KR20200063167A - 초고강도 다중 상 강 및 상기 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법 - Google Patents

초고강도 다중 상 강 및 상기 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 980 MPa의 최소 인장 강도 초고강도 다중 상 강에 관한 것이며, 상기 초고강도 다중 상 강은(중량%로) 다음을 함유하며: 0.075 ≤ C ≤ 0.115; 0.400 ≤ Si ≤ 0.500; 1.900 ≤ Mn ≤ 2.350; 0.250 ≤ Cr ≤ 0.400; 0.010 ≤ Al ≤0.060; 0.0020 ≤ N ≤ 0.0120; P ≤ 0.020; S ≤ 0.0020; 0.005 ≤ Ti ≤ 0.060; 0.005 ≤ Nb ≤ 0.060; 0.005 ≤ V ≤ 0.020; 0.0005 ≤ B ≤ 0.0010; 0.200 ≤ Mo ≤ 0.300; 0.0010 ≤ Ca ≤ 0.0060; Cu ≤ 0.050; Ni ≤ 0.050; Sn ≤ 0.040; H ≤ 0.0010;나머지는 일반적으로 강 관련된 제련 관련 불순물을 포함하는 철이며, 이 강의 냉간 스트립의 어닐링, 특히 연속적인 어닐링 동안 가능한 한 넓은 공정 윈도우와 관련하여 Mn-Si+Cr의 총 함량은 1.750 중량% 내지 2.250 중량%이다.

Description

초고강도 다중 상 강 및 상기 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법
본 발명은 이중 상 미세구조 또는 복합 상(complex-phase) 미세구조를 가지며, 후속 가공, 특히 제1항의 전제부에 따른 경량 자동차 구조을 위한 개선된 생산 및 우수한 재료 특성을 갖는 적은 비율의 잔류 오스테나이트를 갖는 초고강도 다중 상 강에 관한 것이다. 유리한 개발은 종속항 2 내지 24항에 기술된다.
본 발명은 또한 제25항에 따른 이러한 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법 및 제38항에 따른 이를 이용하여 제조된 강 스트립에 관한 것이다.
특히, 본 발명은 예를 들어 용접 특성과 같은 개선된 결합 적합성(joining suitability) 및 홀 확장(hole expansion)과 관련하여 개선된 변형도를 갖는 부품을 제조하기 위해 비조질(non-quenched) 상태에서 980MPa 이상의 영역에서 인장 강도를 갖는 강에 관한 것이다.
경쟁이 치열한 자동차 시장은 생산자가 가능한 최고의 안락함과 승객 보호를 유지하면서 차대(fleet) 연료 소비와 CO2 배출량을 줄이기 위한 솔루션을 항상 찾아야 한다는 것을 의미한다. 한편으로, 모든 차량 부품의 중량 절약은 작동 중에 정적 및 동적 하중이 높은 경우 그리고 또한 충돌의 경우에 개별 구성요소의 가장 유리한 가능한 거동과 마찬가지로 결정적인 역할을 한다.
강 공급 업체는 초고강도 강을 제공함으로써 전술한 문제를 고려한다. 또한, 보다 얇은 시트 두께를 갖는 초고강도 강을 제공함으로써, 부품의 거동이 동일하게 유지되거나 심지어 개선되면서 차량 부품의 중량이 감소될 수 있다.
이 새로 개발된 강은 필요한 중량 감소뿐만 아니라 탄성 한계, 인장 강도 및 파단 연신률 및 소부 경화 지수(bake hardening index)와 관련한 높은 재료 요구사항 및 인성, 에지 크랙 감도(edge crack insensitivity), 개선된 굽힘 각 및 굽힘 반경, 에너지 흡수 및 작업 경화 효과 및 소부 경화 효과에 관련한 한정된 응고를 따른 부품 요구사항을 충족해야 한다.
또한, 양호한 가공성을 보장할 필요가 있다. 이는 예를 들어 스탬핑 및 변형, 후속 선택적 템퍼링을 갖는 선택적 열 ?칭, 용접 및/또는 인산염 처리(phosphatizing) 및 캐소드 딥 코팅(cathodic dip coating)과 같은 표면 후처리와 같은 자동차 생산자에 의해 수행되는 공정 및 예를 들어 금속 또는 유기 코팅에 의한 표면 마무리와 같은 반제품(semi-finished product)의 공급자에 의해 수행되는 제조 공정 모두에 관련된다.
개선된 결합 적합성, 예를 들어 더 나은 일반 용접 능력의 형태뿐만 아니라 용접 이음새(파단 패턴)의 개선된 고장 거동(improved failure behavior) 및 저항 스폿 용접을 위한 더 큰 사용가능한 용접 영역 및 지연 수소 취화(delayed hydrogen embrittlement)에 충분한 저항(즉, 지연된 파단이 없음)이 또한 증가해야 한다. 예를 들어 고주파 유도 용접 방법(high-frequency induction welding, HFI)에 의해 제조되는 파이프의 제조에서 초고강도 강의 용접 적합성에도 동일하게 적용된다.
홀 확장 능력은 예를 들어 플런징(plunging) 동안 에지에 가까운 영역에서 변형 작업에서 크랙 개시 및 크랙 전파에 대한 재료의 저항을 설명하는 재료 특성이다.
홀 확장 시험은 예를 들어 ISO 16630 표준으로 규정된다. 이에 따르면, 예를 들어 금속 시트로 스탬핑되는 조립식 홀은 맨드릴에 의해 확장된다. 측정 변수는 금속 시트를 통한 제1 크랙이 홀의 에지에서 발생하는 초기 직경과 관련된 홀 직경의 변화이다.
개선된 에지 크랙 감도는 시트 에지의 증가된 변형 능력을 나타내며 증가된 홀 확장 능력에 의해 설명될 수 있다. 이러한 상황을 동의어 “낮은 에지 크랙(low edge crack, LEC)” 또는 “높은 홀 확장(high hole expansion, HHE)” 및 xpand®라고도 한다.
굽힘 각은 지배적인 굽힘 비율(예를 들어 접는 동안) 또는 심지어 충돌 하중의 경우 변형 동작에서 재료 거동과 관련하여 결론을 도출할 수 있는 재료 특성을 설명한다. 따라서, 굽힘 각이 증가하면 승객 객실 안전이 증가한다.
굽힘 각(α)의 결정은 예를 들어 표준 VDA 238-100의 플레이트 굽힘 시험에 의해 규정된다.
전술한 특성은 매우 복잡한 형태를 갖는 부품에 중요하다.
개선된 용접 능력은 특히 감소된 탄소 당량에 의해 달성되는 것으로 알려져 있다.
“아포정(underperitectic, UP)” 또는 이미 알려진 “낮은 탄소 당량(Low Carbon Equivalent, LCE)”과 같은 용어가 이에 대한 동의어로서 사용된다. 탄소 함량은 일반적으로 0.120 중량% 미만이다.
또한, 감소된 탄소 당량을 갖는 저탄소 강의 경우, 미세 합금 요소와의 합금화에 의한 상당한 첨가에 의해 용접 이음부의 파괴 거동 또는 파괴 패턴이 개선될 수 있다.
고강도 부품은 수소에 대하여 재료 취화에 충분한 저항을 가져야 한다.
생산 관련 수소 유발 취성 파괴에 대한 자동차 응용 분야의 초고강도 강(advanced high strength steel, AHSS)의 저항 테스트는 SEP1970에서 규정되며 요크 테스트 피스(yoke test piece) 및 홀 풀 테스트 피스(hole pull test piece)를 사용하여 테스트된다.
차량 구조에서, 이중 상 강이 점점 더 많이 사용되고 있으며, 상기 강은 마르텐사이트 제2 상이 포함된 페라이트 기본 미세구조로 구성된다. 저탄소 미세 합금 강의 경우, 베어나이트 및 잔류 오스테나이트와 같은 추가 상의 비율이 홀 확장 거동, 굽힘 거동 및 수소 유발 취성 파괴 거동에 유리한 효과를 갖는 것으로 밝혀졌다. 이 경우, 베이나이트는 예를 들어 상부 및 하부 베이나이트와 같이 다른 징후(manifestation)로 나타날 수 있다.
강한 냉간 응고 및 우수한 냉간 변형성, 동시에 매우 높은 인장 강도와 함께 매우 낮은 항복 강도 비와 같은 이중 상 강의 특징적인 가공 특성은 충분히 알려져 있다.
강에 요구되는 특성의 조합은 궁극적으로 개별 특성의 부품 별 절충안(component-specific compromise)을 나타낸다. 그러나, 더 복잡한 부품 형상의 경우 이러한 특성이 더 이상 적합하지 않다.
또한, 차량 구조에 있어서, 상이한 구조적 조성을 갖는 복합 상 강, 페라이트-베이나이트 강 및 마르텐사이트 강과 같은 다중 상 강의 사용이 증가된다. EN 10346에 따르면, 복합 상 강은 페라이트/베이나이트 기본 미세구조에 적은 비율의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및/또는 펄라이트를 함유하는 강이며, 재결정 지연 또는 미세 합금 원소의 침전에 의해 강한 결정립 미세화가 생성된다.
이러한 복합 상 강은 높은 항복 강도를 갖고, 더 큰 항복 강도 비를 가지며, 낮은 냉간 응고 및 높은 홀 확장 능력을 가진다.
페라이트-베이나이트 강은 EN 10346에 따라 페라이트 및/또는 응고 페라이트의 매트릭스에 베이나이트 또는 응고 베이나이트를 함유하는 강이다. 매트릭스의 강도는 입자 미세화 및 미세 합금 요소의 침전에 의해 높은 전위 밀도에 의해 생성된다.
이중 상 강은 EN 10346에 따라 마르텐사이트 제2 상이 섬 형태로, 때때로 제2 상으로서 베이나이트의 비율로 포함되는 페라이트 기본 미세구조를 가지는 강이다. 높은 인장 강도의 경우, 이중 상 강은 낮은 항복 강도 비 및 강한 냉간 응고를 나타낸다.
TRIP 강은 EN 10346에 따라 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 포함된 주로 페라이트 기본 미세구조를 갖는 강이며, 이는 변형 동안 마르텐사이트로 변환할 수 있다(TRIP 효과). 강의 냉간 응고로 인해, 강은 균일 연신 및 인장 강도에 대해 높은 값을 달성한다. 소부 경화 효과와 함께 높은 부품 강도가 달성될 수 있다. 이러한 강은 스트레치 드로잉(stretch drawing) 및 딥 드로잉(deep drawing) 모두에 적합하다. 그러나 재료 변형 중에는 더 높은 시트 홀더 힘과 프레스 힘이 필요하다. 비교적 강한 복원력을 고려해야 한다.
단일 상 미세구조를 포함하는 고 강도 강은 예를 들어 베이나이트 및 마르텐사이트 강을 포함한다.
베이나이트 강은 EN 10346에 따라 냉간 성형 공정을 위해 충분히 높은 연신율을 갖는 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 하는 강이다. 화학적 조성으로 인해 효과적은 용접 능력이 제공된다. 미세구조는 일반적으로 베이나이트로 구성된다. 미세구조는 마르텐사이트 및 페라이트와 같은 작은 비율의 고립된 다른 상을 포함할 수 있다.
마르텐사이트 강은 EN 10346에 따라, 열 기계식 압연으로 인해 마르텐사이트의 기본 미세구조에 적은 비율의 페라이트 및/또는 베이나이트를 함유하는 강이다. 이 강은 충분히 높은 연신율과 함께 매우 높은 항복 강도 및 인장 강도를 특징으로 한다. 다중 상 강의 그룹 내에서 마르텐사이트 강은 가장 높은 인장 강도 값을 가진다. 딥 드로잉에 대한 적합성은 제한적이다. 마르텐사이트 강은 롤 성형과 같은 굽힘 변형 방법에 주로 적합하다.
열처리 강은 EN 10083에 따라 ?칭(= 경화 및 템퍼링)에 의한 높은 인장 강도 및 피로 강도를 얻는 강이다. 공기 중에서 경화하는 동안 냉각이 베이나이트 또는 마르텐사이트를 생성하는 경우, 이 방법을 “공기 경화”라고 한다. 강도/인장 강도 비는 경화 후에 영향을 받는 템퍼링에 의해 목표된 방식으로 영향을 받을 수 있다. 이 강은 구조적 부품, 섀시 부품 및 충돌 관련 부품에서 유연 냉간 압연 스트립으로 사용된다.
이 Tailor Rolled Blank 경량 구조 기술(TRB®)에 의해 부품의 길이에 따라 시트 두께의 하중에 맞는 선택을 통해 상당한 중량 감소가 가능해진다.
그러나, 현재 공지된 합금 및 매우 다양한 시트 두께를 위한 이용 가능한 연속 어닐링 설비로 인해, 다중 상 미세구조를 갖는 TRB®의 제조는 예를 들어 냉간 압연 전 열처리와 같은 제한 없이 가능하지 않다. 상이한 시트 두께의 영역에서, 균질한 다중 상 미세구조는 확립된 공정 윈도우에서 발생하는 온도 구배로 인해 냉간 압연 및 열간 압연 강 스트립에 설정될 수 없다.
얇은 시트가 제조되는 경우, 경제적 이유로 효과적인 방식으로 변형될 수 있는 얇은 시트를 제조하도록 냉간 압연 강 스트립이 재결정화 방식으로 연속 어닐링 방법으로 어닐링되는 것이 일반적이다.
합금 조성 및 스트립 단면에 따라, 처리 속도, 어닐링 온도 및 냉각 속도와 같은 공정 파라미터는 이러한 목적에 필요한 미세구조를 갖는 요구되는 기계적 기술 특성에 대응하여 설정된다.
전술한 특성은 예를 들어 강 조성, 열간 압연 동안의 공정 파라미터, 산 세정 동안의 공정 파라미터(예를 들어, 신장-굽힘-교정(stretch-bend-straightening)) 및 심지어 연속 어닐링 이전의 냉간 압연 동안의 공정 파라미터에 의해 크게 영향을 받는다.
강 조성은 최소 및 최대 범위를 정의하는 분석 규정에 의해 고정된다.
예를 들어 표준 슬래브 두께, 슬래브 라잉 타임(slab lying time), 슬래브 출력 온도, 예비 스트립 압연 동안 패스 플랜, 표준 예비 스트립 두께, 열간 스트립 라인으로의 진입 온도, 열간 압연 동안 패스 플랜, 최종 압연 온도, 열간 스트립 냉각 패턴, 릴링(reeling) 온도와 같은 열간 압연 동안 공정 파라미터는 제조되는 다중 상 강에 따라 고정된다.
산 세정 동안, 선택적인 신장-굽힘-교정(신장 성형)은 후속 공정 단계에 영향을 미친다.
냉간 압연 동안, 냉간 압연 두께를 제조하기 위한 열간 스트립 두께는 기술 규격(공정 파라미터)으로의 주문 변환시에 압연함으로써 표준 박판화에 의해 이미 고정된다.
열간 압연 공정 동안 예비 스트립의 두께는 멀티 프레임 열간 스트립 라인으로 진입하기 전의 시작 두께를 나타내며, 여기서 예비 스트립은 정의된 표준 두께를 갖는 하나의 슬래브로부터 복수의 패스(런)에서 반전 방식(reversing manner)으로 제조되었다.
일반적인 슬래브 두께는 250 mm 내지 300 mm(여기서 추가로 고려되는 표준 250 mm)이며, 다중 상 강의 경우에 예비 스트립 두께는 일반적으로 40 mm 내지 60 mm 사이의 범위이다.
일반적으로, 후속 열간 압연을 위한 예비 스트립 두께는 예를 들어 45 mm로(본 명세서에서는 표준이라고 함) 재료 조성에 따라 비교적 일정하다.
이보다 낮거나 높은 값은 인장 강도 및 항복 강도와 같은 변형된 기술적 열간 스트립 특성값을 생성함으로써 냉간 응고 거동과 같은 냉간 압연 동안 후속 변형에 영향을 미친다.
종래 기술에 따르면 표준에 의해 요구되는 최종 기술적 미세 시트 특성값을 달성하기 위해, 재료 의존성 예비 스트립 두께는 정상적인 재결정화를 보장하기 위해 연속 어닐링 처리의 경우에 고정된다. 고전적인 강의 경우, 이 값을 초과 또는 하회하는 값은 상당한 배치(batch) 변동(산란 범위)이 발생할 수 있는 정도로 최종 기술 특성값에 영향을 준다.
냉간 압연에 의한 박판화의 정도는 열간 스트립 시작 두께에 기초한 냉간 스트립 최종 두께에 대한 열간 스트립 시작 두께의 백분율 차이를 기술한다.
일반적으로, 냉간 압연에 의한 박판화의 정도는 비교적 일정하며, 2 mm 초과의 더 두꺼운 냉간 스트립의 경우 대략 최대 40%이며, 최대 1 mm 두께의 냉간 스트립의 경우 대략 최대 60%이다.
종래 기술에 따르면, 표준에 의해 요구되는 기술적 특성값을 달성하기 위해, 연속 어닐링 처리의 경우 정상적인 재결정화를 보장하기 위해 평균적으로 대략 50%의 냉간 압연의 박판화가 필요하다. 고전적인 강의 경우, TRB®의 경우에 설명된 바와 같이 값을 초과하거나 하회하면 기술적 특성값이 변동한다.
연속 어닐링 절차 후에 미세한 입자의 미세구조를 달성하기 위해, 재결정 어닐링에 대한 대응하는 전위 밀도를 설정하기 위해 냉간 압연의 최소 정도는 재결정 온도에 따라 설정되는 것으로 알려져 있다.
냉간 압연에 의한 박판화의 정도가 너무 낮으면(심지어 국소 영역에서도), 재결정을 위한 임계값을 극복할 수 없어서 미세하고 상대적으로 균일한 미세구조를 달성할 수 없다. 재결정 후, 냉간 스트립에서 상이한 입자 사이즈는 또한 최종 미세구조에서 상이한 입자 사이즈를 야기하여 특성값의 변동을 초래한다. 로(furnace) 온도에서 냉각하는 동안, 다른 사이즈의 입자는 다른 상 성분으로 변환될 수 있으며 추가적인 불균일성을 보장할 수 있다.
각각 요구되는 미세구조를 달성하기 위해, 냉간 스트립은 냉각 동안 연속 어닐링 노에서 요구되는 미세구조 형성(예를 들어, 이중 상 또는 복합 상 미세구조)이 달성되는 온도로 가열된다.
높은 부식 보호 요건으로 인해 냉간 스트립의 표면을 용융 아연 도금(hot-dip galvanized)해야 하는 경우, 열처리 또는 어닐링 및 하류 아연 도금이 연속 공정으로 일어나는 연속 용융 아연 도금 설비(continuous hot-galvanising installation)에서 어닐링 처리가 일반적으로 수행된다.
예를 들어, 문헌 EP 2 028 282 A1 및 EP 2 031 081 A1으로부터 알려진 대략 980 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 초 고강도 이중 상 강을 위한 합금 개념을 사용하여 열간 압연 또는 냉간 압연 강 스트립을 연속 어닐링하는 경우, 어닐링 파라미터에 대해 작은 공정 윈도우만이 제공된다는 문제가 존재한다. 따라서, 최소한의 단면 변화(두께, 폭)의 경우에도 균일한 기계적 특성을 달성하기 위해 공정 파라미터의 적응이 요구된다.
확장된 공정 윈도우의 경우, 프로세스 파라미터가 동일하면, 어닐링될 스트립의 더 큰 단면 변화가 있는 경우에도 요구되는 스트립 특성이 가능하다.
이는 스트립 길이에 걸쳐 상이한 시트 두께를 갖는 가요성 압연 스트립뿐만 아니라 연속적으로 어닐링되어야 하는 상이한 두께 및/또는 상이한 폭을 갖는 스트립에 주로 관련된다.
균일한 온도 분포는 하나의 스트립에서 다른 스트립으로의 전이 영역에서 상이한 두께의 경우에 특히 어려움이 있을 때에만 달성될 수 있다. 공정 윈도우가 너무 작은 합금 조성의 경우, 연속 어닐링 동안 이는 예를 들어 더 얇은 스트립이 로를 통해 너무 느리게 이동하여 결과적으로 생산성이 감소되거나, 더 두꺼운 스트립이 로를 통해 너무 빠르게 이동하여 원하는 미세구조를 위한 필요한 어닐링 온도가 달성되지 않는 결과를 가져올 수 있다. 결과적으로, 스크랩의 양이 증가된다.
따라서, 냉간 압연에 의한 상대적으로 일정한 박판화 정도를 갖는 재료에 대한 결정적인 공정 파라미터는 상 변환이 온도 및 시간에 따라 진행되기 때문에 연속 어닐링 동안의 속도의 설정이다. 따라서, 연속 어닐링 동안 온도 및 시간 프로파일의 변화 동안 강이 기계적 특성의 균일성과 관련하여 더 둔감할수록 공정 윈도우는 더 커진다.
너무 좁은 공정 윈도우의 문제는 예비 스트립 두께가 너무 작거나 너무 큰 냉간 스트립의 어닐링 처리 또는 냉간 압연에 의한 나무 낮거나 너무 높은 박판화의 정도뿐만 아니라 냉간 스트립으로 구성되고 또한 열간 스트립으로 구성된 하중 최적화된 부품의 제조를 위해 스트립 길이에 걸쳐 변하는 시트 두께를 갖는 스트립의 어닐링 처리에서 특히 심각해진다.
스트립 길이에 걸쳐 상이한 두께를 갖는 강 스트립을 제조하는 방법이 예를 들어 DE 100 37 867 A1에서 설명된다.
공지된 합금 개념이 다중 상 강의 그룹에 적용되는 경우, 상이한 두께의 스트립을 연속 어닐링하는 동안 좁은 공정 윈도우는 스트립의 전체 길이에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 달성하는 것이 어렵다는 것을 의미한다. 복합 상 강은 또한 이중 상 강보다 훨씬 더 좁은 공정 윈도우를 가진다.
연속적인 어닐링 동안 공지된 합금 개념을 이용하여 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도 또는 가변적인 예비 스트립 두께를 갖는 상이한 냉간 스트립의 상대적으로 균일한 기계적 기술 특성의 설정을 실질적으로 달성할 수 없다. 재결정 어닐링에 필요한 냉간 압연에 의한 박판화의 정도는 전체 공정 체인 내에서 재료 생산의 유연성에 매우 명확한 제한을 초래한다. 최종 냉간 스트립 두께는 열간 스트립의 두께 및 이에 따른 열간 스트립 제조 파라미터를 설정한다.
공지된 조성의 다중 상 강으로 구성된 유연하게 압연된 냉간 스트립의 경우, 매우 작은 공정 윈도우는 냉각 중 전환 공정으로 인해 더 작은 시트 두께를 갖는 영역이 매우 높은 레벨의 강도 결과적으로 매우 큰 마르텐사이트 비율을 가지거나 더 큰 시트 두께를 갖는 영역이 매우 낮은 레벨의 강도 결과적으로 매우 작은 마르텐사이트 비율을 달성하는 것을 의미한다. 연속 어닐링 동안 스트립 길이 또는 폭에 걸쳐 균일한 기계적 기술 특성을 실질적으로 달성할 수 없다.
다중 상 강에 대한 공지된 합금 개념은 너무 좁은 공정 윈도우를 특징으로 하고, 따라서 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도 및 가변적인 예비 스트립 두께를 갖는 냉간 스트립 제조 및 유연하게 압연된 스트립에는 특히 적합하지 않다.
공개 공보 DE 10 2012 002 079 A1은 최소 인장 강도가 950 MPa인 초고강도 다중 상 강을 개시하는데, 이는 열간 또는 냉간 스트립의 연속적인 어닐링을 위한 매우 넓은 공정 윈도우를 갖더라도, 이 강의 경우에도 균일한 재료 특성을 생성하면서 단일 열간 스트립 두께(마스터 열간 스트립 두께)을 갖는 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도 또는 가변적인 예비 스트립 두께를 달성할 수 없음을 보여 주었다.
공개 공보 DE 10 2015 111 177 A1은 최소 인장 강도가 980 MPa인 초고강도 다중 상 강을 개시하는데, 이는 이미 열간 또는 냉간 스트립의 연속 어닐링을 위한 매우 넓은 공정 윈도우를 가지며, 또한 단일 열간 스트립 두께(마스터 열간 스트립 두께)를 가지므로 냉간 압연에 의해 가변적인 박판화의 정도가 달성되며, 상이한 두께를 가지며 균일한 재료 특성을 갖는 연속 어닐링된 냉간 스트립이 달성될 수 있다.
공개 공보 DE 10 2014 017 274 A1은 비 공기 경화 상태에서 950 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 초고강도 공기 경화성 다중 상 강을 개시하는데, 이는 이미 열간 또는 냉간 스트립의 연속 어닐링을 위한 매우 넓은 공정 윈도우를 가지며, 또한 단일 열간 스트립 두께(마스터 열간 스트립 두께)를 가지므로 냉간 압연에 의해 가변적인 박판화의 정도가 달성되며, 상이한 두께를 갖는 냉간 스트립이 연속적으로 어닐링되며, 균일한 재료 특성이 달성되고 후속적인 공기 경화 프로세스에 적합하다.
미세구조 부품의 부피 비율의 제어된 설정에 의해 스트립의 길이 및 폭에 걸쳐 좁은 영역에서 결과적인 기계적 기술 특성을 달성하는 목표는 가장 우선순위가 높고 증가된 공정 윈도우에 의해서만 가능하다. 공지된 합금 개념은 너무 좁은 공정 윈도우를 특징으로 하며, 따라서 특히 유연하게 압연된 스트립의 경우 본 문제를 해결하기 위해 부적합하다. 공지된 합금 개념으로, 현재 정의된 단면 영역(스트립 두께 및 스트립 폭)을 갖는 하나의 강도 등급의 강만을 제조할 수 있으므로, 상이한 강도 등급 및/또는 단면 영역에 대한 변경된 합금 개념이 요구된다.
강 생산은 개선된 냉간 가공(냉간 압연, 냉간 성형) 및 더 나은 사용 특성을 달성하기 위해 탄소 당량을 감소시키는 경향을 목격하고 있다.
그러나, 특히 탄소 당량에 의해 특징 지어지는 용접 적합성은 중요한 평가 변수이다.
예를 들어, 다음 탄소 당량에서
CEV(IIW) = C + Mn / 6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/ 20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B
탄소 및 망간과 같은 특징적인 표준 원소뿐만 아니라 크롬 또는 몰리브덴 및 바나듐이 고려된다(중량%).
탄소 및/또는 규소 및/또는 망간의 양을 증가시킴으로써 강도의 증가가 달성되고 혼합 결정 경화뿐만 아니라 구조적 설정에 의해 강도의 증가가 달성되는 것이 종래 기술이다.
그러나, 상술된 원소의 양을 증가시킴으로써, 재료 처리 특성은 예를 들어 용접, 변형 및 용융 도금 처리 중에 증가하는 정도가 약화된다.
그러나, 강 생산은 개선된 냉간 가공 및 더 나은 사용 특성을 달성하기 위해 탄소 및/또는 망간 함량을 감소시키는 경향을 목격하고 있다.
일 예는 에지 크랙 거동을 설명하고 정량화하기 위한 홀 확장 테스트이다. 대응하는 최적화된 강 등급 적응을 통해 강 사용자는 표준 재료보다 더 높은 값을 기대한다. 그러나, 탄소 당량에 의해 특징지어지는 용접 적합성도 또한 초점이 된다.
자동차 산업은 응용분야에 따라 상당히 다른 항복 강도(Re) 또는 탄성 한계(Rp 0.2) 대 인장 강도의 비에 대한 요구사항을 갖는 강의 등급을 점점 더 요구하고 있다. 이는 표준 인장 강도 간격을 갖는 비교적 큰 항복 강도 간격을 갖는 강 개발로 이어진다.
낮은 항복 강도 비(Re/Rm)는 일반적인 이중 상 강이며 주로 연신 및 딥 드로잉 공정에서 변형성을 위해 사용된다.
복합 상 강의 일반적인 높은 항복 강도 비(Re/Rm)는 또한 에지 크랙에 대한 저항을 특징으로 합니다. 이는 개별 미세구조 부품의 강도의 더 작은 차이로 인한 것일 수 있으며, 이는 컷 에지의 영역에서 균일한 변형에 유리한 효과를 미친다.
최소 인장 강도가 980 MPa인 다중 상 강을 달성하기 위한 분석 환경은 매우 다양하며 홀 확장 및 감소된 탄소 당량 등과 같은 재료 특성을 나타내는 특별한 특성에서 그리고 개별적으로 또는 조합으로의 미세 합금의 첨가뿐만 아니라 탄소, 망간, 인, 알루미늄 및 크롬 및/또는 몰리브덴의 강도 증가 요소에서의 매우 큰 합금 범위를 포함한다.
치수 스펙트럼은 넓고 0.50 내지 3.00 mm의 두께 범위에 있으며, 0.80 내지 2.10 mm의 범위는 양적으로 관련이 있다.
0.50 mm 미만 및 3.00 mm 초과의 두께 범위가 가능하다.
전체적으로, 공지된 강 등급의 경우, 연속 어닐링 후에 완전한 재결정화를 위한 냉간 압연 동안 압연에 의해 요구되는 최소의 박판화 정도에 대해, 열간 압연 후에 마스터 열간 스트립 두께를 제조하기 위한 주어진 예비 스트립 두께에서 달성될 상이한 냉간 스트립 두께에 대해 더 이상 제조 유연성이 없다는 문제점이 있다(도 1을 참조, 공정 단계 6, 8 및 9가 필요함). 특히, 너무 작은 공정 윈도우에 의해 제조된 냉간 스트립 상에 유사한 재료 특성을 갖는 일정한 마스터 열간 스트립 두께의 경우 상이한 냉간 스트립 두께를 생성하는 것이 불가능하다. 또한, 일정한 마스터 열간 스트립 두께를 제조하기 위한 일정한 예비 스트립 두께의 사양은 제조 유연성을 제한한다.
따라서 본 발명의 목적은 초고강도 다중 상 강, 이 초고강도 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법을 위한 새로운 합금 개념을 제공하고 이 방법에 따라 제조된 강 스트립을 제공하는 것이며, 여기서 냉간 스트립의 연속 어닐링을 위한 공정 윈도우는, 상이한 예비 스트립 두께, 특정 열간 스트립 두께(마스터 열간 스트립 두께)로부터 상이한 냉간 스트립 두께를 제조하는 것이 가능하고 상이한 열간 스트립 두께로부터 냉간 스트립 두께(마스터 냉간 스트립 두께)를 제조하는 것이 가능하도록 연장될 수 있다. 또한, 일정한 예비 스트립 두께 대신에 가변적인 예비 스트립 두께가 열간 압연 전에 사용될 수 있다.
이 경우에, 가장 균일한 가능한 냉간 스트립 재료 특성은 설정된 냉간 압연의 정도 및 설정된 예비 스트립 두께와 독립적으로 달성되어야 한다.
또한, 최종 두께로 냉간 압연된 강 스트립의 어닐링, 특히 연속 어닐링을 위한 공정 윈도우는 상이한 단면(단면 점프)을 갖는 스트립에 추가하여 가장 균일한 기계적 기술 특성이 가능한 스트립 길이 및 선택적으로 스트립 폭에 걸쳐 변하는 두께(TRB®)를 갖는 강 스트립을 또한 제조할 수 있도록 확장되어야 한다.
본 발명의 교시에 따르면, 이 목적은 중량%로 하기 함량을 갖는 최소 인장 강도가 980 MPa인 초고강도 다중 상 강에 의해 달성된다:
C 0.075 이상 0.115 이하
Si 0.400 이상 0.500 이하
Mn 1.900 이상 2.350 이하
Cr 0.250 이상 0.400 이하
Al 0.010 이상 0.060 이하
N 0.0020 이상 0.0120 이하
P 0.020 이하
S 0.0020 이하
Ti 0.005 이상 0.060 이하
Nb 0.005 이상 0.060 이하
V 0.005 이상 0.020 이하
B 0.0005 이상 0.0010 이하
Mo 0.200 이상 0.300 이하
Ca 0.0010 이상 0.0060 이하
Cu 0.050 이하
Ni 0.050 이하
Sn 0.040 이하
H 0.0010 이하
나머지는 일반적으로 강 관련된 제련 관련 불순물을 포함하는 철이며, 이 강의 냉간 스트립의 어닐링, 특히 연속적인 어닐링 동안 가능한 한 넓은 공정 윈도우와 관련하여 Mn-Si+Cr의 총 함량은 1.750 중량% 내지 2.250 중량%이다.
수학적 용어로, 이는 Mn 및 Cr의 함량 표시가 첨가되고 Si의 함량 표시가 차감되고 이에 따라 얻어진 총(결과)는 1.750 중량% 이상이고 2.250 중량% 이하인 것을 의미한다. 추가로 대응하는 총 함량에도 동일하게 적용된다.
본 발명에 따른 합금 개념에 의해, 기계적 기술 특성은 열간 압연 이전의 가변적인 예비 스트립 두께를 갖는 냉간 스트립에 대해 좁은 범위에서 신뢰성있게 달성된다. 가변적인 예비 스트립 두께에 의해, 냉간 압연 공정은 상술한 마스터 열간 스트립 두께 또는 마스터 냉간 스트립 두께의 생산에 부정적인 영향을 주지 않으면서 냉간 압연, 이중 냉간 압연, 다음 냉간 단계 이전의 냉간 압연 스트립의 연질 어닐링의 단계가 수행된다는 사실에 긍정적인 영향을 받을 수 있다.
이에 중요한 것은 제한적이고 냉간 스트립 두께에 의존하는 크롬 함량에 중점을 둔 선택된 밀접하게 유지되는 합금 조성으로, 이는 냉간 압연에 의한 상이한 박막화의 정도뿐만 아니라 상이한 사전 스트립 두께를 갖는 균일한 재료 특성을 달성하는데 매우 긍정적임이 입증되었다. 또한, 제조될 수 있는 기계적 기술 특성은 제어된 방식으로 미세구조 상의 부피 비율을 설정함으로써 스트립 폭 및 스트립 길이에 걸친 좁은 범위에서 달성된다.
또한, 최종 냉간 스트립 두께(최종 두께)가 필요한 열간 스트립 두께를 결정하고 표준 예비 스트립 두께가 필요하다는 이전의 생산 철학은 선택된 예비 스트립 두께 및 오직 하나의 선택된 마스터 열간 스트립 두께가 상이한 냉간 스트립 두께에 대해 요구되는 정도로 무시될 수 있다. 그러나, 상이한 열간 스트립 두께와 유사한 방식으로 달성될 냉간 스트립 두께를 생성하는 것이 또한 유리하게 가능하다. 이는 제조 유연성을 상당히 증가시키고 생산 비용을 감소시킨다.
따라서, 슬래브 상태에서 다중 상 강으로부터 예비 스트립을 제조할 수 있고, 이어서 상기 예비 스트립은 달성될 열간 스트립 두께로 열간 압연된다.
예를 들어 250 mm의 미리 고정된 슬래브 두께 및 한정된 가변적인 두께를 갖는 이전에 선택된 예비 스트립으로부터 달성된 최종 두께로 72% 내지 87%의 압연에 의한 박막화 정도로 동일한 두께를 갖는 열간 압연 열간 스트립으로 진행하는 것도 가능하다.
유리한 방식으로, 연속 어닐링 동안 상이한 두께의 강 스트립의 경우, 유사한 미세구조 상태 및 기계적 특성값은 열처리 동안 설비 처리 속도를 조정함으로써 설정될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강은 공지된 강과 비교하여 상당히 증가된 공정 윈도우의 이점을 제공한다. 이는 다중 상 미세구조를 갖는 냉간 스트립의 연속 어닐링에서 공정 신뢰성의 수준을 증가시킨다. 따라서, 연속 어닐링된 냉간 스트립의 경우, 다른 단면을 갖고 그렇지 않으면 동일한 공정 파라미터를 갖는 2 개의 스트립의 전이 영역에서 또는 스트립에서 그리고 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도를 갖는 스트립에서 균일한 기계적 기술 특성을 보장할 수 있다.
본 발명에 따르면, 본 발명의 다중 상 강을 사용하여 강 스트립을 제조할 수 있으며, 여기서 다중 상 강은 열간 스트립을 제조하는데 사용될 수 있으며, 열간 스트립으로부터의 강 스트립은 달성될 최종 두께로 냉간 압연되고 이어서 강 스트립이 어닐링되고 특히 연속 어닐링된다.
다중 상 강의 특성은 다양한 예비 스트립 두께로부터 특정 두께를 갖는 선택된 마스터 열간 스트립 또는 냉간 압연에 의한 10% 내지 70%의 박판화 정도의 넓은 범위에서의 상이한 두께를 갖는 선택된 열간 스트립으로 진행하는 것을 가능하게 하며, 강 스트립은 달성될 최종 두께로 냉간 압연된다.
이 경우에, 본 발명에 따르면, 다중 상 강의 화학적 조성은 수득될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 선택된다. 따라서, 수득될 냉간 스트립의 선택 가능한 두께 등급 내에서, 두께를 갖는 마스터 열간 스트립으로부터 하나 이상의 최종 두께를 갖는 대응하는 냉간 스트립을 제조하거나 상이한 열간 스트립 두께로부터 일정한 두께를 갖는 마스터 냉간 스트립을 제조하는 것이 가능하다.
균일한 기계적 특성을 달성하기 위해, 강 스트립이 0.50 내지 3.00 mm의 최종 두께로 냉간 압연되고 다중 상 강의 화학적 조성이 가변적인 예비 스트립 두께가 사용되는 경우에도 달성될 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 유리한 것으로 입증되었다.
가변적인 예비 스트립 두께의 가능한 사용과 관련하여, Mn - Si + Cr의 총 함량은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 특히 유리한 것으로 입증되었다:
0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
1.750 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.030 중량%
1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
1.940 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.110 중량%
2.00 mm 초과 3.00 mm 이하의 최종 두께:
2.020 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.220 중량%
또한, Mn - Si + Cr + 의 총 함량은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 유리한 것으로 입중되었다:
0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
1.950 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.280 중량%
1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
2.140 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.360 중량%
2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하의 최종 두께:
2.220 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.470 중량%
따라서, 달성될 강 스트립의 최종 두께는 다중 상 강으로부터 제조된 예비 스트립 또는 열간 스트립의 합금 조성과 관련이 있다.
또한, 탄소 당량 CEV(IIW)가 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 유리한 것으로 입증되었다.
0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
C 함량 ≤ 0.100 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.62%
1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
C 함량 ≤ 0.105 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.64%
2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하의 최종 두께:
C 함량 ≤ 0.115 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.66%
또한, Mn 함량이 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 유리한 것으로 입증되었다:
0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
1.900 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.200 중량%
1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
2.050 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.250 중량%
2.00 mm 초과 3.00 mm 이하의 최종 두께:
2.100 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.350 중량%
가변적인 예비 스트립 두께의 사용과 관련하여, Cr 함량 및 탄소 당량 CEV(IIW)가 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 것이 특히 유리한 것으로 입증되었다:
0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
0.260 중량% ≤ Cr 함량 ≤ 0.330 중량 및
탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.62%
1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
0.290 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 0.360 중량% 및
탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.64%
2.00 내지 3.00 mm의 최종 두께:
0.320 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 0.370 중량% 및
탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.66%
이는 상이한 스트립 단면을 갖는 연속 스트립의 연속 어닐링 및 스트립 길이 또는 스트립 폭에 걸쳐 다양한 시트 두께를 갖는 스트립에도 적용된다. 예를 들어, 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도를 갖는 냉간 스트립을 처리하는 것이 가능하다.
본 발명에 따라, 연속 어닐링 방법으로 제조된 초고강도 냉간 스트립이 다양한 시트 두께를 갖는 다중 상 강으로부터 제조되는 경우, 변형 기술에 의해 이 재료로부터 로딩 최적화된 부품을 제조하는 것이 유리할 수 있다.
제조된 재료는 템퍼-압연 및 템버-압연되지 않은 상태에서 및 심지어 열처리된 상태(시효)에서 및 연신 성형 및 연신 성형되지 않은 상태(신장-굽힘-교정)에서 순수 연속 어닐링 설비 또는 용융 아연 도금 라인을 통해 냉간 스트립으로서 제조될 수 있다.
동시에, 공정 파라미터를 구체적으로 변화시킴으로써 예를 들어 550 MPa 및 950 MPa 사이의 항복 강도 및 980 MPa 및 1140 MPa 사이의 인장 강도를 갖는 상이한 강도 등급의 강이 제조되도록 미세구조 분율을 설정하는 것이 가능하다.
본 발명에 따른 합금 조성은 Ac1과 Ac3 사이의 임계간(inter-critical) 어닐링에 의해 또는 냉각을 제어하여 Ac3 위의 오스테나이트화 어닐링에 의해 강 스트립을 제조하는데 사용될 수 있으며, 이는 다중 상 또는 다중 상 미세구조를 초래한다.
약 700 내지 950℃의 어닐링 온도가 유리한 것으로 입증되었다. 본 발명에 따르면, 전체 공정에 의존하여(연속 어닐링만 또는 추가의 용융 도금 처리(hot-dip finishing)) 열처리에 대한 상이한 접근법이 존재한다.
후속 용융 도금 처리 없이 연속 어닐링 설비의 경우, 최종 두께로 냉간 압연된 강 스트립은 어닐링 온도로부터 대략 160 내지 250℃의 중간 온도로 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 냉각된다. 선택적으로, 냉각은 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도에서 300 내지 500℃의 이전 중간 온도로 미리 수행될 수 있다. 상온으로의 냉각은 최종적으로 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도에서 수행된다(방법 1, 도 8a 참조). 대안적으로, 냉각은 300 내지 500℃의 중간 온도로부터 상온으로 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 수행될 수 있다.
용융 도금 처리 절차의 일부로서 열처리의 경우, 2 개의 온도 제어 옵션이 있다. 냉각은 용융조(melting bath)에 진입하기 전에 전술한 바와 같이 중단되고 대략 200 내지 250℃의 중간 온도가 달성될 때까지 조를 빠져나온 후에만 계속된다. 용융조 온도에 따라, 대략 400 내지 470℃의 유지 온도가 용융조에 제공된다. 상온으로의 냉각은 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 수행된다(방법 2, 도 8b 참조).
용융 도금 처리 절차에서 온도 제어를 위한 제2 변형은 대략 200 내지 350℃의 중간 온도에서 대략 1 내지 20초 동안 온도를 유지하고 이어서 용융 도금 처리 절차에 요구되는 대략 400 내지 470℃의 온도로 재가열하는 것을 포함한다. 마무리 절차 후, 스트립은 대략 200 내지 250℃로 냉각된다. 그런 다음 약 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 상온으로 냉각한다(방법 3, 도 8c 참조).
공지된 이중 상 강의 경우, 오스테나이트를 마르텐사이트로 변환시키기 위해 요구되는 것은 탄소뿐만 아니라 망간, 크롬 및 규소이다. 좁은 영역의 니오븀, 티타늄 및 붕소뿐만 아니라 탄소, 규소, 망간, 질소, 몰리브덴 및 크롬의 표시된 한계에서 합금화된 원소들의 본 발명의 조합만이 연속 어닐링 절차 동안 상당히 넓어진 공정 윈도우와 함께 980 MPa의 최소 인장 강도와 같은 필요한 기계적 특성을 보장한다.
또한 중량 백분율이 증가함에 따라 망간을 첨가함에 의해 페라이트 영역이 냉각 동안 더 오랜 기간 동안 더 낮은 온도에서 변위되고, 탄소, 크롬, 몰리브덴 및 붕소가 또한 유사한 방식으로 작용하는 것이 재료의 특징이다. 페라이트의 비율은 공정 파라미터에 따라 베이나이트의 비율이 증가함에 의해 더 크거나 더 작게 감소한다.
0.115 중량% 이하의 저탄소 함량을 설정함으로써, 탄소 당량이 감소될 수 있고 이에 의해 용접 적합성이 개선되고 용접 동안 과도한 하드 스폿(hard spot)이 방지된다. 또한, 저항 스폿 용접의 경우, 전극 수명을 상당히 증가시킬 수 있다.
본 발명에 따른 합금에서 원소의 효과는 이후에 보다 상세하게 설명될 것이다. 관련 원소는 불가피하며, 필요한 경우 그 효과 측면에서 분석 개념에서 고려된다.
관련 원소는 생산 공정의 결과로서 철광석(iron ore)에 이미 존재하거나 강에 들어가는 원소이다. 이들은 일반적으로 이들의 부정적인 영향 때문에 바람직하지 않다. 허용 가능한 함량 레벨로 제거하거나 덜 피해를 주는 형태로 변환하려고 시도된다.
수소(H)는 격자 장력(lattice tension)을 생성하지 않고 철 격자를 통해 단일 원소로서 확산될 수 있다. 결과적으로, 철 격자 내의 수소는 상대적으로 이동성이며 강의 가공 중에 상대적으로 쉽게 흡수될 수 있다. 수소는 원자(이온) 형태로만 철 격자에 흡수될 수 있다.
수소는 상당한 취화 효과를 발휘하고 바람직하게는 에너지(결함(flaw), 결정립계 등)의 관점에서 유리한 위치로 확산된다. 따라서, 결함은 수소 트랩으로서 기능하고 재료 내 수소의 체류 시간(dwell time)을 상당히 증가시킬 수 있다.
냉간 균열(cold crack)은 분자 수소로의 재조합에 의해 생성될 수 있다. 이 거동은 수소 취화 또는 수소 유도 인장 균열 부식(hydrogen-induced tension crack corrosion) 시에 발생한다. 외부 장력 없이 발생하는 지연 크랙, 소위 지연 파괴의 경우에도 수소가 이를 유발하는 이유라고 종종 언급된다. 따라서, 강의 수소 함량은 가능한 한 작게 유지되어야 한다.
상기 언급된 이유로, 본 발명에 따른 강의 수소 함량은 0.0010 중량%(10ppm) 이하 또는 유리하게는 0.0008 중량% 이하, 최적으로는 0.0005 중량% 이하로 제한된다.
본 발명에 따른 강의 경우에 특히 넓어진 공정 윈도우에 의해 달성되는 보다 균일한 미세구조는 또한 수소 취화에 대한 감수성을 감소시킨다.
산소(O): 용융된 상태에서, 강은 가스에 대해 상대적으로 큰 흡수성을 갖는다. 그러나, 상온에서 산소는 매우 소량만이 용해된다. 수소와 유사한 방식으로 산소는 원자 형태로만 재료로 확산될 수 있다. 높은 취화 효과 및 부정적인 효과로 인해 산소 함량을 줄이기 위해 생산 중에 모든 시도가 이루어 진다.
한편으로, 산소를 감소시키기 위해 진공 처리와 같은 절차적 접근 및 다른 한편으로 분석적 접근이 제공된다. 특정 합금 원소를 첨가함으로써 산소는 덜 위험한 상태로 전환될 수 있다. 예를 들어, 망간, 규소 및/또는 알루미늄으로 강의 탈산의 과정에서 산소를 제거하는 것이 일반적으로 통상적이다. 그러나, 생성된 산화물은 재료의 결함으로서 부정적인 특성을 생성할 수 있다.
따라서, 위에서 언급한 이유로 강의 산소 함량은 가능한 한 작게 유지되어야 한다.
인(P)은 미량 원소이며, 철광석에서 주로 유래하고 철 격자에 치환 원자로서 용해되어 있다. 인은 혼합 결정 경화에 의해 경도를 증가시키고 경화성을 향상시킨다. 그러나, 고화 매질에서의 낮은 용해도는 편석에 대한 강한 경향을 나타내고 인성의 레벨을 크게 감소시키기 때문에 인 함량을 가능한 한 많이 낮추려는 시도가 일반적으로 행해진다. 결정립계에 인의 부착은 결정립계 파괴를 초래한다. 또한, 인은 전이 온도를 인성에서 취성 거동으로 300℃까지 증가시킨다. 열간 압연 동안, 결정립계에서 표면 근처의 인 산화물은 파괴의 형성을 초래한다.
그러나, 일부 강에서는 비용이 저렴하고 강도가 크게 증가하여 인은 예를 들어, 고강도 IF 강(침입 입자가 없음), 소부 경화 강 또는 이중 상 강을 위한 일부 합금 개념에서 미세합금 원소로 소량(0.1 중량% 미만)이 사용된다. 본 발명에 따른 강은 특히 인이 합금화되지 않고 대신 가능한 한 낮게 설정된다는 점에서 혼합 결정 형성제(mixed crystal forming agent)로서 인을 사용하는 공지된 분석 개념과 상이하다.
상기 언급된 이유로, 본 발명에 따른 강의 인 함량은 강의 제조에 불가피한 양으로 제한된다. 바람직하게는, P는 0.020 중량% 이하여야 한다.
인과 마찬가지로, 황(S)은 철광석의 미량 원소로 묶인다. 황은 강에서는 일반적으로 요구되지 않는데(쾌삭강(machining steel)은 예외임), 이는 편석에 대한 강한 경향을 나타내며 큰 취화 효과를 가지기 때문이다. 따라서, 예를 들어 진공 처리에 의해 가능한 매우 낮은 용융물 내의 황의 양을 달성하려는 시도가 이루어진다. 또한, 존재하는 황은 망간을 비교적 무해한 화합물 망간 황화물(MnS)에 첨가함으로써 변환된다. 망간 황화물은 종종 압연 공정 동안 라인으로 롤 아웃되고 변환을 위한 핵 생성 자리(nucleation site)로서 기능한다. 주로 확산 제어 변환의 경우, 이는 뚜렷한 라인의 미세구조를 생성하고, 현저한 라인 형성의 경우, 예를 들어 분산된 마르텐사이트 섬 대신에 뚜렷한 마르텐사이트 라인, 이방성 재료 거동, 감소된 파단 연신율과 같이 기계적 특성이 손상될 수 있다.
위에서 언급한 이유로, 본 발명의 강에서의 황 함량은 0.0020 중량% 이하 또는 유리하게는 0.0015 중량% 이하, 최적으로는 0.0010 중량% 이하로 제한된다.
합금 원소는 일반적으로 목표된 방식으로 특정 특성에 영향을 주기 위해 강에 첨가된다. 이에 따라 합금 원소는 다른 강의 다른 특성에 영향을 줄 수 있다. 효과는 일반적으로 재료의 양과 용액 상태에 크게 좌우된다. 따라서, 관계는 매우 다양하고 복잡할 수 있다.
합금 원소의 효과는 이후에 보다 상세하게 논의될 것이다.
탄소(C)는 강에서 가장 중요한 합금 원소로 고려된다. 최대 2.06 중량%의 이의 목표된 도입은 철을 먼저 강으로 변화시킨다. 탄소 분율은 종종 강의 제조 동안 급격히 감소한다. 연속 용융 도금 처리를 위한 이중 상 강의 경우, EN 10346 또는 VDA 239-100에 따른 이의 분율은 최대 0.230 중량%이며 최소값은 특정되지 않는다.
탄소는 상대적으로 작은 원자 반경으로 인해 철 격자에 침입하여 용해된다(interstitially dissolved). 용해도는 α-철에서 최대 0.02%이고 α-철에서 최대 2.06%이다. 용해된 형태의 탄소는 강의 경화성을 상당히 증가시키므로 충분한 양의 마르텐사이트를 형성하는데 필수적이다. 그러나, 지나치게 높은 탄소 함량은 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도 차이가 증가하고 용접성이 제한된다.
예를 들어 개선된 용접성뿐만 아니라 높은 홀 확장 및 굽힘각의 요구사항을 충족시키기 위해, 본 발명에 따른 강은 0.115 중량% 이하의 탄소 함량을 포함한다.
상에서의 탄소의 상이한 용해도는 상 변환 동안 뚜렷한 확산 절차를 필요로 하며, 이 절차는 매우 다른 운동 조건을 초래할 수 있다. 또한, 탄소는 오스테나이트의 열역학적 안정성을 증가시키며, 이는 저온에서 오스테나이트 영역의 확장의 상 다이어그램으로 입증된다. 마르텐사이트에 강제적으로 용해된 탄소 함량이 증가함에 따라, 격자 왜곡 및 이와 관련하여 확산 없이 생성된 상의 강도가 증가한다.
탄소는 또한 탄화물을 형성한다. 거의 모든 강에서 발생하는 미세구조 상은 시멘타이트(Fe3C)이다. 그러나, 실질적으로 더 단단한 특수 탄화물은 예를 들어 크롬, 티타늄, 니오브뿐만 아니라 바나듐과 같은 다른 금속으로 형성될 수 있다. 따라서, 이는 강의 유형일뿐만 아니라 결과적인 강도 증가에 결정적으로 중요한 석출의 분포 및 정도이다. 따라서, 한편으로는, 충분한 강도 및 다른 한편으로는, 효과적인 용접성, 개선된 홀 활장, 개선된 굽힘각 및 수소 유도 균열 형성에 대한 충분한 저항(지연된 파괴 없는)을 보장하기 위해, C 함량은 0.075 중량%로 고정되고 최대 C 함량은 0.015 중량%로 고정되며, 단면 의존적 분화(cross-section-dependent differentiation)를 갖는 함량은 다음과 같이 유리하다:
최종 두께 0.50 mm 내지 1.00 mm (C ≤ 0.100 중량%)
최종 두께 1.00 mm 초과 2.00 mm 이하 (C ≤ 0.105 중량%)
최종 두께 2.00 mm 초과 3.00 mm 이하 (C ≤ 0.115 중량%)
또한, 탄소 당량 CEV(IIW)와 조합하여 탄소 함량의 밴드 두께 의존적 분화에 접착하는 것이 유리하다.
0.62% 이하의 탄소 당량 CEV(IIW)을 갖는 최종 두께 0.50 mm 내지 1.00 mm (C ≤ 0.100 중량%)
0.64% 이하의 탄소 당량 CEV(IIW)을 갖는 최종 두께 1.00 mm 초과 2.00 mm 이하 (C ≤ 0.105 중량%)
0.66% 이하의 탄소 당량 CEV(IIW)을 갖는 최종 두께 2.00 mm 초과 3.00 mm 이하 (C ≤ 0.115 중량%)
주조하는 동안, 규소(Si)는 산소와 결합하여 강의 탈산 과정에서 진정시키기 위해(killing purpose) 사용된다. 후속 강 특성에 있어서, 편석 계수(segregation coefficient)는 예를 들어 망간의 편석 계수보다 상당히 작다(0.87과 비교하여 0.16). 편석은 일반적으로 예를 들어 홀 확장 및 굽힘 능력(bending capability)과 같은 변형 특성을 손상시키는 미세구조 성분의 정렬된 배열로 이어진다.
재료의 방식 특성에서, 규소의 첨가는 강한 혼합 결정 경화를 생성한다. 대략적으로, 0.1% 규소의 첨가는 대략 10 MPa만큼 인장 강도의 증가를 생성하고, 2.2% 이하의 규소 첨가의 경우 연신율은 약간만 저하된다. 이는 상이한 시트 두께 및 어닐링 온도에 대해 조사되었다. 규소가 0.2% 내지 0.5%로 증가하면 항복 강도는 대략 20 MPa, 인장 강도는 대략 70 MPa 증가했다. 파단 시 연신율은 약 2% 감소한다. 후자의 상황은 특히 규소가 페라이트에서 탄소의 용해도를 감소시키고 페라이트에서 탄소의 활성을 증가시켜 취성 상으로서 연성을 감소시켜 결과적으로 변형성을 향상시키는 탄화물의 형성을 방지하는 사실에 기인한다. 본 발명에 따른 강의 범위(span) 내에서 규소의 저 강도 증가 효과는 넓은 공정 윈도우의 기초를 제공한다.
다른 중요한 효과는 규소가 페라이트의 형성을 더 짧은 시간과 온도로 이동시켜 ?칭 경화 전에 충분한 페라이트를 생산할 수 있다는 것이다. 열간 압연 중에는 냉간 압연성을 개선하기 위한 기초를 제공한다. 용융 도금 처리 동안, 페라이트의 가속화된 형성은 오스테나이트가 탄소로 풍부하게 되어 안정화된다. 규소가 탄화물의 형성을 방해하기 때문에, 오스테나이트는 추가로 안정화된다. 따라서, 냉각이 가속화되는 동안 마르텐사이트에 유리하게 베이나이트의 형성이 억제될 수 있다.
본 발명에 따른 범위에 규소의 첨가는 이후에 설명되는 추가의 놀라운 효과를 초래했다. 탄화물의 형성에서 상술된 지연은 또한 예를 들어, 알루미늄에 의해 야기될 수 있다. 그러나, 알루미늄은 안정한 질화물을 형성하므로, 미세합금 원소를 갖는 탄질화물의 형성에 충분한 질소를 이용할 수 없다. 규소와의 합금화는 규소가 탄화물 또는 질화물을 형성하지 않기 때문에 이 문제를 배제한다. 따라서, 규소는 미세합금에 의한 석출물 형성에 간접적으로 긍정적인 효과를 미치며, 이는 결국 재료의 강도에 긍정적인 효과를 갖는다. 규소에 의해 야기된 변환 온도의 증가는 입자 조대화를 촉진하는 경향이 있기 때문에, 본 발명에 따른 강에서 질소 함량의 목표 설정과 같이 니오브, 타티늄 및 붕소를 갖는 미세 합금이 특히 편리하다.
열간 압연 동안, 보다 높은 규소 합금 강이 강하게 부착되는 적색 스케일을 형성하고 압연 스케일의 위험이 증가하여 후속 산 세정 결과 및 산 세정 생산성(acid-cleaning productivity)에 영향을 미칠 수 있는 것으로 알려져 있다. 산 세정이 황산 대신에 염산으로 유리하게 수행될 때, 이 효과는 본 발명에 따른 강에서 0.400 내지 0.500% 규소로 확립 될 수 없다.
규소 함유 강의 아연 도금 능력과 관련하여, DE 196 10 675 C1에는 특히 0.800 중량% 이하의 규소 또는 2.000 중량% 이하의 규소를 함유하는 강은 액체 아연으로 강 표면의 매우 열악한 습윤성의 이유로 열간 아연 도금될(hot-galvanised) 수 없다는 것을 언급한다.
롤 하드 냉간 스트립(roll-hard cold strip)의 재결정화에 추가하여, 연속 용융 도금 코팅 설비에서 어닐링 처리 동안의 대기 조건은 예를 들어 냉간 압연 동안 또는 상온에서 저장의 결과로서 표면 상에 형성될 수 있는 산화 철의 감소를 생성한다. 그러나, 예를 들어, 규소, 망간, 크롬, 붕소와 같은 산소 친화(oxygen-affine) 합금 성분의 경우 가스 분위기는 산화되고 그 결과 이들 원소의 선택적 산화 및 편석이 일어날 수 있다. 선택적 산화는 외부, 즉 기판 표면 상에서 그리고 내부적으로 금속 매트릭스 내에서 모두 일어날 수 있다.
규소는 특히 어닐링 동안 표면으로 확산되어 그 자체로 또는 망간과 함께 강 표면 상에 산화물을 형성하는 것으로 알려져 있다. 이들 산화물은 기판과 용융물 사이의 접촉을 억제할 수 있고 습윤 반응을 방지하거나 상당히 저하시킬 수 있다. 결과적으로, 아연 도금되지 않은 위치, 소위 “베어 스폿(bare spot)” 또는 코팅이 없는 넓은 표면 영역이 발생할 수 있다. 또한, 저하된 습윤 반응으로 인해 강 기판 상의 아연 또는 아연 합금 층의 접착성이 감소될 수 있으며, 그 결과 억제 층 형성이 불충분하게 된다.
당 업계의 이러한 일반적인 지식과는 달리, 놀랍게도 재결정화 어닐링 동안 그리고 용융 도금 조(hot-dip bath)를 통해 통과하는 동안 적합한 로 작업에 의해서만 강 스트립의 효과적인 용융 도금 처리 및 코팅의 효과적인 접착이 달성될 수 있다는 것이 시험에서 발견되었다.
이를 위해, 초기에 화학적-기계적 또는 열-수-기계적(thermal-hydromechanical) 예비 세정 절차를 수행함으로써 스트립 표면에 잔류물, 산 세정 오일 또는 압연 오일 또는 다른 오염 입자가 없는지 확인해야 한다. 또한, 실리콘 산화물이 스트립 표면에 도달하는 것을 방지하기 위해, 재료 표면 아래의 합금 원소의 내부 산화를 촉진시키는 방법에 의지할 필요가 있다. 이 경우, 설비의 구성에 따라 다른 조치가 적용된다.
어닐링 공정 단계가 복사 튜브 노(RTF)에서 배타적으로 수행되는 설비의 일 구성의 경우(도 8c에서 방법3 참조), 합금 원소의 내부 산화는 노 분위기(N2-H2-보호 가스 분위기)의 산소 분압을 설정함으로써 목표된 방식으로 영향을 받을 수 있다. 설정된 산소 분압은 다음 방정식을 만족해야 하며, 노 온도는 700 내지 950℃이다.
-12 > Log pO2 ≥ -5*Si-0.25 - 3*Mn-0.5 -0.1*Cr-0.5 -7*(-ln B)0.5
이 경우, Si, Mn, Cr, B는 강의 해당 합금 비율을 중량%로 정의하고 pO2는 산소 분압을 mbar 단위로 정의한다.
노 영역이 직접 연소 노(DFF) 또는 비-산화 노(NOF)와 다운스트림 복사 튜브 노(도 8b의 방법 2 참조)의 조합으로 구성되는 설비의 구성의 경우, 합금 원소의 선택적인 산화는 노 영역의 가스 분위기에 의해 마찬가지로 영향을 받을 수 있다.
산소 분압, 그리고 따라서 철 및 합금 원소에 대한 산화 전위는 NOF에서의 연소 반응에 의해 설정될 수 있다. 이것은 합금 원소의 산화가 강 표면 아래에서 내부적으로 일어나고, 아마도 얇은 산화 철 층이 NOF 영역을 통과한 후에 강 표면에 형성되는 방식으로 설정되어야 한다. 이것은 예를 들어 CO 값을 4 부피% 미만으로 감소시킴으로써 달성된다.
다운스트림 복사 튜브 노의 N2-H2- 보호 가스 분위기 하에서, 가능하게 형성된 산화 철 층은 환원되고 유사하게 합금 원소는 내부적으로 더 산화된다. 이 노 영역에서의 설정된 산소 분압은 다음 방정식을 만족해야하며, 노 온도는 700 내지 950℃이다.
-18 > Log pO2 ≥ -5*Si-0.3 - 2.2*Mn-0.45 -0.1*Cr-0.4 -12.5*(-ln B)0.25
이 경우, Si, Mn, Cr, B는 강의 해당 합금 비율을 중량%로 정의하고 pO2는 산소 분압을 mbar 단위로 정의한다.
노 → 아연 포트 (머즐(muzzle)) 사이의 전이 영역에서 가스 분위기(N2-H2- 보호 가스 분위기)의 이슬점과 이에 따른 산소 분압은 용융 조에서 도금 전에 스트립의 산화를 피하는 방식으로 설정되어야 한다. -30에서 -40℃ 범위의 이슬점이 유리한 것으로 입증되었다.
연속적인 용융 도금 코팅 설비의 노 영역에서의 전술한 측정은 표면 상에 산화물의 형성을 방지하고 액체 용융물과 함께 스트립 표면의 균일하고 효과적인 습윤성을 제공한다.
용융 도금 처리 절차(이 경우에 예를 들면 용융 아연 도금) 대신, 차후의 전해질 아연 도금(도 8a의 방법 1 참조)으로 연속적인 어닐링을 포함하는 방법이 선택되면, 아연 도금 능력을 보장하기 위한 특별한 조치를 실행하는 것이 필요하지 않다. 보다 고도로 합금화된 강의 아연도금 처리는 연속적인 용융 도금하는 방법에 의한 것보다 전착(electro-deposition)에 의해 실질적으로보다 쉽게 달성될 수 있다는 것이 알려져 있다. 전해 아연 도금의 경우, 순수 아연이 스트립 표면에 직접 증착된다. 강 스트립과 아연 이온 사이의 전자 흐름을 방해하지 않고 따라서 아연 도금을 방해하지 않으려면, 스트립 표면에 표면 피복 산화 층이 존재하지 않도록 해야한다. 이 조건은 일반적으로 어닐링 도중 표준 환원 분위기와 전기 분해 전 사전 세척에 의해 보장된다.
어닐링 동안 가능한 가장 넓은 공정 윈도우 및 충분한 아연 도금 능력을 보장하기 위해, 최소 실리콘 함유량은 0.400 중량%로 고정되고 최대 실리콘 함유량은 0.500 중량%로 고정된다.
망간(Mn)은 유해한 황을 망간 황화물로 변환시키기 위해 탈황을 목적으로 거의 모든 강에 첨가된다. 또한, 혼합 결정 강화(mixed crystal hardening)의 수단에 의해 망간은 페라이트의 강도를 증가시키고, 더 낮은 온도쪽으로 α-/γ-변환을 이동시킨다.
예를 들어 이중 상 강의 경우에서와 같이, 다중 상 강에서 합금화 함으로써 망간을 첨가하는 주된 이유는 잠재적인 경도 증가에서의 상당히 개선이다. 확산의 억제의 이유로 인해, 펄라이트 및 베이나이트 변환은 보다 긴 시간으로 이동되고 마르텐사이트 개시 온도는 감소된다.
그러나, 동시에 망간의 첨가는 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도 비율을 증가시키는 역할을 한다. 또한, 미세구조의 라인 형성이 향상된다. 상과 마르텐사이트 라인의 형성 사이의 높은 경도 차이는 낮은 홀 확장 용량을 초래하며, 이것은 증가된 에지 크랙 감도와 동등하다.
규소와 같은 망간은 어닐링 처리 동안 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향이 있다. 어닐링 파라미터 및 다른 합금 원소(특히 실리콘 및 알루미늄)의 함량에 따라 망간 산화물(예를 들어 MnO) 및/또는 Mn 혼합 산화물(예를 들어 Mn2SiO4)이 발생할 수 있다. 그러나 구상 산화물(globular oxide)이 산화 막 대신 형성되기 쉽기 때문에 망간은 작은 Si/Mn 또는 Al/Mn 비율에서 중요성이 덜한 것으로 간주되어야 한다. 그럼에도 불구하고, 높은 망간 함량은 아연 층의 외관 및 아연 접착에 부정적인 영향을 미칠 수 있다. 연속적인 용융 도금 코팅 동안 노 영역을 설정하기 위한 전술한 조치는 어닐링 후에 강 표면 상에 Mn 산화물 또는 Mn 혼합된 산화물의 형성을 감소시키는 역할을 한다.
언급된 이유로, 망간 함량은 1.900 중량% 내지 2.350 중량%로 고정된다.
요구되는 최소 강도를 달성하기 위해, 망간 함량의 스트립 두께 의존성 분화를 유지하는 것이 유리하다.
최종 두께가 0.50 ㎜ 내지 1.00 ㎜인 경우, 망간 함유량은 바람직하게는 1.900 중량% 내지 2.200 중량%의 범위이고, 최종 두께가 1.00 내지 2.00 mm인 경우, 상기 망간 함유량은 2.050 중량% 내지 2.250 중량%의 범위이고 그리고 2.00 mm 내지 3.00 mm의 최종 두께의 경우는 2.100 중량% 내지 2.350 중량%의 범위이다.
본 발명의 또 다른 특징은 망간 함량의 변화가 규소 함량을 동시에 변화시킴으로써 보상될 수 있다는 것이다. 망간 및 규소로 인한 강도의 증가(이 경우, 항복 강도, YS)는 일반적으로 피커링 방정식(Pickering equation)에 의해 효과적인 방식으로 설명된다.
YS (MPa) = 53.9 + 32.34 [중량% Mn] + 83.16 [중량% Si] + 354.2 [중량% N] + 17.402 d(-1/2)
그러나 이것은 주로 규소에 비해 망간에 대해 더 약한 이 방정식에 따른 혼합 결정 경화의 효과를 기반으로 한다. 그러나, 상기 언급한 바와 같이, 망간은 동시에 경화성을 상당히 증가시키며, 그 결과 강도가 증가하는 제2 상의 비율이 다중 상 강의 경우에 크게 증가한다. 따라서 0.1% 규소의 첨가는 강도의 증가와 관련하여 0.1%의 망간 첨가에 대한 제1 근사치로 동일시되어야 한다. 본 발명에 따른 조성물의 강 및 본 발명에 따른 시간-온도 파라미터를 포함하는 어닐링 절차에 대해, 항복 강도 및 인장 강도(TS)에 대한 경험적 기초에서 다음 관계식이 생성되었다:
YS (MPa) = 185.7 + 147.9 [중량% Si] + 161.1 [중량% Mn]
TS (MPa) = 574.8 + 189.4 [중량% Si] + 174.1 [중량% Mn]
피커링 방정식과 비교하여, 망간과 규소의 계수는 항복 강도와 인장 강도에 대해 거의 동일하므로 망간을 규소로 대체할 수 있는 선택을 제공한다.
한편, 크롬(Cr)은 용해된 형태로 심지어 소량으로도 강의 경화성을 상당히 증가시킬 수 있다. 반면에, 상응하는 온도 제어로 크롬 탄화물 형태의 크롬은 입자 고형화를 일으킨다. 동시적으로 감소된 탄소 함량을 갖는 핵 생성 자리의 수와 관련된 증가는 경화성의 감소로 이어진다.
이중 상 강에서, 크롬을 첨가하면 잠재적인 경도 증가가 향상된다. 용해된 상태의 크롬은 펄라이트 및 베이나이트 변환을 더 긴 시간으로 이동시키고 동시에 마르텐사이트 시작 온도를 낮춘다.
다른 중요한 효과는 크롬이 템퍼링 저항을 상당히 증가시켜 용융 도금 조에서 강도의 손실이 거의 없다는 것이다.
또한, 크롬은 탄화물 형성제이다. 크롬-철-혼합 탄화물이 존재한다면, 경화되기 전에 오스테나이트화 온도는 크롬 탄화물을 용해시키기에 충분히 높도록 선택되어야 한다. 그렇지 않으면, 증가된 핵의 수는 잠재적인 경도 증가를 악화시킬 수 있다.
크롬은 어닐링 처리 동안 강 표면 상에 산화물을 형성하는 경향이 있으며, 그 결과 용융 도금 품질이 손상될 수 있다. 연속적인 용융 도금 코팅 동안 노 영역을 설정하기 위한 전술한 조치는 어닐링 후에 강 표면 상의 Cr 산화물 또는 Cr 혼합 산화물의 형성을 감소시키는 역할을 한다.
따라서 크롬 함량은 0.250 중량% 내지 0.400 중량%의 함량으로 고정된다.
최종 두께가 0.50 ㎜ 내지 1.00 ㎜인 경우, 크롬 함유량은 바람직하게는 0.260 중량% 내지 0.330 중량%의 범위이고, 최종 두께가 1.00 내지 2.00 mm인 경우, 상기 크롬 함유량은 0.290 중량% 내지 0.360 중량%의 범위이고 그리고 2.00 mm 내지 3.00 mm의 최종 두께의 경우는 0.320 중량% 내지 0.370 중량%의 범위이다.
요구되는 최소 강도를 달성하기 위해, 탄소 당량 CEV(IIW)와 조합하여 크롬 함량의 밴드 두께 의존성 분화를 준수하는 것이 유리하며, 이 경우 특히 가변적인 예비 스트립 두께로 가공하기에 또한 유리하다.
최종 두께가 0.50 ㎜ 내지 1.00 ㎜인 경우, 크롬 함유량은 바람직하게는 0.260 중량% 내지 0.330 중량%의 범위이고, 이 경우 탄소 당량은 CEV(IIW) ≤ 0.62%이며, 최종 두께가 1.00 내지 2.00 mm인 경우, 상기 크롬 함유량은 0.290 중량% 내지 0.360 중량%의 범위이고, 이 경우 탄소 당량은 CEV(IIW) ≤ 0.66%이며, 그리고 2.00 mm 내지 3.00 mm의 최종 두께의 경우는 0.320 중량% 내지 0.370 중량%의 범위이며, 이 경우 탄소 당량은 CEV(IIW) ≤ 0.66%이다.
0.250 중량% 이상 0.370 중량% 미만의 크롬 함량은 0.50 mm 미만의 최종 두께의 경우에 사용될 수 있고, 0.370 중량% 초과 0.400 중량% 이하의 크롬 함량은 3.00 mm 초과의 최종 두께의 경우에 사용될 수 있다.
몰리브덴(Mo): 몰리브덴의 첨가는 크롬 및 망간의 첨가와 유사한 방식으로 경화성을 향상시킨다. 펄라이트 및 베이나이트 변환은 보다 긴 시간으로 이동되고 마르텐사이트 개시 온도는 감소된다. 동시에, 몰리브덴은 특히 티타늄과 함께 미세하게 분포된 혼합 탄화물의 생산을 가능하게 하는 강력한 탄화물 형성제이다. 또한, 몰리브덴은 템퍼링 내성을 상당히 증가시키므로, 용융 도금 조에서 강도의 손실이 기대되지 않는다. 몰리브덴은 또한 혼합 결정 경화에 의해 작용하지만 망간 및 규소보다 덜 효과적이다.
따라서, 몰리브덴의 함량은 0.200 중량% 초과 0.300 중량% 이하로 설정된다. 비용과 관련된 이유로, Mo 함량은 유리하게는 0.200 중량% 초과 0.250 중량% 이하의 범위로 설정된다.
요구되는 기계적 특성과 용융 도금 성능 사이의 절충안으로서, 본 발명에 따른 합금 개념은 0.650 중량% 이하의 Mo + Cr의 총 함량을 갖는 것이 유리하다는 것이 입증되었다.
요구되는 기계적 특성값, 주로 최소 인장 강도를 달성하기 위해, 총 공식 Mn - Si + Cr을 통해 망간, 규소 및 크롬의 총 함량을 준수하는 것이 유리하며, 여기서 이는 특히 가변적인 예비 스트립 두께로 처리하기 위해 1.750 중량% 내지 2.250 중량%로 제한되어야 한다.
요구되는 기계적 특성값, 주로 최소 인장 강도를 달성하기 위해, 총 공식 Mn - Si + Cr + Mo를 통해 망간, 규소, 크롬 및 몰리브덴의 총 함량을 고정시키는 것이 유리한 것으로 입증되었으며, 여기서 이는 특히 가변적인 예비 스트립 두께를 갖는 스트립을 처리하기 위해 1.950 중량% 내지 2.500 중량%로 제한되어야 한다.
구리(Cu): 구리를 첨가하면 인장 강도가 증가하고 잠재적 경도가 증가할 수 있다. 니켈, 크롬 및 인과 함께, 구리는 부식 속도를 상당히 줄일 수 있는 표면에 보호 산화물 층을 형성할 수 있다.
산소와 함께, 구리는 결정립계에서 특히 열 변형 과정에 부정적인 영향을 줄 수 있는 유해 산화물을 형성할 수 있다. 따라서 구리의 함량은 0.050 중량% 이하로 고정되어 있어 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
니켈(Ni): 산소와 함께 니켈은 결정립계에서 특히 열 변형 과정에 부정적인 영향을 줄 수 있는 유해 산화물을 형성할 수 있다. 따라서 니켈 함량은 0.050 중량% 이하로 고정되어있어 강 생산에서 불가피한 양으로 제한된다.
바나듐(V): 본 합금 개념의 경우, 바나듐의 함량은 0.005 중량% 내지 0.020 중량%로 고정되며, 최적으로는 0.005 중량% 내지 0.015 중량%로 제한된다.
주석(Sn): 본 합금 개념의 경우, 주석의 첨가가 필요하지 않기 때문에, 주석의 함량은 0.040 중량% 이하로 고정되므로 강과 관련된 피할 수 없는 양으로 제한된다.
알루미늄(Al)은 일반적으로 철에 용해된 산소와 질소를 결합시키기 위해 합금화함으로써 강에 첨가된다. 산소 및 질소는 따라서 알루미늄 산화물 및 알루미늄 질화물로 변환된다. 이러한 석출물은 핵 생성 자리를 증가시킴으로써 입자 미세화를 수행할 수 있으며, 따라서 인성 특성 및 강도 값을 증가시킬 수 있다.
티타늄이 충분한 양으로 존재한다면 질화 알루미늄은 침전되지 않는다. 티타늄 질화물은 형성 엔탈피가 낮고 고온에서 형성된다.
용해된 상태에서, 알루미늄은 규소와 마찬가지로 페라이트의 형성을 더 짧은 시간으로 이동시켜서 이중 상 강에서 충분한 페라이트를 형성하게 한다. 또한 탄화물의 형성을 억제하여 오스테나이트의 변환이 지연된다. 이 때문에, 알루미늄은 잔류 오스테나이트 강(TRIP 강)의 합금 원소로서 사용되어 규소의 일부를 대체한다. 이 접근법의 이유는 실리콘보다 아연 도금 반응에 약간 덜 중요한 알루미늄에 있다.
따라서 알루미늄 함량은 0.010 중량% 내지 최대 0.060 중량%로 제한되며, 강을 진정시키기 위해 첨가된다.
니오브(Nb): 니오브는 강에서 다르게 작용한다. 생산 라인에서 열간 압연하는 동안, 이는 매우 미세하게 분포된 침전물의 형성에 의한 재결정화를 지연시켜, 핵 생성 자리 밀도가 증가하고 변환 후 더 미세한 입자가 생성된다. 용해된 니오브의 비율 또한 재결정화를 억제하는 역할을 한다. 침전물은 최종 생성물의 강도를 증가시키는 작용을 한다. 이들은 탄화물 또는 탄질화물일 수 있다. 이들은 종종 티타늄이 혼입된 혼합 탄화물이다. 이 효과는 0.005 중량%에서 시작되며 0.010 중량%의 니오브에서 가장 두드러진다. 또한, 석출물은 용융 아연 도금에서 (부분적인) 오스테나이트화 동안 입자 성장을 방지한다. 0.060 중량% 초과의 니오브의 경우, 추가적인 효과는 기대할 수 없다. 0.025 내지 0.045 중량%의 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
티타늄(Ti): 질소에 대한 높은 친화력 때문에 티타늄은 응고 과정에서 주로 TiN으로 침전된다. 또한, 혼합 탄화물로서 니오브와 함께 나타난다. TiN은 푸셔-형 노(pusher-type furnace) 내에서 입자 크기 안정성에 대해 매우 중요하다. 침전물은 높은 수준의 온도 안정성을 가지므로 혼합 탄화물과 달리 1200℃에서 주로 입자 성장을 억제하는 입자로 존재한다. 또한, 티타늄은 열간 압연 중에 재결정화에 지연 효과를 갖지만, 니오브보다 덜 효과적이다. 티타늄은 석출 경화에 의해 작용한다. 더 큰 TiN 입자는 더 미세하게 분포된 혼합 탄화물보다 덜 효과적이다. 최고의 효능은 0.005 내지 0.060 중량% 티타늄 범위에서 달성되며, 따라서 이것은 본 발명에 따른 합금 범위를 나타낸다. 이 목적을 위해, 0.025 내지 0.045 중량%의 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
붕소(B): 붕소는 압연에 의해 가변적인 박판화 정도를 달성하는 매우 효과적인 합금제이다. 시험은 놀랍게도 본 발명에 따라 매우 좁은 붕소의 첨가 범위가 후속 처리에서 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도로 생성된 냉간 스트립의 기계적 특성의 균일성에 관하여 현저한 효과가 있음을 보여 주었다. 이 뚜렷한 효과는 초기에 냉간 압연에 의한 비교적 일정한 박판화 정도 대신에, 마스터 열간 스트립 두께 기준 또는 마스터 냉간 스트립 두께 기준으로 냉간 압연에 의한 가변적인 박판화의 정도를 갖는 물질로 또한 공정 단계 (도 8a, 8b 또는 8c) 이후의 한정된 특성 값 범위를 설정하는 가능성을 초래한다.
또한 붕소는 매우 소량으로도 효과적인 경화성을 증가시키기 위한 효과적인 원소이다. 마르텐사이트 시작 온도는 이에 의해 영향을 받지 않고 유지된다. 효과적이기 위해서는 붕소가 고용체에 존재해야 한다. 질소에 대해 높은 친화성을 가지므로, 질소는 바람직하게는 우선 화학량론적으로 요구되는 양의 티타늄에 의해 제거되어야 한다. 철에 대한 용해도가 낮기 때문에, 용해된 붕소는 바람직하게는 오스테나이트 결정립계에 부착된다. 이 위치에서, 그것은 부분적으로 Fe-B 탄화물을 형성하고 응집되어 결정립계 에너지를 감소시킨다. 두 효과는 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시켜 강의 경화성을 증가시키는 방식으로 작용한다. 그러나, 과도하게 높은 붕소의 함량은 붕소화철이 형성되어 재료의 경화성, 변형성 및 인성에 부정적인 영향을 미치기 때문에 위험하다. 붕소는 또한 연속적인 용융 도금 코팅 공정 중에 어닐링이 수행될 때 산화물 또는 혼합 산화물을 형성하는 경향이 있어 아연 도금 품질을 저해한다. 연속적인 용융 도금 코팅 동안 노 영역을 설정하기 위한 전술한 조치는 강 표면 상의 산화물의 형성을 감소시키는 역할을 한다.
전술한 이유로, 본 발명에 따른 합금 개념에 대한 붕소 함량은 0.0005 중량% 초과 0.0010 중량% 이하, 유리하게는 0.0009 중량% 이하 또는 최적으로 0.0006 중량% 초과 0.0009 중량% 이하의 값으로 고정된다.
질소(N)는 강 생산에서 합금 원소 및 관련 원소일 수 있다. 지나치게 높은 질소 함량은 인성의 급격한 손실뿐만 아니라 시효 효과와 관련하여 강도의 증가를 생성한다. 한편, 미세 합금 원소인 티타늄 및 니오브와 함께 질소의 합금화에 의한 목표된 첨가에 의해, 티타늄 질화물 및 니오브 (탄소)질화물을 통해 미세 입자 경화가 달성될 수 있다. 또한, 열간 압연에 앞서 재가열 동안에 조대 입자가 억제된다.
따라서, 본 발명에 따라 N 함량은 0.0020 내지 0.0120 중량%의 값으로 고정된다.
수소 및 질소의 함량의 경우 H+N이 0.0025 중량% 내지 0.0130 중량%인 최적의 총 합이 고정되는 것이 유리하다는 것이 입증되었다.
질소가 Ti+Nb+B의 총 합에 따라 첨가되는 경우 강의 요구되는 특성을 유지하는 것이 유리하다는 것이 입증되었다.
총 함량의 Ti+Nb+B가 0.010 내지 0.080 중량%인 경우, 질소 함량은 0.0020 내지 0.0090 중량%의 값으로 유지되어야 한다. Ti+Nb+B의 총 함량이 0.070 중량% 이상인 경우, 0.0040 내지 0.0120 중량%의 질소 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
니오브 및 티타늄의 총 함량에 대해 0.100 중량% 이하의 함량이 유리한 것으로 입증되었고 그리고 0.0005 중량%의 최소 니오브 함량까지 니오븀과 티타늄의 기본적 상호교환가능성에 기인하여 그리고 비용면에서 0.090 중량% 이하의 함량이 특히 유리한 것으로 입증되었다.
미세 합금 원소인 니오브와 티타늄과 붕소와의 상호 작용 동안, 0.102 중량% 이하의 총 함량이 유리한 것으로 입증되었고 0.092 중량% 이하의 총 함량이 특히 유리한 것으로 판명되었다. 높은 함량은 더 이상 본 발명의 관점에서 개선을 제공하는 효과를 갖지 않는다.
또한, 전술한 이유로 Ti+Nb+V+Mo+B의 총 함량이 0.365 중량% 이하의 최대 함량이 성공적으로 입증되었다.
칼슘(Ca): 칼슘-실리콘 혼합 화합물의 형태로 칼슘을 첨가하면 강 생산에서 용융 상의 탈산 및 탈황을 야기한다. 예를 들어, 반응 생성물은 슬래그로 변환되고 강은 세정된다. 본 발명에 따르면, 증가된 순도는 최종 생성물에서 개선된 특성을 초래한다.
언급된 이유로, 0.0010 내지 0.0060 중량%의 Ca 함량이 설정된다. 0.0030 중량% 이하의 함량이 유리한 것으로 입증되었다.
본 발명에 따른 강을 사용하여 수행된 가변적인 예비 스트립 두께에 대한 시험에 따르면, Ac1과 Ac3 사이의 임계간 어닐링 또는 제어된 냉각을 수반하는 Ac3 초과의 오스테나이트화 어닐링에서, 2.30 mm의 마스터 열간 스트립으로부터 시작하여 1.50 mm의 두께에서 980 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 이중 상 강이 생산되었지만 공정 변동에 대한 적절한 내성을 특징으로 하는 0.50 내지 3.00 mm의 두께 범위에서 생산될 수도 있다는 것이 드러났다.
따라서, 공지된 합금 개념과 비교하여 본 발명에 따른 합금 조성물에 대해 명확하게 넓어진 공정 윈도우가 제공된다.
획득될 이중 상 미세구조의 어닐링 온도는 본 발명에 따른 강에서 약 700 내지 950℃이며, 따라서 온도 범위에 따라 부분적으로 오스테나이트 계(이중-상 영역) 또는 완전 오스테나이트 계 미세구조(오스테나이트 영역)이 달성된다.
시험은 또한, 예를 들면 아연 또는 아연-마그네슘과 함께 400 내지 470℃ 사이의 온도에서 용융 도금 처리의 추가 공정 단계 후에도 Ac1 및 Ac3 사이의 임계간 어닐링 또는 Ac3 초과의 오스테나이트화 어닐링 이후에 후속 제어된 냉각과 함께 설정된 미세구조 비율이 유지되는 것으로 밝혀졌다.
연속적으로 어닐링되고 때로는 용융-도금-처리된 물질은 조질-압연(냉간-후-압연) 또는 비-조질-압연 상태에서 및/또는 신장-굽힘-교정된 또는 비-신장-굽힘-교정된 상태 및 또한 열처리된 상태(시효)에서 제조될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 합금 조성물로 구성된 강 스트립은 높은 에지 크랙 감도 및 높은 굽힘각에 의한 추가 가공 동안 특성화된다.
유리한 방식으로, 100000 MPa×˚, 특히 120000 MPa×˚의 최소 제품 값 Rm×α(인장 강도×[VDA 238-100에 따른 굽힘각])를 갖는 강 스트립을 제조하는 것이 가능하다.
또한, 본 발명에 따른 강 스트립은 6 개월 이상 동안 지연된 파단 자유 상태를 가지며, 강 생산자가 제공한 홀 풀 및 후프 시험편(hole pull and hoop test piece)에 대한 SEP 1970에 따른 요건을 충족시킨다.
강 스트립의 압연 방향에 대한 종 방향 및 횡 방향의 강철 스트립의 매우 작은 특성 값 차이는 이후의 재료의 사용에 유리하다. 예를 들어, 스트립으로부터 블랭크를 절단하는 것은 압연 방향과 독립적으로(예를 들어, 가로, 세로 및 대각선으로 또는 롤링 방향에 대해 소정 각도로) 수행될 수 있고, 따라서 폐기물은 최소화된다.
본 발명에 따른 강으로부터 제조된 열간 스트립의 냉간 압연성을 보장하기 위해, 열간 스트립은 본 발명에 따라 Ar3 초과의 오스테나이트 영역에서의 최종 압연 온도 및 베이나이트 개시 온도보다 높은 릴링 온도에서 제조된다.
본 발명에 따른 강 스트립의 추가 가공의 일부로서, 따라서, 예를 들어, 자동차 산업에 대해 경화된 부품을 제조하는 것이 가능하다.
이 경우, 블랭크는 본 발명에 따른 강 스트립으로부터 절단되고, 상기 블랭크는 그런 다음 Ac3 초과의 온도로 가열되고, 가열된 블랭크는 구성요소로 형성되고, 선택적인 후속 템퍼링으로 변형 도구 또는 공기에서 경화된다.
유리한 방식으로, 본 발명에 따른 강은 잔류 공기(stationary air)에서 냉각 중에도 경화가 발생하여 변형 공구의 별도의 냉각을 생략할 수 있다는 특성을 갖는다.
경화 도중, 강의 미세구조는 가열에 의해 오스테나이트 범위, 바람직하게는 보호 가스 분위기 하에서 950℃ 초과의 온도로 변환된다. 공기 또는 보호 가스에서의 후속 냉각 도중에, 고강도 부품을 위해 마르텐사이트 미세구조가 형성된다.
후속 템퍼링은 경화된 부품의 고유 장력의 감소를 용이하게 한다. 동시에 요구되는 인성 값이 달성되도록 부품의 경도가 감소된다.
본 발명의 다른 특징, 이점 및 세부 사항은 도면에 도시된 예시적인 실시예의 다음 설명으로부터 명백해질 것이다.
여기서:
도 1은 본 발명에 따른 강으로 구성된 스트립의 제조를 위한 공정 사슬을 (개략적으로) 도시한다.
도 2는 본 발명에 따른 강의 예로써 선택적 템퍼링, 선택적 ?칭(공기 경화) 및 부품 제조뿐만 아니라 연속 어닐링(선택적인 용융 도금 처리 포함) 및 열간 압연의 공정 단계의 시간-온도 곡선을 (개략적으로) 도시한다.
도 3은 본 발명에 따른 강의 화학적 조성(실시예 1 내지 4)을 도시한다.
도 4a는 열간 압연된 상태(HR)에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 4b는 냉간 압연된 상태(CR)에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 5a는 압연 방향에 대해 가로 방향의 특성 값, 본 발명에 따른 강의 냉간 압연 동안 응고 거동을 도시한다.
도 5b는 냉간 흐름 곡선, 본 발명에 따른 강의 냉간 압연 동안 응고 거동을 도시한다.
도 6a는 미세 시트 상태(HDG)에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 6b는 미세 시트 상태(HDG)에서 본 발명에 따른 강의 VDA 238-100에 따른 플레이트 굽힘 시험의 그리고 ISO 16630에 따른 홀 확장 시험의 결과를 도시한다.
도 7a는 예 1(예비 스트립 두께 40 mm), 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 7b는 예 2(예비 스트립 두께 45 mm), 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 7c는 예 3(예비 스트립 두께 50 mm), 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 7d는 예 4(예비 스트립 두께 55 mm), 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 7e는 오버뷰(overview)로서 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값을 도시한다
도 8a는 방법 1, 온도-시간 곡선(어닐링 변형은 개략적으로 도시됨)을 도시한다.
도 8b는 방법 2, 온도-시간 곡선(어닐링 변형은 개략적으로 도시됨)을 도시한다.
도 8c는 방법 3, 온도-시간 곡선(어닐링 변형은 개략적으로 도시됨)을 도시한다.
도 1은 본 발명에 따른 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 공정 사슬을 개략적으로 도시한다. 본 발명에서 가능한 공정 루트가 도시된다. 산 세정까지, 공정 루트는 본 발명에 따른 모든 강에 대해 동일하고, 그 후 원하는 결과에 따라 편차 공정 경로가 이어진다. 예를 들어, 산 세정 후에, 산 세정된 열간 스트립은 냉간 압연될 수 있고 압연에 의해 상이한 정도의 박판화로 용융 도금 처리될 수 있다. 소프트 어닐링된 열간 스트립 또는 소프트 어닐링된 냉간 스트립은 또한 냉간 압연되고 용융 도금 처리될 수 있다.
재료는 또한 용융 도금 처리 절차 없이, 즉 후속 전해 아연 도금이 있거나 없는 연속 어닐링의 범위 내에서만 선택적으로 처리될 수 있다. 선택적으로 코팅된 재료로부터 복잡한 성분이 생성될 수 있다. 이어서, 예를 들어 열처리된 성분이 공기 중에서 냉각되는 공기 경화와 같은 ?칭 공정이 선택적으로 수행될 수 있다. 선택적으로, 템퍼링 단계는 부품의 열처리를 종료할 수 있다.
도 2는 본 발명에 따른 합금 조성물로 제조된 스트립의 열간 압연 및 연속 어닐링의 공정 단계의 시간-온도 곡선을 개략적으로 도시한다. 열간 압연 공정 및 냉간 압연 후의 열처리, 부품 제조뿐만 아니라 선택적인 템퍼링을 갖는 선택적 ?칭에 대한 시간 및 온도 의존적 변환이 도시된다.
도 3은 제조된 예비 스트립 두께에 따라 본 발명에 따른 강의 합금 조성에서 분석 영향을 배제하기 위해 용융물로부터 나온 예 1 내지 4를 도시한다. 1.50 mm의 원하는 두께의 냉간 스트립을 갖는 냉간 스트립은 2.30 mm의 원하는 두께의 열간 스트립으로부터 제조된다. 제조될 예비 스트립 두께에 따라, 열간 압연 전에, 예 1은 40 mm의 예비 스트립 두께, 예 2는 45 mm의 예비 스트립 두께, 예 3은 50 mm의 예비 스트립 두께, 예 4는 55 mm의 두께를 갖는 예비 스트립에 대한 합금 조성을 도시한다.
도 4는 도 4a의 열간 압연된 상태(HR, 열간 압연) 및 도 4b의 냉간 압연된 상태(CR, 냉간 압연)에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성 값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 5는 도 5a의 표 및 도 5b의 냉간 흐름 곡선으로서의 그래프에서, 본 발명에 따른 강의 냉간 압연 동안 압연 방향에 대해 가로 방향으로의 기계적 특성값을 통한 응고 거동을 도시한다.
도 6은 도 6a의 미세 시트 상태(HDG, 용융 아연 도금)에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로) 및 미세 시트 상태(HDG)에서 압연 방향에 대해 세로 및 가로로 ISO 16630에 따른 홀 확장 시험 및 VDA 238-100에 따른 플레이트 굽힘 시험의 결과뿐만 아니라 도 6b에서 인장 강도를 갖는 대응하는 제품을 도시한다.
도 7은 도 7a에서 40 mm, 도 7b에서 45 mm, 도 7c에서 50 mm, 도 7d에서 55 mm의 예비 스트립 두께를 사용하여, 그리고 요약 그래픽 오버뷰로서 도 7에서 상태 HR, CR 및 HDG에서 본 발명에 따른 강의 기계적 특성값(압연 방향에 대해 가로)을 도시한다.
도 8은 어닐링 처리 및 냉각 및 각각의 경우에 상이한 오스테나이트화 조건의 경우 본 발명에 따른 온도-시간 곡선의 3 가지 변형을 개략적으로 도시한다.
상기 범위 내에서 본 발명에 따른 상이한 온도 제어에 의해, 서로 상이한 특성값 및/또는 상이한 홀 팽창 결과 및 굽힘각이 생성된다. 따라서 주요 차이점은 열처리 및 다음 냉각 중의 온도-시간 파라미터이다.
방법 1(도 8a)은 연속 어닐링 설비에서 최종 두께로 냉간 압연된 제조된 강 스트립의 어닐링 및 냉각을 나타낸다. 먼저, 스트립을 약 700 내지 950℃ 범위의 온도(Ac1 내지 Ac3)로 가열한다. 그 후, 어닐링된 강 스트립은 어닐링 온도로부터 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 200 내지 250℃의 중간 온도(ZT)로 냉각된다. 이 개략도는 제2 중간 온도(대략 300 내지 500℃)를 나타내지 않는다.
이어서, 강 스트립은 상온(RT)에 도달할 때까지 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 공기 중에서 냉각되거나 상온이 될 때까지 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 냉각이 유지된다.
방법 2(도 8b)는 방법 1에 따른 공정을 나타내지만 이어서 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 200 내지 250℃의 중간 온도로의 냉각을 계속하기 위해 강 스트립의 냉각은 용융 도금 처리 절차의 목적으로 용융 도금 용기(vessel)를 통과하는 동안 잠시 중단된다. 강 스트립은 상온에 도달할 때 까지 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 공기 중에서 냉각된다. 방법 2는 도 8b에 도시된 바와 같이 어닐링, 예를 들어 직접 연소 노 및 복사 튜브 노와 결합된 용융 아연 도금에 대응한다.
방법 3(도 8c)은 마찬가지로 용융 도금 처리 절차에서 방법 1에 따른 공정을 도시하지만, 강 스트립의 냉각은 대략 200 내지 400℃의 범위의 중간 온도에서 짧은 정지(대략 1 내지 20초)에 의해 중단되며, 가열은 용융 도금 처리 절차를 위해 필요한 온도(ST)로 수행된다(대략 400 내지 470℃). 이어서, 강 스트립은 대략 200 내지 250℃의 중간 온도로 냉각된다. 강 스트립의 공기 중에서 후속 냉각은 상온에 도달할 때까지 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 수행된다.
방법 3은 예를 들어 도 8c에 도시된 바와 같이 연속 어닐링 설비에서 수행되는 공정에 대응한다. 또한, 이 경우에, 유도로(induction furnace)에 의해, 강의 재가열은 선택적으로 아연 조 직전에 달성된다.
예비 스트립에 대한 슬래브로부터의 감소는 2.30 mm의 열간 스트립 두께로의 후속 열간 압연을 위한 78% 내지 84%로부터 94% 내지 96%의 대응하는 감소로 후속 예에서 변한다. 단일 냉간 압연 단계에서, 1.50 mm의 원하는 두께의 냉간 스트립은 35%의 냉간 압연에 의한 박판화 정도로 달성된다. 매우 낮은 예비 스트립 두께 및 더 큰 프리 스트립 두께 및 그 사이의 범위에 대해, 종래의 변동 범위가 제공되는 상대적으로 균일한 값이 압연 방향에 대해 가로 방향으로 인장 강도 및 항복 강도에 대해 달성된다는 것이 인상적으로 보여진다. 본 발명에 따른 강은 유사하게 냉간 압연에 의해 다양한 정도의 박판화를 갖는 마스터 열간 스트립 두께의 사용뿐만 아니라 이전 사실에 영향을 주지 않으면서 마스터 냉간 스트립 두께의 사용을 허용한다.
예로서, 도 8c에 도시된 방법 3에 따른 용융 아연 도금(HDG)을 위한 산업 제조의 경우, 다음의 예는 미세한 시트(HDG)에서 상당한 변동을 초래하는 예비 스트립 두께의 감소에 따라 더 높은 열간 스트립 강도(HR) 및 더 높은 냉간 스트립 강도(CR) 없이 필요한 압연력과 같이 가변적인 예비 스트립 두께가 냉간 압연성에 상당히 영향을 미칠 수 있는 것이 입증되는 소위 성능 시험(feasibility test)의 일부를 형성한다.
실시예 1
(2.30 mm 마스터 열간 스트립 및 40 mm의 예비 스트립 두께로부터의 1.50 mm 냉간 스트립)
중량%로의 합금 조성. 본 발명에 따른 강은: 용융 도금 처리된 도 8c에 대응하는 방법 3에 따라 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0372% Ti; 0.0332% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H를 포함하며, 250 mm의 슬래브 재료는 예비 라인에서 열간 압연 전에 84%의 감소 비율로 반전 방식(reversing manner)으로 40 mm의 예비 스트립으로 압연되며, 후속적으로 910℃의 원하는 최종 압연 온도에서 94%의 감소로 열간 와이드 스트립 라인에서 열간 압연되며, 2.30 mm의 마스터 열간 스트립 두께로 650℃의 원하는 릴링 온도에서 릴링되며, 산 세정 후에 추가 가열(예를 들어 배치 방식 어닐링) 없이 하나의 패스로 1.50 mm로 냉간 압연된다(냉간 압연에 의한 35% 정도의 박판화).
미세 시트 상태(HDG)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm는 66%이다.
- 탄성 한계(Rp0.2) 706 MPa
- 인장 강도(Rm) 1071 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.9%
- 소둔 경화 지수(BH2) 492 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 확장 비율 39%
- VDA 238-100에 따른 굽힘각(세로, 가로) 121˚/112˚
압연 방향에 대해 가로 방향으로의 재료 특성값은 예를 들어, HC660XD에 대응한다.
초기 상태(HR)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm은 77%이다.
- 항복 강도(Re) 826 MPa
- 인장 강도(Rm) 1070 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.0%
가로 방향의 중간 상태(CR)
- 항복 강도(Re) 1246 MPa
- 인장 강도(Rm) 1305 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 2.0%
실시예 2
(2.30 mm 마스터 열간 스트립 및 45 mm의 예비 스트립 두께로부터의 1.50 mm 냉간 스트립)
중량%로의 합금 조성.
본 발명에 따른 강은: 용융 도금 처리된 도 8c에 대응하는 방법 3에 따라 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H를 포함하며, 250 mm의 슬래브 재료는 예비 라인에서 열간 압연 전에 82%의 감소 비율로 반전 방식으로 45 mm의 예비 스트립으로 압연되며, 후속적으로 910℃의 원하는 최종 압연 온도에서 95%의 감소로 열간 와이드 스트립 라인에서 열간 압연되며, 2.30 mm의 마스터 열간 스트립 두께로 650℃의 원하는 릴링 온도에서 릴링되며, 산 세정 후에 추가 가열(예를 들어 배치 방식 어닐링) 없이 하나의 패스로 1.50 mm로 냉간 압연된다(냉간 압연에 의한 35% 정도의 박판화).
미세 시트 상태(HDG)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm는 67%이다.
- 탄성 한계(Rp0.2) 720 MPa
- 인장 강도(Rm) 1077 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.4%
- 소둔 경화 지수(BH2) 51 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 확장 비율 35%
- VDA 238-100에 따른 굽힘각(세로, 가로) 128˚/114˚
압연 방향에 대해 가로 방향으로의 재료 특성값은 예를 들어, HC660XD에 대응한다.
초기 상태(HR)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm은 70%이다.
- 항복 강도(Re) 725 MPa
- 인장 강도(Rm) 1030 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.2%
가로 방향의 중간 상태(CR)
- 항복 강도(Re) 1224 MPa
- 인장 강도(Rm) 1260 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 1.5%
실시예 3
(2.30 mm 마스터 열간 스트립 및 50 mm의 예비 스트립 두께로부터의 1.50 mm 냉간 스트립)
중량%로의 합금 조성.
본 발명에 따른 강은: 용융 도금 처리된 도 8c에 대응하는 방법 3에 따라 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H를 포함하며, 250 mm의 슬래브 재료는 예비 라인에서 열간 압연 전에 80%의 감소 비율로 반전 방식으로 50 mm의 예비 스트립으로 압연되며, 후속적으로 910℃의 원하는 최종 압연 온도에서 96%의 감소로 열간 와이드 스트립 라인에서 열간 압연되며, 2.30 mm의 마스터 열간 스트립 두께로 650℃의 원하는 릴링 온도에서 릴링되며, 산 세정 후에 추가 가열(예를 들어 배치 방식 어닐링) 없이 하나의 패스로 1.50 mm로 냉간 압연된다(냉간 압연에 의한 35% 정도의 박판화).
미세 시트 상태(HDG)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm는 65%이다.
- 탄성 한계(Rp0.2) 704 MPa
- 인장 강도(Rm) 1084 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.4%
- 소둔 경화 지수(BH2) 55 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 확장 비율 38%
- VDA 238-100에 따른 굽힘각(세로, 가로) 127˚/115˚
압연 방향에 대해 가로 방향으로의 재료 특성값은 예를 들어, HC660XD에 대응한다.
초기 상태(HR)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm은 69%이다.
- 항복 강도(Re) 695 MPa
- 인장 강도(Rm) 1010 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 8.8%
가로 방향의 중간 상태(CR)
- 항복 강도(Re) 1203 MPa
- 인장 강도(Rm) 1255 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 1.9%
실시예 4
(2.30 mm 마스터 열간 스트립 및 55 mm의 예비 스트립 두께로부터의 1.50 mm 냉간 스트립)
중량%로의 합금 조성.
본 발명에 따른 강은: 용융 도금 처리된 도 8c에 대응하는 방법 3에 따라 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H를 포함하며, 250 mm의 슬래브 재료는 예비 라인에서 열간 압연 전에 78%의 감소 비율로 반전 방식으로 55 mm의 예비 스트립으로 압연되며, 후속적으로 910℃의 원하는 최종 압연 온도에서 96%의 감소로 열간 와이드 스트립 라인에서 열간 압연되며, 2.30 mm의 마스터 열간 스트립 두께로 650℃의 원하는 릴링 온도에서 릴링되며, 산 세정 후에 추가 가열(예를 들어 배치 방식 어닐링) 없이 하나의 패스로 1.50 mm로 냉간 압연된다(냉간 압연에 의한 35% 정도의 박판화).
미세 시트 상태(HDG)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm는 66%이다.
- 탄성 한계(Rp0.2) 708 MPa
- 인장 강도(Rm) 1077 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 10.4%
- 소둔 경화 지수(BH2) 58 MPa
- ISO 16630에 따른 홀 확장 비율 40%
- VDA 238-100에 따른 굽힘각(세로, 가로) 123˚/111˚
압연 방향에 대해 가로 방향으로의 재료 특성값은 예를 들어, HC660XD에 대응한다.
초기 상태(HR)
가로 방향의 항복 강도 비 Re/Rm은 70%이다.
- 항복 강도(Re) 679 MPa
- 인장 강도(Rm) 967 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 9.6%
가로 방향의 중간 상태(CR)
- 항복 강도(Re) 1158 MPa
- 인장 강도(Rm) 1230 MPa
- 파단 시 연신율(A80) 2.5%
결론:
미세 시트(HDG) 상의 기계적 특성값에 대한 예비 스트립 두께의 큰 영향을 볼 수는 없다.
이 설명은 실시예에서 사용된 35%의 냉간 압연에 의한 박판화의 정도에 적용되지만, 가변적인 냉간 압연에 의한 박판화의 정도에 제한 없이 적용될 수 있다.
본 발명은 0.50 내지 3.00 mm의 두께 범위에서 1.50 mm의 달성될 최종 두께를 갖는 미세 시트 강 시트의 도움으로 설명되었다. 필요한 경우, 0.10 내지 4.00 mm범위의 최종 두께를 생성할 수도 있다.

Claims (41)

  1. 980 MPa의 최소 인장 강도를 갖는 초고강도 다중 상 강으로서,
    상기 초고강도 다중 상 강은(중량%로) 다음을 함유하며:
    0.075 ≤ C ≤ 0.115
    0.400 ≤ Si ≤ 0.500
    1.900 ≤ Mn ≤ 2.350
    0.250 ≤ Cr ≤ 0.400
    0.010 ≤ Al ≤0.060
    0.0020 ≤ N ≤ 0.0120
    P ≤ 0.020
    S ≤ 0.0020
    0.005 ≤ Ti ≤ 0.060
    0.005 ≤ Nb ≤ 0.060
    0.005 ≤ V ≤ 0.020
    0.0005 ≤ B ≤ 0.0010
    0.200 ≤ Mo ≤ 0.300
    0.0010 ≤ Ca ≤ 0.0060
    Cu ≤ 0.050
    Ni ≤ 0.050
    Sn ≤ 0.040
    H ≤ 0.0010
    나머지는 일반적으로 강 관련된 제련 관련 불순물을 포함하는 철이며, 이 강의 냉간 스트립의 어닐링, 특히 연속적인 어닐링 동안 가능한 한 넓은 공정 윈도우와 관련하여 Mn-Si+Cr의 총 함량은 1.750 중량% 내지 2.250 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  2. 제1항에 있어서,
    Mn-Si+Cr의 총 함량은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음의 함량을 갖는 초고강도 다중 상 강:
    0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
    1.750 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.030 중량%
    1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
    1.940 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.110 중량%
    2.00 mm 초과 3.00 mm 이하의 최종 두께:
    2.020 중량% ≤ Mn - Si + Cr의 합 ≤ 2.220 중량%.
  3. 제1항에 있어서,
    Mn-Si+Cr+Mo의 총 함량은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음의 함량을 갖는 초고강도 다중 상 강:
    50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
    1.950 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.280 중량%
    1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
    2.140 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.360 중량%
    2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하의 최종 두께:
    2.220 중량% ≤ Mn - Si + Cr + Mo의 합 ≤ 2.470 중량%.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 스트립의 최종 두께가 0.50 내지 1.00 mm인 경우:
    C 함량 ≤ 0.100 중량%이며,
    냉간 스트립의 최종 두께가 1.00 mm 초과 2.00 mm 이하인 경우:
    C 함량 ≤ 0.105 중량%이며, 그리고
    냉간 스트립의 최종 두께가 2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하인 경우:
    C 함량 ≤ 0.115 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    탄소 당량 CEV(IIW)은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음의 함량을 갖는 초고강도 다중 상 강:
    0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
    C 함량 ≤ 0.100 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.62%
    1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
    C 함량 ≤ 0.105 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.64%
    2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하의 최종 두께:
    C 함량 ≤ 0.115 중량% 및 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.66%.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    Mn 함량은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음의 함량을 갖는 초고강도 다중 상 강:
    0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
    1.900 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.200 중량%
    1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
    2.050 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.250 중량%
    2.00 mm 초과 3.00 mm 이하의 최종 두께:
    2.100 중량% ≤ Mn 함량 ≤ 2.350 중량%.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    B 함량은 0.0009 중량% 이하, 특히 0.0006 중량% 이상 0.0009 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    Nb+Ti의 합은 0.100 중량% 이하, 특히 Nb+Ti의 합은 0.090 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+Nb+B의 합은 0.102 중량% 이하, 특히 0.092 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  10. 제9항에 있어서,
    Ti+Nb+B의 합이 0.010 내지 0.080 중량%인 경우 N 함량은 0.0020 내지 0.0090 중량%이거나, 또는 Ti+Nb+B의 합이 0.050 중량% 이상인 경우 N 함량은 0.0040 내지 0.0120 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  11. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
    S 함량은 0.0015 중량% 이하이며, 특히 S 함량은 0.0010 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  12. 제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    Mo 함량은 0.200 중량% 초과 0.300 중량% 이하, 유리하게는 0.200 중량% 초과 0.250 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti 함량은 0.025 내지 0.045 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  14. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,
    Nb 함량은 0.025 내지 0.045 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  15. 제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    V 함량은 0.005 내지 0.020 중량%이며, 최적으로는 0.005 내지 0.015 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  16. 제1항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서,
    Cr+Mo의 합은 0.650 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  17. 제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti+Nb+B+Mo+V의 합은 0.365 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  18. 제1항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ca 함량은 0.0030 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  19. 제1항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서,
    H 함량은 0.00050 중량% 이하인,
    초고강도 다중 상 강.
  20. 제1항 내지 제19항 중 어느 한 항에 있어서,
    H+N의 합은 0.0025 내지 0.0130 중량%인,
    초고강도 다중 상 강.
  21. 제1항 내지 제20항 중 어느 한 항에 있어서,
    Cr 함량이 0.260 내지 0.330 중량%인 경우 탄소 당량 CEV(IIW)은 0.62% 이하이며, Cr 함량이 0.290 내지 0.360 중량%인 경우 탄소 당량 CEV(IIW)은 0.64%이며, Cr 함량이 0.320 내지 0.370 중량%인 경우 탄소 당량 CEV(IIW)은 0.66%인,
    초고강도 다중 상 강.
  22. 제21항에 있어서,
    Cr 함량 및 최대 탄소 당량 CEV(IIW)은 달성될 냉간 스트립의 최종 두께에 따라 다음과 같이 선택되는 초고강도 다중 상 강:
    0.50 내지 1.00 mm의 최종 두께:
    0.260 중량% ≤ Cr 함량 ≤ 0.330 중량%, 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.62%
    1.00 mm 초과 2.00 mm 이하의 최종 두께:
    0.290 중량% ≤ Cr 함량 ≤ 0.360 중량%, 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.64%
    2.00 mm 초과 내지 3.00 mm 이하의 최종 두께:
    0.320 중량% ≤ Cr 함량 ≤ 0.370 중량%, 탄소 당량 CEV(IIW) ≤ 0.66%.
  23. 제1항 내지 제22항 중 어느 한 항에 있어서,
    달성될 강도 특성에 대한 Si 및 Mn의 첨가는 다음 관계식에 따라 교환될 수 있는 초고강도 다중 상 강:
    YS (MPa) = 185.7 + 147.9 [% Si] + 161.1 [% Mn]
    TS (MPa) = 574.8 + 189.4 [% Si] + 174.1 [% Mn]
  24. 제1항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강은 공기 냉각에 의해 경화될 수 있는,
    초고강도 다중 상 강.
  25. 제1항 내지 제24항 중 어느 한 항에 따른 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
    예비 스트립은 슬래브 상태에 있는 다중 상 강으로부터 제조되며, 그 후에 상기 예비 스트립으로부터 강 스트립은 달성될 열간 스트립 두께로 열간 압연되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  26. 제25항에 있어서,
    이전에 고정된 슬래브 두께 및 한정되지만 가변적인 두께를 갖는 이전에 선택된 예비 스트립으로부터 진행하며, 열간 스트립은 달성될 최종 두께로 72% 내지 87%의 압연에 의한 박판화의 정도로 동일한 두께로 열간 압연되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  27. 제25항 및 제26항에 있어서,
    열간 스트립이 제조되고, 상기 열간 스트립으로부터 냉간 스트립은 달성될 최종 두께로 냉간 압연되고 후속적으로 강 스트립을 어닐링, 특히 연속 어닐링되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  28. 제27항에 있어서,
    특정 두께를 갖는 선택된 마스터 열간 스트립 또는 상이한 두께를 갖는 선택된 열간 스트립으로부터 진행하며, 10% 내지 70%의 냉간 압연에 의한 박판화의 정도를 갖는 냉간 스트립은 달성될 최종 두께로 제조되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  29. 제25항 내지 제28항 중 어느 한 항에 있어서,
    필요한 다중 상 미세구조를 제조하기 위해, 최종 두께로 냉간 압연된 강 스트립은 연속 어닐링 동안 대략 700 내지 950℃ 범위의 온도로 가열되고,
    어닐링된 강 스트립은 후속적으로 어닐링 온도로부터 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 300 내지 500℃의 제1 중간 온도로 냉각되며, 그 후에 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 160 내지 250℃의 제2 중간 온도로 냉각되며, 그 후에 상기 강 스트립은 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 상온에 도달할 때까지 공기 중에서 냉각되거나, 또는 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 제1 중간 온도로부터 상온으로 냉각되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  30. 제25항 내지 제28항 중 어느 한 항에 있어서,
    필요한 다중 상 미세구조를 제조하기 위해, 최종 두께로 냉간 압연된 강 스트립은 연속 어닐링 동안 대략 700 내지 950℃ 범위의 온도로 가열되고, 후속적으로 대략 400 내지 470℃의 온도로 냉각되며, 냉각은 용융 조(melting bath)로 진입하기 전에 정지되며, 그 후에 용융 도금 처리되며, 상기 용융 도금 처리 절차 후에, 냉각은 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 200 내지 250℃의 중간 온도로 계속되며, 그 후에 상기 강 스트립은 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 상온에 도달할 때까지 공기 중에서 냉각되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  31. 제25항 내지 제28항 중 어느 한 항에 있어서,
    필요한 다중 상 미세구조를 제조하기 위해, 최종 두께로 냉간 압연된 강 스트립은 연속 어닐링 동안 대략 700 내지 950℃ 범위의 온도로 가열되고, 후속적으로 대략 200 내지 250℃의 중간 온도로 냉각되며, 용융 조로 진입하기 전에 온도는 대략 1 내지 20초 동안 유지되며, 그 후에 상기 강 스트립은 대략 400 내지 470℃의 온도로 가열되며, 그 후에 용융 도금 처리되며, 용융 도금 처리 절차가 수행된 후에, 대략 15 내지 100℃/s의 냉각 속도로 대략 200 내지 250℃의 중간 온도로 새로운 냉각(renewed cooling)이 수행되며, 후속적으로 대략 2 내지 30℃/s의 냉각 속도로 상온으로 공기 중에서 냉각이 수행되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  32. 제25항 내지 제31항 중 어느 한 항에 있어서,
    연속 어닐링 동안, 직접 연소 노 영역(NOF) 및 복사 튜브 노(RTF)로 구성된 설비 구성으로 어닐링하는 동안의 산화 전위는 4 부피% 미만의 NOF에서의 CO 함량에 의해 증가되며, RTF에서 철에 대해 감소되는 노 분위기의 산소 분압은 다음 방정식에 따라 설정되며,
    -18 > Log pO2 ≥ -5*Si-0.3 - 2.2*Mn-0.45 -0.1*Cr-0.4 -12.5*(-ln B)0.25
    여기서 Si, Mn, Cr 및 B는 강에서 상응하는 합금 비율을 중량%로 나타내고, pO2는 mbar 단위의 산소 분압을 나타내고, 용융 조에 도금하기 직전에 강의 산화를 피하기 위해 가스 분위기의 이슬점은 -30℃ 이하로 설정되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  33. 제32항에 있어서,
    복사 튜브 노만으로 어닐링하는 동안, 노 분위기의 산소 분압은 다음 방정식을 만족시키며,
    -12 > Log pO2 ≥ -5*Si-0.25 - 3*Mn-0.5 -0.1*Cr-0.5 -7*(-ln B)0.5
    여기서 Si, Mn, Cr 및 B는 강에서 상응하는 합금 비율을 중량%로 나타내고, pO2는 mbar 단위의 산소 분압을 나타내고, 용융 조에 도금하기 직전에 강의 산화를 피하기 위해 가스 분위기의 이슬점은 -30℃ 이하로 설정되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  34. 제25항 내지 제33항 중 어느 한 항에 있어서,
    연속 어닐링 동안 두께가 다른 강 스트립의 경우, 스트립의 유사한 미세구조 상태 및 기계적 특성값은 열 처리 동안 설비 처리 속도를 조정함으로써 설정되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  35. 제27항에 있어서,
    상기 강 스트립은 용융 도금 처리 절차 또는 어닐링에 후속하여 템퍼 압연되는(temper-rolled),
    강 스트립을 제조하는 방법.
  36. 제27항에 있어서,
    상기 강 스트립은 용융 도금 처리 절차 또는 어닐링에 후속하여 신장-굽힘-교정되는(stretch-bend-straightened),
    강 스트립을 제조하는 방법.
  37. 제25항 내지 제36항 중 어느 한 항에 있어서,
    블랭크는 강 스트립으로부터 절단되며, 그 후에 Ac3 초과의 온도로 가열되며, 가열된 블랭크는 부품을 만들기 위해 변형되며, 그 후에 공구에서 또는 공기 중에서 경화되는,
    강 스트립을 제조하는 방법.
  38. 제25항 내지 제37항 중 어느 한 항에 따른 방법에 의해 제조된 강 스트립으로서,
    20%, 특히 25%의 ISO 16630에 따른 최소 홀 확장 값을 포함하는,
    강 스트립.
  39. 제38항에 있어서,
    세로 방향 또는 가로 방향으로 70˚, 특히 85˚의 VDA 238-100에 따른 최소 굽힘각을 포함하는,
    강 스트립.
  40. 제38항 또는 제39항에 있어서,
    100000 MPa˚, 특히 120000 MPa˚의 최소 생산값 Rm×α(인장 강도×[VDA 238-100에 따른 굽힘각])를 포함하는,
    강 스트립.
  41. 제38항 내지 제40항 중 어느 한 항에 있어서,
    적어도 6 개월 동안 지연된 파괴 없는 상태를 포함하며, 이에 따라 홀 풀 및 후프 시험편(hole pull and hoop test piece)에 대한 SEP 1970에 따른 요건을 충족시키는,
    강 스트립.
KR1020207011118A 2017-10-06 2018-09-27 초고강도 다중 상 강 및 상기 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법 Ceased KR20200063167A (ko)

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