 μm의 측정 필드
- 1/4 두께: 표면과 표면 중심 사이의 중앙에 있는 100 μm x 100 μm의 측정 필드
- 1/2 두께: 샘플 중심으로부터 0.1 mm의 간격을 갖는 100 μm x 100 μm의 측정 필드
측정 필드의 위치는 도 2의 스케치에서 볼 수 있다.
압연 방향에 대해 종방향으로 샘플에 대해 금속학적 테스트가 수행되었다.
전자 후방 산란 회절(EBSD) 이미지는 미세구조를 특성화하기 위해 위에서 정의된 측정 필드에서 촬영되었다. 이를 위해 종단면을 1 μm로 기계적으로 그라운딩 및 폴리싱하여 제조했다. 그 후, 샘플은 가능한 한 변형이 없도록 준비된 표면을 제조하기 위해 약 10분 동안 OP-S로 폴리싱했다. 10 x 10의 비닝(binning) 및 140 Hz의 획득 속도를 갖는 EDAX DigiView 5 EBSD 카메라가 측정에 사용되었으며 가속 전압은 15 kV였다. 개별 측정 지점 사이의 스텝 크기는 각 경우에 0.1 μm이다. 본 발명과 관련된 파라미터는 다음과 같이 결정되었다:
GOS(결정립 배향 분포): 결정립의 평균 배향과 관련하여 결정립 내 모든 측정 지점의 평균 방위차. 결정립을 결정하기 위해 15°의 분할 각도가 사용된다.
KAM(커널 평균 방위차) 및 GKAM: KAM 값을 계산하기 위해, EBSD 측정 지점의 평균 방위차는 그 다음이지만 하나의 인접한 측정 지점과 관련하여 결정된다. 최대 허용 방위차는 4°이다. GKAM의 경우 결정립의 모든 측정 지점의 KAM 값을 평균화하며 결정립을 결정하기 위해 15°의 분할 각도가 사용된다.
발생하는 미세구조 유형은 다음과 같이 금속학적 측면에서 정의된다:
- 페라이트는 다각형 및 준 다각형 페라이트로 구성되며 결정립은 방위차 각도가 15° 초과인 결정립계에 의해 경계가 만들어진다. 페라이트의 결정립 내부에서 15° 미만의 작은 결정립계는 발생하지 않으며, 결정립 배향 분포(GOS) 값은 2° 미만이며 결정립 커널 평균 방위차(GKAM) 값은 일반적으로 0.4° 미만이다. TEM 이미지는 결정립 내부에서 고밀도의 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 석출물을 보여준다. 특히, (Fe, Mn) 탄화물은 결정립 삼중 접합 영역에 존재할 수 있다.
- 입상 베이나이트의 결정립은 15° 미만의 결정립계에 의해 경계가 만들어진다. 오스테나이트에서 베이나이트로의 변위 상 변환으로 인해 결정립 내부에서 작은 각도 결정립계가 발생하며, GOS 값은 2° 이상이며 GKAM 값은 일반적으로 0.4° 이상이다. EBSD IPF(Inverse Pole Figure) 맵은 일반적으로 결정립 내부에서 상이한 배향의 란셋(lancet)을 보여준다. EBSD 이미지 품질 맵에서 제2 상을 나타내지 않는 란셋은 이하에서 "베이나이트계 페라이트"로 지정된다. 마르텐사이트, MA 상, 하부 베이나이트 또는 펄라이트 형태의 탄소가 풍부한 제2 상은 베이나이트계 페라이트의 결정립 사이에 포함된다. 특히, (Fe, Mn) 탄화물은 입자 삼중 접합 영역에 존재할 수 있다. 제2 상의 표면 비율은 릴링 온도가 증가함에 따라 감소하며 0-10%일 수 있다.
종횡비: 압연 방향이 측정 필드의 Y-방향과 일치하도록 전자 현미경에서 EBSD 측정을 위해 샘플이 배향되었다. Matlab Toolbox MTEX의 도움으로, 타원은 개별 결정립의 형상(분할 각도 15°)에 맞게 조정되고 장축의 배향 뿐만 아니라 길고 짧은 반축을 통해 파라미터화된다. 타원은 각 결정립에 대한 이러한 파라미터로부터 계산되며 그 다음 좌표계의 X 및 Y 축과 이러한 타원의 교차점이 결정되었다. Y축과 결정립 타원의 교차점에 대한 X축과 결정립 타원의 교차점의 비율은 시트 법선에 대한 압연 방향의 결정립의 종횡비에 대응한다. 이 계산 방법은 장축이 압연 방향을 정확히 가리키지 않는 결정립의 확장이 압연 또는 시트 법선 방향에서만 결정되도록 한다.
경도 테스트 HV0.1은 연마될 샘플에 대해 표면에 대해 서로 다른 간격으로 지점에서 수행되었다. 표면과 중심으로부터 0.1 mm의 간격에서 측정하지 않았다. 다음이 또한 적용된다:
경도 값은 6 개의 개별 측정의 평균값으로 표시된다.
각각의 경우, 표면 근처 위치에 대한 3 개의 경도 임프레션은 시트 두께와 관련하여 표면으로부터 90% 및 100% 간격 뿐만 아니라 0% 내지 10% 사이에 위치된다.
각각의 경우, 1/4 위치에 대한 3 개의 경도 임프레션은 시트 두께와 관련하여 표면으로부터 70% 및 80% 간격 뿐만 아니라 20% 내지 30% 사이에 위치된다.
각각의 경우, 1/2 위치에 대한 3 개의 경도 임프레션은 시트 두께와 관련하여 표면으로부터 50% 및 60% 간격 뿐만 아니라 40% 내지 50% 사이에 위치된다.
경도 임프레션의 위치는 도 2의 스케치에서 볼 수 있다.
2 개의 예시된 실시예의 합금 조성이 표 1에 요약된다. 합금 A 및 B는 단일 캐스트이므로 모든 실시예 A1-A14 및 B1-B20은 동일한 조성을 갖는다. 마찬가지로, 표 1은 미세합금 원소에 대한 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율에 대한 계산된 값을 보여준다(화학식 2), 즉 1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)
표 1은 2 개의 예시된 실시예의 합금 조성을 예시한다.
표 2 및 3은 예시된 상이한 실시예에 대한 결과를 예시한다. 또한 Y(달성됨) 및 N(달성되지 않음)으로 요구되는 특성 값의 달성에 대한 결과의 평가가 도시된다. 본 발명에 따른 사양이충족되지 않는 경우 표의 2번째 줄에 따라 밑줄로 표시된다. 나열된 값은 표준 상업 관행에 따라 반올림된다.
합금 A 및 B의 경우, 표 2는 서로 다른 공정 조건에서 기계적 특성 값에 대한 결과를 나열한다. 밑줄친 값은 필요한 기계적 특성을 벗어나거나 적절한 공정 조건을 벗어난다.
최종 압연 온도(EWT)와 관련하여 모든 두께 범위에서 스트립 두께에 걸쳐 완전한 재결정화가 달성되도록 해야 한다. 이는 EWT-EWTmin ≥ 0일 때 달성되며, 여기서 EWTmin = 682℃+ 464 C + 6445 Nb - 644 x Nb0.5 + 732 V - 230 V0.5 + 890 Ti + 363 Al - 36 Si (화학식 3). 모든 원소 사양은 중량%로 표시된다.
이후 스트립을 릴링하는 동안, 50 부피% 초과의 베이나이트로 구성되는 미세구조가 생성되도록 해야 한다. 이는 HT-HTmax ≤ 0일 때 달성되며, 여기서 HTmax = 761℃ 217 x C - 77 x Mn + 97 x Si - 47 x Mo - 53 x Cr - 34 x Ni - 21 x V (화학식 4). 모든 원소 사양은 중량%로 표시된다. EWT 및 HT의 조건을 만족하면, 표 2에 표시되는 성형성에 대한 특성 값을 얻을 수 있다. 비용 효율적인 강도 증가는 후속 냉각 공정 동안 릴링 후에 석출 경화 SP에 의해 인장 강도(Rm)에 대한 충분한 기여가 제공되는 경우에만 달성될 수 있음을 보여준다. 이를 위해 냉각 공정(T(t)) 동안 적절한 지속 시간(t) 동안 적절한 온도(T)가 우세할 필요가 있다. 이는 17000 ≤ HP ≤ 18800이고 HP(T, t) = T(t) x (In(t) + 20)일 때 달성되며(화학식 5), 여기서 HP를 계산할 때 T는 항상 K로 표시되고 t는 항상 h로 표시된다.
파라미터 HP를 계산하기 위해 다음 절차가 수행된다:
1. 냉각 공정 T(t)는 대응하는 온도 Ti를 갖는 n 개의 동일한 시간 주기 ti로 분할되며, n은 훨씬 더 많은 시간 주기로 분할될 때 결과가 거의 동일하게 유지되도록 충분히 크게 선택되어야 한다.
2. 개별 파라미터 HPi = HPi (ti, Ti) = Ti x (In(ti) + 20)의 계산.
3. 시간 주기의 계산 ti * = exp (HPi/T*-20), 여기서 T*은 임의의 온도, 예를 들어 릴링 온도 HT를 나타낸다.
4. 파라미터 HP의 계산 HP = T* x (In(t1 *+t2 *+...+tn *)+20)
침전물 형성으로 인한 강도 기여 SP는 다음 단계에서 결정된다:
1. 파라미터 HP의 낮은 값으로 인해 침전물이 없는 주로 베이나이트계 미세구조에서 강도 SM을 결정하는 단계. TEM 테스트의 도움으로 HP = 15990에서 합금에 관계없이 상태가 존재한다는 것이 확인되었다. 제1 단계로서, 데이터 Rm은 모든 적용 예에 대해 16080 < HP < 18000의 범위에서 HP에 대해 플로팅되며 그 다음 선형 회귀가 수행된다. 제2 단계에서, HP 15990에서의 강도는 회귀선의 도움으로 결정된다. 현재 사례에서, 이는 합금 A에 대한 강도 기여 SM, A (15990) = 804 MPa 및 합금 B에 대한 강도 기여 SM, B (15990) = 762 MPa이다.
2. SM(HP) = SM(15990) - 0.0495(HP-15990)에 의한 HP에 따른 무석출 미세구조의 이론적 강도의 계산
3. SP(HP) = Rm(HP) - SM(HP)에 의한 강도 기여 SP(HP)의 계산
합금 조성물 A 및 B의 경우, HP의 표시된 범위에서 냉각 공정이 80 MPa 이상의 침전물 형성에 의한 강도 기여 SP를 허용하기 때문에 고강도 Rm은 특히 비용 효율적인 방식으로 달성된다.
또한, 17000 ≤ HP ≤ 18000에서만 높은 강도를 갖는 높은 국부 냉간 성형성이 관찰되며, HP > 18800 또는 HP < 17000에서는 관찰되지 않는다(표 2).
고강도에서 상이한 국부 냉간 성형성에 대한 재료 과학의 원인을 종단면의 미세구조 성분 및 특징을 기반으로 분석했다.
본 발명에 따라 제조된 열간 스트립의 베이나이트계 미세구조는 50% 초과의 주성분 및 2차 성분으로 구성되며, 주성분은 석출물 (Ti, Nb, Mo)(C, N)에 의해 경화되는 베이나이트계 페라이트로부터 형성된다. 개별 대표 샘플에 대한 석출물의 투과 전자 테스트는 베이나이트계 페라이트의 주성분을 경화시키는 (Ti, Nb, Mo)(C, N)의 석출물의 절반이 직경이 10 nm 미만이며/이거나 석출물은 평균 간격이 750 nm 미만이다. 2차 성분은 예를 들어 마르텐사이트, MA 상, 하부 베이나이트 및 페라이트와 같은 탄소가 더 풍부한 성부능로 구성된다. 주성분은 2차 성분보다 높은 성형성을 가지기 때문에 50% 이상의 주성분의 최소 비율이 유리하다.
표 3은 화학식 3에 따른 상이한 최종 압연 온도, 화학식 4에 따른 상이한 릴링 온도 및 화학식 5에 따른 HP 값에 대한 합금 A의 미세구조 테스트 결과를 예시한다.
다음은 본 발명에 따라 처리되지 않은 샘플에 적용된다: 열간 스트립 샘플의 미세구조는 스트립 두께에 걸쳐 비균질하고 이방성이다. 불균일성과 이방성은 HP 값이 17232 및 18380인 두 샘플 A2 및 A6에 대해 다음과 같이 설명될 수 있다:
a. 샘플은 페라이트-베이나이트 미세구조로 구성된다. 페라이트 비율은 48% 내지 66%이다.
b. 1/2 두께 위치에 대한 1/4 두께 위치 및 표면 근처 위치에서 페라이트의 비율 편차는 최대 59% 및 17%이다.
c. 미세구조 확장은 비교정 강하다. 이는 특히 1/2 두께 위치에 적용된다. 이 경우, 종횡비는 2.9 및 2.5이다.
d. 두께에 걸친 경도는 비교적 크게 다르다. 특히 표면에서 경도는 더 낮고 샘플 두께에 걸쳐 평균값으로부터 -24 HV0.1 및 -26 HV0.1만큼 편차가 있다.
e. 전단 텍스처 성분은 비교적 크게 다르며 표면 근처 위치에서 0.92 및 0.96이며 1/2 두께 위치에서 0.01 및 0.01이다.
국부 냉간 성형 능력에 대한 요구가 높은 냉간 성형 중 국부 재료 거동은 손상이 조기에 국부화되어 재료 파손으로 이어지기 때문에 미세구조 불균일성에 의해 부정적인 영향을 받는 것으로 알려져 있다. 현재의 경우, a.-d.에 나열된 특징은 성형성이 감소된 연장된 영역, 예를 들어 입상 베이나이트의 탄소가 풍부한 제2 상의 증가된 비율을 갖는 영역으로 직간접적으로 이어진다. 그러나, 국부 냉간 성형성에 대한 e.에 나열된 특징의 영향은 알려져 있지 않다.
열간 스트립 두께에 걸친 미세구조 불균일성의 원인은 마지막 압연 단계 직후와 냉각 전에 스트립 두께에 걸친 오스테나이트의 완전히 다른 재결정화로 확인되었다. EWTmin 초과로 증가된 마무리 압연의 온도 범위와 일정한 평균 릴링 온도에서, 본 발명의 범위 내에서 모든 두께 범위의 스트립 두께에 걸쳐 완전한 재결정화를 달성하여 스트립 두께에 걸쳐 균일한 페라이트-베이나이트 미세구조를 달성하는 것이 가능했다.
결과는 놀라운데, 이는 압연 공정의 마지막 패스에서 재결정화가 없는 것이 예상한 것과 같이 과화학양론적 베이나이트계 열간 스트립 등급에서 조대한 미세구조로 이어지지만 예상한 것과 달리 국부 냉간 성형성에 긍정적인 영향을 주기 때문이다.
모든 두께 범위에서 스트립 두께에 걸친 완전한 재결정화를 위해서는 화학식 3에 따라 적어도 EWTmin의 EWT가 필요하다.
국부 냉간 성형성에 대한 재료 과학 측면의 원인을 종단면의 미세구조 성분 및 특징을 기초로 분석했다. 본 발명에 따라 처리된 표 3에 따른 샘플 A7 및 A9의 미세구조 분석의 결과는 다음과 같다:
- 열간 스트립 샘플의 미세구조는 스트립 두께에 걸쳐 비교적 균일하고 등방성이다. 균질성과 등방성은 HP 값이 18380(샘플 A7) 및 17232(샘플 A9)인 두 샘플에 대해 다음과 같이 설명될 수 있다:
a. 샘플은 주로 베이나이트계 미세구조로 구성된다. 페라이트 비율은 22% 및 49%이다.
b. 1/2 두께 위치에 대한 1/4 두께 위치 및 표면 근처 위치의 페라이트의 비율의 편차는 최대 7% 및 -2%이다.
c. 미세구조 확장은 비교적 약하다. 이는 특히 1/2 두께 위치에 적용된다. 이 경우, 종횡비는 1.5 및 1.5이다.
d. 두께에 걸친 경도는 상대적으로 거의 변하지 않는다. 이는 특히 표면 근처 위치에 적용된다. 표면의 경도는 평균값으로부터 -10 HV0.1 및 0 HV0.1만큼 벗어난다.
e. 전단 텍스처 성분은 표면 근처 위치에서 0.98 및 0.98 및 1/2 두께 위치에서 0.01 및 0.03이다.
추가 테스트를 통해 목표 미세구조는 다음과 같은 점에서 추가로 특성화되었다:
베이나이트계 페라이트의 주성분을 경화시키는 (Ti, Nb, Mo)(C, N)의 석출물의 적어도 절반은 직경이 10 nm 미만이고/이거나 석출물은 750 nm 미만의 평균 간격을 갖는다.
표 1
표 2
표 3

Claims (19)

  1. 높은 국부 냉간 성형성을 갖는 고강도 열간 압연 평탄 강 제품으로서,
    적어도 760 MPa의 인장 강도(Rm), 적어도 0.8의 항복 강도비, 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 홀 확장율, 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 16%의 파단 시 연신율, 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율을 가지며, 미세구조는 50 부피% 초과의 베이나이트 및 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트와 같은 10 부피% 이하, 유리하게는 5 부피% 이하의 탄소가 풍부한 미세구조 성분으로 구성되며, 나머지는 페라이트이며, 강의 다음의 화학적 조성을 가지며(중량%로):
    C: 0.04 내지 0.08
    Si: 0.1 내지 0.6
    Mn: 1.0 내지 2.0
    P: 최대 0.06
    S: 최대 0.01
    N: 최대 0.012
    Al: 0.06 이하
    Ti: 0.18 이하 및/또는 Nb: 0.08 이하
    Mo: 0.35 이하
    Ti+NB는 0.06 초과이며, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 다음의 화학식에 따라 존재하며:
    1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96),
    나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이며, Cr, Ni, V, B 및 Ca 중 하나 이상의 원소의 합금화에 의해 선택적으로 첨가되며,
    평탕 강 제품의 표면 근처, 1/4 두께 및 1/2 두께의 3 개의 영역에서 평탄 강 제품의 두께에 걸친 미세구조 분포는.
    - 평탄 강 제품의 1/2 두께 영역과 관련된 평탄 강 제품의 표면 근처 또는 1/4 두께 영역에서 페라이트의 비율의 최대 12 부피%, 유리하게는 최대 7 부피%의 절대 편차;
    - 평균값에 대한 평탄 강 제품의 3 개의 영역에서 압연 방향으로 결정립의 종횡비의 편차는 3 개의 영역 각각에서 0.3 미만임;
    및/또는
    - 3 개의 영역에서 경도 HV0.1의 차이는 각 경우에 평탄 강 제품의 전체 두께에 걸친 평균값과 비교하여 최대 20 HV0.1, 유리하게는 최대 15 HV0.1, 훨씬 더 유리하게는 최대 10 HV0.1인; 것을 특징으로 하는,
    평탄 강 제품.
  2. 제1항에 있어서,
    최대 0.01 중량%의 Ca의 합금화에 의해 첨가되는,
    평탄 강 제품.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강은 Ti+Nb: 최대 0.2 중량%를 함유하는,
    평탄 강 제품.
  4. 제1항 내지 제3항 중 적어도 한 항에 있어서,
    강은(중량%로):
    Ti 최소:0.02, 유리하게는 0.04, 훨씬 더 유리하게는 0.06
    Nb 최소: 0.01
    Mo 최소: 0.05를 함유하는,
    평탄 강 제품.
  5. 제1항 내지 제4항 중 적어도 한 항에 있어서,
    강은(중량%로):
    Cr: 0.6 이하
    Ni: 0.6 이하
    V: 0.2 이하
    B: 0.01 이하를 함유하며,
    탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 화학식 1.0 < (C/12 + N/14)/(Ti/48 + Nb/93 + Mo/96 + V/51)에 따라 존재하는,
    평탄 강 제품.
  6. 제5항에 있어서,
    강은(중량%로):
    Cr: 0.1 초과
    Ni: 0.1 초과
    V: 0.01 초과
    B: 0.0005 초과를 함유하는,
    평탄 강 제품.
  7. 제1항 내지 제6항 중 적어도 한 항에 있어서,
    베이나이트는 적어도 50 부피%의 주성분 및 2차 성분을 특징으로 하는 성분의 혼합물이며, 주성분은 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 및/또는 V(C, N)의 석출물에 의해 경화되는 베이나이트계 페라이트로 구성되며, 2차 성분은 예를 들어 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 하부 베이나이트 및 펄라이트와 같은 탄소가 더 풍부한 성분으로 구성되는,
    평탄 강 제품.
  8. 제1항 내지 제7항 중 적어도 한 항에 있어서,
    미세구조는 50 부피% 초과의 베이나이트로 구성되며 나머지는 페라이트로 구성되는,
    평탄 강 제품.
  9. 제8항에 있어서,
    미세구조는 75 부피% 초과의 베이나이트로 구성되며 나머지는 페라이트로 구성되는,
    평탄 강 제품.
  10. 제1항 내지 제9항 중 적어도 한 항에 있어서,
    평탄 강 제품의 1/2 두께 위치에서 모든 미세구조 성분의 결정립 확장은 최대 2.0의 압연 방향으로 모든 미세구조 성분의 종횡비를 특징으로 하며/하거나 평탄 강 제품의 표면 근처, 1/4 두께 및 1/2 두께의 3 개의 영역에 걸친 평균값은 최대 2.0, 유리하게는 1.6인,
    평탄 강 제품.
  11. 제1항 내지 제10항 중 적어도 한 항에 있어서,
    베이나이트계 페라이트의 주성분 및 페라이트를 경화시키는 (Ti, Nb, Mo)(C, N) 및/또는 V(C, N)의 석출물의 절반은 10 nm 미만의 직경을 가지며/가지거나 석출물은 750 nm 미만의 평균 간격을 갖는,
    평탄 강 제품.
  12. 제1항 내지 제11항 중 적어도 한 항에 있어서,
    압연 텍스처 성분에 대한 전단 텍스처 성분의 비율은 표면을 향해 증가하며 다음 값을 갖는, 평탄 강 제품.
    - 표면 근처: 최소 0.9
    - 1/2 두께: 최대 0.1
  13. 높은 국부 냉간 성형성을 갖는 열간 압연 평탄 강 제품을 제조하는 방법으로서,
    적어도 760 MPa의 인장 강도(Rm), 적어도 0.8의 항복 강도비, 적어도 30%, 유리하게는 적어도 40%, 특히 유리하게는 적어도 50%의 홀 확장율, 적어도 0.12, 유리하게는 적어도 0.17의 냉간 성형성의 척도 및 적어도 5 및 최대 13의 국부 냉간 성형성 및 전체 냉간 성형성의 비율을 가지며,
    방법은:
    - 다음을 함유하는 용강을 용융시키는 단계(중량%로):
    C: 0.04 내지 0.08
    Si: 0.1 내지 0.6
    Mn: 1.0 내지 2.0
    P: 최대 0.06
    S: 최대 0.01
    N: 최대 0.012
    Al: 0.06 이하
    Ti: 0.18 이하 및/또는 Nb: 0.08 이하
    Mo: 0.35 이하
    Ti+NB는 0.06 초과이며, 탄소 및 질소의 과화학양론적 비율은 다음의 화학식에 따라 존재하며:
    1.0 < (C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96),
    Cr, Ni, V, B 및 Ca 중 하나 이상의 원소의 합금화에 의해 선택적으로 첨가되며, 나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철임,
    - 수평 또는 수직 슬래브 또는 얇은 슬래브 주조 프로세스에 의해 슬래브 또는 얇은 슬래브를 형성하도록 용강을 주조하는 단계,
    - 슬래브 또는 얇은 슬래브를 1100℃ 내지 1270℃로 재가열하고 그 다음 슬래브 또는 얇은 슬래브를 다음의 직접적인 연속 단계로 열간 압연하는 단계:
    - 최종 압연 온도 EWT에서 요구되는 최종 두께로 열간 스트립의 마지막 압연 패스에서 압연하는 단계로서, 다음이 적용됨:
    EWT ≥ EWTmin = 682℃ + 464 C + 6445 Nb - 644 Nb0.5 + 732 V - 230 V0.5 + 890 Ti + 363 Al - 36 Si
    - 30 K/s 내지 150 K/s의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 단계
    - 유리한 미세구조 성분을 다음과 같이 설정하기에 충분히 낮은 릴링 온도 HT에서 열간 스트립을 코일로 릴링하는 단계
    HT ≤ HTmax = 761℃ - 217 x C - 77 x Mn + 97 x Si - 47 x Mo - 53 x Cr - 34 x Ni - 21 x V
    및 다른 한편으로 HP(T, t) = T(t) x (In(t)+20) 인 17000 ≤ HP ≤ 18800로 정의된 후속 시간-종속 냉각 공정 T(t)의 충분한 석출 경화를 제공하는데 적합하며, 온도 T는 K로 표시되며 지속 시간 t는 h로 표시됨
    - 냉각 공정 T(t)에서 릴링 온도와 100℃ 사이로 평균 냉각 속도 5 K/h 내지 50 K/h로 냉각시키고, 후속적으로 정지 공기에서 실온으로 냉각시키는 단계를 포함하는,
    평탄 강 제품을 제조하는 방법.
  14. 제13항에 있어서,
    슬래브는 1.6 mm 내지 6.0 mm의 두께를 갖는 평탄 강 제품을 형성하도록 열간 압연되는,
    평탄 강 제품을 제조하는 방법.
  15. 제13항 및 제14항에 있어서,
    평탄 강 제품에는 전해적으로 또는 용융 침지에 의해 금속 코팅이 제공되는,
    평탄 강 제품을 제조하는 방법.
  16. 제15항에 있어서,
    금속 코팅은 아연 기반인,
    평탄 강 제품을 제조하는 방법.
  17. 제13항 내지 제16항 중 적어도 한 항에 있어서,
    상기 방법은 제1항 내지 제12항에 청구된 바와 같은 평탄 강 제품을 제조하기 위한 것인,
    평탄 강 제품을 제조하는 방법.
  18. 자동차 산업의 부품을 제조하기 위한 제1항 내지 제12항 중 적어도 한 항에 청구된 바와 같은 평탄 강 제품의 용도.
  19. 섀시 부품을 제조하기 위한 제18항에 청구된 바와 같은 평탄 강 제품의 용도.
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