KR20190142768A - 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 가진 고강도 강 시트 - Google Patents

우수한 연성 및 신장 플랜지성을 가진 고강도 강 시트 Download PDF

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KR20190142768A
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샹핑 첸
리차드 모스테르트
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타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔.
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Abstract

본 발명은, 트럭용 프레임들과 같은 운송 수단들 및 자동차들용 프레임 부품들에 유용한 열간 압연 및 냉간 압연 제품들과 같은 고강도 강 시트 및 상기 강 시트를 제조하는 방법뿐만 아니라, 그 사용에 관한 것이다.

Description

우수한 연성 및 신장 플랜지성을 가진 고강도 강 시트
본 발명은, 트럭용 프레임들과 같은 운송 수단들 및 자동차들용 프레임 부품들에 유용한 열간 압연 및 냉간 압연 제품들과 같은 고강도 강 시트에 관한 것이다.
최근, (상급) 고강도 강 시트들, AHSS가 중량 및 연료 소비량을 줄이기 위해 자동차 부품들에 점점 더 사용되고 있다. 증가하는 요건들을 충족시키기 위해, HSLA, 2상(DP), 신장-플랜지성(SF: stretch-flangeable)을 포함하는 페라이트-베이나이트, 복합상(CP), 변태-유기 소성(TRIP), 열간-성형, 쌍정-유기 소성(TWIP)과 같은, 일련의 (상급) 고강도 강들이 개발되어 왔다.
그러나, AHSS 시트 강들은 성형성이 상대적으로 부족하기 때문에 매우 다양한 자동차 부품들에 쉽게 적용시킬 수 없다. 강들이 점점 더 강해짐에 따라, 동시에 강들을 자동차 부품들로 성형하기가 점점 더 어려워지고 있다. 사실상, AHSS 강들(DP, CP, 그리고 TRIP)을 자동차 부품들에 실제 적용시키는 것은 이들의 성형성 때문에 여전히 제한된다. 따라서, 성형성 및 제조성(manufacturability)을 향상시키는 것이 AHSS 적용에 있어서 중요한 사안이 된다.
AHSS의 신장률과 강도 간의 관계는 표준 인장 시험들을 통해 잘 규정되어 왔으며, 잘 알려진 강도-신장률 바나나 곡선(banana curve)으로 이어진다. AHSS의 강도 및 연성을 좌우하는 미세구조 매개변수들은 질적으로 이해되며, 아주 약간 양적으로 이해된다. 그러나, 신장률이 AHSS에서 성형성을 좌우하는 유일한 매개변수는 아니다. AHSS 등급들은 연강들과 비교할 때 추가적인 관련 파손 메커니즘들을 포함한다. 이는 주로, 다상 구조 및 변형 동안의 상 변화들 때문에 AHSS에서 보다 흔히 관찰되는 국부적 파손에 기인한다. 이러한 국부적 파손들은 반드시 신장률 및/또는 n-값과 연관되는 것은 아니다. 따라서, 보다 높은 (균일하며 전체적인) 신장률을 갖는 강들이 늘 양호한 성형성을 갖는 것은 아니다. 연성을 향상시키는 미세구조들은 성형성을 향상시키는 미세구조들과는 다르다. 신장률-강도 도표에서의 위치는 모든 부품들에 적절한 재료들을 선택하는 데 충분하지 않다. 대부분의 경우, 재료 선택을 위해, 성형성과 강도 사이 다른 관계가 필요하다. 모든 관련 성형 조건들 하에서의 AHSS의 작용에 대한 연구가 필수적이다. 다양한 응력 및 변형(stress and strain) 상태를 갖는 자동차 프레스 성형에는 네 가지 기본 작업들이 있다: 디프 드로잉(deep drawing), 신장(stretching), 신장-플랜징(stretch-flanging), 및 굽힘(bending). 각 성형 방식은, r-값(인장 시험 견본의 면내 소성 변형과 두께-관통 소성 변형 간의 비율), λ(구멍 확장 비율) 값, 및 굽힘 각과 같은 지배적인 특정 기계적 매개변수를 갖는다. 일부 성형-곤란 부품들을 위해서는, 적용 시, 고 타공성(punchability), 신장-플랜지성 및 피로 특성들이 요구된다.
본 발명의 목적은 양호한 신장률 값 및 우수한 구멍 확장률 값을 갖는 높은 항복 및 인장 강도를 결합하는 강 등급을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 570 MPa 이상의 항복 강도와, 760 MPa 이상의 인장 강도와, 70% 이상의 구멍 확장률(λ) 값을 갖는 강 등급을 제공하는 것이다.
이 목적은 다음을 포함하는, 570 MPa 이상의 항복 강도와, 760 MPa 이상의 인장 강도와, 10.3% 이상의 총 신장률(A50)과, 70% 이상의 구멍 확장률(λ) 값을 갖는, 무-시멘타이트 미세구조를 갖는 고강도 강 스트립을 통해 이루어진다:
* C, 0.005 - 0.08 wt.%;
* Mn, 1.30 - 2.30 wt.%;
* B, 2 - 35 ppm;
* N, 5 - 65 ppm;
* Al_tot, 0.005 - 0.1 wt.%;
* Ti, 0.03 내지 0.20 wt.%;
* Cu, 0 - 1.5 wt.%;
* Cr, 0 - 0.75 wt.%;
* Mo, 0 - 0.05 wt.%;
* Ni, 0 - 0.50 wt.%;
* V, 0 - 0.30 wt.%;
* Si, 0 - 0.6 wt.%;
* P, 0 - 0.03 wt.%;
* S, 0 - 0.01 wt.%; 및
* 잔류 철 및 불가피한 불순물들 (여기서, C/(Ti_sol+V)≤0.25).
화학 원소들의 독특하고 균형잡힌 조합은 강의 미세구조가 베이나이트 및 페라이트 성분들을 포함하여, 이상적으로는 베이나이트 및 페라이트 성분들로만 구성되는 것을 보장한다. 바람직하게는, 전체 미세구조가 베이나이트 성분들로만 구성된다. 때때로 페라이트 및 베이나이트 성분들 간의 구별은 어렵다 하더라도, 한편에는 페라이트 및 베이나이트 성분들, 그리고 다른 한편에는, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 시멘타이트, 펄라이트 등과 같은 구조들 간의 구별은 쉽다.
미세구조 내 시멘타이트(Fe3C)의 부재가 본 발명에서 매우 중요하다. 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 첨가를 통해, 시멘타이트 형성이 방지되고, 대신에 TiC 및 VC가 형성된다. 이 후자 탄화물들은, 보통 존재했을 시멘타이트(~ 200nm)보다 훨씬 더 작고(~ 5-30nm) 더 정교하게 분산된다. 시멘타이트는 또한 판 형상일 것이며, 베이나이트 구조 내 페라이트 라드(lath)들 사이에 위치하는 데 반해, VC 및 TiC는 보통 구 형상 또는 바늘 형상이며 페라이트 라드 안에 위치한다. 이 미세구조는 강도와 파괴 인성(fracture toughness)의 향상된 조합을 제공한다. 본 미세구조는 1μm 미만의 초미세 입자 크기로부터 높은 강도를 끌어내며, 작은 탄화물 석출물들에 의해 추가적으로 강화될 수 있다. 본 발명에서는, 높은 성형성을 갖는 무-시멘타이트 베이나이트 강들을 제조하기 위해, Fe3C 또는 마르텐사이트/오스테나이트 미시적 성분들의 형성이 티타늄 및 바나듐과 같은 미세합금화를 이용하여 억제된다. 게다가, 동시에 미세구조 정제가 사용될 때, 미세합금화 석출 강화는 인성(toughness)을 희생시키지 않으면서 강도를 증가시키는 효과적인 방법이다. 탄소 함량이 보다 높은 경우, (굵은) Fe3C를 방지하기 위해 V 및 Ti를 이용한 더 많은 양의 미세합금화가 필요하다.
C는 무-시멘타이트 베이나이트를 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. 강 내의 0.005 및 0.08 wt.% 사이의 낮은 탄소 함량은 미세구조의 냉각 속도 의존성을 반드시 낮춘다. 0.05 wt.% 미만의, 바람직하게는 0.045 wt.% 미만의, 더욱 바람직하게는 0.04 wt.% 미만의, 더더욱 바람직하게는 0.035 wt.%미만의 바람직한 실시예에서, 탄소 함량이 이렇게 낮은 경우, 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 동안 탄소 분배가 발생하지 않는다. 베이나이트 구조를 얻기 위해, 그리고 760 MPa 이상의 UTS를 가진 높은 강도를 보장하기 위해 적합한 최조 탄소 함량은 0.01 wt.%이다. 다른 합금 원소들을 최적화시킴으로써, 매우 넓은 범위의 냉각 속도에서 매우 유사하게 형성되는 균일한 베이나이트 미세구조를 얻을 수 있다. 탄화물 형성물들이 없기 때문에, 약간의 시멘타이트가 형성될 것이다. 베이나이트 미세구조들은 Ti 및/또는 V과 더 합금함으로써 무-시멘타이트로 만들어질 수 있다. 또한, 낮은 탄소 농도들은 적당한 용접성과 균형을 이루는 양호한 저온 충격 인성을 유발할 수 있다.
티타늄 및 바나듐은 고 강도 무-시멘타이트 베이나이트의 형성에서 매우 중요한 역할을 한다. Ti은 N, S 및 C와 결합하여, 강의 특정 화학적 조성에 따라 질화물, 탄소황화물 및 탄화물을 형성한다. Ti 함량이 0.20%를 초과할 때에는, 열간 압연 전 슬래브의 재가열 동안 굵은 Ti 탄화물들을 용해시키기 어렵다. 이 경우에는, V이 추가되어 Ti의 일부 양을 대체하며, V가 나머지 탄소와 결합하여 VC를 형성한다. 티타늄 함량은 0.03% 이상이다.
TiC 및 VC의 형성은 시멘타이트의 형성을 완전히 방지할 것이다. 열간 압연 후 1차 냉각 다음의 자연 냉각 (공랭) 동안 페라이트 상 내의 10nm 미만의 입자 크기를 가진 미세 탄화물들 TiC 및/또는 VC는, 따라서, 강도 증가에 기여한다. Ti은 또한 N을 고정시키는 역할을 한다. 모든 자유 질소는 B의 효과를 향상시키는 경화능에 해롭다. 따라서, 티타늄의 질소 제거 효과가 요구된다. 바나듐 함량은 0.30% 이하이다.
높은 연성 및 높은 구멍 확장률을 갖는 열간-압연 강 시트를 얻기 위해서는, 시멘타이트 형성을 방지해야 한다. 즉, C/(Ti_sol+V)가 반드시 다음 식을 만족시켜야 한다:
Figure pct00001
여기서, Ti_sol은 Ti 탄화물들을 형성할 수 있는 Ti의 양을 나타낸다:
Figure pct00002
C/(Ti_sol+V)의 적절한 최소 값은 0.15이다. 붕소의 경화 효과를 촉진하기 위해서는, Ti_sol > 0, 바람직하게는 > 0.01 wt.%, 더욱 바람직하게는 > 0.02 wt.%이다.
무-시멘타이트라는 용어는, 목적이 미세구조 내에 시멘타이트(Fe3C)가 전혀 존재하지 않는 것을 의미하려는 의도이다. 위에 제시된 식을 만족시키는 조성은 반드시 이렇다는 것을 보장할 것이다. 그러나, 강 스트립 내 국부적 조성 변동들로 인해, 전체 강 스트립의 특성들 및 성능에 영향을 미치지 않는, 극미한 양의 시멘타이트가 미세구조 내에서 식별되는 일이 우연히 그리고 비의도적으로 일어날 수 있다.
망간(Mn)은 저탄소 베이나이트 미세구조들을 촉진시키고 강도와 저온 인성 간의 균형을 향상시키는 데 필수적인 원소이다. Mn 함량은 1.30 wt.% 이상 그리고 2.30 wt.% 이하이다. Mn은 오스테나이트를 안정화시키고 일정 온도에서 베이나이트 변태를 지연시키며 양호한 경화능을 보장한다. 오스테나이트 영역이 보다 낮은 온도들까지 확장되어, 적절한 제어 압연을 위한 넓은 온도 격차를 제공한다. 게다가, Mn은 미세 바늘 모양 페라이트 및 하부-베이나이트의 형성을 촉진시킨다. 매우 높은 Mn 함량들의 단점은 HAZ 인성의 저하, 연속 주조 강 슬래브들의 증가된 중앙선 편석, 그리고 증가된 내부 산화로 인한 열간 압연 후 열악한 표면 품질이다. 본 발명의 강을 위한 Mn 함량은 바람직하게 1.5 wt% 이상, 그리고 바람직하게 2.0 wt.% 이하이다. 더욱 바람직하게, Mn은 1.65 wt.% 이상 그리고 1.95 wt.% 이하이다.
붕소(B)는 저탄소, 저합금 강들에서 강력한 경화능 향상제이다. 적은 양의 B가 저탄소 강들에 추가되어 베이나이트 미세구조들이 초석 페라이트의 형성 없이 보다 낮은 냉각 속도로 제조될 수 있도록 보장한다. B 함량은 2ppm 이상 그리고 35ppm 이하이다. B는 항복 강도를 증가시키는 데 가장 효과적인 합금 원소이다. B 함량은 저온 인성을 손상시키지 않도록 바람직하게 25ppm 이하이어야 한다. 붕소가 이 역할을 수행할 수 있기 위해서는, BN 형성이 방지되도록 자유 질소가 존재하지 않는 것이 필수적이다. 티타늄의 질소 제거 효과가 도입되는 곳이 여기이다.
질소(N)는 BOF 강 제조 공정에서 불가피하게 존재한다. N은 Ti에 대한 강한 친화도를 가져서, 재가열 동안 오스테나이트 입자 크기 제어를 위한 분산질로 작용하는 Ti 질화물들을 형성한다. N 함량은 5ppm 이상 그리고 65ppm 이하이다. N 함량이 50ppm(= 0.005 wt.%)을 초과하면, 강화에 기여하고 자유 붕소를 보호하는 Ti 탄화물들을 형성하는 능력을 확보하기 위해서, 상대적으로 많은 양의 Ti가 필요하며, 이는 비용 증가로 이어진다. 따라서, N 함량은 50ppm 이하이다. N 함량은 가능한 한 많이 감소되는 것이 바람직하다. 적절하고 실질적인 최소 N 함량은 10ppm이다. 티타늄 함량은 0.03 wt.% 이상 그리고 0.20 wt.% 이하이며, 바람직하게 0.06 wt.% 이상 그리고 바람직하게 0.18 wt.% 이하, 더욱 바람직하게는 0.16 wt.% 이하이다.
강들은 바람직하게 추가적으로 구리(Cu) 또는 크롬(Cr) 중 하나 또는 둘 모두와 합금되며, 이때, 최대 함량은 Cu 1.50 wt.% 그리고 Cr 0.75 wt.%이다. 적절한 최대 함량은 Cu 1.25 wt.%이다. Cu는 저탄소 베이나이트 구조들을 촉진시킬 수 있으며, 고용체 경화를 제공한다. 강의 강도는 나노-크기의 Cu 석출물들의 석출 경화에 의해 증가된다. 열-가공 석출 제어 공정(TPCP)을 통해, 열간 압연 후 코일 냉각 동안 Cu 석출을 얻을 수 있으며, 따라서, 추가 열 공정은 필요하지 않다. Cr은 주로 변태 강화로 인해 강도를 증가시킨다.
니켈(Ni)은 인성뿐만 아니라 경화능을 향상시킨다. 니켈은 높은 강도 수준에서 강에 양호한 인성을 부여한다. Ni은 강의 강도와 인성을 증가시킬 뿐만 아니라, 모든 Cu 합금으로 인한 열 취성(hot shortness)에 대응한다. Ni은, 주로 비용 측면에서, 바람직하게 불순물로만 존재한다. Ni은 Cu 함량이 0.5%를 초과할 때 열 취성을 방지하기 위해 0.5 wt.%까지 첨가될 수 있다. 일 실시예에서는, 니켈이 강에 첨가되지 않는다.
실리콘(Si)은 용체 경화 및 변태 경화에도 불구하고 강도를 향상시키기 위해 첨가된다. 그러나, Si이 과도한 경우, HAZ 인성, 용접성 및 피복성이 손상된다. 실리콘은 0.6 wt.%까지 최대화되며, 바람직하게는 0.5 wt.%까지 최대화된다.
알루미늄(Al)은 탈산 원소로 이용되며, 강 청정도(cleanliness)를 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 강 내 총 Al 함량을 0.005 wt.% 이상으로 설정해야 한다. Al 함량은 0.1 wt.%까지 그리고 바람직하게는 0.05 wt.%까지 최대화된다. 함량이 높을수록 표면 결함 초래 가능성이 높아지고, 합금 비용이 높아지기 때문이다.
몰리브덴(Mo)은 약 0.1 wt.%의 적은 농도에서 저탄소 베이나이트 구조를 촉진시키는 것이 발견되었으나, 보다 높은 농도에서는 고강도 무-시멘타이트 베이나이트 강들의 인성을 저하시킬 수 있다. Mo은 경제적으로 선호되는 합금 원소는 아니므로, 이 강들에 합금 원소로 사용하는 것은 추천되지 않는다.
황(S)은 강 내에 불순물로 존재한다. 주조 동안 Mn 함유 강들에서 초기 MnS 입자들이 형성될 것이다. 이 굵은 MnS 입자들은 압연 방향으로 신장되기 때문에 매우 해롭다. Ti이 첨가되면, 주조 동안 Ti, C 및 S의 농도에 따라 Ti4S2C2 및/또는 MnS가 형성된다. Ti4S2C2는 초기 굵은 입자들로 존재할 것이며, 가능한 한 많이 방지되어야 한다. S 함량은 0.012 wt.% 이하, 바람직하게는 0.01 wt.% 이하 그리고 더욱 바람직하게는 0.005 wt.% 미만이어야 한다.
인(P)은 강 내에 불순물로 존재한다. P 함량이 0.03%를 초과하면, 입자 경계들에서 편석이 현저해져서, 인성 및 용접성의 저하로 이어진다. P 함량은 가능한 한 많이 감소되는 것이 바람직하다. P 함량은 0.012 wt.% 이하, 바람직하게는 0.01 wt.% 이하, 그리고 가장 바람직하게는 0.005 wt.% 미만이어야 한다.
본 발명에 따른 강은 열간-압연 강일 수 있고 그렇게 사용될 수 있으며, 또는 후속적으로 냉간-압연되고 어닐링 된 강일 수 있다. 열간-압연 또는 냉간-압연 강은 금속 코팅을 구비할 수 있다. 상기 코팅은 용융 도금을 통해 제공될 수 있으며, 바람직하게, 상기 금속 코팅은 아연계 또는 알루미늄계 코팅이다. 강의 선택적 코팅은, 제한되지는 않지만, 용융 도금 코팅(hot dip coating), 일렉트로코팅(electrocoating), PVD 또는 CVD를 포함하는 종래 수단에 의해 수행된다.
본 발명에 따른 강이 합금 원소로 니오븀(Nb)을 함유하지 않는다는 점에 유의해야 한다. 표 1의 값들은 불순물로서만 존재함을 나타내며, 니오븀은 강에 첨가되지 않는다.
제2 양상에 따르면, 본 발명은 또한, 무-시멘타이트 미세구조, 570 MPa 이상의 항복 강도, 760 MPa 이상의 인장 강도, 10.3% 이상의 총 신장률(A50), 그리고 70% 이상의 구멍 확장률(λ) 값을 갖는 고강도 강 스트립을 제조하는 방법에서 구현되며, 상기 방법은:
- 용해체(melt)를 다음 조성을 갖는 슬래브 또는 스트립으로 주조하는 단계;
* C, 0.005 - 0.08 wt.%;
* Mn, 1.30 - 2.30 wt.%;
* B, 2 - 30 ppm;
* N, 5 - 65 ppm;
* Al_tot, 0.005 - 0.1 wt.%;
* Ti, 0.03 내지 0.20 wt.%;
* Cu, 0 - 1.5 wt.%;
* Cr, 0 - 0.75 wt.%;
* Mo, 0 - 0.05 wt.%;
* Ni, 0 - 0.50 wt.%;
* V, 0 - 0.30 wt.%;
* Si, 0 - 0.6 wt.%
* P, 0 - 0.03 wt.%;
* 0 - 0.01 wt.% S;
* 잔류 철 및 불가피한 불순물들. (여기서, C/(Ti_sol+V)≤0.25);
- 상기 슬래브를 1,200℃ 이상의 슬래브 재가열 온도까지 재가열하고, 상기 슬래브 또는 스트립을, 열간-압연 다듬질 온도가 Ar3을 초과하는, 열간-압연 스트립으로 열간 압연하는 단계; 및
- 상기 열간-압연 스트립을, 15℃/s 내지 100℃/s의 평균 냉각 속도로, 런-아웃 테이블에서, 500℃ 미만의 권선 온도까지 냉각시킨 후, 실내 온도까지 코일 냉각시키는 단계를 포함한다.
본 발명에 따른 상기 방법에서, 강 용해체는 종래 방식으로 두꺼운 슬래브, 얇은 슬래브 또는 스트립 형태로 주조된다. 주조 후, (재)가열 및/또는 균질화에 의해 열간-압연 온도들이 되고, 열간-압연된다. 마지막 열간-압연 단계는 아직 완전히 오스테나이트인 강에 대해서, 즉, 다듬질 압연(finish rolling) 온도가 Ar3를 넘을 때 수행된다. 다듬질 압연 후, 강은 열간 압연기의 런-아웃 테이블에서 15℃/s 내지 100℃/s의 평균 냉각 속도로 500℃ 이하의 권선 온도까지 냉각되며, 뒤이어 자연 냉각으로 주위 온도까지 코일을 냉각시킨다. 강의 슬래브 재가열 온도는 주조 동안 상기 슬래브 내에 석출된 굵은 Ti 및 V 탄화물들을 용해시키도록 충분히 높아야 한다. 발명자들은 1,200℃ 이상의 SRT가 필요하다는 것을 발견했다. 적절한 최대 SRT는 1,300℃이다. 열간 압연 다듬질 온도는 오스테나이트 범위 내에 있어야 하며, 바람직하게는 850℃ 내지 950℃ 사이이다. 850℃ 내지 950℃의 이 범위는 마지막 압연 단계 후 스트립 내에 미세한 오스테나이트 입자 크기를 제조하고, Ti 및 V를 고용체 상태로 유지하기 위해 적용된다. 마지막 열간 압연 단계 직후(최대, 다듬질 압연과 냉각 시작 사이 2초의 시간 이내에), 스트립들은 15℃/s 내지 100℃/s 범위 내 속도로 500℃ 이하의 권선 온도까지 가속 냉각으로 냉각된다. 권선 후, 코일은 추가 가속 냉각 없이 주위 온도까지의 냉각된다. 오해를 피하기 위해, 주위 온도는 실내 온도와 같은 의미를 가지고 있음을 언급한다.
펄라이트의 형성을 피하기 위해, 그리고 페라이트와 굵은 Ti 및 V 탄화물들의 형성을 피하기 위해, 15℃/s 내지 100℃/s의 열간 압연 후 평균 냉각 속도가 필요하다.
냉각 후, 열간-압연 시트는 500℃까지의 권선 온도에서 권선된다. 권선된 스트립은 천천히 냉각되며, 이는 베이나이트 상 변태 발생을 가능하게 한다. 이 권선 온도 범위에서 권선되는 동안 본 발명에 따른 강들에 형성된 베이나이트 상은 무-시멘타이트이며, 이는 강 시트가 우수한 신장 플랜지성을 갖는 데 바람직하다. Fe3C의 형성 대신에, 미세한 TiC 및/또는 VC 탄화물들의 석출이 이 권선 온도 범위 내에서 일어날 수 있으며, 이는 추가적인 경화를 가능하게 한다.
만약 권선 온도가 500℃를 초과하면, 시멘타이트가 펄라이트 또는 퇴화된 펄라이트로 형성될 수 있으며, 결과로 초래된 신장 플랜지성이 본 발명에 따른 방법에서보다 현저하게 낮을 것이다.
바람직하게, 권선 온도는 420℃ 이상이다. 권선 온도 값이 더 낮은 경우에는 너무 많은 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 형성될 위험이 있어서, 결과 강의 성형성이 감소될 것이기 때문이다. 이 위험은 보다 높은 탄소 함량을 가질 경우 더 중요하다. 0.03 wt.% 내지 0.08 wt.% 범위의 C 함량을 갖는 강들의 경우, 미세구조 및 특성들, 특히 신장 플랜지성이 공정 경로들에 상당히 민감하기 때문에, 권선 온도는 420℃ 내지 500℃ 범위 내에 있어야 한다. 도 1에 나타난 VS72 합금에 대한 CCT 도표는 냉각 속도에 따라 상이한 미세구조가 성장하는 것을 보여준다.
0.03 wt.% 미만의 탄소 함량을 갖는 강들의 경우, 열간 압연 후 냉각 속도는 15℃/s 내지 100℃/s 범위 내에 있어야 하며, 권선 온도는 500℃ 미만이어야 한다. 마르텐사이트 형성 또는 잔류 오스테나이트의 존재 위험이 매우 낮기 때문에, 최소 권선 온도는 특정되지 않는다. 그러나, 신중을 기하기 위해, 권선 온도는 420℃ 미만이 되지 않는 것이 바람직하다. 발명자들은 기계적 특성들이 냉각 속도 및 냉각 온도에 상대적으로 민감하지 않다는 것을 발견했다. VS74 합금에 대한 CCT 도표(도 2) 및 미세구조들(도 3)이 이미 시사하는 바와 같이, 최종 구조는 냉각 궤도에 상대적으로 민감하지 않다. Cu 및/또는 Cr을 함유하는 강 등급들의 경우 특히 그러하다.
냉각 속도 범위는, 시트의 두께에 따라, 다듬질 압연기의 출구에서 물 또는 공기/물 혼합물 스프레이를 통해 얻어질 수 있다.
안정적인 특성들을 확보하는 관점에서, 권선 온도는 바람직하게 440℃ 이상 및/또는 480℃ 이하이다. 바람직하게, 압연 후, 권선 전 냉각 속도는 25℃/s 이상이다.
만일 열간-압연 스트립이 후속적으로 냉간 압연된다면, 냉간 압연 감소가 적용되어 필요한 두께를 얻게 된다. 열간-압연 스트립의 총 냉간-압연 감소율은 바람직하게 50% 내지 90%이다. 냉간-압연된 완전-경화 스트립은, 바람직하게 850℃-1,000℃의 온도 범위 내인, Ac3을 넘는 용해 온도까지 재가열되고, 용해 온도에서 2분 내지 8분 동안 유지된 후, 440℃ 내지 480℃의 유지 온도까지 15℃/s 내지 50℃/s 범위의 냉각 속도로 냉각되고, 최대 30분 동안, 그리고 바람직하게는 0.5분 내지 30분 동안 유지되어, 베이나이트 변태가 일어나고, 성형성에 불리하게 영향을 미치는 양의 마르텐사이트 형성 위험을 방지한다. 이후, 강은 0.5℃/s 내지 100℃/s의 냉각 속도로 실내 온도까지 냉각되어야 한다. 0.03 wt.% 미만의 C를 함유하는 합금들을 위한 냉각 속도는 바람직하게 10℃/s 및 100℃/s 사이이어야 한다. 더 많은 TiC가 오스테나이트로 용해되도록 하기 위해 보다 높은 재가열 온도가 바람직하다.
제3 양상에 따르면, 본 발명은 또한 자동차 섀시 부품, 흰색 차체(body in white)의 부품, 프레임 또는 보조프레임 부품과 같은 자동차 또는 트럭 부품에서 구현되며, 상기 부품은 본 발명에 따른 강 시트로 제조되어 왔다.
도 1은 VS72 합금에 대한 CCT 도표이고,
도 2는 VS74 합금에 대한 CCT 도표이고,
도 3은 (도 2의 견본들에서 취한) VS74 합금의 미세구조이다.
이제 본 발명을 비제한적인 다음 예들을 참고로 설명한다.
표 1에 나타난 조성들을 갖는 강들을 200mm×110mm×110mm 크기를 가진 30kg 잉곳(ingot)들로 주조하였다. 강 VS71은 C/(T_sol+V) 비율이 본 발명 조성 범위를 벗어나기 때문에 비교예이다. 상기 잉곳들을 1,250℃까지 재가열하고 한 시간 동안 침지시킨 후, 35mm 두께까지 열간 조압연(rough hot rolled) 하였다. 양 단부의 수축 및 편석 영역은 절단하였다. 절단된 덩어리들은 1,200℃에서 30분 동안 재가열한 후, 5번의 통과로 3mm 두께까지 열간 압연시켰다. 다듬질 압연 온도는 약 900℃이었다.
열간 압연 직후, 스트립들을 런-아웃 테이블에서 30-60℃/s 내지 500℃/s 속도로 냉각시킨 후, 440℃ 또는 480℃로 예열된 로로 이동시키고, 한 시간 동안 유지시켜 권선 과정을 모방하였다. 재료들을 상기 로에서 꺼내고, 공기 중에서 실내 온도까지 냉각시켰다. 이후, 열간 압연 스트립들을 85℃의 HCl으로 산세척시켜 산화물 층들을 제거했다. 미세구조 관찰, 인장 시험 및 구멍 확장성 시험용 견본들을 열간 압연 스트립용으로 가공하였다.
이어서, 열간 압연 스트립들을 67%의 냉간 압연 감소율로 냉간-압연시켰다. 이후, 1mm의 냉간 압연 스트립들을 900℃에서 2분 동안 열처리한 후, 표 3에서 특정된 바와 같이, 세 개의 상이한 조건들로 냉각시켰다.
인장 시험 - 얻어진 열간-압연, 냉간-압연, 그리고 어닐링 된 시트들로부터, 인장 방향이 압연 방향과 평행하도록, 유럽 표준 시험 조각들(치수 길이 = 50mm; 폭 = 12.5mm)을 가공하였다. NEN10002 표준을 따르는 Sxhenk TREBEL 시험 기기로 실내 온도 인장 시험들을 수행하여, 인장 특성들(항복 강도 YS (MPa), 최종 인장 강도 UTS (MPa), 총 신장률 TE (%))을 확인하였다. 각 조건에 대해, 세 개의 인장 시험을 시행하였고, 기계적 특성들의 평균 값을 보고한다.
구멍 확장성 시험 (신장 플랜지성 평가 시험) - 얻어진 압연 시트로부터 구멍 확장성을 시험하기 위한 시험 조각들(크기: 90×90mm)의 견본을 만들었다. 일본 철 및 강 연합 표준 JFS T 1001에 따라서, 10mm 직경의 구멍을 시험 조각의 중앙에 뚫고, 60˚ 원뿔형의 펀치를 밀어넣어 구멍 안으로 삽입했다. 균열이 침투할 때, 시트 두께 및 구멍 직경 d(mm)를 측정하였다. 다음 식을 통해 구멍 확장 비율 λ(%)를 계산하였다: λ(%)={(d-d0)/do}×100, 여기서 d0는 10mm.
휨 시험 - 40mm×30mm 크기를 가진 견본들에 대해 3-포인트 "유도 휨 시험"을 수행하였다. 견본들의 길이 방향은 강 시트들의 압연 방향과 평행하였다. 휨 축이 시트들의 압연 방향에 수직인, 평행한 휨 시험들을 수행하였다. 이 방법에는, 강 시트를 구부리기 위해, 성형기와 두 개의 지지 실린더가 사용되었다. 실린더들과 펀치를 인장 시험 기기에 장착시켰다. 로드 셀(load cell)이 펀치의 힘을 측정하기 위해 사용되었고, 크로스헤드(crosshead)의 이동을 통해 펀치를 이동시켰다. 상이한 휨 각도들에서 실험들을 중단하였고, 휨 각도를 알아내기 위한 파열 식별을 위해, 표본의 휘어진 표면을 검사하였다.
표준 팽창계(가열 속도 5℃/s로 900℃까지, 5분 동안 유지)를 이용하여 강 VS72 및 VS74의 CCT-도표(도 1 및 도 2)를 확정하였다. 미세구조 평가(도3)는, 상이한 냉각 속도에 대해, VS74에 있어서 미세구조가 일관적으로 페라이트-베이나이트임을 드러냈다.
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005

Claims (15)

  1. 무-시멘타이트 미세구조를 갖는 고강도 강 스트립으로서,
    * C, 0.005 - 0.08 wt.%;
    * Mn, 1.30 - 2.30 wt.%;
    * B, 2 - 35 ppm;
    * N, 5 - 65 ppm;
    * Al_tot, 0.005 - 0.1 wt.%;
    * Ti, 0.03 내지 0.20 wt.%;
    * Cu, 0 - 1.5 wt.%;
    * Cr, 0 - 0.75 wt.%;
    * Mo, 0 - 0.05 wt.%;
    * Ni, 0 - 0.50 wt.%;
    * V, 0 - 0.30 wt.%;
    * Si, 0 - 0.6 wt.%;
    * P, 0 - 0.03 wt.%;
    * S, 0 - 0.01 wt.%;
    * 잔류 철 및 불가피한 불순물
    들을 포함하며, 여기서, C/(Ti_sol+V)≤0.25(Ti_sol=Ti-(48/14)·N)이며,
    570 MPa 이상의 항복 강도와, 760 MPa 이상의 인장 강도와, 10.3% 이상의 총 신장률(A50)과, 70% 이상의 구멍 확장률(λ) 값을 갖는, 강.
  2. 제1항에 있어서,
    * 0 - 1.5 wt.%의 Cu; 및
    * 0 - 0.75 wt.%의 Cr 중 적어도 하나를 함유하는, 강.
  3. 제1항 내지 제2항 중 어느 한 항에 있어서,
    미세구조가 베이나이트 및 페라이트 입자들을 포함하는, 강.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    C가 0.045 wt.% 이하인, 강.
  5. 무-시멘타이트 미세구조, 570 MPa 이상의 항복 강도, 760 MPa 이상의 인장 강도, 10.3% 이상의 총 신장률(A50), 그리고 70% 이상의 구멍 확장률(λ) 값을 갖는 고강도 강 스트립을 제조하는 방법으로서,
    - 용해체를 다음 조성을 갖는 슬래브 또는 스트립으로 주조하는 단계;
    * C, 0.005 - 0.08 wt.%;
    * Mn, 1.30 - 2.30 wt.%;
    * B, 2 - 35 ppm;
    * N, 5 - 65 ppm;
    * Al_tot, 0.005 - 0.1 wt.%;
    * Ti, 0.03 내지 0.20 wt.%;
    * Cu, 0 - 1.5 wt.%;
    * Cr, 0 - 0.75 wt.%;
    * Mo, 0 - 0.05 wt.%;
    * Ni, 0 - 0.50 wt.%;
    * V, 0 - 0.30 wt.%;
    * Si, 0 - 0.6 wt.%
    * P, 0 - 0.03 wt.%;
    * 0 - 0.01 wt.% S;
    * 잔류 철 및 불가피한 불순물들, 여기서, C/(Ti_sol+V)≤0.25)(Ti_sol=Ti-(48/14)·N);
    - 상기 슬래브를 1,200℃ 이상의 슬래브 재가열 온도까지 재가열하고, 상기 슬래브 또는 스트립을, 열간-압연 다듬질 온도가 Ar3을 초과하는, 열간-압연 스트립으로 열간 압연하는 단계; 및
    - 15℃/s 내지 100℃/s의 평균 냉각 속도로, 런-아웃 테이블에서, 다듬질 압연 및 500℃ 미만의 권선 온도까지 냉각 시작 사이 시간 2초 이내에서, 상기 열간-압연 스트립을 냉각시킨 후, 주위 온도까지 코일 냉각시키는 단계를 포함하는, 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 슬래브 또는 스트립이
    * 0 - 1.5 wt.%의 Cu; 및
    * 0 - 0.75 wt.%의 Cr 중 적어도 하나를 함유하는, 방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
    상기 강의 탄소 함량이 0.03% 이상이며, 권선 온도가 420℃ 이상인, 방법.
  8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    C가 0.045wt.% 이하인, 방법.
  9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    권선 온도가 440℃ 이상 그리고/또는 480℃ 이하인, 방법.
  10. 제5항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    열간-압연 스트립이 후속적으로 냉간-압연되어 냉간-압연 스트립을 얻는, 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    Ar3를 초과하는 온도까지 스트립을 재가열하고, 스트립을 유지시키고, 후속적으로 스트립을 주변 온도까지 냉각시킴으로써, 상기 냉간-압연 스트립이 어닐링 되는, 방법.
  12. 제10항에 있어서,
    총 냉간 압연 감소율이 50%와 90% 사이인, 방법.
  13. 제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간-압연 완전-경화 스트립이 850℃-1,000℃ 범위 내에서 Ac3을 초과하는 용해 온도까지 재가열되고, 2분 내지 8분 동안 용해 온도에서 유지되고, 15℃/s 내지 50℃/s 범위의 냉각 속도로 440℃ 및 480℃ 사이 유지 온도까지 냉각되고, 베이나이트 변태가 일어나도록 0분 내지 30분 동안 유지 온도에서 유지된 후, 실내 온도까지 냉각되는, 방법.
  14. 자동차 섀시 부품, 흰색 차체의 부품, 프레임 또는 하위프레임의 부품과 같은 자동차 또는 트럭 부품으로서, 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 따른 강 시트로 제조되는, 부품.
  15. 자동차 섀시 부품, 흰색 차체의 부품, 프레임 또는 하위프레임의 부품과 같은 자동차 또는 트럭 부품으로서, 제5항 내지 제13항 중 어느 한 항에 따른 방법으로 제조되는, 부품.
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