KR20190055150A - 평탄형 강 제품의 제조 방법 및 평탄형 강 제품 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 5%의 2축 변형 후에, 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나에서 0.35㎛ 미만의 Wsa(1-5) 값, -0.5 내지 +0.5의 평면 이방성(Δr)을 나타내고, 평탄형 강 제품의 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 0.1 GPa 초과 내지 3.0 GPa 미만의 나노경도(H)를 나타내는 평탄형 강 제품을 제조할 수 있는 방법에 관한 것이다. 이것을 달성하기 위해, (중량%로) 0.0003 - 0.050% C, 0.0001 - 0.20% Si, 0.01 - 1.5% Mn, 0.001 - 0.10% P, 0.0005 - 0.030% S, 0.001 - 0.12% Al, 0.0001 - 0.01% N을 포함하고, 각각의 경우에 선택 사항으로, 0.0001 - 0.15% Ti, 0.0001 - 0.05% Nb, ≤ 0.005% B, ≤ 0.15% Cu, ≤ 0.15% Cr, ≤ 0.15% Ni, ≤ 0.10% Mo, ≤ 0.05% Sn을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브는 1200 - 1270℃의 슬래브 인출 온도(Bzt)로 가열되고, 80 내지 90%의 두께 감소율로 조압연 되고 그 후에 850 내지 950℃의 최종 온도에서 85 내지 95%의 두께 감소율로 3 - 5 mm 두께의 평탄형 강 제품으로 마무리 열간 압연되고, 전체 변형률은 95 내지 99.5%이며, 최종 압연 패스에서 두께 감소(ΔdF)는 1 - 25%이고, 평탄형 강 제품은 620 - 780℃의 권취 온도까지 4 - 30K/s의 냉각 속도로 냉각되어 권취된다. 피클링한 후에, 평탄형 강 제품은 70 내지 90%의 전체 변형률로 냉간 압연되고 650 - 900℃에서 재결정 어닐링된다. 슬래브 인출 온도(Bzt), 전체 체류 시간(GLZ), 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소(ΔdF) 및 권취 온도(HT)는 다음의 조건을 만족한다.
-0.529653*Q + 0.944372*HT_t + 0.711559*ΔdF_t < -0.1889459
여기에서, Bzt는 ℃, GLZ는 분, HT는 ℃, ΔdF는 %로 입력되는 것이고, Q = ((Bzt/GLZ) - 5.55281℃/분)/(1.777359℃/분); HT_t = (HT - 728.13030℃)/42.300114℃ 및 ΔdF_t = (ΔdF - 12.43384%)/2.306328% 이다.

Description

평탄형 강 제품의 제조 방법 및 평탄형 강 제품
본 발명은 평탄형 강 제품을 제조하는 방법 및 상응하는 평탄형 강 제품에 관한 것이다.
이하에서 평탄형 강 제품에 대한 언급이 있는 경우, 평탄형 강 제품은 예를 들어 차체 부품의 제조를 위해 블랭크 절단부 또는 패널들이 그로부터 분리되는 강 스트립 또는 시트와 같은 압연 제품을 의미한다.
소재의 조성에 관해 아래에서 언급될 때, 달리 명시하지 않는 한 각각의 경우에 언급되는 개별적인 양은 중량을 의미한다. 대조적으로, 분위기에 대한 조성은 체적과 관련이 있다.
예를 들어 자동차 차체 제작에 사용되는 구성 요소에 대한 프라이머리스 도료로 전환됨에 따라, 외부 차체 부품에서의 "장 파상도(long waviness)"에 대한 관심이 커지고 있다.
도장되지 않은 구성 요소 또는 시트의 장 파상도는 Wsa 값 "Wsa(1-5)"를 통해서 특성화될 수 있는데, Wsa 값은 육안으로 볼 수 있는 1 ~ 5 mm의 파장을 갖는 파동에서의 높이 차이를 나타낸다.
외부 자동차 차체의 경우, 5% 변형된 마르시니악 컵(Marciniak cup)에 대해 75/cm 이상의 피크 카운트 및 최대 0.35㎛의 Wsa 값이 준수되어야 한다. 시트 샘플을 마르시니악 컵으로 성형하기 위해 필요한 도구 및 이러한 샘플들을 생성하는 과정은 ISO 12004-2:2008 (4.3.4 : 성형 한계 곡선(FLC) 참조)에 설명되어 있으며, 5% 2축 변형된 시트에 대한 측정이 실행된다.
최적화된 표면 특성을 갖는 박판을 제조하기 위한 이전의 조치들은 초기에는 제조 공정을 마무리하는 스킨 패스 압연 중에 달성할 개선에만 집중하였다. 그러나, 5% 변형된 마르시니악 컵에서, 특히 연성 IF 강 또는 소부 경화 특성이 있는 강에서. 최대 0.35㎛의 Wsa 값을 신뢰할 수 있게 유지하기는 어렵다. 대조적으로, 고강도 강재에서는 문제가 덜하다는 것이 입증되었다.
이러한 종래 기술의 일례가 WO 2016/055227 A1에 설명되어 있다. 이 문헌에 기재된 방법에 따라 최적의 성형성 및 도장 적합성을 나타내는 페라이트 미세조직을 갖는 냉간 압연 및 재결정 어닐링한 평탄형 강 제품이 생성된다. 이러한 목적으로, 강은 중량%로 C: 0.0001 - 0.003%, Si: 0.001 - 0.025%, Mn: 0.05 - 0.20%, P: 0.001 - 0.015%, Al: 0.02 - 0.055%, Ti: 0.01 - 0.1%, 및 각각의 경우에 선택 사항으로 Cr: 0.001 - 0.05%, V: 0.005% 이하, Mo: 0.015% 이하, N: 0.001 - 0.004%를 함유한다. 이에 의해, 평탄형 강 제품은 다음과 같은 기계적 특성: Rp0.2 ≤ 180 MPa, Rm ≤ 340 MPa, A80 ≤ 40%, n 값 ≤ 0.23을 나타낸다. 또한, 그 표면 중 적어도 하나에서, 산술 평균 거칠기 Ra가 0.8 - 1.6㎛이고 피크 카운트 RPc는 75/cm이다. 제조를 위해, 평탄형 강 제품은 N2-H2 어닐링 분위기 하에서 연속적인 공급 방식으로 재결정 어닐링되고 시효 처리된다. 이어서, 평탄형 강 제품은 작업 롤을 사용하여 0.4 내지 0.7%의 스킨 패스 레벨로 마무리되고, 작업 롤의 원주 표면은 1.0 내지 2.5㎛의 평균 거칠기(Ra) 및 100/cm 이상의 피크 카운트를 가지며, 스킨 패스 작업 롤의 표면에 형성된 오목부 및 피크는 확률적으로 분포된다. 이 방법의 목적은 아직 변형되지 않은 상태에서 Wsa1-5-0% 값을 가능한 한 낮게 유지하여 추후의 변형 과정에서 발생하는 응력의 결과로 용인할 수 없는 값으로 저하되지 않도록하는 것이다. 매끄러운 스킨 패스 롤을 사용하기 때문에, 낮은 파상도가 금속 스트립에 전달될 것으로 생각된다. 그러나, 매우 부드러운 스킨 패스 롤은 평탄형 강 제품에 임프린트를 남기게 되며 일반적으로 또는 다른 기술적인 이유로 인해 스킨 패스 롤의 표면 텍스처에 특정 최소 요건이 부과되기 때문에, 이 접근법에는 한계가 있다.
이 종래 기술 외에, EP 2 700 731 A1에는 (중량%로) 0.0005 - 0.0035%의 C, 최대 0.05%의 Si, 0.1 - 0.6%의 Mn, 최대 0.02%의 P, 0.02% 미만의 S, 0.01% - 0.10%의 Al, 최대 0.0030%의 N, 0.0010% 이상의 B를 함유하고, 여기에서 B 함유량 및 N 함유량은 B/N ≤ 3.0의 조건을 충족하고, B/N = (B(질량%)/10.81)/(N(질량%)/14.01)로 정의되며, 강 합금의 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되는 강을 사용하여 냉간 압연된 평탄형 강 제품의 제조 방법이 공지되어 있다. 냉간 압연된 평탄형 강 제품의 조직은 평탄형 강 제품의 표면으로부터 평탄형 강 제품의 두께의 1/4에 해당하는 거리에서 상기 평탄형 강 제품의 표면과 평행한 평면에서 (111)[1-10] 내지 (111)[-1-12] 배향에서 7.0 이상의 평균 적분 강도(f)에 의해 특징지어 진다. 동시에, 압연 방향의 단면에서 페라이트 입자의 평균 직경은 적어도 6.0 - 10.0㎛ 이다. 또한 탄성 계수 "E"에 대해, EAVE ≥ 215 GPa, E0 ≥ 210 GPa, E45 ≥ 210 GPa, E90 ≥ 210 GPa, 및 -0.4 ≤ Δr ≤ 0.4 조건이 충족된다. 하나의 예시적인 실시예에서, 이러한 시트는 슬래브가 1200℃로 가열되고 다음에 880 - 890℃의 최종 열간 압연 온도에서 열간 압연되어 생성된다. 얻어진 열간 스트립을 560 - 650℃에서 권취되고, 다음에 산세 처리후 냉간 압연한다. 냉간 압연을 통해 달성되는 변형율은 86 - 93.5%이고, 얻어진 냉간 스트립은 0.225 - 0.26 mm의 두께를 갖는다. 다음에 냉간 스트립은 30초 동안의 관통이송 공정으로 660 - 730℃에서 어닐링된다. 마지막으로, 어닐링된 냉간 스트립은 2.0%의 변형율로 스킨 패스 압연을 거친다. 이 과정의 목적은 탄성 계수에 대한 값이 더욱더 높은 평탄형 강 제품을 생산하는 것이며, 이러한 시트로부터 형성된 구성 요소의 높은 강성이 보장된다. 그러나, 이러한 방식으로 제조된 냉간 압연된 평탄형 강 제품에서 발생하는 표면 파상도의 문제 및 다른 관점의 표면 특성들은 고려되고 있지 않다.
마지막으로, DE 196 22164 C1에는 (질량%로) 0.01 - 0.08%의 C, 0.10 - 0.80%의 Mn, 최대 0.60%의 Si, 0.015 - 0.08%의 Al, 최대 0.005%의 N, 각각의 경우에 0.01 - 0.04%의 Ti 및/또는 Nb, 최대 0.15%의 Cu 및/또는 V 및/또는 Ni, 잔부 철을 포함하는 조성을 갖는 강으로부터 높은 덴트 저항성을 구비한 프레스 부품의 제조를 위한 양호한 성형성, 특히 스트레치 성형 능력을 갖는 냉간 압연 강판 또는 스트립을 제조하는 방법이 개시되어 있으며, 이 방법에서 주조 슬래브는 1050℃ 이상의 온도로 예열되고, 다음에 Ar3 온도 이상이며 최대 950℃ 까지 도달할 수 있는 최종 온도에서 열간 압연된다. 그 후 얻어진 열간 스트립을 550 - 750℃의 온도에서 권취하고 그 후에 전체 변형률 40 - 85%로 냉간 압연한다. 냉간 압연 다음에는 연속로에서 적어도 720℃의 온도에서 냉간 스트립의 재결정 어닐링이 이어진다. 최종적으로, 5 내지 70K/s로 냉각한 후, 얻어진 냉간 스트립은 스킨 패스 압연을 거친다. 이 방법에서도 마찬가지로, 표면 특성을 최적화하는 것이 아니라 제조되는 평탄형 강 제품에서 특별한 기계적 성질을 달성하는 것에 중점을 두고 있다.
전술한 종래 기술의 배경을 고려한, 본 발명은 연성 IF 강 또는 소부-경화 강의 전형적인 조성 및 최적의 표면 특성을 갖는 평탄형 강 제품 및 이러한 평탄형 강 제품을 신뢰할 수 있는 방식으로 제조하는 방법을 제공하는 과제에 기초하였다.
방법과 관련하여, 본 발명은 청구항 1에 열거된 작업 단계들이 평탄형 강 제품의 제조 중에 실행되는 것에서 이러한 과제를 해결하였다.
본 발명에 따라 제조되고 상응하는 특성을 나타내는 평탄형 강 제품은 청구항 8에 열거된 특징을 갖는다.
본 발명의 유리한 실시예는 종속항에 정의되어 있으며, 본 발명의 전반적인 개념과 마찬가지로 이하에서 상세히 설명된다.
본 발명에 따른 평탄형 강 제품을 제조하기 위한 발명에 따라, 5% 2축 변형 후에, 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나에서 0.35㎛ 미만의 Wsa(1-5) 값, -0.5 내지 +0.5의 평면 이방성 Δr을 나타내고, 각각의 평탄형 강 제품의 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 연장되는 영역에서 0.1 GPa 초과 내지 3.0 GPa 미만의 나노경도의 변화 ΔH를 나타내며, 상기 방법은:
a) (중량%로)
C : 0.0003 - 0.050%
Si : 0.0001 - 0.20%
Mn : 0.01 - 1.5%
P : 0.001 - 0.10%
S : 0.0005 - 0.030%
Al : 0.001 - 0.12%
N : 0.0001 - 0.01%
각각의 경우에 선택적으로, "Ti, Nb, B, Cu, Cr, Ni, Mo, Sn"그룹으로부터의 하나 이상의 원소를,
Ti : 0.0001 - 0.15%
Nb : 0.0001 - 0.05%
B : ≤ 0.005%
Cu : ≤ 0.15%
Cr : ≤ 0.15%
Ni : ≤ 0.15%
Mo : ≤ 0.10%
Sn : ≤ 0.05%
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 만들어진 슬래브를 제공하는 단계;
b) 슬래브가 노로부터 인출되는 1200 - 1270℃의 슬래브 인출 온도(Bzt)로 노 내에서 슬래브를 가열하는 단계;
c) 상기 슬래브를 3 - 5 mm 두께의 열간 압연된 평탄형 강 제품으로 열간 압연하는 단계로서, 상기 열간 압연은 80 내지 90%의 두께 감소율을 갖는 조압연(rough rolling) 및 85 내지 95%의 두께 감소율을 갖는 마무리 압연을 포함하고, 열간 압연 중에 달성되는 전체 변형률은 95 내지 99.5%이며, 최종 압연 패스에서 1 - 25%의 두께 감소(ΔdF)가 달성되고 최종 열간 압연 온도는 850 내지 950℃이며;
d) 얻어진 열간 압연된 평탄형 강 제품을 620 - 780℃의 권취 온도로 냉각하는 단계로서, 냉각 속도는 4 - 30K/s이며;
e) 열간 압연된 평탄형 강 제품을 코일로 권취하는 단계;
f) 스케일을 제거하기 위해 열간 스트립을 피클링하는 단계;
g) 열간 압연된 평탄형 강 제품을 냉간 압연된 평탄형 강 제품으로 냉간 압연하는 단계로서, 냉간 압연을 통해 달성된 전체 변형률은 70 내지 90%이고;
h) 냉간 압연된 평탄형 강 제품을 650 - 900℃의 어닐링 온도에서 재결정 어닐링하는 단계로서, 어닐링은 선택적으로 탈탄 어닐링 분위기 하에서 실행되며;
i) 냉간 압연된 평탄형 강 제품을 0.3 - 2.0%의 스킨 패스 레벨로 선택적인 스킨 패스 압연하는 단계를 포함하고,
슬래브 인출 온도(Bzt), 슬래브가 어닐링 노에 도입되어 인출될 때까지 소요되는 전체 체류 시간(GLZ), 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소(ΔdF) 및 권취 온도(HT)는 다음의 조건을 만족한다:
-0.529653*Q + 0.944372*HT_t + 0.711559*ΔdF_t < -0.1889459
여기에서, Q = ((Bzt/GLZ) - 5.55281℃/분)/(1.777359℃/분)
Bzt : 슬래브 인출 온도 (℃)
GLZ : 전체 체류 시간 (분)
HT_t = (HT - 728.13030℃)/42.300114℃
HT : 권취 온도 (℃)
ΔdF_t = (ΔdF - 12.43384%)/2.306328%
ΔdF : 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소 (%).
본 발명에 따른 평탄형 강 제품은 다음과 같은 조성을 갖는 강으로 만들어진 냉간 압연된 평탄형 강 제품으로서, (중량%로)
C : 0.0003 - 0.050%
Si : 0.0001 - 0.20%
Mn : 0.01 - 1.5%
P : 0.001 - 0.10%
S : 0.0005 - 0.030%
Al : 0.001 - 0.12%
N : 0.0001 - 0.01%
각각의 경우에 선택적으로, "Ti, Nb, B, Cu, Cr, Ni, Mo, Sn"그룹으로부터의 하나 이상의 원소를,
Ti : 0.0001 - 0.15%
Nb : 0.0001 - 0.05%
B : ≤ 0.005%
Cu : ≤ 0.15%
Cr : ≤ 0.15%
Ni : ≤ 0.15%
Mo : ≤ 0.10%
Sn : ≤ 0.05%
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
5% 2축 변형에서, 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나에서 0.35㎛ 미만의 Wsa(1-5) 값에 의해 특징지어 지는 낮은 파상도를 가지며, 평탄형 강 제품은 -0.5 내지 +0.5의 평면 이방성 Δr을 나타내고, 각각의 평탄형 강 제품의 관련 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 연장되는 영역에서 0.1 GPa 초과 내지 3.0 GPa 미만의 나노경도를 나타낸다.
특별한 어닐링 공정 및 또한 특별히 조정되는 후속 스킨 패스 압연에 실질적으로 기초한 전술한 종래 기술과 달리, 본 발명은 근본적으로 제조 공정의 각각의 작업 단계가 마무리 냉간 압연된 평탄형 강 제품에서 측정될 수 있는 Wsa(1-5) 값에 영향을 미친다는 지식에 기초한다. 재료 공학의 관점에서, 전체 공정의 과정에 걸쳐 기판 내에서 일어나는 공정들의 전체론적 고려를 통해서, 본 발명은 그에 따라 본 발명에 따른 방법의 개별적인 작업 단계에 대한 사양을 개발하였으며, 결과적으로 Wsa(1-5) 값에 대한 각각의 작업 단계의 부정적인 영향이 가능한 한 배제된다. 본 발명에 따른 개별적인 작업 단계에서 준수해야 할 공정 파라미터의 상호 의존성은 다음과 같은 식의 형태로 나타낸 조건으로 표현된다.
-0.529653*Q + 0.944372*HT_t + 0.711559*ΔdF_t < -0.1889459
이 조건은 인자 Q = ((Bzt/GLZ) - 5.55281℃/분)/(1.777359℃/분)에 의해 슬래브 인출 온도(Bzt)와 전체 체류 시간(GLZ), 슬래브의 가열 관련 파라미터 뿐만 아니라 슬래브 가열 이후에 일어나는 열간 압연 공정에서 Wsa(1-5) 값에 영향을주는 주요 변수, 즉 권취 온도 HT_t 및 파라미터 ΔdF_t = (ΔdF - 12.43384%)/2.306328%에 의해 열간 압연 공정의 마지막 패스에서 달성된 두께 감소 ΔdF을 고려한다.
본 발명에 따라 제조되고 대응하는 특성을 나타내는 평탄형 강 제품의 파상도 파라미터 Wsa(1-5)는, 전술한 종래 기술과 관련하여 앞서 설명한 바와 같이, 5% 변형된 마르시니악 컵에서 결정된다. 파상도 파라미터 Wsa(1-5)의 측정은 Stahl-Eisen-Pruefblatt(철강 시험 규격)[SEP 1941 (2012년 5월 초판)]에 따라 실행된다. 그러나, 이 경우에 SEP 1941의 사양과 달리 Wsa(1-5) 값은 압연 방향에 대한 횡방향이 아니라, 압연 방향을 따라 측정된다.
본 발명의 목표치로서, 5% 2축 변형에서 Wsa(1-5) 값은 최대 0.05㎛만큼 증가할 수 있다고 명시되었는데, 즉 5% 변형 전후의 Wsa(1-5) 값의 차이 ΔWsa는 최대 0.05㎛일 수 있다. 열간 스트립 결정립 크기, Wassermann, G. (1970), H.-J. Bunge의 조직 분석의 수학적 방법[Akademie-Verlag Berlin 1969, 330 페이지 Geb. M 68.-. Krist. Techn., 5:K23. doi:10.1002/crat.1700050319]에 따른 조직 분석에서 그 자체로 공지된 방식으로 결정된 {111}<110> 조직의 피크, 석출 값, 평면 이방성 Δr, HTC 연화 및 나노 압입 측정으로부터의 경도 곡선은 변형 과정에 걸쳐 Wsa(1-5)의 변화에 결정적인 영향을 미치는 재료 특성으로 결정되었고, 충족되는 각각의 경우에 특히 최적화된 표면 파상도를 갖는 본 발명에 따른 냉간 압연된 평탄형 강 제품을 초래하는 이들 특성값을 위해 다음과 같은 사항들이 규정되었다.
- 본 발명에 따른 방법에서 중간 제품으로서 얻어지는 열간 압연된 평탄형 강 제품의 조직에서, DIN EN ISO 643에 따라 결정된 평균 결정립 크기는 바람직하게는 10 - 18㎛이어야 한다. 슬래브 인출 온도(Bzt)가 높을수록, 이후의 열간 스트립은 조대한 결정립 크기를 가질 가능성이 높다. 따라서, 열간 스트립의 결정립 크기는 과도하게 높은 슬래브 인출 온도(Bzt)의 표시이다. 높은 슬래브 인출 온도(Bzt)는 제철소의 제강 공정에서 기인하는 석출물, 바람직하게는 용해되는 탄화물, 탄질화물 및 황화물이 많아지게 된다. 이들은 용해되기 때문에, 슬래브 및 열간 스트립의 조직의 결정립의 성장에 대한 장애물로 더 이상 작용할 수 없다. 따라서, 결정립은 방해받지 않고 성장할 수 있다. 조대한 열간 스트립 결정립은 작은 열간 스트립 결정립보다 재결정이 더욱더 느리며 이 특성을 냉간 스트립의 조직에 전가한다. 조대한 열간 스트립 결정립은 작은 열간 스트립 결정립보다, 후속하는 재결정 어닐링을 위해 요구되는 냉간 압연 공정에서 유도된 에너지를 흡수하는 효율이 상당히 낮다. 이는 어닐링 동안의 재결정화를 현저하게 느리게하여 높은 Δr 값으로 이어진다. 결정립 크기가 작을수록 평탄형 강 제품은 더 높은 강도를 나타내어 성형성에 악영향을 미치기 때문에, 결정립 크기가 10㎛보다 작아서는 안된다. 결정립 크기가 클수록 냉간 압연 공정을 통한 에너지의 흡수가 악화되기 때문에, 결정립 크기가 18㎛를 초과하지 않아야 한다. 이는 후속 재결정에 대한 낮은 구동력으로 이어져서, 조직에 부정적인 영향을 나타내고 Δr 값은 지나치게 높아지게 될 수 있다.
- 감마 섬유상의 {111}<110>의 방위를 갖는 냉간 스트립의 조직의 피크는 바람직하게는 8.5 - 10.5에 있어야 한다. 이 범위가 유지되면, 최소화된 Δr 값이 달성된다. 평면 이방성을 나타내는 Δr 값은 다음과 같이 계산된다:
Δr = (r_long + r_trans - 2*r_diagonal)/2
따라서, r_long은 압연 방향에 대해 종방향으로 결정된 r 값이고, r_trans는 압연 방향에 대해 횡방향으로 결정된 r 값이며, r_diagonal은 압연 방향에 대해 45°의 각도에서 결정된 r 값이다. 연구에 따르면 텍스처 피크가 8.5 미만이거나 10.5 이상인 경우, 압연 방향과 관련한 r 값인 r_long, r_trans 및 r_diagonal의 차이는 크게 서로 달라지며 Δr 값이 -0.5 내지 +0.5의 사이에서 신뢰할 수 있게 조정될 수 없다는 것이 밝혀졌다.
텍스처를 결정하기 위해 표준화된 측정 방법은 사용할 수 없다. 하지만, 텍스처는 X-선 회절계로 극점도(pole figure)를 측정하고 후속해서 Bunge[H.-J.Bunge:"텍스처 분석의 수학적 방법(Mathematical Methods of Texture Analysis)", Akademie-Verlag Berlin, 1969 및 H.-J. Bunge : "재료 과학에서의 텍스처 분석(Texture Analysis in Material Science)", Butterworth London, 1983)에 따른 급수 전개 방법에 의한 수학적 계산을 통해 결정될 수 있다.
- DIN EN ISO 10247에 따라 결정된 냉간 스트립에서의 석출물의 평균 크기는 바람직하게는 60 - 150nm이어야 한다. 재결정 어닐링 전에 존재하는 석출물이 미세할수록, 석출물들이 어닐링에서 의도하는 재결정을 방해할 위험은 커진다. 따라서, 석출물은 60 nm보다 작아서는 안된다. 그러나, 150nm보다 큰 석출물은 표면 외관에 부정적인 영향을 미친다. 최대 0.35㎛의 Wsa 값을 달성하기 위해, 석출물은 평균 크기 150 nm를 초과하지 않아야한다.
- DIN EN ISO 6892-1:2009에 따라 결정된 평탄형 강 제품의 평면 이방성은 바람직하게는 -0.5 내지 0.5이어야 한다.
- 나노압흔(nanoindentation), 즉 평탄형 강 제품의 표면에서 25㎛의 깊이까지 영역의 나노경도와 평탄형 강 제품의 표면에서 25㎛의 깊이를 초과하는 영역의 나노경도 사이의 차이(ΔH)는 본 발명에 따른 평탄형 강 제품에서 최적으로는 -0.3MPa 내지 0.4MPa이어야 한다. 수직 이방성(normal anisotropy)은 시트 두께 방향으로 또는 시트 두께 방향의 이방성이다.
수직 이방성에 대한 하나의 측정은 시트 두께에 대해 결정된 경도 곡선에서의 국부적인 차이이다. 본원에서, 1) 강 기판 표면에서 시작하여 표면으로부터 시트 두께로 0 내지 25㎛까지 연장되는 표면 인접 영역; 2) 표면으로부터 시트 두께의 중간으로 25㎛의 거리로부터 연장되고 시트 두께의 나머지를 포함하는 심부 영역(deeper region)으로, 2개의 영역 사이에 구별이 이루어진다. 심부 영역은 벌크(bulk)라고도 지칭한다.
"H"는 GPa 단위로 측정된 절대 나노강도를 의미하는 것이다. 나노 압입은 DIN EN ISO 14577-1/-2/-4에 따라 결정된다. 표면 인접 영역에서, 적어도 하나의 나노경도 값(H)이 측정된다. 그러나 일반적으로 시트 두께에 대해 등거리 간격으로 최소 3개의 나노경도 값이 측정되어 산술 평균하며, 여기에서 모든 측정 값은 입내적으로 기록된다. 또한, 적어도 하나의 나노경도 값이 심부 영역 내에서 측정된다. 전형적으로, 여기에서도 적어도 5개의 입내 나노경도 값이 시트 두께에 대해 등거리 간격으로 측정되어 산술 평균한다. 간단히 언급하면, 이 경우에 "나노경도(nanohardness)"는 적어도 하나의 측정 값을 의미하지만, 원칙적으로는 몇몇의 개별 측정 값의 평균값을 의미한다.
각각의 평탄형 강 제품의 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 연장되는 영역에서, 나노경도 H는 0.1 GPa 초과 3.0 GPa 미만, 바람직하게는 1.0 GPa 내지 2.5 GPa의 값을 가져야한다. 충분한 유동성 및 성형성을 보장하기 위하여, 국부적인 재료 넥킹을 피하기 위하여, 그리고 상응하게 표면 파상도를 감소시키기 위하여, 이들 영역에서 나노경도가 3.0 GPa보다 커서는 안된다.
"ΔH"는 표면 인접 영역 H_25㎛의 나노경도와 벌크 경도라고도 하는 심부 영역 H_bulk의 나노경도로부터 계산한 차이를 나타낸다. 표면 경도가 벌크 경도보다 큰 경우, ΔH는 양수이다. 벌크 경도가 표면 경도보다 큰 경우, ΔH는 음수이다. 변형시에 냉간 스트립의 불규칙한 유동 거동 및 결과적인 파상도를 방지하기 위하여, ΔH는 -0.3 MPa 이상 0.4 MPa 이하이어야 한다. 경도 차이가 큰 경우, 성형 중 표면 인접 영역(깊이:0 - 25㎛) 및 심부 영역(깊이: > 25qm)의 유동 거동에서 차이가 관측될 수 있다. 경도가 낮은 영역은 경도가 높은 영역과 비교하여 더욱더 변형되고, 결과적으로 파동 형태의 요철이 표면에 생성될 수 있다.
- 2000초 및 650℃에서 결정된 HTC 연화는 바람직하게는 86 - 100%이어야 한다. "HTC 연화"는 재결정 과정에서 재료가 연화되는 것을 의미하는 것으로 이해해야 한다. HTC 연화는 강의 재결정 거동에 대한 척도이다. 샘플의 재결정화가 열악하거나 천천히 진행될수록, 재료가 이방성 특성을 나타낼 가능성은 커진다. 현저한 파상도의 위험은 이방성이 증가함에 따라 증가한다.
HTC 연화는 풀 하드 냉간 스트립에서 실행되는 고온 전도도 측정(HTC 측정)에 의해 결정된다. 측정 방법은 임의의 표준에 포함되지 않는다. HTC 측정을 실행하기 위해, 1 mm의 웹 폭을 갖는 U-성형 샘플이 와이어 침식에 의해 시트로부터 분리된다. 와이어는 스폿 용접 방법에 의해 샘플의 각 단부에 부착된다. 어닐링 공정 동안, 규정된 온도 및 아르곤 보호 가스 분위기에서, 샘플의 전압이 이들 측정 와이어를 통해 측정되고 이로부터 전기 전도도가 계산된다. 재결정 동안에, 연화의 척도를 나타내는 전기 전도도는 증가한다. 이러한 방식으로 2000 초 및 650℃에서 결정된 HTC 연화는, -0.5 내지 +0.5 사이의 Δr 값 및 낮은 파상도를 보장하기 위하여 최소 86%가 되어야한다.
본 발명에 따른 방법은 특히 Zn-기반의 부식방지 코팅이 제공된 최적화된 파상도를 갖는 냉간 압연 평탄형 강 제품의 제조에 적합하다.
특별히 명시하지 않는 한, 명세서에서 설명한 결과 및 규정은 코팅되지 않은 평탄형 강 제품뿐만 아니라 Zn-기반의 보호 코팅이 제공된 제품 모두에 적용된다.
Zn-코팅은 전형적인 방식(코팅 유형 "Z") 또는 Zn 합금, 특히 ZnMg 합금(코팅 유형 "ZM")으로 적용되는 실질적으로 Zn으로 이루어진 코팅으로 구성될 수 있다. 코팅은 용융 침지 코팅 또는 전해 코팅에 의해 적용될 수있다. 또한, 해당 조성물이 주어지면 코팅은 갈바닐링 처리(코팅 유형 "ZF")를 거친 것일 수 있다. 본 발명에 따라 제조된 평탄형 강 제품이 본 발명에 따라 제공된 유형의 Zn-코팅으로 코팅될 수 있는 용융 침지욕의 가능한 조성물의 예로는, 다음과 같은 것이 포함된다(함량은 중량%로 표시되어 있는데, 여기에서 함량 대해 각각의 경우에 실제로 허용 공차가 적용된 값이 표시되었다):
a) 0.2% Al, 미량의 Fe와 Pb, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물(코팅 유형 "Z"),
b) 1% Al, 1% Mg, 미량의 Fe와 Pb, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물(코팅 유형 "ZM"),
c) 0.1% Al, 미량의 Fe와 Pb, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물(합금 유형 "ZF").
본 출원에서 Wsa 값에 대해 언급될 때, 이것은 코팅되지 않은 또는 코팅된 시트의 SEP 1941에 따라 5%의 2축 변형 상태에서의 측정된 Wsa(1-5) 값을 의미한다. 본 출원의 예시적인 실시예에서 "Wsa 0%"및 "Wsa 5%"가 또한 참조하는데, "Wsa 5%"는 SEP 1941에 따라 5%의 2축 변형 상태에서의 Wsa(1-5) 값을 의미한다. 유사하게, "Wsa 0%"는 SEP 1941에 따라 0%의 2축 변형 상태, 즉 변형되지 않은 상태에서의 Wsa(1-5) 값이다.
Wsa 1-5 값은 근본적으로 산술 평균 거칠기 값(동일한 계산)과 유사한 파사동 파라미터이지만, 후자와는 대조적으로 최대 0.8 mm의 매우 짧은 파장은 고려되지 않고 단지 1 내지 5 mm의 파장이 고려된다. Wsa 1-5 값을 결정하기 위하여, 평균 거칠기 값을 결정할 때와 마찬가지로, 프로파일 중심선에서 시작하여 프로파일 중심선 위의 파형 돌출부 및 프로파일 중심선 아래의 파형 오목부가 적분을 통해 더해지며 그 다음에 이렇게 결정된 전체 면적은 측정 길이로 나누어진다. 이는 ㎛ 단위로 나타내는 1 차원적인 값을 생성하는데, 이 값은 1mm 내지 5mm의 파장 범위에서 평균 파동 높이에 해당한다. Wsa 1-5 값은 평탄하고 변형되지 않은 시트(Wsa 1-5-0% 값) 및 5%의 2축 변형 시트(Wsa 1-5-5% 값) 모두에서 측정될 수 있다.
본 출원에서 Wsamod 값에 대해 언급될 때, 이는 전적으로 부식방지층, 즉 코팅된 시트의 코팅의 고유 파상도를 의미한다. 코팅되지 않은 또는 코팅된 시트의 Wsa(1-5) 값과 대조적으로, Wsamod 값은 20 x 20 mm의 측정 표면에서 실행된 DIN EN ISO 3497에 따fms 공간 분해된, 스캐닝 X-선 형광 분석(Fischerscope X-ray)에 의한 부식방지층의 코팅 분포의 측정으로부터 파생된다. 따라서, Wsamod 값은 순수 코팅의 Wsa1-5 값을 구현하며, 코팅으로 코팅된 전체 평탄형 강 제품에 대한 것을 반영하지 않는다. 그러므로, 강 기판에 영향을 받지않는 순수 코팅의 영향은 Wsamod 값의 결정을 통해서 추론될 수 있다. X-선 형광 분석을 통한 전체 표면에 걸쳐 스캔마다 결정된 코팅 두께는 현재 시장에서 입수 가능한 공지된 이미지 프로세싱 소프트웨어를 사용하여 코팅의 Wsa 1-5 값으로 변환될 수 있다.
Wsa 값과 Wsamod 값을 결정하기 위한 차단 파장(cut-off wavelength)은 λc = 1 mm 및 λf = 5 mm 이다. 차단 파장은 프로파일 필터가 사인파의 진폭을 50%로 감소시키는 파장이다. 이것은 거칠기와 파상도의 경계를 나타내는 척도로 이해될 수 있다. 차단 파장 λf는 더 긴 파장에 대한 파상도를 한정한다.
본 발명은 성형 후에 연성 IF 강 또는 소부-경화 강으로 제조된 평탄형 강 제품의 Wsa 값의 저하가 불균일한 재료 특성에 기인한다는 지식에 기초한다. 이를 극복하기 위해, 본 발명은 이러한 평탄형 강 제품의 이방성 및 표면 측정 가능한 파상도를 최적화하기 위한 조치를 제안하였다.
평면 이방성 Δr은 두께 방향 외에 시트의 평면에서 및 압연 방향에 대해 상이한 방향에서 재료의 상이한 소성 유동 거동에 대한 척도로서 주로 사용되었다. 평면 이방성 Δr은 DIN EN ISO 6892-1:2009에 따라 결정된다. 이에 따라 기계적 인장 시험편을 압연 방향에 대해 "종방향", "횡방향" 및 "대각선 방향"의 세 방향으로 시험하고, 평면 이방성은 Δr = (r0°+ r90°- 2xr45°)/2의 식에 따라 결정된다. 이 값이 0에 가까울수록, 성형 중에 재료 거동은 더욱더 등방성을 나타낸다. 따라서, 이 방식으로 결정된 Δr 값은 본 발명에 따라 제한될 ΔWsa 값과 상관 관계가 있음을 알 수 있다.
"수직 이방성"이 또한 고려된다. 나노경도의 곡선은 이 특성 값의 척도로 고려될 수 있다. 이 목적을 위해, 성형으로 인한 Wsa 값(=ΔWsa)의 저하는 재료의 내부와 비교하여 경화되거나 강한 국부적으로 제한된 표면 인접 영역에 기인한다고 추정되기 때문에, 시트 두께에 걸쳐 재료의 기계적 특성의 곡선을 알아야 한다. 예를 들어 탈탄된 표면층의 경우와 같이, 표면 인접층은 깊은 층보다 더욱 연질일 수 있다. 그러나, 예를 들어 표면 경화 재료의 경우와 같이, 표면 인접층은 깊은 층보다 큰 경도를 나타낼 수도 있다.
표면 인접 영역에서의 경도 차이(ΔH)가 크고 경도 최대치가 존재하는 표면 인접 영역(= 가파른 "경도 곡선의 욕조 프로파일")이 얇을수록, 성형으로 인한 Wsa 값의 저하 가능성이 크다. 그 원인은 다양하며, 예를 들어 스킨 패스 공정의 결과로서 표면 인접 영역에서 더욱 높은 전위 밀도, 불완전하게 재결정된 결정립 제1 층, 특히 연질의 Ti-안정화된 IF 강의 경우에 표면에서의 산화성 및 유사한 석출물을 통한 고용체 강화 및 BH 강의 경우에 표면에서의 탄소 농후에 기인한다.
특히, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품이 금속의 부식방지 코팅, 특히 Zn-코팅으로 코팅되는 경우에, 기판을 고려하는 것에 추가하여, 기판-코팅 시스템 전체를 판단할 수 있도록 하기 위하여 코팅의 긴 파상도에 대한 영향을 고려할 필요가 있다. 이러한 목적을 위한 적절한 방법은 DIN EN ISO 3497에 따른 X-선 형광[피셔스코프 X-선(fischerscope X-Ray)] 이며, 이 방법에서는 정의된 표면 영역에 걸쳐서 아연 층 분포가 스캔되고 적절한 필터를 사용하여 기판의 영향이 제거된다. 이 방식에서, 노즐 파라미터 및 스킨 패스 공정을 통해 직접적으로 영향을 받는 코팅의 긴 파상도 만이 고려된다. 육안으로 볼 수 있는 파상도를 평가를 위한 객관적인 특성값(SEP 1941 참조)으로 변환하기 위해 특별한 수학적 알고리즘이 사용된다.
슬래브 인출 온도(Bzt)는 최대 1270 ℃이며, 하한의 온도는 1200 ℃이다. 1200 - 1270℃의 범위로 제한된 이러한 슬래브 인출 온도(Bzt)에서, 슬래브 강재에 함유된 망간 황화물은 용해되지 않는다. 슬래브 인출 온도(Bzt)가 1250℃ 미만인 경우, 특히 MnS 석출물의 용해가 방지될 수 있다. 슬래브 인출 온도의 하한은 1200 ℃인데, 왜냐하면 이 온도보다 낮으면 이 경우에 온도 완충의 부족으로 인하여, 열간 압연의 마무리 공정에서 이미 페라이트 변환의 위험이 있기 때문이다. 이는 기계적 특성에 부정적인 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 노의 베어링 블록의 마모가 크게 증가할 수 있다. 노 안에 슬래브의 전체 체류 시간(GLZ)은 노의 길이에 의존한다. 적절한 가열-통과는 180분 미만의 전체 체류 시간으로 달성되지 않을 것이며, 이는 마무리 섹션에서 페라이트 변태의 위험을 초래할 것이다. 대조적으로, 전체 체류 시간이 400분을 초과하면, 제강 공장에서 슬래브의 제조로부터 기인한 슬래브 내의 많은 석출물이 지나치게 용해될 것이다.
따라서 비교적 낮은 슬래브 인출 온도를 설정함으로써, 석출물이 슬래브 노에서 용해되지 않고, 특히 망간 황화물, 티타늄 탄화물, 티타늄 질화물, 티타늄 탄질화물, 구리 황화물 및 망간 황화물 등은 후속하는 열간 압연 공정 중에 또한 용해되지 않고, 다음에 열간 스트립에서 미세한 석출물을 형성하지 않는 것이 달성된다. 이러한 미세한 석출물의 생성은 방지되어야 한다. 재결정 공정은 미세한 석출물이 존재로 인해 영향을 받을 수 있기 때문에, 석출물의 크기뿐만 아니라 분포는 본 발명의 성공을 위해 결정적이다. 열간 스트립에 석출물이 더욱 작고 미세하게 분포할수록, 재결정은 더욱 방해를 받게 되며 결국 r 값, Δr 값 및 궁극적으로는 Δr 값에 직접적으로 의존하는 평탄형 강 제품의 ΔWsa 값이 또한 저하된다.
따라서, 본 발명에 따라 충족되어야 하는 다음과 같은 조건을 통하여, 본 발명은 한편으로는 본 발명에 따른 범위 내에서 설정된 슬래브 인출 온도(Bzt)와 슬래브가 어닐링 노에 진입하여 인출되는 동안 슬래브가 노에서 체류하는 전체 체류 시간(GLZ) 사이의 복잡한 상호 작용뿐만 아니라, 다른 한편으로는 최종 열간 압연 패스에서 두께 감소(ΔdF) 및 권취 온도(HT)가 본 발명에 따라 얻어진 최종 생성물의 품질, 특히 나노경도(벌크 및 표면)에 미치는 영향을 고려한다:
-0.529653*Q + 0.944372*HT_t + 0.711559*ΔdF_t < -0.1889459
여기에서, Q = ((Bzt/GLZ) - 5.55281℃/분)/(1.777359℃/분)
Bzt : 슬래브 인출 온도 (℃)
GLZ : 전체 체류 시간 (분)
HT_t = (HT - 728.13030℃)/42.300114℃
HT : 권취 온도 (℃)
ΔdF_t = (ΔdF - 12.43384%)/2.306328%
ΔdF : 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소 (%).
이 조건의 수식은 한편으로는 열간 압연에 선행하는 이른바 러핑 트레인에서 슬래브를 가공하기 위한 주요 영향 파라미터, 슬래브 인출 온도(Bzt) 및 전체 잔류 시간(GLZ) 뿐만 아니라 다른 한편으로는 열간 압연 및 냉각 섹션 파라미터가 이후에 특정한 Δr 값으로 표현될 수 있는 완성된 평탄형 강 제품의 특정 조직의 형성에 원인이 될 수 있다는 지식에 기초한다.
높은 온도와 실제 열간 압연 공정과 비교하여 수 시간의 매우 긴 공정 시간이 노에서 소요되기 때문에, 슬래브 인출 온도(Bzt)와 전체 잔류 시간(GLZ)의 조합은 슬래브에서 석출물의 용해 및 형성에 영향을 준다. 예를 들어, 용융물이 슬래브로 응고하는 동안 초기에 생성된 석출물은 슬래브의 어닐링 과정 중에 용해되고, 다른 새로운 석출물이 형성되고 또한 다시 남아있다. 즉, 이들은 용해되지 않는다. 석출물의 이러한 용해, 형성 및 불용해는 열간 압연의 파라미터 및 냉각 섹션 파라미터와 직접적으로 상호 작용하며, 따라서 열간 스트립의 조직에 결정적인 영향을 나타낸다.
노 체류 시간(GLZ) 및 슬래브 인출 온도(Bzt)에 대해 본 발명에 따라 특정된 조건은 슬래브 내의 조대한 석출물이 용해되지 않도록 선택된다. 대조적으로, 슬래브 인출 온도가 지나치게 높거나 어닐링 시간이 너무 길면, 응고 과정에서 유래한 슬래브의 상대적으로 조대한 석출물은 용해될 것이다. 결과적으로, 열간 스트립 결정립은 압연 과정 중에 방해받지 않고 초기에 성장할 수 있다. 슬래브가 노에서 인출된 후에, 우선적으로 슬래브의 온도 및 그 다음에 압연된 열간 스트립의 온도는 꾸준히 감소한다. 결과적으로, 가공된 강재에서 석출물을 형성하기 위한 압력은 노 안의 슬래브에서 이전에 용해된 석출물이 다시 형성됨에 따라 증가하지만, 이들 석출물은 더 이상 조대한 것이 아니며 강 용융물의 응고 후의 석출물보다 훨씬 미세한 것이다. 이러한 미세화는 열간 압연 공정에서의 온도는 용융물이 슬래브로 주조되는 경우의 온도보다 상당히 낮다는 사실에 기인한다.
대조적으로, 미세한 석출물, 즉 예를 들어 60 nm 미만의 평균 크기를 갖는 석출물은 재결정을 방해할 수 있으므로, 본 발명에 따른 슬래브 인출 온도(BZt) 및 전체 잔류 시간(GLZ)은 조대한 석출물의 용해 및 결과적으로 미세한 석출물의 형성이 방지되도록 의도적으로 선택된다.
나노경도(벌크 및 표면)는 조압연 트레인 파라미터, 슬래브 인출 온도(Bzt) 및 전체 체류 시간(GLZ)를 통해 또한 영향을 받는 경향이 있다. 재가열로 내의 슬래브의 어닐링은 일반적으로 질소 65 - 75 부피%로 이루어진 분위기에서의 고온에서 일어난다. 아레니우스(Arrhenius) 방식에 기초하여, 이러한 조건하에서는 Γ-Fe에서 N의 확산이 일어나며, 따라서 슬래브의 표면에서 질화, 즉 질소 농후가 발생한다. 질화에 의해 영향을 받는 두께 영역은 슬래브의 노출된 표면에서부터 시작하여 약 3 mm의 깊이까지 연장된다. 이 영역에서 일어나는 질소 농후는 표면의 경화와 관련이 있다. 3 mm의 질소 농후 영역의 두께와 더불어 전형적인 슬래브 두께 255 ㎜로부터 시작하여, 본 발명에 따른 방법으로 얻어진 0.65 ㎜ 두께의 평탄형 강 제품에서, 이것은 평탄형 강 제품의 표면에 인접한 약 8㎛의 경화층을 유도한다.
또한, 어닐링 처리 동안 본 발명에 따른 규정을 준수하는 것은 질소 함유 노 분위기를 통한 슬래브 표면의 질화를 최소화하는 긍정적인 효과를 나타낸다. 전형적인 노 분위기는 65 - 75 부피%의 질소, 5 - 15 부피%의 CO2, 15 - 25 부피%의 H2O 및 1 - 2 부피%의 산소를 함유한다. 질소가 너무 많이 농후해진 슬래브 표면은 냉간 압연 스트립에서 표면 인접 경화층으로 이어지며, 여기서 또한 "인접 표면"은 노출된 표면에서 시작하여 일반적으로 0 - 25㎛의 깊이까지 연장되는 층을 의미한다. 본 발명에 따른 규정을 통해, 불가피한 질화는 본 발명에 따라 제조된 완성 제품에 대한 손상 효과가 최소로 감소되는 정도로 제한된다.
본 발명에 따라, 열간 압연은 수회의 열간 압연 단계에서 통상적인 방식으로 수행될 수 있다. 예를 들어, 실제로 열간 압연기는 이를 위해 열간 스트립이 5 또는 7 회의 열간 압연 단계에서 열간 압연되고 마무리되는 것에 사용된다.
각각의 경우에 이용 가능한 열간 압연 기술에 따라, 열간 압연은 통상적인 방식에서 조압연의 열간 압연 및 마무리 열간 압연으로 나뉘어질 수 있다. 마무리 압연에 선행하는 조압연은 통상적인 방식에서 슬래브로부터 마무리 열간 압연을 위해 적합한 두께의 개략적인 스트립을 생산하기 위해 리버스 작동으로 실행될 수 있다. 조압연 중에, 조압연 트레인을 빠져나가는 조압연 스트립의 배출 온도는 너무 이른 페라이트 변태를 방지하기 위하여 1050℃ 이하가 되어서는 안된다.
본 발명에 따라 제공되는 강 슬래브의 합금을 포함하는 소부 경화 특성을 갖는 소위 "연성 IF 강" 및 초저탄소 함량의 강["ULC(ultra-low carbon) 강")]을 포함한다.
표 1에는, 각 경우에 소부 경화 특성을 갖는 연성 IF 강["연성 IF"], 초저탄소 강["ULC-BH"("ULC"= Ultra Low Carbon)], 및 현저한 소부 경화 특성을 ELC 강[("ELC"=Extra Low Carbon)]에 대한 대표적인 합금 사양이 기재되어 있으며, 이들 강은 본 발명에 따라 처리되는 슬래브 및 본 발명에 따른 특성을 구비한 평탄형 강 제품을 위해 본 발명에 의해 명시되는 합금 사양에 의해서 커버된다.
본 발명에 따라 제공되는 합금 성분들은 다음에 설명하는 효과들을 갖고 있다.
탄소(C) :
여기서 논의하는 유형의 IF 강의 경우에, 탄소와 질소는 티타늄 및/또는 니오브와 같은 마이크로 합금 원소를 통해 완전히 결합된다. 이 방식으로, 낮은 항복 강도가 달성되고 유동 라인으로부터의 자유가 보장된다. 이와 관련하여, C 함량은 최대 0.05 중량%일 수 있고, 적어도 0.0003 중량%의 C 함량에서 IF 강과 관련하여 탄소 존재의 유리한 효과가 특히 신뢰성있게 달성될 수 있다. 바람직하게는, 최소 0.005 중량% 또는 최대 0.045 중량%의 C 함량이 달성된다.
소부-경화 특성을 갖는 ULC 강의 경우에, 성형 특성의 제어에 추가하여, C 함량(가능하게는 또한 N 함량)을 통한 BH 효과의 제어는 매우 중요하다. KTL 공정 동안의 변형 후에, 자유 탄소는 성형을 통해 생성된 전위에서 확산한다. 후속 유동 공정(성형 공정)에서, 탄소는 전위 이동을 방해하고 항복 강도는 증가한다. 이 방식으로, 프레스 플랜트에서 가공하는 동안 양호한 성형 특성들은 스토브 에나멜링( "KTL") 이후의 구성 요소에서 더욱더 높은 항복 강도와 조합된다. 따라서, 본 발명에 따라 제조된 유형의 ULC 강의 C 함량은 최적으로 0.0025 중량%의 영역 내에 놓이며, 최소 0.0015 중량% 또는 최대 0.0035 중량%의 함량은 실제로 특히 적합한 것으로 판명되었다.
질소(N) :
탄소와 관련하여 앞서 설명한 효과를 지원하기 위해, 질소는 본 발명에 따라 제조된 강들에 각각의 경우에 최대 0.01 중량%의 함량으로 존재할 수있다. 강의 우수한 성형 특성과 우수한 시효 거동을 보장하기 위하여, 이 상한을 초과해서는 안된다. 실제로 지원 효과를 신뢰성있게 달성할 수 있도록 하기 위해, 최소 0.0001 중량%의 N 함량이 될 수 있다. 본 발명에 따라 제조된 강에서 N의 존재는 적어도 0.0008 중량%의 N 함량으로 특히 긍정적인 효과를 가질 수 있다. N의 존재에 따른 부정적인 영향은, N 함량이 최대 0.008 중량%로 제한된다는 점에서 특히 확실하게 회피될 수 있다.
실리콘(Si) :
실리콘은 본 발명에 따라 제공된 슬래브의 강에 최대 0.2 중량%의 함량으로 존재한다. Si는 고용체 경화제로서 작용한다. 실리콘은 강의 항복 강도와 인장 강도를 증가시킨다. 그러나, 실리콘 함량이 높을수록 성형 거동이 악화된다. 본 발명에 따라 제조된 강에서 Si가 최소 0.0001 중량%의 함량일 때 Si의 긍정적인 효과가 얻어질 수 있다. 본 발명에 따라 가공된 강에서 Si의 존재는 적어도 0.0005 중량%의 Si 함량에서 특히 긍정적인 효과를 나타낸다. Si의 존재에 따른 부정적인 영향은, Si 함량이 최대 0.15 중량%로 제한된다는 점에서 특히 확실하게 회피될 수 있다.
망간(Mn) :
망간은 황과 함께 MnS를 형성하며 따라서 존재할 수 있는 황의 부정적인 영향을 감소시킨다. 동시에, Mn은 또한 고용체 경화제로서 작용하며,이 점에서 Si와 동일한 효과를 갖는다. Mn 함량이 적어도 0.01 중량%, 특히 적어도 0.03 중량% 이면, 본 발명에 따라 처리된 강의 특성에 대한 Mn의 긍정적인 영향을 특히 신뢰성있게 사용할 수 있다. 최대 1.5 중량%, 특히 최대 0.8 중량%의 함량에서 Mn 존재의 긍정적인 영향을 효과적으로 사용할 수 있다.
인(P) :
인은 또한 여기서 논의하는 유형의 철 합금에서 항복 강도와 인장 강도를 증가시킨다. 그러나, 인은 용융물의 응고 동안의 1차 편석 및 감마 섹션의 현저한 협소화를 통해 고체 상태에서 2차 편석으로 이어지는 경향이 있다. 알파 고용체 및 감마 고용체 모두에서 비교적 느린 확산 속도의 결과로서, 어떠한 편석도 어렵게 다시 보상될 수 있을 뿐이며, 이러한 이유로 본 발명에 따라 처리된 강의 P 함량은 0.1 중량%, 특히 최대 0.08 중량%로 제한된다. P 함량이 적어도 0.001 중량%, 특히 적어도 0.002 중량% 이면, 본 발명에 따라 처리된 강의 특성에 대한 P의 긍정적인 영향을 특히 신뢰성 있게 사용할 수 있다.
황(S) :
황은 여기에서 논의하는 유형의 강에서 편석을 상당한 정도로 유발하는 강의 부수적인 원소이다. 동시에, 황은 강의 적색 취성의 원인이 된다. 이러한 부정적인 결과를 회피하기 위해, S 함량은 최대 0.03 중량%, 특히 최대 0.025 중량%로 제한되고, 생산 공정의 결과로 S 함량은 적어도 0.0005% 중량, 특히 적어도 0.001 중량%는 본 발명에 따른 강의 특성을 위해 전형적인 것이다.
알루미늄(Al) :
알루미늄은 제강시 강을 처리하기 위한 강력한 산화제로 사용된다. 알루미늄은 또한 질소와 질화물을 형성한다. 결과적으로 시효에 대한 강의 둔감성을 또한 향상시킨다. 소량의 첨가로, 미세 결정립의 형성을 또한 지원한다. 따라서, 본 발명에 따라 처리된 강은 0.001 내지 0.12 중량%의 Al을 함유한다. 특히, Al 함량이 적어도 0.005 중량%에 이르면, 본 발명에 따라 처리된 강의 특성에 대한 Al의 긍정적 인 영향을 특히 신뢰성있게 사용할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따라 처리된 강의 Al 함량이 최대 0.09 중량%로 제한된다는 점에서, Al 존재의 부정적인 영향을 신뢰성있게 회피할 수 있다.
티타늄 및 니오븀(선택적으로 첨가) :
최대 0.15 중량%, 특히 최대 0.13 중량%의 티타늄, 또는 최대 0.05 중량%, 특히 최대 0.01 중량%의 니오븀이 본 발명에 따라 처리된 슬래브의 강에 단독으로 또는 서로 조합하여 존재할 수 있다. 그들은 C와 N을 부분적으로 또는 완전히 결합시켜 소재의 시효 가능성을 감소시키는 역할을 한다. 또한, 티타늄 및 니오브는 석출물의 형성 및 고용체 경화를 통해 재료의 강도에 영향을 미친다. 본 발명에 따라 처리된 강에 Ti의 존재는 적어도 0.0001 중량%의 Ti 함량에서 특히 긍정적인 효과를 갖는다. 또한 적어도 0.0005 중량%의 Nb 함량은 특히 실용적인 방편으로 밝혀졌다.
붕소(선택적으로 첨가) :
여기서 논의하는 유형의 강에서 붕소는 본 발명에 따른 강의 성형 특성, 특히 r값을 손상하기 때문에, 붕소의 함량은 0.005 중량%, 특히 0.004 중량%로 제한된다. 그러나, B를 소량 첨가하면 취성 파괴에 대한 민감성을 방지하는 데에 기여할 수 있다. 이러한 목적을 위해 본 발명에 따른 강에 적어도 0.0002 중량%의 붕소가 제공될 수 있다.
구리, 크롬, 니켈, 몰리브덴 및 주석(선택적으로 첨가) :
본 발명에 따라 처리된 슬래브의 강에서, Cu, Cr, Ni, Mo 또는 Sn은 제조 과정에서 강에 혼입되는 기술적으로 불가피한 불순물로 분류될 수 있다. 다른 불순물들의 함량과 마찬가지로, 이들의 함량은 기술적으로 편리하고 실현 가능한 범위 내에서, 본 발명에 따라 처리된 강의 특성에 악영향을 미치지 않도록 낮게 유지되어야 한다. 이와 관련하여, 본 발명은 각각의 경우에 Cu, Cr 및 Ni 함량에 대해 상한을 최대 0.15 중량%, 특히 최대 0.12 중량%로 규정하고, Mo 함량에 대해 상한을 최대 0.10 중량%, 특히 최대 0.08 중량%로 규정하고, Sn 함량에 대해서는 상한을 최대 0.05 중량%, 특히 최대 0.03 중량%로 규정한다.
본 발명에 따른 방식으로 예열된 슬래브의 열간 압연은 본질적으로 공지된 방식으로 실행될 수 있다. 열간 압연 과정 중에, 슬래브는 초기 두께 감소가 80 - 90% 달성되는 조압연(rough-rolling)을 거칠 수 있다. 일반적으로 220 - 280 mm의 초기 두께로 조압연 섹션에 들어가는 슬래브는 또한 일반적으로 30 - 50 mm의 조압연한 스트립 두께까지 조압연된다.
조압연한 슬래브는 본질적으로 공지된 방식으로 통상적으로 장비된 열간 압연 마무리 트레인에서 다수의 패스, 전형적으로 5 또는 7 회의 패스로 일반적으로 3 - 5 mm의 요구되는 최종 두께를 갖는 열간 스트립으로 마무리 열간 압연될 수 있다. 열간 압연 마무리 트레인에서 달성되는 변형률은 일반적으로 85 - 95%에 이른다.
열간 압연의 최종 압연 패스를 위해, 1 - 25%, 특히 5 - 20%의 두께 감소(ΔdF)가 최종 열간 압연 패스에 걸쳐 달성되도록 압연 파라미터가 조정되는데, 여기에서 8 - 17%의 두께 감소(ΔdF)가 특히 바람직하다. 최종 마무리 스탠드에서의 두께 감소(ΔdF)는 변형률에 대한 직접적인 지표이며 페라이트 변태 이전의 마지막 동적 재결정 단계를 구현한다. 변형률이 낮을수록, 냉각을 통한 페라이트 변태 직전의 재결정을 위한 구동력이 낮아진다. 즉, 동결된 강제 상태가 회피된다. 또한, 낮은 변형률은 더욱 구형인 오스테나이트 결정립을 생성하는 경향이 있다. 이 기하학적 형상은 변태 후에 페라이트 결정립에 전달된다. 구형 결정립은 더욱더 등방성의 경향이 있다.
열간 압연(조압연 + 마무리 압연)을 통해 달성되는 전체 변형률은 일반적으로 850 - 950℃, 특히 910 - 950℃ 정도의 최종 열간 압연 온도에서 일반적으로 95 - 99.5%이다. 최종 열간 압연 온도는 열간 스트립의 결정립 크기에 영향을 미친다. 결정립 크기는 핵생성과 결정립 성장에 의해 조절된다. 핵은 성장을 제동하는 역할을 하기 때문에, 열간 스트립에 석출물 형태의 핵이 많을수록 결정립 크기는 작아진다. 최종 열간 압연 온도가 낮을수록, 석출물의 형태로 더 많은 변태 핵이 형성되며 열간 스트립 결정립 크기가 작아진다. 따라서, 최종 열간 압연 온도는 본 발명에 따라 950℃로 제한된다.
열간 압연 종료 후, 열간 압연 트레인의 최종 스탠드에서 나온 열간 스트립은 4 - 30 K/s의 냉각 속도로 냉각된다. 본 발명에 따라 달성되어야 하는 제조될 평탄형 강 제품의 특성 프로파일과 관련하여, 10 - 22 K/s의 냉각 속도가 특히 유리한 것으로 판명되었다. 열간 스트립에서의 결정립 성장이 억제되고 또한 적은 산화가 일어나기 때문에, 냉각이 더욱 신속하고 따라서 냉각 속도가 높을수록 최종 제품에서 달성될 수 있는 특성이 더욱 양호한 경향이 있다. 열간 스트립 결정립이 작을수록 후속 냉간 압연 공정 동안에 에너지를 더욱더 잘 흡수하고, 결과적으로 차후의 재결정 공정을 위한 더욱더 많은 구동력을 나타내는데, 이것은 등방성을 향상시키고 Δr 값을 감소시킨다. 또한, 인접 표면에 간섭 산화물이 더욱 적다. 따라서, 냉간 압연 공정 이후에 수행되는 재결정은 이 영역에서 거의 방해받지 않는다. 이것은 인접 표면 영역에서 더 많은 구형 결정립을 생성하고 결과적으로 시트 두께에 걸쳐 균일한 나노경도를 나타내는 경향이 있다. 30 K/s를 초과하는 지나치게 높은 냉각 속도에서 재료는 더욱더 경질이 되고, 4 K/s 미만의 지나치게 낮은 냉각 속도에서 재료는 더욱더 연질이 되는데, 이것은 기계적 특성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다.
바람직하게는 열간 압연 후의 냉각은 "전방에서", 즉 가능한 한 열간 압연 직후에, 예를 들어 열간 압연 종료 후 0 내지 4 초 이내에 실행된다. 그러나, "뒤에서" 냉각을 실행하는 것도 가능하다. 즉, 열간 압연 후 소정 시간 간격을 두고, 예를 들어 4 초 이상의 일시 정지 시간 이후에 냉각을 시작한다.
냉각 과정 중에, 열간 스트립은 전형적으로 620 - 780℃의 권취 온도로 냉각된다. 권취 온도가 또한 열간 스트립의 결정립 크기에 영향을 미치기 때문에, 이 온도 범위는 열간 스트립에서의 입자 성장을 고려하여 선택되었다. 지나치게 높은 권취 온도에서, 결정립 성장은 촉진된다. 따라서, 700 - 750℃의 권취 온도 범위가 본 발명에 따른 목적을 위해 특히 유리한 것으로 판명되었다. 본 발명에 따라 특정된 권취 온도의 범위는 본 발명에서 사용되고 본 발명에 따라 적용되는 슬래브 인출 온도(Bzt)와 전체 체류 시간(GLZ) 사이의 관계를 통해 달성되는 석출 조건을 고려하여 선택되었다. 더욱이, 표면 인접 영역에서 매우 미세하게 분포된 Ti 석출물의 형성은 높은 권취 온도에 의해 촉진된다. 이 석출물은 주로 냉간 압연 공정 후에 남아있는 Ti 산화물로 구성된다. 후속하는 재결정 어닐링 동안, 이들은 재결정 중에 인접 표면의 결정립 배향을 방해하므로, 높은 전위 밀도를 갖는 비교적 길다란 결정립들이 거기에 존재하는 경향이 있으며, 이것은 표면 인접 영역에서 강도 및 경도를 증가시킨다.
냉간 압연하기 전에, 일반적으로 열간 스트립은 예를 들어 통상적인 피클링 처리를 사용해야 하는 부착된 스케일 및 다른 잔류물이 없다.
후속 냉간 압연은 마찬가지로 일반적인 방식으로 실행될 수 있다. 냉간 압연에 의해 달성되는 전체 변형률은 70 - 90%의 범위 내에 있다.
본 발명에 따라 실행되는 재결정 어닐링 동안 650 내지 900℃, 특히 720 및 880℃의 어닐링 온도가 유지된다.
변형 중에 Wsa 값의 증가는 -15℃보다 비교적 높은 이슬점을 갖는 어닐링 분위기 하에서 어닐링이 수행된다는 점에서 특히 효과적으로 방지될 수 있는데, 왜냐하면 이 경우에 대략 10ppm의 탄소가 10 - 50㎛의 깊이에 걸쳐 연장하는 표면 인접 영역에서 제거되기 때문이다. 이를 위해 재결정 어닐링은 70 - 180 m/분의 처리 속도 및 +15℃ 내지 -50℃의 어닐링 분위기의 이슬점을 갖는 650 - 870 ℃의 어닐링 온도에서 관통이송 공정으로 실행할 수 있다.
슬래브가 예를 들어 C 함량이 최소화된 소부 경화 강 또는 ULC 강과 같은 전형적인 조성으로 구성되는 경우, 이것이 소부 경화 특성에 부정적으로 영향을 미칠 수 있다고 하더라도, Wsa 값을 최적화하기 위하여 인접 표면 영역의 강도 특성을 시트 체적의 특성과 일치시키기 위해 표면에서의 자유 C 함량을 감소시킨다. 이는 관통이송 공정에서 최적으로 실행되는 탈탄 어닐링을 통해서 그리고 재결정 어닐링과 조합하여 달성될 수 있는데, 여기에서 냉간 압연한 평탄형 강 제품이 650℃ - 870℃의 범위, 특히 적어도 800℃의 어닐링 온도 및 이슬점이 +15℃ 내지 -50℃ 범위, 예를 들어 -15℃ 내지 -50℃ 범위인 어닐링 분위기하에서 70 - 180 m/분의 처리 속도로 어닐링된다. 이러한 방식으로, 어닐링 온도 870℃, 처리 속도 70 m/분 및 이슬점 0℃에서 60% 초과의 탈탄이 달성될 수 있다. 대조적으로, 어닐링 온도 830℃, 처리 속도 90m/분, 어닐링 분위기의 이슬점 -50℃에서 대략 30%의 탈탄이 달성된다.
슬래브가 IF 강의 전형적인 조성으로 구성된 경우, 650 - 870℃의 어닐링 온도에서 어닐링 분위기의 이슬점은 일반적으로 -10℃ 및 -50℃에서 선택될 수 있다. IF 강에서, 탄소는 석출물의 형태로 결합되어 있다. 결국, IF 강은 자유 탄소가 없으므로 탈탄이 전혀 일어날 수 없다. 따라서, 어닐링 분위기의 이슬점이 자유롭게 선택될 수 있다.
치수 허용오차를 개선하고 표면 품질을 최적화하기 위해, 본 발명에 따라 제조된 평탄형 강 제품은 본질적으로 공지된 방식으로 스킨 패스 압연을 받게 되는데, 여기서 스킨 패스 수준은 전형적으로 최소 0.3%, 특히 최소 0.5%, 및 최대 2.0%이다. 소부 경화 강의 전형적인 조성을 갖는 강이 처리되는 경우, 예를 들어 0.75% 초과, 특히 1% 초과의 높은 스킨 패스 수준으로 스킨 패스 압연이 실행될 수 있다. 다른 한편으로, 연질의 IF 강의 전형적인 조성을 가진 강이 처리되는 경우, 스킨 패스 수준은 전형적으로 0.5 - 1%, 특히 최대 0.7%로 설정될 수 있다.
최소 0.5%의 스킨 패스 수준을 갖는 본 발명에 따른 스킨 패스 공정을 통해 본 발명에 따른 표면 품질을 신뢰성있게 달성하기 위해, 전기 방전 텍스처링( "EDT")을 통해 생성된, Ra 값이 2.7㎛ 미만이고 피크 카운트가 70 1/cm 이상인 것을 특징으로 하는 거칠기를 구비한 작업 롤이 사용될 수 있다.
아연 기반 또는 아연-마그네슘 기반 용융 도금 또는 갈바닐링 처리를 위한 용융 용융 도금의 경우, 코팅은 냉간 압연 공정 이후 및 스킨 패스 공정 전에 적용될 수 있다. 전해 코팅된 평탄형 강 제품의 경우, 코팅은 스킨 패스 공정 후에 이루어질 수 있으며, 스킨 패스 공정은 어닐링 처리 후에 실행된다. 어닐링 처리는 벨 퍼니스(bell furnace)에서 또는 연속 어닐링으로 실행될 수 있다. 상응하게 적용된 코팅이 제공된 본 발명에 따른 평탄형 강 제품은 전형적으로 0.30㎛ 미만, 특히 0.25㎛ 미만의 Wsamod 값을 갖는다.
본 발명에 따르면, 목표는 각각의 Wsa 값 "Wsa1-5" 또는 "Wsa_mod"를 가능한 한 낮게 유지하는 것이다. 어느 경우이든, 본 발명에 따라 제조되고 상응하는 특성을 갖는 평탄형 강 제품의 각각의 Wsa(1-5)는 0.35㎛ 미만이었고, 따라서 외부 자동차 차체 구성요소의 제조를 위한 평탄형 강 제품에 실제로 적용되는 사양은 신뢰성 있게 준수된다. 이 규정은 특히 5% 변형된 마르시니악 컵에 대해 전술한 방식으로 결정된, Wsa(1-5) 값에 적용된다. 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 Wsa(1-5) 값이 낮을수록, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품으로부터 성형을 통해 제조된 구성요소에서 허용할 수 있는 수준을 초과하는 파상도가 발생할 가능성은 낮아진다. 그러므로, 0㎛에 가능한 가까이 있는 Wsa1-5 값이 최적으로 간주되는 것이다. 따라서, 본 발명에 따라 허용되는 Wsa(1-5) 값의 수치는 0㎛ 내지 0.35㎛ 미만의 범위에 걸쳐 있고, Wsamod 값에 대한 수치는 0㎛ 내지 0.3㎛ 미만의 범위에 걸쳐 있다. 범위 한계를 기술할 때 언제나 그렇듯이, 예를 들어 각각의 Wsa 값에 대해 본 발명에 따라 특정된 범위의 하한에 대한 "0㎛"의 규정은 기술적인 관점에서 이해되어야 한다는 것은 당업자에게 자명하다. 즉, 이것은 관련 한계값이 기술되는 정확도의 범위 내에서 허용오차 관련 편차도 포함한다. 전형적으로, 실제로 각각의 Wsa 값에 대해 결정된 값의 하한은 약 0.2㎛, 특히 0.22㎛이다.
본 발명의 효과를 입증하기 위해, 시험 1 내지 8, 10 내지 25 및 27 내지 30에 대해, 표 2에 기재된 조성을 갖는 용융물을 용융시키고 슬래브로 주조하였다.
표 2에서, 강종 "A"는 표 1에 기재된 강 합금에 속하는 연질 IF 강에 대한 조성물을 의미하고, 강종 "B"는 표 1에 기재된 ULC-BH 강 합금에 속하는 조성물을 의미하며, 강종 "C"는 표 1에 기재된 ELC 강 합금에 속하는 조성물을 의미한다.
슬래브는 각각의 경우에 표 3에 기재된 총 체류 시간(GLZ)에 걸쳐 표 3에 또한 기재된 슬래브 인출 온도(BZT)로 로에서 가열되었다. 후속해서, 슬래브는 각각의 경우에 열간 압연한 스트립으로 이들을 열간 압연하기 위하여 통상적인 열간 압연 프로그램이 수행되었다. 열간 압연의 최종 압연 패스, 즉 열간 압연 마무리 트레인의 최종 압연 스탠드에서 달성된 변형 ΔdF가 또한 표 3에 기재되어 있다.
각각의 경우에 얻어진 열간 스트립 "WB"는 또한 본질적으로 통상적인 방식으로, 표 3의 각각의 경우에 기재된 해당 강종에 대한 전형적인 권취 온도(HT)까지 냉각되었으며, 냉각은 열간 압연의 종료 후 0 내지 4초 이내(냉각 전략 "V")에 또는, 열간 압연의 종료 후 4초 이상 15초 이내(냉각 전략 "H")에 시작되었다. 각각의 냉각 전략은 또한 표 3에 기재되어 있다.
다음에, 이렇게 하여 얻어진 열간 압연된 스트립은 냉간 압연된 스트립(KB)로 계속해서 냉간 압연되었다. 냉간 압연 수준은 70 - 90%이었다. 얻어진 냉간 스트립의 두께는 0.5 내지 1.1 mm 이었다.
냉간 압연 후, 얻어진 냉간 스트립은 용융 아연 도금 라인에서 용융 도금되었다. 이 목적을 위해, 스트립은 그 표면에서 먼지, 지방, 스케일 및 에멀젼 잔류물을 제거하기 위해 먼저 세정되었다. 다음에, 냉간 스트립은 연속로에서 재결정 어닐링 한 후, 0.2 중량%의 Al, 미량의 Fe 및 Pb, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 아연 욕에서 코팅되었다. 코팅 두께는 통상적인 에어 나이프 시스템에 의해 1 내지 15㎛의 값으로 조정되었다.
제어 및 특성값들은 5% 변형 후의 파상도에 현저하게 영향을 미친다: 열간 압연된 스트립 및 냉간 압연된 스트립에 대한 각각의 경우에 결정된, 열간 스트립 결정립 크기 "WB 결정립 크기", 냉간 스트립 조직 {111}<110> "KB 조직 {111}<110>", 냉간 스트립에서 석출물의 평균 크기 "KB에서 석출물의 평균 크기 [nm]", 냉간 스트립의 평균 Δr 값 "평균 Δr KB", 변형되지 않은 평탄형 강 제품의 Wsa(1-5) 값 "Wsa 0%"; 마르시니악 컵으로 5% 변형으로 변형된 평탄형 강 제품의 Wsa(1-5-5%) 값 "Wsa 5%", Wsa-0%와 Wsa-5% 사이의 차이 "ΔWsa", 코팅의 Wsa 값 "Wsamod", 표면 아래의 영역 H_bulk의 나노경도 "나노경도 H_bulk"; "나노압흔 ΔH", 및 HTC 측정을 통해 결정되는 650℃에서 2000초 후에 일어나는 연화 "650℃에서 2000초 후에 연화의 HTC 측정"에 대한 것이 표 4에 명시되어 있다. 해당 시험을 평가함에 있어서 값이 결정되지 않은 것에 대해서는 표에 "/"로 표시되어 있다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005

Claims (14)

  1. 평탄형 강 제품은 5%의 2축 변형 후에, 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나에서 0.35㎛ 미만의 Wsa(1-5) 값, -0.5 내지 +0.5의 평면 이방성(Δr)을 나타내고, 각각의 평탄형 강 제품의 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 연장되는 영역에서 0.1 GPa 초과 내지 3.0 GPa 미만의 나노경도(H)를 나타내는, 상기 평탄형 강 제품을 제조하기 위한 방법으로서,
    a) (중량%로)
    C : 0.0003 - 0.050%
    Si : 0.0001 - 0.20%
    Mn : 0.01 - 1.5%
    P : 0.001 - 0.10%
    S : 0.0005 - 0.030%
    Al : 0.001 - 0.12%
    N : 0.0001 - 0.01%를 포함하고,
    또한, 각각의 경우에 선택 사항으로, "Ti, Nb, B, Cu, Cr, Ni, Mo, Sn" 그룹으로부터의 하나 이상의 원소를,
    Ti : 0.0001 - 0.15%
    Nb : 0.0001 - 0.05%
    B : ≤ 0.005%
    Cu : ≤ 0.15%
    Cr : ≤ 0.15%
    Ni : ≤ 0.15%
    Mo : ≤ 0.10%
    Sn : ≤ 0.05%를 포함하며,
    잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 만들어진 슬래브를 제공하는 단계;
    b) 슬래브가 노로부터 인출되는 1200 - 1270℃의 슬래브 인출 온도(Bzt)로 노 내에서 슬래브를 가열하는 단계;
    c) 슬래브를 3 - 5 mm 두께의 열간 압연된 평탄형 강 제품으로 열간 압연하는 단계로서, 상기 열간 압연은 80 내지 90%의 두께 감소율을 갖는 조압연 및 85 내지 95%의 두께 감소율을 갖는 마무리 압연을 포함하고, 열간 압연 중에 달성되는 전체 변형률은 95 내지 99.5%이며, 최종 압연 패스에서 1 - 25%의 두께 감소(ΔdF)가 달성되고, 최종 열간 압연 온도는 850 내지 950℃이며;
    d) 얻어진 열간 압연된 평탄형 강 제품을 620 - 780℃의 권취 온도로 냉각하는 단계로서, 냉각 속도는 4 - 30K/s이며;
    e) 열간 압연된 평탄형 강 제품을 코일로 권취하는 단계;
    f) 스케일을 제거하기 위해 열간 스트립을 피클링하는 단계;
    g) 열간 압연된 평탄형 강 제품을 냉간 압연된 평탄형 강 제품으로 냉간 압연하는 단계로서, 냉간 압연을 통해 달성되는 전체 변형률은 70 내지 90%이고;
    h) 냉간 압연된 평탄형 강 제품을 650 - 900℃의 어닐링 온도에서 재결정 어닐링하는 단계로서, 어닐링은 선택적으로 탈탄 어닐링 분위기 하에서 실행되며;
    i) 냉간 압연된 평탄형 강 제품을 0.3 - 2.0%의 스킨 패스 레벨로 선택적인 스킨 패스 압연하는 단계를 포함하고,
    슬래브 인출 온도(Bzt), 슬래브가 어닐링 노에 도입되어 인출될 때까지 소요되는 전체 체류 시간(GLZ), 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소(ΔdF) 및 권취 온도(HT)는 다음의 조건을 만족하는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
    -0.529653*Q + 0.944372*HT_t + 0.711559*ΔdF_t < -0.1889459
    여기에서, Q = ((Bzt/GLZ) - 5.55281℃/분)/(1.777359℃/분)
    Bzt : 슬래브 인출 온도 (℃)
    GLZ : 전체 체류 시간 (분)
    HT_t = (HT - 728.13030℃)/42.300114℃
    HT : 권취 온도 (℃)
    ΔdF_t = (ΔdF - 12.43384%)/2.306328%
    ΔdF : 최종 열간 압연 패스에서의 두께 감소 (%)
  2. 제1항에 있어서,
    슬래브 인출 온도(Bzt)는 1250℃ 미만인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  3. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    열간 압연의 과정 중에, 슬래브는 먼저 조압연의 열간 압연을 하고 그 다음에 마무리 열간 압연을 거치는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  4. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    재결정 어닐링은 +15℃ 내지 -50℃의 어닐링 분위기의 이슬점 및 650 - 870 ℃의 어닐링 온도에서 70 - 180 m/분의 처리 속도로 관통이송 방식으로 실행되는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  5. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    스킨 패스 압연 동안에 달성되는 변형률은 0.5 - 2%인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  6. 선행항들 중 어느 한 항에 있어서,
    평탄형 강 제품은 부식방지 코팅으로 코팅되는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,
    코팅은 Zn계 코팅인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품의 제조 방법.
  8. 냉간 압연된 평탄형 강 제품으로서, (중량%로)
    C : 0.0003 - 0.050%
    Si : 0.0001 - 0.20%
    Mn : 0.01 - 1.5%
    P : 0.001 - 0.10%
    S : 0.0005 - 0.030%
    Al : 0.001 - 0.12%
    N : 0.0001 - 0.01%를 포함하고,
    또한, 각각의 경우에 선택 사항으로, "Ti, Nb, B, Cu, Cr, Ni, Mo, Sn" 그룹으로부터의 하나 이상의 원소를,
    Ti : 0.0001 - 0.15%
    Nb : 0.0001 - 0.05%
    B : ≤ 0.005%
    Cu : ≤ 0.15%
    Cr : ≤ 0.15%
    Ni : ≤ 0.15%
    Mo : ≤ 0.10%
    Sn : ≤ 0.05%를 포함하며,
    잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 만들어지고,
    평탄형 강 제품은 5%의 2축 변형 후에, 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나에서 0.35㎛ 미만의 Wsa(1-5) 값으로 특징지어진 낮은 파상도를 갖고 있으며, 상기 평탄형 강 제품은 -0.5 내지 +0.5의 평면 이방성(Δr)을 나타내고, 각각의 평탄형 강 제품의 표면으로부터 200㎛ 미만의 깊이까지 연장되는 영역에서 0.1 GPa 초과 내지 3.0 GPa 미만의 나노경도(H)를 나타내는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  9. 제8항에 있어서,
    5%의 2축 변형 후에 평탄형 강 제품의 표면들 중 적어도 하나의 표면에서 결정된 Wsa(1-5) 값은 변형 이전의 해당 표면의 Wsa(1-5) 값보다 최대 0.05㎛ 만큼 높은 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  10. 제8항 또는 제9항에 있어서,
    평탄형 강 제품은 부식방지 코팅으로 코팅되어 있고, 부식방지 코팅의 Wsamod 값은 0.30㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  11. 제8항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
    감마 섬유상의 {111}<110>의 방위를 갖는 냉간 압연된 평탄형 강 제품의 조직의 피크가 8.5 - 10.5인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  12. 제8항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 스트립 내의 석출물의 평균 크기가 60 - 150 nm인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  13. 제8항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    650℃에서 2000초 후에 HTC 연화가 86 - 100%에 이르는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
  14. 제8항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,
    평탄형 강 제품의 표면으로부터 시작해서 25 ㎛ 깊이까지의 영역의 나노경도와 평탄형 강 제품의 표면으로부터 25 ㎛의 거리를 초과하는 심부 영역의 나노경도의 차이(ΔH)는 -0.3 MPa 내지 0.4 MPa인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품.
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Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010130883A1 (fr) 2009-05-14 2010-11-18 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'une bande metallique revetue presentant un aspect ameliore
CN108787965A (zh) * 2018-06-29 2018-11-13 江阴市钧益特种钢丝科技有限公司 纺织器材用导线针扁钢丝制作工艺
WO2020007459A1 (de) * 2018-07-04 2020-01-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verzinktes kaltfeinblech mit homogenen werkstoffeigenschaften
WO2020048601A1 (de) * 2018-09-06 2020-03-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verzinktes kaltfeinblech mit verbesserten tribologischen eigenschaften i
WO2020048602A1 (de) * 2018-09-06 2020-03-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verzinktes kaltfeinblech mit verbesserten tribologischen eigenschaften ii
CN109825763B (zh) * 2019-01-23 2021-04-30 邢台钢铁有限责任公司 一种高导电性阴极扁钢用工业纯铁及其生产方法
CN110117758B (zh) * 2019-05-31 2021-05-04 张家港扬子江冷轧板有限公司 耐低温冲击的仪表外壳零件及其制备方法
KR20210069757A (ko) * 2019-12-03 2021-06-14 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
KR102330604B1 (ko) * 2019-12-03 2021-11-24 주식회사 포스코 전기저항 점용접부의 피로강도가 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
CN110804716B (zh) * 2019-12-06 2020-09-22 唐山市德龙钢铁有限公司 一种建筑模板拉片用热轧带钢及其制备方法
KR20210080670A (ko) * 2019-12-20 2021-07-01 주식회사 포스코 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
DE102020200326A1 (de) * 2020-01-13 2021-07-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines oberflächenveredelten und oberflächenkonditionierten Stahlblechs
DE102020106164A1 (de) * 2020-03-06 2021-09-09 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Verpackungen
CN111647821B (zh) * 2020-07-08 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法
RU2760968C1 (ru) * 2021-02-25 2021-12-01 Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной особонизкоуглеродистой холоднокатаной стали с отжигом в периодических печах
KR20240041338A (ko) * 2021-07-28 2024-03-29 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 열연 강 시트 및 그 제조방법
CN113802062B (zh) * 2021-09-13 2022-10-18 鞍钢股份有限公司 一种b微合金化高延伸率低屈服强度if钢及其制造方法
CN114395688A (zh) * 2021-12-09 2022-04-26 安阳钢铁集团有限责任公司 一种低碳搪瓷钢的生产工艺
CN114480979A (zh) * 2022-02-08 2022-05-13 新疆八一钢铁股份有限公司 一种超高强度高扩孔率轮毂钢的生产方法
CN115125454B (zh) * 2022-08-15 2023-08-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种成形后具备低波纹度的冷轧汽车外板及其生产方法
DE102022127491A1 (de) * 2022-10-19 2024-04-25 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Dressiertes Stahlblech mit intakter Oxidschicht auf einem metallischen Überzug
DE102022129835A1 (de) 2022-11-11 2024-05-16 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Verfahren zum Überwachen von Bauelementen zum Herstellen von Produkten sowie Vorrichtung
DE102022129834A1 (de) 2022-11-11 2024-05-16 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Verfahren und Vorrichtung zum Prüfen eines Bauelements, insbesondere eines Coils oder einer Platine, zum Herstellen wenigstens eines Produkts

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10324953A (ja) * 1997-03-26 1998-12-08 Nkk Corp パネル表面形状と耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
EP1002884A1 (en) * 1998-04-27 2000-05-24 Nkk Corporation Cold rolled steel plate of excellent moldability, panel shape characteristics and denting resistance, molten zinc plated steel plate, and method of manufacturing these steel plates
WO2016055227A1 (de) * 2014-10-09 2016-04-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0814539B2 (ja) 1987-09-30 1996-02-14 株式会社島津製作所 レート測定法
DE19622164C1 (de) 1996-06-01 1997-05-07 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit
JP3700280B2 (ja) * 1996-09-19 2005-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板の製造方法
DE19701443A1 (de) 1997-01-17 1998-07-23 Thyssen Stahl Ag Stahl
ATE244318T1 (de) 1999-12-22 2003-07-15 Sidmar Nv Ultraniedriggekohlte stahlzusammensetzung, verfahren zur herstellung dieses einbrennhärtbaren stahls, und das hergestellte produkt
JP3515769B2 (ja) * 2001-08-31 2004-04-05 日鉱金属加工株式会社 プレス成形型フラットマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金薄帯
DE10247998B4 (de) 2002-10-15 2004-07-15 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines besonders gut verformbaren kaltgewalzten Stahlbands oder -blechs
JP5958038B2 (ja) 2011-04-21 2016-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 外圧に対する缶胴部の座屈強度が高く、成形性および成形後の表面性状に優れた缶用鋼板およびその製造方法
JP2013072110A (ja) 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法
CN102433500A (zh) * 2011-12-02 2012-05-02 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含钛if钢及退火工艺
JP5817804B2 (ja) 2013-10-22 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法
CN103774043B (zh) * 2013-12-31 2016-04-27 首钢总公司 汽车侧围外板用热镀锌钢板及其生产方法
KR101746944B1 (ko) * 2015-09-23 2017-06-14 주식회사 포스코 도장 선영성이 우수한 도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 도금강판

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10324953A (ja) * 1997-03-26 1998-12-08 Nkk Corp パネル表面形状と耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
EP1002884A1 (en) * 1998-04-27 2000-05-24 Nkk Corporation Cold rolled steel plate of excellent moldability, panel shape characteristics and denting resistance, molten zinc plated steel plate, and method of manufacturing these steel plates
WO2016055227A1 (de) * 2014-10-09 2016-04-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

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