KR20230164098A - 고강도 다상 강으로 제조된 강 스트립 및 이러한 강 스트립을 제조하는 방법 - Google Patents

고강도 다상 강으로 제조된 강 스트립 및 이러한 강 스트립을 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 길이 방향으로 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강으로 만들어진 강 스트립에 관한 것이며, 다상 강은 중량%로 다음의 원소로 구성된다: C ≥ 0.08 내지 ≤ 0.23, Mn ≥ 1.5 내지 ≤ 3.5, Si+Al ≥ 0.25 내지 ≤ 2, N ≥ 0.0020 내지 ≤ 0.0160, P < 0.05, S < 0.01, Cu < 0.20, 선택적으로 다음 원소 중 하나 이상: Ca ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0060, Cr ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0, Mo ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0, Ni ≥ 0.05 내지 ≤ 0.50, Nb ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15, Ti ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15, V ≥ 0.001 내지 ≤ 0.30 및 B ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0050, 나머지: 용융으로 발생하는 관례적인 강 수반 불순물을 포함하는 철, 탄소 당량 CEV는 0.49 초과 0.9 미만, 바람직하게는 0.49 초과 0.75 미만이며, 탄소 당량 CEV는 다음 식에 따라 중량%로 해당 원소의 함량을 초래하며: CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5, 탄소 당량 CEV와 중량%로 Si 및 Al의 함량의 합의 비율은 2.3보다 작으며, 다상 강은 미세구조를 가지며, 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트 및/또는 하부 베이나이트의 미세구조 성분의 부피 비율의 합은 30 부피% 이상이며 나머지 미세구조는 페라이트 및 펄라이트로 구성된다. 본 발명은 또한 이러한 강 스트립을 생성하는 방법에 관한 것이다.

Description

고강도 다상 강으로 제조된 강 스트립 및 이러한 강 스트립을 제조하는 방법
본 발명은 길이 방향으로 인장 강도가 780 MPa 이상인 고강도 다상 강으로 구성된 강 스트립에 관한 것이다.
본 발명은 또한 인장 강도가 780 MPa 이상이 고강도 다상 강으로 구성된 강 스트립을 제조하는 방법에 관한 것이다.
다상 강은 다상 미세구조로 인해 강도, 변형성 및 연성의 탁월한 조합을 갖는다. 특히, 30 부피% 초과의 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 상 비율은 높은 인장 강도(예를 들어, 600 MPa 초과)를 달성하기 위한 필수 미세구조 성분이다. 예를 들어, 50 또는 70 부피%의 비율로 증가하면서, 화학적 조성에 따라 최대 980 MPa 초과의 강도 등급도 가능하다. 특히, 높은 어닐링 온도에서의 어닐링 처리로 인해 느린 냉각 속도 및/또는 조대한 미세구조를 갖는 어닐링 처리의 경우, 경질상 성분(마르텐사이트 또는 베이나이트, 선택적으로 템퍼링됨)의 비율이 더 높은 수준의 강도를 달성하기 위해 더 높아야 한다. 저합금강이 베이나이트와 마르텐사이트의 충분한 상 비율을 형성할 수 있도록 하기 위해 강의 특성인 변환 온도 A1보다 훨씬 높은 어닐링 처리와 후속의 충분히 높은 냉각 속도가 필요하다. 저합금 다상 강의 대규모 제조를 위해서는 소위 “연속 어닐링” 또는 용융 아연 도금 라인과 같은 연속 어닐링 설비가 필요하며, 냉각 속도는 1K/s보다 훨씬 높으며, 강 스트립은 따라서 A1 온도 초과의 온도에서 실온까지 몇 초 또는 몇 분 내에 냉각된다.
이하에서 강 스트립은 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립으로 이해된다. 열간 스트립이라고도 불리는 열간 압연 강 스트립의 일반적인 두께는 1.8 mm내지 18 mm이다. 냉간 압연된 어닐링된 강 스트립은 냉간 스트립 또는 미세 시트로 지칭되며 일반적으로 0.5 mm 내지 2.5 mm의 범위의 두께를 가지며, 스트립 두께는 또한 냉간 스트립 또는 미세 시트 내에 목표한 방법을 통해 다양한 유연성을 사용하여 목표한 방식으로 조정될 수 있다.
연속 어닐링 로에서 연속 어닐리에 의한 대규모 열처리 외에도 스트립 시트는 산업 규모로 “전체적으로” 열처리되며 예를 들어 소위 배치식 어닐링 설비와 같은 용광로에서 코일형 스트립으로도 열처리된다. 저합금 스트립 시트의 배치식 어닐링 처리는 회복 어닐링 또는 재결정/연화 어닐링으로 수행된다. 회복 어닐링의 경우, 일반적으로 냉간 성형된 스트립 시트는 어닐링에 의해 생성된 강 스트립에서 높은 항복 강도와 낮은 연성을 동시에 달성하면서 높은 인장 강도를 달성하기 위해 700℃ 미만의 온도에서 어닐링된다. 일반적으로, 회복 어닐링된 강은 뚜렷한 항복 강도, 적당한 연성 및 0.8 초과의 높은 항복 강도/인장 강도 비율을 가지며, 이는 강 스트립의 추가 가공에 중요할 수 있다. 배치식 어닐링 처리 후 기술적 특성 값의 원인이 되는 재료 과학 회복 메커니즘은 어닐링 처리에서 스트립 시트의 어닐링 온도, 어닐링 기간 및 이전 냉간 성형(예를 들어, 냉간 성형의 정도)에 따라 크게 달라진다. 연화/재결정 어닐링의 경우, 스트립은 몇 시간에서 며칠 동안 A1 변환 온도 주위의 온도에서 어닐링된다. 이전에 설명된 어닐링 처리 후의 인장 강도는 600 MPa 미만의 강도이며 어닐링 처리 전의 강도에 비해 상당히 낮다. 그러나, 재결정 어닐링으로 인해 연성은 어닐링되지 않고 냉간 압연된 재료에 비해 상당히 증가한다.
치열한 자동차 시장 경쟁으로 인해 제조 업체는 가능한 최고 수준의 편안함과 승객 보호를 유지하면서 차량 연료 소비와 CO2 배기가스 배출을 줄이기 위한 솔루션을 지속적으로 찾아야 한다. 한편으로는 모든 차량 구성요소의 중량 감소가 결정적인 역할을 하며, 다른 한편으로는 작동 중 높은 정적 및 동적 하중이 가해지는 경우 및 충돌의 경우에 개별 구성요소의 가능한 가장 유리한 동작을 보장한다. 강 제조업체는 고강도 강의 공급을 통해 이 문제를 해결하는데 기여한다. 또한, 더 얇은 시트 두께를 갖는 고강도 강의 제공을 통해, 차량 구성요소의 중량은 줄어들면서 구성요소의 거동을 동일하게 유지되거나 심지어 개선될 수도 있다.
새로 개발된 다상 강은 필요한 중량 감소뿐만 아니라 탄성 한계, 인장 강도 및 파단시 연신율과 관련된 높은 재료 요구사항도 충족해야 한다.
다상 강은 예를 들어 공개 문서 DE 10 2017 131 247 A1, DE 10 2017 130 237 A1 및 DE 10 2015 111 177 A1에서 알려져 있다. 본 명세서에 개시된 재료 특성은 충분히 빠른 냉각 조건을 요구하는 베이나이트 및/또는 마르텐사이트의 높은 상 비율로 인해 발생한다. 이러한 다상 강의 대규모 가공은 연속 어닐링 설비를 통해 이루어진다.
본 발명의 목적은 고강도 다상 강으로 구성된 강 스트립을 제공하기 위한 대안적 조치를 제공하는 것이다.
목적은 독립항 제1항의 특징을 갖는 강 스트립 및 독립항 제9항의 특징을 갖는 강 스트립을 제조하는 방법에 의해 본 발명에 따라 달성된다. 본 발명의 바람직한 실시예는 종속항에 설명되며, 이는 개별적으로 또는 조합으로 각 경우에 본 발명의 양태를 묘사할 수 있다.
본 발명의 제1 양태는 세로 방향으로 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강으로 구성된 강 스트립에 관한 것이며, 다상 강은 중량%로 다음 원소로 구성된다:
C ≥ 0.08 내지 ≤ 0.23,
Mn ≥ 1.5 내지 ≤ 3.5,
Si+Al ≥ 0.25 내지 ≤ 2,
N ≥ 0.0020 내지 ≤ 0.0160,
P < 0.05,
S < 0.01,
Cu < 0.20,
및 선택적으로 중량%로 다음 원소 중 하나 이상:
Ca ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0060,
Cr ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
Mo ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
Ni ≥ 0.05 내지 ≤ 0.50,
Nb ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
Ti ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
V ≥ 0.001 내지 ≤ 0.30 및
B ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0050,
나머지는 일반적인 강 관련 용융 유도 불순물을 포함하는 철이며, 탄소 당량 CEV는 0.49 초과 0.9 미만이며, 탄소 당량 CEV는 다음 식에 따라 결정된다
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
중량%로 해당 원소의 함량(즉, 이들 원소의 질량 비율)으로부터 계산되며, 탄소 당량 CEV와 중량%로 Si 및 Al의 함량의 합의 비율은 2.3보다 작으며(CEV/(Si+Al)<2.3), 다상 강은 미세구조를 가지며, 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트 및/또는 하부 베이나이트의 미세구조 성분의 부피 비율의 합은 30 부피% 이상이며 나머지 미세구조는 페라이트 및 펄라이트로 구성된다. 이러한 강 스트립은 후술할 강 스트립 제조 방법에 따라 “전체적으로” 코일로 감겨져 있는 이 스트립 시트를 열처리함으로써 해당 조성의 강으로 구성되는 압연 스트립 시트로부터 제조될 수 있다. 상기 열처리는 “어닐링”이라고도 하며 예를 들어 소개에서 언급한 배치식 어닐링 설비를 통해 수행될 수 있다.
따라서 본 발명은 높은 인장 강도 > 780 MPa, 특히 우수한 연성 A80 > 5%및 낮은 탄성 한계 비율 Rp0.2/RM < 0.8을 갖는 강 스트립을 제공할 수 있으며, 이러한 기술적 특징은 열처리 후의 미세구조 또는 열처리 전의 냉간 변형에 의해 크게 영향을 받지 않는다. 즉, 인장 강도 Rp0.2/RM에 대한 탄성 한계 비율이 0.8 미만이고 파단 시 연신율 A80이 5% 초과인 것이 특히 제공된다.
본 발명의 바람직한 실시예에 따르면, 원소 C의 중량% 함량은 0.09 내지 0.2이며/이거나 원소 Mo의 중량% 함량은 0.4 미만이다.
본 발명의 다른 바람직한 실시예에 따르면, 원소 Mn의 중량% 함량은 1.8 내지 2.5이며/이거나 원소 Si+Al의 합의 중량% 함량은 0.25 내지 1이다.
본 발명의 특정 일 실시예에 따르면, 탄소 당량 CEV가 0.7 미만이다. 이러한 강은 특히 효과적인 방식으로 가공될 수 있다.
본 발명의 또 다른 바람직한 실시예에 따르면, 다상 강의 미세구조에서 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트 및/또는 하부 베이나이트의 공통 미세구조 성분의 부피 비율은 50 부피% 이상, 특히 바람직하게는 70 부피% 이상이며, 나머지 미세구조는 페라이트 및 펄라이트로 구성된다.
강 스트립은 특히 일정한 두께를 가지며, 용어 “일정한 두께”는 기존 표준 공차(예를 들어, EN 10051에 대응함)의 관점에서 이해되어야 한다. 대안적으로, 강 스트립이 길이 방향 연장에서 구체적으로 변화하는 두께를 갖는 유리한 방식으로 제공된다. 최대 두께와 최소 두께 사이의 비율은 특히 1.16과 3 사이이다. 공칭 스트립 두께가 2.0 mm 이상인 경우, 이 비율은 기존 표준 공차를 벗어난다. 특히, 길이 방향 연장에서 구체적으로 변하는 두께를 갖는 이러한 강 스트립은 소위 “테일러 압연 블랭크(Tailor Rolled Blanks)”를 위한 유연하게 압연된 강 스트립이다. 유연하게 압연된 강 스트립은 열처리 전에 스트립 시트로서 유연하게 압연되며, 롤러는 상하 이동에 의해 상이한 시트 두께를 생성한다. 상이한 두께 사이의 균일한 전이가 유리하다.
본 발명의 또 다른 바람직한 실시예에 따르면, 강 스트립이 특히 4 mm 내지 18 mm의 두께를 가지며, 이는 연속 어닐링 로에서 산업적 생산의 경우에는 용이하게 가능하지 않다.
본 발명의 제2 양태는 길이 방향으로 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강, 특히 위에서 언급된 강 스트립으로 구성된 강 스트립을 제조하는 방법에 관한 것이며, 강의 압연 스트립 시트는 중량%로 다음의 원소로 구성된다
C ≥ 0.08 내지 ≤ 0.23,
Mn ≥ 1.5 내지 ≤ 3.5,
Si+Al ≥ 0.25 내지 ≤ 2,
N ≥ 0.0020 내지 ≤ 0.0160,
P < 0.05,
S < 0.01,
Cu < 0.20,
선택적으로 다음 원소 중 하나 이상:
Ca ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0060,
Cr ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
Mo ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
Ni ≥ 0.05 내지 ≤ 0.50,
Nb ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
Ti ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
V ≥ 0.001 내지 ≤ 0.30 및
B ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0050,
나머지는 일반적인 강 관련 용융 유도 불순물을 포함하는 철이며, 탄소 당량 CEV는 0.49 초과 0.9 미만이며, 탄소 당량 CEV는 다음 식에 따라 결정된다
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
중량%로 해당 원소의 함량으로부터 계산되며, 탄소 당량 CEV와 중량%로 Si 및 Al의 함량의 합의 비율은 2.3보다 작으며, 전체적으로 열처리되어 - 특히 코일로 감겨져 - 이는 750℃ 초과의 온도를 가정하며 이 열처리 후에 200℃ 미만의 온도로 냉각되며, 750℃ 내지 200℃의 냉각은 1 K/h 초과 300 K/h 미만의 평균 냉각 속도에서 수행된다.
강 스트립을 제조하는 본 발명의 방법은 대규모 생산을 위한 연속 어닐링 절차를 필요로 하지 않으며, 최종 제품인 강 스트립은 780 MPa 초과의 여전히 높은 인장 강도, 양호한 연성 A80>5% 및 낮은 탄성 한계 비율 Rp0.2/Rm < 0.8을 가지며, 열처리 후의 기술적 특성 값은 열처리 전의 미세구조 또는 냉간 변형에 의해 실질적으로 영향을 받지 않는다.
방법은 예를 들어 배치식 어닐링 설비를 사용하여 대규모로 수행될 수 있다. 저합금 강의 경우, 이는 본 발명에 따른 생산 방법을 통해서만 재료 과학 측면에서 가능하며, 이는 방법이 열처리 동안 목표로 하는 상 전환을 포함하기 때문이다. 이를 위해서는 연속 어닐링의 경우 열처리와 유사하게 A1 온도 초과의 온도 범위에서 어닐링을 수행하는 것이 반드시 필요하지만 반드시 A3 온도를 초과할 필요는 없다. 필요한 어닐링 온도는 강 스트립의 화학적 조성에 따라 달라질 수 있다.
해당 제품은 다상 미세구조 및 위에 언급된 다상 강의 관련 특정적인 기술 특성을 갖는 열간 압연 및/또는 냉간 압연 강 스트립이다.
다상 강의 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 특성의 상 성분은 A1 온도 초과의 온도에서 강의 냉각 동안 오스테나이트 상 비율로 형성된다. 오스테나이트가 페라이트 및/또는 펄라이트 상으로 변환되지 않도록 하려면 기술적으로 가능한 냉각 속도에 상응하는 재료의 충분히 철저한 경화성을 가질 필요가 있다. 강의 철저한 경화성은 화학적 조성에 따라 달라지며 대략 다음과 같은 탄소 당량 CEV로 설명될 수 있다:
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
그러나, 망간(Mn), 크롬(Cr), 카본(C), 바나듐(V), 몰리브덴(Mo), 구리(Cu) 및/또는 니켈(Ni)과 같은 합금 원소의 지나치게 높인 비율이 연속 주조, 열간 압연 또는 냉간 압연과 같은 이전 공정 단계 및 용접과 같은 후속 접합 작업에 대해 허용된다. 합금 원소의 더 낮은 비율을 갖는 강의 경우, 오스테나이트의 합금 원소를 국부적으로 풍부하게 하여 오스테나이트의 국부적으로 더 철저한 경화성을 달성하기 위해 낮은 어닐링 온도를 선택하는 것이 바람직하다. 위에 언급된 이유로 인해 CEV는 0.49에서 최대 0.9, 바람직하게는 0.75, 바람직하게는 최대 0.7로 제한된다. 비용상의 이유로 합금 원소의 비율과 CEV도 낮게 유지되어야 한다. 위에서 언급한 이유로 인해 임계 온도 범위 750℃ 내지 200℃에서 평균 냉각 속도는 1 K/h 내지 300 K/h 사이가 되는 것을 추천한다.
베이나이트 및/또는 마르텐사이트와 같은 다상 강의 강도를 강화하는 미세구조 성분은 570℃ 미만의 온도에서 냉각하는 동안 오스테나이트 상 비율로 형성된다. 실온 초과의 온도, 특히 200℃ 초과의 온도에서는 마르텐사이트 및 베이나이트 상의 국부적인 고강도가 소위 템프링 또는 자체 템퍼링에 의해 감소된다. 이러한 재료 과학 메커니즘의 경우, 강제로 용해된 탄소가 탄화물로 석출되고 변환 유도된 응력이 감소하면 특히 베이나이트와 마르텐사이트의 경질 상의 강도가 감소하고 따라서 어닐링된 강 스트립의 강도가 감소한다. 이 템퍼링 메커니즘은 열적으로 활성화된다. 템퍼링/자체 템퍼링으로 인한 강도 감소는 더 높은 온도, 특히 200℃ 초과의 온도에서 더 긴 체류 시간 동안 그에 따라 증가한다. 강도 감소를 최소한으로 유지하기 위해, 경질 상이 형성된 후 가속 방식으로 200℃ 미만의 온도로 냉각하고 합금 개념으로 템퍼링 메커니즘에 대응하는 것이 절대적으로 필요하다.
특히, 원소 Si 및 Al 원소는 탄화물 형성의 동역학을 지연시켜 경질 상을 안정화시키는데 유용하다. 베이나이트와 마르텐사이트의 변환 온도를 낮추면 동일한 공정 제어로 템퍼링 효과도 줄어든다. CEV에 설명된 원소는 마찬가지로 베이나이트 및 특히 마르텐사이트의 변환 온도를 낱추는 역할을 하며, 이는 본 발명에 긍정적이다. 그러나, Cr 또는 Mn의 비율이 높으면 어닐링 처리 중에도 추가 탄화물이 형성되어 마찬가지로 최대 강도가 낮아질 수 있다. 위에 언급된 이유로 인해 합금 원소 Si 및 Al의 함량 합계를 0.25 중량%보다 크게 제한하고 마찬가지로 앞서 언급한 Si와 Al의 합계 함량에 대한 CEV의 비율을 2.3의 최대값으로 제한할 필요가 있다.
어닐링 처리 중에 충분한 비율의 오스테나이트가 형성되도록 하기 위해, 온도는 750℃ 초과, 바람직하게는 780℃ 초과, 더욱 바람직하게는 790℃ 초과로 유지되어야 한다. 그러나, 지나치게 높은 어닐링 온도는 바람직하지 않은 입자 성장을 초래하므로 최대 어닐링 온도는 바람직하게는 70℃+Ar3 온도를 초과하지 않는 것이 좋다. Ar3 온도는 화학 조성에 따라 달라지며 다음 식을 사용하여 추정될 수 있다.
Figure pct00001
상응하게, 본 발명에 따른 방법의 바람직한 실시예에 따르면, 스트립 시트는 1 K/h 내지 300 K/h의 평균 가열 속도로 열처리하는 동안 100℃에서 750℃의 온도로 가열되는 것이 제공되며, 스트립 시트는 적어도 1시간 동안 750℃ 내지 Ar3+70℃의 온도 범위에 유지되며, 온도 Ar3의 수치는 중량%로 상응하는 원소의 함량으로부터 위의 식을 사용하여 계산된다.
에너지를 절약하고 퍼니스 라이닝(furnace lining)의 온도 저항을 고려하여 온도를 최대 900℃ 또는 850℃로 더 제한하는 것을 추천한다. 따라서, 강으로 구성된 스트립 시트는 바람직하게는 열처리 동안 최대 온도 780℃ 이상 900℃ 이하, 바람직하게는 790℃ 이상 850℃ 이하에 도달한다.
코일형 강 스트립의 균일한 철저한 가열을 보장하기 위해, 바람직하게는 적어도 1시간의 철저한 가열이 제공된다. 체류 시간이 길수록 더 균질한 철저한 가열에 도움이 되지만, 결과적으로 강도의 증가를 초래하는 이와 관련된 입자 성장으로 인해 추천되지 않는다.
예를 들어 배치식 어닐링 로에서 코일형 강 스트립을 가공하여 연속 어닐링 절차에서보다 매우 낮은 가열 속도를 달성하는 것이 기술적으로 가능하다. 그러나, 가열 중 원하지 않는 열역학적으로 안정한 석출과 원하지 않는 입자 성장을 방지하기 위해 가능한 가장 높은 가열 속도로 전체 어닐링 사이클을 가열하는 것이 여전히 추천된다. 또한 지나치게 빠른 가열은 강의 균일하고 철저한 가열에 해로우므로 임계 온도 범위 100℃에서 최소 어닐링 온도 750℃까지의 평균 가열 속도 는 1 K/h 내지 300 K/h가 추천된다.
또한, 강 스트립에는 냉각 후 금속 코팅, 유기 코팅 또는 래커(lacquer) 형태의 표면 코팅이 제공되는 것이 바람직하다.
열처리를 위해 제공되는 강 스트립은 특히 일정한 두께를 가지며, 여기서 용어 “일정한 두께”는 기존 표준 공차(예를 들어, EN 10051에 대응함)의 관점에서 이해되어야 한다. 대안적으로, 열처리를 위해 제공되는 스트립 시트는 길이 방향 연장에서 구체적으로 변하는 두께를 갖는 것이 유리하며, 최대 두께와 최소 두께 사이의 비율은 특히 1.16 내지 3이다. 공칭 스트립 두께가 2.0 mm 이상인 경우 이 비율은 기존 표준 공차를 벗어난다. 특히, 구체적으로 변하는 두께를 갖는 이러한 스트립 시트는 소위 “테일러 압연 블랭크(Tailor Rolled Blanks)”를 위한 유연하게 압연된 강 스트립이다. 유연하게 압연된 강 스트립은 열처리 전에 다시 한 번 압연되며, 롤러는 상하 이동에 의해 상이한 시트 두께를 생성한다. 상이한 두께 사이의 균일한 전이가 유리하다. 생성된 강 스트립은 고강도 다상 철로 구성된 유연하게 압연된 강 스트립이다.
다상 미세구조를 갖는 본 발명에 따른 강 스트립의 원소의 효과는 이하에서 더 자세히 설명될 것이다. 일반적으로 다상 강은 미세합금 원소가 있거나 없는 합금 원소가 결합되는 방식으로 화학적으로 구조화된다. 관련 원소는 불가피하며 필요한 경우 분석 개념에서 그 효과 측면에서 고려된다.
관련 원소는 철광석에 이미 존재하거나 생산 공정의 결과로 강에 들어가는 원소이다. 그들은 주로 부정적인 영향 때문에 일반적으로 바람직하지 않다. 허용 가능한 함량 수준으로 제거하거나 덜 해로운 형태로 변환하려는 시도가 이루어진다.
수소(H)는 격자 장력을 생성하지 않고 철 격자를 통해 단일 원소로 확장될 수 있다. 결과적으로, 철 격자의 수소는 상대적으로 이동성이 있고 강 제조 중에 상대적으로 쉽게 흡수될 수 있다. 수소는 원자(이온) 형태로만 철 격자에 흡수될 수 있다. 수소는 상당한 취화 효과를 발휘하며 바람직하게는 에너지 측면에서 유리한 위치(결함, 결정립계 등)로 확산된다. 따라서 결함은 수소 트랩의 역할을 하며 재료 내 수소의 체류 시간을 상당히 증가시킬 수 있다. 저온 균열은 분자 수소와의 재결합을 통해 생성될 수 있다. 이러한 거동은 수소 취성 또는 수소 유발 응력 균열 부식의 경우에 발생한다. 외부 응력 없이 발생하는 지연 균열, 소위 지연 파괴의 경우에도 수소가 그 원인으로 거론되는 경우가 많다. 따라서, 강의 수소 함량은 가능한 한 작게 유지되어야 한다.
산소(O): 용융 상태에서, 강은 상대적으로 가스에 대한 흡수력이 크지만, 실온에서 산소는 매우 적은 양만 용해된다. 수소와 유사한 방식으로, 산소는 원자 형태로만 재료로 확산될 수 있다. 높은 취성 효과와 시효 저항에 대한 부정적인 효과로 인해 생산 과정에서 산소 함량을 줄이기 위한 모든 노력이 이루어졌다. 한편으로는 진공 처리와 같은 절차적 접근 방식과 다른 한편으로는 산소를 줄이기 위한 분석적 접근 방식이 제공된다. 특정 합금 원소를 추가하면 산소가 덜 위험한 상태로 전환될 수 있다. 예를 들어, 일반적으로 망간, 실리콘 및/또는 알루미늄을 통해 산소를 결합하는 것이 일반적이다. 그러나, 생성된 산화물은 재료의 결함으로 부정적인 특성을 생성할 수 있다. 대조적으로, 미세 석출, 특히 산화 알루미늄의 경우, 결정립 미세화도 일어날 수 있다. 따라서, 위에서 언급한 이유로 강의 산소 함량은 가능한 한 낮게 유지되어야 한다.
질소(N)도 마찬가지로 강의 생산과 관련된 원소이다. 유리 질소를 갖는 강은 강한 시효 효과를 갖는 경향이 있다. 질소는 낮은 온도에서도 동일하게 전위와 블록으로 확산된다. 따라서 인성의 급속한 손실과 관련된 강도의 증가가 발생한다. 질화물 형태의 질소의 결합은 예를 들어 알루미늄 또는 티타늄의 합금화에 의한 첨가에 의해 가능하다. 위에서 언급한 이유로 황 함량은 0.016 중량% 이하 또는 강 생산 시 불가피한 양으로 제한된다.
황(S)은 마찬가지로 철광석에 미량 원소로 결합된다. 이는 강(강 가공 제외)에서는 강한 편석 경향을 나타내고 취성 효과가 크기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 용융물 내의 황의 양을 가능한 한 낮추려는 시도가 이루어졌다(예를 들어, 깊은 진공 처리에 의해). 또한, 존재하는 황은 망간을 첨가함으로써 상대적으로 무해한 화합물인 황화망간(MnS)으로 전환된다. 황화 망간은 종종 압연 공정에서 라인으로 압연되어 변환을 위한 핵 생성 지점으로 기능한다. 주로 확산 제어 변환의 경우 뚜렷한 선의 미세구조가 생성되고, 매우 뚜렷한 선 형성의 경우 기계적 특성이 손상될 수 있다(예를 들어, 분포된 마르텐사이트 섬 대신 뚜렷한 마르텐사이트 선, 이방성 재료 거동, 파단 시 연신율 감소). 위에서 언급한 이유로 황 함량은 0.01 중량% 이하 또는 강 생산 시 불가피한 양으로 제한된다.
인(P)은 철광석의 미량 원소로 철 격자에 치환 원자로 용해된다. 인은 혼합 결정 경화에 의해 경도를 증가시키고 경화성을 향상시킨다. 그러나, 일반적으로 인 함량을 가능한 한 낮추려는 시도가 이루어지는데, 이는 특히 낮은 확산 소도로 인해 편석 경향이 강하고 인성 수준이 크기 감소하기 때문이다. 결정립계에 인이 부착되면 결정립계 파단이 초래된다. 또한, 인은 인성에서 취성 거동으로의 전이 온도를 최대 300℃로 증가시킨다. 열간 압연 동안 결정립계의 표면 근처의 인 산화물로 인해 파단이 형성될 수 있다. 소량의 보론을 합금화하여 첨가하면 인의 부정적인 영향을 부분적으로 보상할 수 있다. 보론은 결정립계 응집력을 증가시키고 결정립계에서의 인 편석을 감소시키는 것으로 믿어진다. 그러나, 일부 강에서는 낮은 비용과 높은 강도 증가로 인해 P가 예를 들어 고강도 IF(interstitial free) 강에서 미세 합금 원소로 소량(<0.1%)으로 사용된다. 위에서 언급한 이유로 인 함량은 0.050% 이하 또는 강의 생산 시 불가피한 양으로 제한된다.
합금 원소는 일반적으로 목표한 방식으로 특정 특성에 영향을 주기 위해 강에 첨가된다. 따라서 합금 원소는 상이한 강의 상이한 특성에 영향을 미칠 수 있다. 상관 관계는 다양하고 복잡하다. 합금 원소의 효과는 이하에서 더 자세히 논의될 것이다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로 간주된다. 최대 2.06%의 양을 목표로 도입하면 철이 먼저 강으로 변한다. 강을 생산하는 동안 탄소 비율이 급격하게 감소된다. 본 발명에 따른 다상 강의 경우, 그 비율은 0.08 중량% 내지 0.23 중량%이다. 탄소는 상대적으로 작은 원자 반경으로 인해 철 격자에 격자간 용해된다. 용해도는 α-철에서 최대 0.02%이고 γ-철에서 최대 2.06%이다. 용해된 형태에서, 탄소는 강의 경화성을 상당히 증가시킨다. 상이한 용해도는 상 변환 동안 확연한 확산 절차가 필요하게 하며, 이 절차로 인해 매우 상이한 운동 조건이 발생할 수 있다. 또한, 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 증가시키며, 이는 더 낮은 온도에서 오스테나이트 영역이 확장되는 상 다이어그램에서 입증된다. 마르텐사이트에 강제로 용해되는 탄소 함량이 증가됨에 따라 격자 변형이 발생하며 이와 관련하여 확산 없이 생성된 상의 강도가 증가한다. 또한, 탄화물 형성에는 탄소가 필요하다. 거의 모든 강에 발생하는 대표적인 것이 시멘타이트(Fe3C)이다. 그러나, 실질적으로 더 단단한 특수 탄화물은 예를 들어 크롬, 티타늄, 니오븀 및 바나듐과 같은 다른 금속으로 형성될 수 있다. 따라서, 결과적인 강도 증가에 중요한 의미를 갖는 것은 석출물의 유형뿐만 아니라 분포 및 정도이다. 따라서, 충분한 강도와 양호한 용접성을 확보하기 위해 C의 최소 함량은 0.08 중량%로 고정되며, 최대 C 함량은 0.23 중량%로 고정되며, 바람직하게는 0.09 내지 0.2 중량%이다.
알루미늄(Al)은 일반적으로 철에 용해되는 산소와 질소를 결합시키기 위해 합금화를 통해 강에 첨가된다. 따라서 산소와 질소는 산화 알루미늄과 질화 알루미늄으로 변환된다. 이러한 석출은 핵 생성 지점을 증가시켜 결정립 미세화에 영향을 줄 수 있으며 따라서 인성 특성과 강도 값을 증가시킬 수 있다. 티타늄이 충분한 양으로 존재하면 질화 알루미늄이 석출되지 않는다. 질화 티타늄은 생성 엔탈피가 낮고 더 높은 온도에서 형성된다. 용해된 상태에서, 알루미늄은 실리콘과 마찬가지로 페라이트 형성을 더 짧은 시간으로 이동시켜 충분한 페라이트 형성을 가능하게 한다. 또한, 탄화물의 형성을 억제하여 오스테나이트의 지연된 전환을 초래한다. 이러한 이유로 Al은 실리콘의 일부를 알루미늄으로 대체하기 위해 잔류 오스테나이트 강의 합금 원소로도 사용된다. 이 접근법의 이유는 Al이 Si보다 아연 도금 반응에 대해 약간 덜 중요하기 때문이다.
주조하는 동안, 실리콘(Si)은 산소와 결합하여 강의 편석 및 불순물을 감소시킨다. 또한, 혼합 결정 경화를 통해 실리콘은 페라이트의 강도를 증가시키며 파단 시 연신율은 약간만 감소한다. 더 중요한 효과는 실리콘이 페라이트 형성을 더 짧은 시간으로 이동시켜 연속적으로 어닐링된 재료로 담금질하기 전에 충분한 페라이트를 생성할 수 있다는 것이다. 다상 강의 배치식 어닐링 처리에 본 발명의 저합금 강을 사용할 때 특히 유리한 효과가 있다. 페라이트의 형성은 오스테나이트에 탄소가 풍부해지고 안정화되게 한다. 더 높은 함량의 경우, 실리콘은 탄화물의 형성을 방지함으로써 특히 베이나이트 형성 영역에서 저온 범위에서 오스테나이트를 현저하게 안정화시킨다. 열간 압연 중에 실리콘 함량이 높으면 추가 가공을 방해할 수 있는 접착력이 높은 스케일이 형성될 수 있다.
Si 및 Al을 모두 첨가하면 베이나이트 미세구조 성분 또는 템퍼링된 마르텐사이트에서 탄화물(특히 M3C-탄화물, 여기서 M은 금속 합금 원소)을 억제함으로써 앞서 언급한 마르텐사이트 및/또는 베이나이트의 경질 상으로부터 강도가 감소하는 것을 방지하며 어닐링 처리 후 강도가 덜 현저하게 감소하는 것을 초래한다. 전술한 이유로 Al 및 Si의 함량 합계는 0.25 내지 2 중량%로 고정되며, 바람직하게는 최대 1 중량%로 고정된다.
망간(Mn)은 유해한 황을 망간 황화물로 전환시키기 위한 탈황 목적으로 거의 모든 강에 첨가된다. 또한, 혼합 결정 경화를 통해 망간은 페라이트의 강도를 증가시키고 전환을 더 낮은 온도로 이동시킨다. 합금화에 의해 망간을 첨가하는 주된 이유는 잠재적인 경도 증가가 크게 향상되기 때문이다. 확산 억제로 인해, 펄라이트 및 베이나이트 전환 시간이 길어지고 마르텐사이트 시작 온도가 감소한다. 실리콘과 마찬가지로 망간은 어닐링 처리 중에 강 표면에 산화물을 형성하는 경향이 있다. 어닐링 파라키터와 다른 합금 원소(특히 Si 및 Al)의 함량에 따라 산화 망간(예를 들어, MgO) 및/또는 Mn 혼합 산화물(예를 들어, Mn2SiO4)이 발생할 수 있다. 그러나, 망간은 Si/Mn 또는 Al/Mn 비율이 작은 경우 산화막 대신 구형 산화물이 형성될 가능성이 높기 때문에 덜 중요한 것으로 간주된다. 따라서 Mn 함량은 1.5중량% 내지 3.5 중량%, 바람직하게는 1.8 내지 2.5 중량%로 고정된다.
크롬(Cr): 크롬을 첨가하면 잠재적인 경도 증가가 주로 향상된다. 용해된 상태의 크롬은 펄라이트와 베이나이트 전환을 더 긴 시간으로 이동시키고 동시에 마르텐사이트 시작 온도를 낮춘다. 더 중요한 효과는 크롬이 템퍼링 저항을 상당히 증가시킨다는 것이다. 또한 크롬은 탄화물 형성제이다. 크롬이 탄화물 형태로 존재하는 경우, 경화 전에 오스테나이징 온도를 크롬 탄화물에 용해할 수 있을 만큼 충분히 높게 선택해야 한다. 그렇지 않으면, 핵의 수가 증가하여 잠재적인 경도 증가가 저하될 수 있다. 마찬가지로 크롬은 어닐링 처리 중에 강 표면에 산화물을 형성하는 경향이 있으며, 그 결과 아연도금 품질이 저하될 수 있다. 따라서, 선택적 Cr 함량은 0.05 내지 1.0 중량%의 값으로 고정된다.
몰리브덴(Mo): 크롬 첨가와 유사한 방식으로 몰리브덴을 첨가하여 경화성을 향상시킨다. 펄라이트와 베이나이트 전환은 더 긴 시간을 향해 이동하고 마르텐사이트 시작 온도는 감소한다. 또한, 몰리브덴은 템퍼링 저항을 크게 증가시키고 혼합 결정 경화로 인해 페라이트의 강도를 증가시키는 효과가 있다. Mo 함량은 치수, 시스템 구성 및 미세구조 설정에 따라 다르게 추가된다. 비용상의 이유로 선택적 Mo 함량은 0.05 내지 1.0 중량%, 바람직하게는 최대 0.4 중량%로 고정된다.
구리(Cu): 구리를 첨가하면 인장 강도가 증가하고 잠재적인 경도가 증가할 수 있다. 니켈, 크롬 및 인과 함께 구리는 표면에 보호 산화물 층을 형성하여 부식 속도를 상당히 줄일 수 있다. 구리는 산소와 함께 결정립계에서 특히 열간 변형 공정에 부정적인 영향을 미칠 수 있는 유해 산화물을 형성할 수 있다. 따라서 구리의 최대 함량은 0.2 중량%로 제한된다.
칼슘(Ca): 칼슘은 탈산, 탈황을 위해 고강도 강 생산에 사용되며 산화물과 황화물의 크기와 형상을 제어하는데 사용된다. 이는 특히 고강도 강의 연성과 인성을 향상시킨다. 또한, 칼슘을 첨가한 강은 예를 들어 열간 압연 동안 열간 균열이 덜 발생하는 경향이 있다. 위에서 언급한 이유와 강에서 칼슘의 매우 낮은 용해도로 인해 칼슘의 함량은 필요한 경우 0.0005 내지 0.0060 중량%로 제한도니다.
니켈(Ni): 니켈은 산소와 함께 결정립계에서 특히 열간 변형 공정에서 부정적인 영향을 미칠 수 있는 유해 산화물을 형성할 수 있다. 그러나, 니켈도 마찬가지로 경화성을 증가시키고 변환 온도 Ac3을 낮춘다. 위에서 언급한 이유와 비용상의 이유로 니켈의 선택적인 함량은 0.05 내지 0.50 중량%로 제한된다.
미세합금 원소는 일반적으로 매우 적은 양(< 0.1%)으로만 첨가된다. 일반적인 미세합금 원소에는 알루미늄, 바나듐, 티타늄, 니오븀 및 보론이 있다. 합금 원소와는 대조적으로, 이들은 주로 석출물 형성에 의해 작용하지만 용해 상태의 특성에도 영향을 미칠 수 있다. 소량 첨가에도 불구하고 미세합금 원소는 생산 조건과 가공 특성 및 최종 특성에 큰 영향을 미친다. 일반적으로 철 격자에 용해되는 탄화물 및 질화물 형성제가 미세합금 원소로 사용된다. 탄질화물의 형성은 질화물과 탄화물이 서로 완전히 용해되기 때문에 마찬가지로 가능하다. 산화물 및 황화물을 형성하는 경향은 일반적으로 미세합금 원소에서 가장 두드러지지만 일반적으로 다른 합금 원소로 인해 특별히 방지된다. 이 특성은 일반적으로 유해한 원소인 황과 산소를 결합함으로써 긍정적으로 사용될 수 있다. 그러나 결과적으로 탄화물 형성에 사용할 수 있는 미세합금 원소가 더 이상 충분하지 않은 경우 결합은 부정적인 영향을 미칠 수도 있다.
티타늄(Ti)은 고온에서도 매우 안정적인 질화물(TiN) 및 황화물(TiS2)을 형성한다. 이들은 질소 함량에 따라 용융물에 부분적으로만 용해된다. 이렇게 생성된 석출물이 슬래그와 함께 제거되지 않으면 높은 형성 온도로 인해 재료 내에 조대한 입자가 형성되며 일반적으로 기계적 특성에도 도움이 되지 않는다. 인성에 대한 긍정적인 효과는 유리 질수와 산소의 결합에 의해 생성된다. 따라서 티타늄은 니오븀과 같은 다른 용해된 미세합금 원소가 질소에 결합되지 않도록 보호한다. 그러면 이러한 효과가 최적으로 최적으로 입증될 수 있다. 산소 및 질소 함량을 낮춤으로써 더 낮은 온도에서만 생성되는 질화물은 추가적으로 오스테나이트 결정립 성장을 효과적으로 방해할 수 있다. 비결합 티타늄은 1150℃로부터의 온도에서 티타늄 탄화물을 형성하여 결정립 미세화(오스테나이트 결정립 성장 억제, 지연된 재결정화에 의한 결정립 미세화 및/또는 α/γ 변환에서 핵의 수 증가) 및 석출 경화에 영향을 줄 수 있다. 따라서 선택적인 Ti 함량은 0.005 내지 0.150 중량%의 값을 갖는다.
니오븀(Nb)은 모든 미세 합금 원소 중에서 가장 효과적으로 재결정을 지연시키고 추가적으로 오스테나이트 결정립 성장을 방해하기 때문에 상당한 결정립 미세화에 영향을 미친다. 그러나 결정립 미세화 효과가 증가하고 강도 증가 입자(고온에서 티타늄이 조대한 TiN과 결합)의 더 많은 수에 의해 알 수 있는 바와 같이 강도 증가 효과가 티타늄에 비해 질적으로 더 높을 것으로 추정된다. 니오븀 탄화물은 1200℃ 미만의 온도에서 형성된다. 티타늄과 질소 결합의 경우, 니오븀은 낮은 온도 범위(더 작은 탄화물 크기)에서의 효과의 측면에서 효과적인 작은 탄화물을 형성하여 강도 증가 효과를 높일 수 있다. 니오븀의 추가 효과는 α/γ 변환이 지연되고 용해 상태에서 마르텐사이트 시작 온도가 감소한다는 것이다. 한편으로는 이는 용질 항력 효과에 의해, 다른 한편으로는 결정립 미세화에 의해 발생한다. 이는 미세구조의 강도 증가에 영향을 미치고 따라서 마르텐사이트 형성 시 부피 증가에 대한 저항력도 높아진다. 원??거으로 합금화에 의한 니오븀의 첨가는 용해도 한계에 도달할 때까지 제한된다. 이는 석출물의 양을 제한하지만, 상기 한계를 초과하면 매우 조대한 입자로 석출물이 조기에 형성되는데 주로 영향을 미친다. 따라서 석출 경화는 주로 C 함량이 낮은 (더 높은 과포화 가능) 강과 열간 변형 공정(변형 유발 석출)에서 실질적으로 효과적일 수 있다. 따라서, Nb 함량은 0.005 내지 0.150 중량%의 값으로 고정된다.
바나듐(V): 바나듐에 의한 탄화물 및 질화물 형성은 처음에는 약 1000℃의 온도에서 시작하거나 심지어 α/γ 변환 이후에도 시작되며, 즉 티타늄과 니오븀의 경우보다 상당히 늦다. 따라서 바나듐은 오스테나이트에 제공된 석출물의 수가 적기 때문에 결정립 미세화 효과가 거의 없다. 오스테나이트 결정립 성장은 또한 바나듐 탄화물의 늦은 석출에 의해 방해받지 않는다. 따라서 강도 증가 효과는 사실상 전적으로 석출 경화에 기초한다. 바나듐의 장점 중 하나는 오스테나이트에 대한 용해도가 높고 석출 온도가 낮아 미세 석출의 부피 비율이 높다는 점이다. 따라서 선택적 V 함량은 0.001 내지 0.300 중량%의 값으로 고정된다.
보론(B)은 각각 질소와 탄소와 함께 질화물 및 탄화물을 형성한다. 그러나, 이는 일반적으로 바람직하지 않다. 한편으로는 낮은 용해도로 인해 적은 양의 석출물만 형성되며, 다른 한편으로는 대부분 결정립계에 석출된다. 표면의 경도 증가는 달성되지 않는다(가공물의 에지 구역에 FeB 및 Fe2B가 형성되어 보론화되는 경우는 제외). 질화물 형성을 방지하기 위해 일반적으로 더 많은 친화력을 갖는 원소를 사용하여 질소를 결합시키려는 시도가 이루어진다. 특히 티타늄은 모든 질소의 결합을 보장할 수 있다. 용해된 상태에서 매우 적은 양의 보론은 잠재적인 경도 증가를 상당히 향상시킨다. 보론의 작용 메커니즘은 적절한 온도 제어 하에서 보론 원자가 결정립계에 축적되고 그 위치에서 결정립계 에너지를 낮춤으로써 성장할 수 있는 페라이트 핵의 형성을 크게 방해하는 방식으로 설명될 수 있다. 온도를 제어할 때 보론이 결정립계에 주로 원자적으로 분포되고 지나치게 높은 온도로 인해 침전물 형태로 존재하지 않도록 주의해야 한다. 보론의 효능은 입자 크기가 증가하고 탄소 함량이 증가(> 0.8%)할수록 감소한다. 60 ppm을 초과하는 양은 보론 탄화물이 결정립계에서 핵으로 작용하기 때문에 경화능 감소를 추가로 유발한다. 보론은 원자 직경이 작기 때문에 매우 잘 확산되며 산소에 대한 친화력이 매우 높아 표면 근처(최대 0.5 mm) 영역의 보론 함량이 감소할 수 있다. 이와 관련하여, 1000℃ 초과에서 어닐링하는 것은 권장되지 않는다. 보론은 1000℃ 초과의 어닐링 온도에서 과도한 조대 입자 형성을 초래할 수 있기 때문에 이는 또한 권장된다. 위에서 언급한 이유로 인해 B 함량은 0.0005 내지 0.0050 중량%의 값으로 제한된다.
마지막으로, 본 발명은 또한 자동차 부품을 제조하기 위한 전술한 강 스트립의 용도에 관한 것이다.
이하에서는 실시예를 참조하고 도면 및 표를 사용하여 본 발명의 실시예를 설명할 것이다.
도 1은 강으로 구성된 압연 스트립 시트와 본 발명의 바람직한 실시예에 따라 열처리 동안 이 스트립 시트를 열처리하는 설비의 시간 경과에 따른 온도 진행을 온도-시간 그래프로 나타낸 그래프를 도시한다.
도 2는 본 발명에 따라 구성된 강 스트립의 응력-변형 곡선 및 강의 상이한 조성을 갖는 비교용 강 스트립의 응력-변형 곡선을 도시한다.
기본적으로, 본 발명에 따른 어닐링 처리는 다단계일 수 있거나 전체 공정과 관련하여 추가적인 어닐링 처리가 제공될 수도 있다. 머무름 시간(retention time), 냉각 속도 및 가열 속도의 특징적인 온도 범위를 나타내는 예시적인 시간-온도 주기가 도 1에 명시된다.
이를 위해, 상응하는 조성의 강으로 구성된 압연된 스트립 시트는 컴팩트한 형태로 투입되고, 특히 코일로 압연되며, 이는 스트립 시트 전체를 열처리 장치로 이송하는 것을 가능하게 한다. 이 위치에서 제1 단계 S1에서 시트 스트립은 약 3시간 이내에 온도 T ≥ 750℃로 가열된다. 이어서, 제2 단계 S2에서 스트립 시트는 장치에 의해 약 8시간 동안 750℃ 초과의 온도에서 유지된다. 다음으로 제2 단계 S2에서 도달한 최대 온도에 적용된다: Tmax < Ar3+70K. 그런 다음 스트립 시트가 냉각된다. 이 냉각 동안 온도는 약 14시간 동안 750℃에서 200℃로 냉각하는 제3 단계 S3을 발생시킨다. 해당 강 개념의 강, 즉 적절한 조성의 강으로 구성되는 스트립 시트가 냉각될 때, 원하는 미세구조가 생성되고 고강도 다상 강으로 구성되는 강 스트립이 생성된다. 냉각은 바람직하게는 열처리 장치에서 특정 온도로 수행된다. 이는 예를 들어 배치식 어닐링 장비이다. 도시된 예는 약 40 K/h에서 20 K/h 내지 80 K/h의 바람직한 냉각 범위에 있다.
재료 개념, 보다 구체적으로 강 개념 및 그들의 화학적 조성(중량%)은 예를 들어 다음 표 1에 나열된다. 이에 따라 본 발명에 따른 강 개념이 특징화된다. 열간 압연 또는 냉간 압연 스트립 시트의 형태로 본 발명에 따른 생산을 위한 입력 재료로 사용되는 본 발명에 따른 강 개념에 더하여, 강 개념은 마찬가지로 비교를 위해 표시되지만 본 발명에 따르지는 않는다.
본 발명에 따른 생산 방법의 파라미터와 이 생산 방법의 본 발명 제품, 즉 고강도 다상 강으로 구성된 강 스트립의 특성 값이 표 2에 나열된다. 예시적인 재료 개념이 이하에 설명된다. 이들은 “강 A”, “강 B”, “강 C” 및 “강 D”로 지정된다.
강 A는 CEV에 설명된 바와 같이 철저한 경화성을 증가시키는 합금 원소의 합이 요구되는 값인 0.49 미만이기 때문에 본 발명에 따르지 않는다. 본 발명에 따른 공정 파라미터를 포함하는 열처리 후, 강 A는 페라이트와 펄라이트로 구성된 미세구조를 가지며 베이나이트 및/또는 마르텐사이트는 형성되지 않는다. 관련 응력-변형 곡선은 도 2에서 볼 수 있다. 열처리된 강 A는 540 MPa의 인장 강도와 원하지 않는 뚜렷한 항복 강도를 갖는다.
표 2의 강 B도 마찬가지로 본 발명에 따르지 않지만, CEV 값이 2.34인 강 B는 충분한 경화성을 갖는다. 그러나, CEV/(Si+Al)의 비율이 >2.34이므로 철저한 경화성을 증가시키는 원소의 사용에 따른 Si 및 Al의 함량이 충분하지 않다. 이는 달성 가능한 최대 인장 강도 762 MPa에서도 분명하다.
예를 들어, 강 C 및 D는 본 발명에 따른 어닐링 처리 및 본 발명에 따라 생성된 강 스트립의 생산에 적합한 재료 개념이다. 본 발명에 따른 공정 파라미터를 포함하는 열처리 후, 강 C 및 D는 30% 초과의 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 비율을 갖는다. 이러한 방식으로 설정된 미세구조로 인해 강은 0.45에서 0.6 사이의 탄성 한계-인장 강도 비율(Rp0.2/Rm), 780 MPa 초과의 높은 인장 강도 Rm 및 동시에 A80 > 8%의 높은 파단 시 연신율과 같은 다상 강의 재료 특성을 갖는다.
표 1
표 2

Claims (15)

  1. 길이 방향으로 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강으로 구성되는 강 스트립으로서,
    상기 다상 강은 중량%로 다음 원소로 구성되며:
    C ≥ 0.08 내지 ≤ 0.23,
    Mn ≥ 1.5 내지 ≤ 3.5,
    Si+Al ≥ 0.25 내지 ≤ 2,
    N ≥ 0.0020 내지 ≤ 0.0160,
    P < 0.05,
    S < 0.01,
    Cu < 0.20,
    선택적으로 다음 원소 중 하나 이상:
    Ca ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0060,
    Cr ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
    Mo ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
    Ni ≥ 0.05 내지 ≤ 0.50,
    Nb ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
    Ti ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
    V ≥ 0.001 내지 ≤ 0.30 및
    B ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0050,
    나머지는 일반적인 강 관련 용융 유도 불순물을 포함하는 철이며,
    탄소 당량 CEV는 0.49 초과 0.9 미만, 바람직하게는 0.49 초과 0.75 미만이며, 탄소 당량 CEV는 다음 식에 따라 결정되며
    CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
    중량%로 해당 원소의 함량으로부터 계산되며, 탄소 당량 CEV와 중량%로 Si 및 Al의 함량의 합의 비율은 2.3보다 작으며, 다상 강은 미세구조를 가지며, 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트 및/또는 하부 베이나이트의 미세구조 성분의 부피 비율의 합은 30 부피% 이상이며 나머지 미세구조는 페라이트 및 펄라이트로 구성되는,
    강 스트립.
  2. 제1항에 있어서,
    인장 강도에 대한 탄성 한계의 비율 Rp0.2/Rm은 0.8 미만이며, 파단 시 연신율 A80은 5% 초과인,
    강 스트립.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    중량%로 원소 C의 함량은 0.09 내지 0.2이며/이거나 중량%로 원소 Mo의 함량은 0.4 미만인,
    강 스트립.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    중량%로 원소 Mn의 함량은 1.8 내지 2.5이며/이거나 중량%로 원소 Si+Al의 합계 함량은 0.25 내지 1인,
    강 스트립.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 탄소 당량 CEV는 0.7 미만인,
    강 스트립.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    다상 강의 미세구조에서 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트 및/또는 하부 베이나이트의 미세구조 성분의 부피 비율의 합은 50 부피% 이상, 바람직하게는 70 부피% 이상이며, 나머지 미세구조는 페라이트 및 펄라이트로 구성되는,
    강 스트립.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립은 길이 방향 연장에서 구체적으로 변하는 두께를 가지며, 최대 두께와 최소 두께 사이의 비율은 특히 1.16 내지 3인,
    강 스트립.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립의 두께 D는 4 mm 이상 18 mm 이하의 범위에 있는,
    강 스트립.
  9. 길이 방향으로 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 다상 강으로 구성되는 강 스트립, 특히 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 따른 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
    강의 압연 스트립 시트는 중량%로 다음의 원소로 구성되며:
    C ≥ 0.08 내지 ≤ 0.23,
    Mn ≥ 1.5 내지 ≤ 3.5,
    Si+Al ≥ 0.25 내지 ≤ 2,
    N ≥ 0.0020 내지 ≤ 0.0160,
    P < 0.05,
    S < 0.01,
    Cu < 0.20,
    선택적으로 다음 원소 중 하나 이상:
    Ca ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0060,
    Cr ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
    Mo ≥ 0.05 내지 ≤ 1.0,
    Ni ≥ 0.05 내지 ≤ 0.50,
    Nb ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
    Ti ≥ 0.005 내지 ≤ 0.15,
    V ≥ 0.001 내지 ≤ 0.30 및
    B ≥ 0.0005 내지 ≤ 0.0050,
    나머지는 일반적인 강 관련 용융 유도 불순물을 포함하는 철이며,
    탄소 당량 CEV는 0.49 초과 0.9 미만, 바람직하게는 0.49 초과 0.75 미만이며, 탄소 당량 CEV는 다음 식에 따라 결정되며
    CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
    중량%로 해당 원소의 함량으로부터 계산되며, 탄소 당량 CEV와 중량%로 Si 및 Al의 함량의 합의 비율은 2.3보다 작으며,
    전체적으로 열처리되어, 특히 코일로 감겨져, 750℃ 초과의 온도를 가정하며 이 열처리 후에 200℃ 미만의 온도로 냉각되며, 750℃ 내지 200℃의 냉각은 1 K/h 초과 300 K/h 미만의 평균 냉각 속도에서 수행되는,
    방법.
  10. 제9항에 있어서,
    스트립 시트는 1 K/h 내지 300 K/h의 평균 가열 속도로 열처리 동안 100℃로부터 750℃까지의 온도로 가열되는,
    방법.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서,
    스트립 시트는 750℃ 내지 Ar3+70℃의 온도 범위에서 최소 1시간 동안 유지되며, 온도 Ar3의 수치는 중량%로 해당 원소의 함량으로부터 다음 식으로 계산되는, 방법:
    Figure pct00004
  12. 제9항 내지 제11항 중 적어도 한 항에 있어서,
    강으로 구성되는 스트립 시트는 열처리 동안 최대 온도가 780℃ 이상 900℃ 이하, 바람직하게는 790℃ 이상 850℃ 이하에 도달하는,
    방법.
  13. 제9항 내지 제12항 중 적어도 한 항에 있어서,
    강 스트립에는 냉각 후 금속 코팅, 유기 코팅 또는 래커(lacquer)의 형태의 표면 코팅이 제공되는,
    방법.
  14. 제9항 내지 제13항 중 적어도 한 항에 있어서,
    강 스트립은 길이 방향 연장에서 구체적으로 변하는 두께를 가지며, 최대 두께와 최소 두께 사이의 비율은 특히 1.16 내지 3인,
    방법.
  15. 자동차 부품을 제조하기 위한 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 따른 강 스트립의 용도.
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