KR20190110562A

KR20190110562A - 주로 베이나이트 미세조직을 갖는 복합조직상 강으로 구성된 열연 평탄형 강 제품 및 이러한 평탄형 강 제품을 제조하는 방법

Info

Publication number: KR20190110562A
Application number: KR1020197023249A
Authority: KR
Inventors: 토르슈텐 뢰슬러; 리우이 디알. 장; 요르크 메르텐스
Original assignee: 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트; 티센크룹 악티엔게젤샤프트
Priority date: 2017-01-20
Filing date: 2018-01-16
Publication date: 2019-09-30
Also published as: MX2019008649A; CN110291215A; US11220721B2; EP3571324A1; US20190338384A1; JP2020507007A; JP7216002B2; EP3571324B1; KR102500776B1; ES2906276T3; WO2018134186A1; CA3051157A1; CN110291215B

Abstract

본 발명은 적어도 60 %의 구멍 확장성을 특징으로 하는 최소화된 에지 균열 민감성, 우수한 용접 적합성, 적어도 660 MPa의 항복 강도 Rp0.2, 적어도 760 MPa의 인장 강도 Rm 및 적어도 10 %의 파단 연신율 A80을 나타내는 경제적으로 합금화된 열연 평탄형 강 제품에 관한 것이다. 평탄형 강 제품은 복합조직상 강으로 제조되며, 상기 강은 중량%로 C : 0.01 - 0.1 %, Si : 0.1 - 0.45 %, Mn : 1 - 2.5 %, Al : 0.005 - 0.05 %, Cr : 0.5 - 1 %, Mo : 0.05 - 0.15 %, Nb : 0.01 - 0.1 %, Ti : 0.05 - 0.2 %, N : 0.001 - 0.009 %, P : 0.02 % 미만, S : 0.005 % 미만, Cu : 0.1 % 이하, Mg : 0.0005 % 이하, O : 0.01 % 이하, 선택적으로 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co"의 그룹으로부터 하나 또는 복수의 원소를, Ni : 1 % 이하, B : 0.005 % 이하, V : 0.3 % 이하, Ca : 0.0005 - 0.005 %, Zr, Ta, W : 합계로 2 % 이하, REM : 0.0005 - 0.05 %, Co : 1 % 이하, 잔부로서 철 및 불가피한 불순물을 포함하며, 복합조직상 강의 Ti, Nb, N, C, S의 함량은 다음과 같은 조건을 충족하며,
(1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
평탄형 강 제품의 미세조직은 적어도 80 면적%의 베이나이트, 15 면적% 미만의 페라이트, 15 면적% 미만의 마르텐사이트, 5 면적% 미만의 시멘타이트 및 5 체적% 미만의 잔류 오스테나이트로 구성된다. 본 발명은 또한 이러한 평탄형 강 제품을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

주로 베이나이트 미세조직을 갖는 복합조직상 강으로 구성된 열연 평탄형 강 제품 및 이러한 평탄형 강 제품을 제조하는 방법

본 발명은 주로 베이나이트 미세조직을 갖는 복합조직상 강으로 이루어지며, 기계적 성질이 우수하고, 용접 적합성이 우수하며, 최적의 구멍 확장성으로 입증된 변형성이 우수한 열연 평탄형 강 제품에 관한 것이다.

본 발명은 또한 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 제조 방법에 관한 것이다.

본 명세서에서 본 발명에 따른 강의 개별 원소의 합금 함량에 관한 정보가 주어지는 경우, 함량은 달리 표시하지 않는 한은 항상 중량(중량%로 표시한 정보)과 관련된 것이다. 대조적으로, 본 명세서에서 본 발명에 따른 강의 미세조직의 비율에 대해 주어진 정보는, 달리 표시하지 않는 한은 본 발명에 따른 강으로부터 제조된 제품의 절단 표면 상에서 각각의 조직 성분이 갖는 비율(면적%로 표시된 정보)과 관련된 것이다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품은 두께가 본질적으로 폭 및 길이보다 작은 강 스트립, 강 시트 또는 이들로부터 획득되는 컷아웃 및 패널과 같은 압연 제품이다.

주로 베이나이트 조직 또는 페라이트 조직을 갖는 열연 고강도 강 시트가 EP 1636392 B1에 공지되어 있는데, 열연 고강도 강 시트는 우수한 성형성을 가져야 한다. 종래 기술에서, 이러한 강 시트는 인장 강도가 적어도 440 MPa인 경우 고강도로 간주된다. 상응하게 제공된 강 시트는 철과 불가피한 불순물 외에, (중량%로) C : 0.01 - 0.2 %, Si : 0.001 - 2.5 %, Mn : 0.01 - 2.5 %, P : 0.2 % 이하, S : 0.03 % 이하, Al : 0.01 - 2 %, N : 0.01 % 이하, O : 0.01 % 이하를 함유하여야 하고, 상기 강은 선택적으로 Nb, Ti 또는 V를 합계로 0.001 - 0.8 %, B : 0.01 % 이하, Mo : 1 % 이하, Cr : 1 % 이하, Cu : 2 % 이하, Ni : 1 % 이하, Sn : 0.2 % 이하, Co : 2 % 이하, Ca : 0.0005 - 0.005 %, Rem : 0.001 - 0.05 %, Mg : 0.0001 - 0.05 %, Ta : 0.0001 - 0.05 % 포함할 수도 있다.

또한, 680 MPa 초과 840 MPa 이하의 항복 강도, 780 - 950 MPa의 강도, 10 % 초과의 파단 연신율, 적어도 45 %의 구멍 확장성을 갖는 열연 평탄형 강 제품이 WO 2016/005780A1에 공지되어 있다. 평탄형 강 제품은 (중량%로) C : 0.04 - 0.08 %, Mn : 0.1 - 0.3 %, Si : 0.07 - 0.125 %, Ti : 0.05 - 0.35 %, Mo : 0.15 - 0.6 %, Mo 함량이 0.05 - 0.11 % 이면 0.10 - 0.6 %의 Cr, 또는 Mo 함량이 0.11 - 0.35 % 이면 0.045 % 이하의 Cr, Al : 0.005 - 0.1 %, N : 0.002 - 0.01 %, S : 0.004 % 이하, P : 0.020 % 이하, 선택적으로 V : 0.001 - 0.2 %를 함유하고, 잔부로 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강으로 이루어진다. 평탄형 강 제품의 미세조직은 70 면적% 초과의 입상 베이나이트와 20 면적% 미만의 페라이트를 포함하고, 미세조직의 잔부는 하부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지며 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 비율은 5 % 미만이다. 미세조직에 함유된 베이나이트가 소위 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트와 다른 입상 베이나이트라는 요건 이외에, 특히 구멍 확장 거동에 관한 최적화된 특성 프로파일을 보장하기 위하여 베이나이트가 존재하여야 하는 유형 및 품질에 대한 어떠한 추가 정보도 주어지고 있지 않다.

강의 강도 증가는 일반적으로 성형성 감소를 동반하며, 에지 균열 민감도는 변형성의 기준이 된다. 칼라 그루브, 관통 구멍 또는 릴리프 구멍은 평탄형 강 제품 또는 그로부터 형성된 구성요소에 성형된 에지의 예들이며, 특히 다른 방식으로 더 변형되고 실제 사용 중에 부하가 가해지는 펀칭 또는 절단 에지의 예이다. 이러한 에지가 각각의 평탄형 강 제품 또는 그로부터 형성된 구성요소의 실제 사용 중에 고부하에 노출되면, 궁극적으로 구성요소의 파손으로 이어질 수 있는 파괴는 에지로부터 시작된다.

에지 균열 민감도가 특히 중요한 금속 시트 구성요소의 대표적인 예는 차량의 차체 또는 구조 부품이다. 구성요소 또는 경량 구조 요건을 위해 의도한 각각의 기능을 수행하기 위해 종종 개구부, 오목부 등이 이들 구성요소 내에 절단된다. 주행하는 동안 구성요소는 동적으로 변하는 높은 하중에 노출되는데, 이러한 하중은 예를 들어 열악한 도로에서 주행하고 이에 의해 심한 충격 하중에 노출되는 차량에서 발생한다. 실제 연구에 따르면 반복하는 손상은 구성요소의 절단 에지로부터 발생하는 파괴를 초래한다는 것을 보여준다.

여기에서 논의하는 유형의 강으로 만들어진 구조물의 형상 복잡성이 증가하고 강의 강도에 대해 점점 더 많은 요건이 부과되기 때문에, 최대화된 강도를 갖고 있을 뿐만 아니라 에지 균열의 경향이 낮은 강재에 대한 요구가 있다. ISO 16630:2009에 따라 결정된 구멍 확장성은 일반적으로 에지 균열의 경향에 대한 척도로 사용된다. 검사 조건은 구멍 확장 능력에 대한 가장 높은 요구를 반영하도록 실제적인 모델링의 표준에 따라 허용되는 넓은 범위 내에서 선택된다.

종래 기술의 배경을 감안한, 본 발명의 목적은 넓은 온도 범위에 걸쳐서 최소화된 에지 균열 민감도를 갖고 있으며, 가급적 비용 효율적인 합금 원소들로 구성되며 전형적인 용접 방법으로 용접하기 위한 양호한 적합성을 나타내는 강으로 이루어진 평탄형 강 제품을 개발하는 것이다.

이러한 평탄형 강 제품을 제조하는 방법을 또한 제안하는 것이다.

평탄형 강 제품과 관련하여, 본 발명은 이러한 평탄한 강 제품이 제1항에 따라 형성되는 것으로서 상기 목적을 달성하였다.

본 발명에 따라 전술한 목적을 해결하는 방법은 청구항 10에 제시된다.

본 발명의 유리한 실시예들은 종속항에 정의되며, 본 발명의 일반적인 개념과 마찬가지로 아래에서 상세히 설명된다.

본 발명에 따른 열연 평탄형 강 제품은 기술 용어로 "CP 강"이라고 지칭되는 복합조직상 강으로부터 만들어지며, 본 발명에 따른 상태에서 ISO 16630:2009에 따라 결정된 적어도 60 %의 구멍 확장성, 각각의 경우 DIN EN ISO 6892-1:2014에 따라 결정된 적어도 660 MPa의 항복 강도 Rp0.2, 적어도 760 MPa의 인장 강도 Rm 및 최소 10 %의 파단 연신율 A80을 갖는다.

본 발명에 따른 열연 평탄형 강 제품의 복합조직상 강은 본 발명에 따라 (중량%로),

C : 0.01 - 0.1 %,

Si : 0.1 - 0.45 %,

Mn : 1 - 2.5 %

Al : 0.005 - 0.05 %

Cr : 0.5 - 1 %

Mo : 0.05 - 0.15 %

Nb : 0.01 - 0.1 %

Ti : 0.05 - 0.2 %

N : 0.001 - 0.009 %

P : 0.02 % 미만,

S : 0.005 % 미만,

Cu : 0.1 % 이하,

Mg : 0.0005 % 이하,

O : 0.01 % 이하,

각각의 경우 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co"의 그룹으로부터 선택되는 하나 또는 복수의 원소를 선택적으로 아래의 조건으로,

Ni : 1 % 이하,

B : 0.005 % 이하,

V : 0.3 % 이하,

Ca : 0.0005 - 0.005 %,

Zr, Ta, W : 합계로 2 % 이하,

REM : 0.0005 - 0.05 %,

Co : 1 % 이하,

잔부로서 철 및 제조 관련 불가피한 불순물을 포함하며,

복합조직상 강의 Ti, Nb, N, C, S의 함량이 다음과 같은 조건을 충족한다:

(1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S

(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S

%Ti : 각각의 Ti 함량,

%Nb : 각각의 Nb 함량,

%N : 각각의 N 함량,

%C : 각각의 C 함량,

%S : 각각의 S 함량, 여기서 %S는 "0"일 수도 있다.

본 발명에 따른 열연 평탄형 강 제품의 미세조직은 적어도 80 면적%의 베이나이트, 15 면적% 미만의 페라이트, 15 면적% 미만의 마르텐사이트, 5 면적% 미만의 시멘타이트 및 5 체적% 미만의 잔류 오스테나이트로 구성된다. 미세조직의 나머지는 당연히 여기서 언급되지는 않았지만 기술적으로 불가피하게 존재하며 본 발명에 따라 제공되는 평탄형 강 제품의 특성에 영향을 미치지 않도록 낮은 비율로 존재하는 상에 의해서 점유될 수 있다.

전술한 바와 같이, 면적%로 표시된 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직의 구성요소는 광학 현미경으로 그 자체로 공지된 방식으로 결정된다. 이를 위해 단면 연마가 고려된다. 실제로, 이 공정은 예를 들어 다음과 같이 각각의 조직상 "베이나이트", "페라이트", "마르텐사이트" 및 "시멘타이트"의 면적 백분율을 결정하기 위해 수행될 수 있다.

단면 연마는 각각의 경우에 평탄형 강 제품의 시작 및 끝 부분에서 열연 방향과 관련하여 평탄형 강 제품의 폭에 걸쳐 분포된 5개 위치에서 제거된다. 즉, 평탄형 강 제품의 좌측 에지로부터 10 cm 떨어진 에지 영역, 좌측 에지까지의 거리가 평탄형 강 제품의 폭의 1/4에 해당하는 곳에 배치된 평탄형 강 제품의 영역, 평탄형 강 제품의 중간 구역(폭의 절반), 평탄형 강 제품의 우측 에지까지의 거리가 평탄형 강 제품 제품의 폭의 1/4에 해당하는 곳에 배치된 평탄형 강 제품의 영역, 및 평탄형 강 제품의 우측 에지로부터 대략 10 cm 떨어진 곳에 배치된 에지 영역으로부터 제거된다. 연마는 스트립 두께에 걸쳐서 시트 금속 두께의 1/3의 코어 층 및 양쪽 표면에서 검사된다. 연마는 광학 현미경 검사를 위해 연마되고 1% HNO3의 산으로 에칭된다. 각 층에서 1,000배의 배율로 세 개의 이미지가 얻어진다. 평가된 이미지 디테일은 예를 들어 46 ㎛ x 34.5 ㎛ 이다. 샘플에 대해 결정된 모든 이미지 디데일의 결과는 산술적으로 평균한다.

체적%로 표시된 잔류 오스테나이트의 비율은 DIN EN 13925에 따라 x-선 회절 (XRD)에 의해 결정된다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품은 적어도 60 %의 구멍 확장성을 특징으로 하며, 종종 적어도 80 %의 구멍 확장성이 달성된다. 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 구멍 확장성은 이하에 설명하는 정보를 고려하여 ISO 16630:2009에 의해 이미 정의된 방법의 일부로서 결정된다. 직경 50 mm의 테스트 스탬프가 사용된다. 테스트 스탬프 상단 각도는 60°이다. 테스트 매트릭스 내경은 40mm 이다. 테스트 매트릭스 반경은 5mm 이다. 홀드다운 장치 직경은 55mm 이다. 구멍의 펀칭은 추가 윤활제 없이 4mm/s의 펀칭 속도로 수행된다. 구멍 펀칭시 홀드다운 장치의 힘은 50 +/- 5 MPa 이다. 홀드다운 장치와 테스트 매트릭스 사이에서 구멍 확장 시험 동안 적용되는 홀드다운 장치 압력은 추가 윤활제 없이 50 +/- 5 MPa 이다. 시험 온도는 20℃ 이다. 스탬프 속도는 1 mm/s 이다. 열연 강 스트립의 샘플들이 검사된다. 샘플들은 각각의 경우에 스트립의 시작과 스트립의 끝에서 기원한다. 샘플들은 강 스트립의 좌측 및 우측 에지 영역, 강 스트립의 좌측 에지로부터 스트립 폭의 1/4에 해당하는 거리에 배치된 영역, 강 스트립의 우측 에지로부터 스트립 촉의 1/4에 해당하는 거리에 배치된 영역, 및 스트립 중간의 영역으로부터 제거된다. 각 테스트에 대해, 위치(좌측 에지 영역, 스트립 폭의 좌측 1/4 영역, 스트립 중간 영역, 스트립 폭의 우측 1/4 영역, 우측 에지 영역) 당 두 개의 샘플이 테스트된다. 스트립의 모든 샘플의 결과는 산술적으로 평균한다.

본 발명에 따라 구성된 평탄형 강 제품은 뚜렷한 항복점을 나타내지 않은 채, (각 경우에 DIN EN ISO 6893-1:2014에 따라 결정되는) 적어도 660 MPa, 전형적으로 660 - 830 MPa의 항복 강도 Rp0.2, 적어도 760 MPa의 인장 강도 Rm 및 적어도 10 %의 파단 연신율 A80을 또한 갖는다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 강은 높은 구멍 확장 값에 의해 특징지워지는 연성 및 에지 균열 민감도가 저온에서도 유지되도록, 현재 버전의 DIN EN ISO 148에 따라 결정된 최대 -80℃의 시험 온도로 적어도 27J의 타입 II의 노치 바 충격 강도 - 온도 곡선에 상응하는 높은 노치 바 충격 값을 갖는다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직은 적어도 80 면적%의 베이나이트로 이루어지며, 기술적인 관점에서 전적으로 베이나이트 조직이 본 발명에 따른 강재의 바람직한 특성 조합과 관련하여 특히 유리한 것으로 판명되었다. 따라서, 다른 조직 성분의 비율, 특히 페라이트 및 마르텐사이트의 비율은 가능한 한 낮은 것이 최적이다.

또한, 페라이트 함량이 증가함에 따라 뚜렷한 항복 강도가 나타날 수 있다. 이러한 이유로, 본 발명은 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직에서 페라이트의 비율이 낮게 유지되는 것을 구현하고, 어떤 경우에도 15 면적% 미만, 특히 10 면적% 미만 또는 최적으로, 5 면적% 미만이어야 한다.

동일한 방식으로, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직에서 마르텐사이트의 비율은 15 면적% 미만, 특히 10 면적% 미만 또는 최적으로 5 면적% 미만이다.

본 발명은 특별한 중요성이 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 미세조직에서의 베이나이트의 전체 비율 및 기계적 특성의 바람직한 최적화, 특히 본 발명에 따른 평탄형 강 제품이 달성하는 높은 구멍 확장성과 관련한 베이나이트의 품질에 기인하는 것으로 상정한다.

베이나이트의 미세조직 구성은 매우 복잡하다. 단순화된 용어로 베이나이트는 전위가 많은 페라이트 및 탄화물의 비층상 조직(non-laminar structure) 혼합물이라고 말할 수 있다. 추가로, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 또는 펄라이트와 같은 다른 상들이 존재할 수 있다. 베이나이트 변태는 미세조직의 핵생성 지점, 예를 들어 오스테나이트 결정 입계에서 시작된다. 시작 지점으로부터 오스테나이트 내로 소위 "서브 유닛"이라는 판상 페라이트가 성장하는데, 이것은 최대 0.03 중량%의 용존 탄소를 갖는 전위가 많은 페라이틱 베이나이트로 구성된다. 이들은 오스테나이트 결정립의 방위로 서로 사실상 평행하게 계속 성장하며 이른바 "시브 (sheaves)" 즉 "번들" 또는 "패킷"를 형성한다. 서브 유닛은 탄화물이 존재할 수 있지만 탄화물 자체는 포함하지 않는 저각 입계에 의해서만 서로 분리된다. 대조적으로, 시브는 장애물을 만나거나 또는 서로 만날 때까지 오스테나이트 결정립 내부로 계속 성장한다. 그러므로, 오스테나이트 결정립 내부에는 많은 시브들이 존재하며, 이들은 서로 45°이상의 고각 입계를 가지고 있다. 시브들 사이에 가능한 한 많은 수의 고각 입계는 미세 균열의 성장 및 퍼짐에 장애물로서의 역할을 하기 때문에 양호한 에지 균열 저항성을 달성하는데 유리하다.

실험실에서 등온 변태의 경우, 시브들은 주로 두드러지게 길다란 형상을 형성한다. 대조적으로, 실제로 관련된 코일에서의 연속적인 냉각 중에, 소위 "입상"베이나이트가 발생한다. 이러한 유형의 베이나이트 형상에서, 시브들은 판상이다.

이들 구조적인 특이성 때문에, 본 발명에 따른 유형의 베이나이트 구조에 대한 "미세조직"의 정의는 특히 어렵다. 이에 대한 표준은 없다. 베이나이트 조직의 정밀도를 결정하는 한 가지 가능성은 EBSD ("EBSD" = Electron BackScatter Diffraction)에 의해 결정될 수 있는 이전의 "팬케이크" 오스테나이트 결정립의 두께를 측정하는 것이다. 일반적으로, 시브들의 수는 오스테나이트 결정 입계가 감소함에 따라 증가하는 것 즉, 시브들은 더욱 작아지고 따라서 조직이 더욱 미세해지는 것을 상정할 수 있다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 경우에는 강의 베이나이트 조직으로 인해 소위 뤼더스 연신을 갖는 뚜렷한 항복 강도는 보이지 않는다. 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 주로 베이나이트 조직의 시브 폭의 약 2배의 전위의 낮은 평균 자유 경로 때문에, 전위 전방의 형태에서 어떠한 상호 작용도 형성될 수 없으며, 전위 전방에서 전위 및 외래 원자들은 소위 "코틀렐 클라우드(cottrell clouds)"의 형성에 의해 서로 동적으로 영향을 받고 상기 뤼더스 연신을 초래할 수 있다.

뚜렷한 항복 강도가 없기 때문에, 예를 들어 튜브 또는 통로를 형성하는 경우와 같은 변형 중에 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 최적의 거동이 보장된다. 본 발명에 따라 구성된 복합조직상 강의 합금 성분의 영향을 이하에서 상세히 설명한다. 합금 원소들에서 각 경우에 그 함량의 상한만이 표시되는 경우, 당해 합금 원소의 함량은 각각의 경우 "0"과 동일할 수도 있다. 즉, 예를 들어 검출 한계 이하이거나 또는 합금 원소가 본 발명에 따른 강의 특성 스펙트럼과 관련하여 기술적 인 의미에서 전혀 영향을 주지 않도록 낮은 것을 의미한다.

본 발명에 따른 복합조직상 강에서, 0.01 - 0.1 중량% "C"의 탄소 함량은 본 발명에 따른 강의 미세조직에 적어도 80 면적%의 베이나이트가 존재하는 것을 보장한다. 동시에, 이들 C 함량은 베이나이트의 충분한 강도를 보장한다. 적합한 탄화물 및 탄질화물 형성제의 존재하에서 열적기계적 압연 중에, 탄화물 및 탄질화물을 형성하기 위하여 적어도 0.01 중량%의 C가 필요하다. 유사하게, 본 발명에 따른 강에서 C 함량이 0.01 중량% 이상인 경우, 열적기계적 압연 과정에서 초석 페라이트의 형성을 회피할 수 있다. C 함량이 0.04 중량% 이상인 경우, 본 발명에 따른 강에서 C 존재의 긍정적 효과가 특히 신뢰성있게 이용될 수 있다. 그러나, 0.1 중량%를 초과하는 C의 함량은 연성을 급격하게 감소시키고 따라서 강의 가공성을 저하시킨다. 너무 높은 C 함량은 또한 미세조직 내에 바람직하지 못한 높은 비율의 페라이트 및 바람직하지 않은 높은 비율의 잔류 오스테나이트를 초래할 뿐만 아니라 바람직하지 않게 조대한 탄화물의 형성을 초래한다. 따라서 에지 균열에 대한 저항성도 감소한다. 또한, C 함량이 높을수록 용접 적합성이 감소한다. 따라서, 본 발명에 따라 제공되는 C 함량의 부정적인 영향은, 본 발명에 따른 복합조직상 강의 C 함량이 0.06 중량% 이하로 제한되기 때문에 특히 효과적으로 방지될 수 있다.

실리콘 "Si"는 탄화물 형성을 지연시키기 위해 본 발명에 따른 복합조직상 강에 0.1 - 0.45 중량%의 함량으로 함유된다. 더욱 미세한 탄화물은 본 발명에 따른 복합조직상 강에서 Si의 존재의 결과로서 달성되는 더욱 저온에서의 석출의 이동으로 인해 달성된다. 이것은 본 발명에 따른 강의 변형성을 최적화하는데 기여한다. 본 발명에 의해 제공되는 함량에서의 Si는 또한 고용 경화에 기인한 강도의 증가에 기여한다. 이를 위해, 적어도 0.1 중량%, 바람직하게는 적어도 0.2 중량%의 Si 함량이 요구된다. 0.45 중량% 초과의 Si 함량의 경우, 표면 근처에 편석의 위험이 있다. 이러한 편석은 표면 결함을 야기하고 용접 적합성을 감소시킬 뿐만 아니라, 본 발명에 따른 강으로 제조된 제품, 특히 금속 시트 또는 스트립과 같은 평탄형 강 제품을 예를 들어 용융 도금 또는 전해 도금에 의해서 금속 보호층, 특히 Zn계 보호층으로 코팅하기 위한 제품의 적합성을 악화시킨다. 본 발명의 강에서 Si의 존재에 의한 부정적인 영향을 특히 확실하게 회피하기 위해, Si 함량은 0.3 중량% 이하로 제한될 수 있다.

망간 "Mn"은 1 - 2.5 중량%의 함량으로 본 발명에 따른 복합조직상 강에 함유된다. Mn은 강력한 고용 경화를 일으키고, 오스테나이트 형성제로서 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 속도를 지연시켜고, 따라서 베이나이트 개시 온도를 낮추는데 기여한다. 낮은 베이나이트 개시 온도는 열적기계적 압연에 유리하게 영향을 미친다. 본 발명에 따라 구성된 각각의 강 합금에서 본 발명에 따라 S를 결합시키기 위해 제공되는 Ti와 같은 다른 원소의 충분한 양이 존재하지 않는 경우에, MnS를 형성함으로써, Mn은 또한 기술적으로 불가피한 불순물로서 존재하는 황 함량의 결합에 또한 기여한다. 고온 균열은 S의 결합으로 인하여 방지될 수 있다. Mn의 특히 Mn 함량이 적어도 1.7 중량% 인 경우, 이러한 긍정적인 효과는 본 발명에 따라 구성된 강에서 이용될 수 있다. 그러나, 과도하게 높은 Mn 함량은 편석이 발생할 위험을 동반하며, 이는 본 발명에 따른 강재의 특성을 분산시키면서 불균일성을 초래할 수 있다. 본 발명에 따른 강의 제조 및 변형은 Mn 함량이 지나치게 높은 경우에 더욱 어려워질 수 있다. 본 발명에 따른 강의 Mn 함량이 1.9 중량% 이하로 제한되기 때문에 이러한 부정적인 영향은 또한 특히 신뢰성있게 회피될 수 있다.

알루미늄 "Al"은 0.005 - 0.05 중량% 함량으로 본 발명에 따른 강의 제조에 탈산을 위해 사용된다. 이를 위해, 적어도 0.02 중량%의 Al 함량이 유리할 수 있다. 그러나, 과도하게 높은 Al 함량은 강철의 주조성을 감소시킨다.

한편, 크롬 "Cr"은 고온에서 용해된 형태로 초석 페라이트 형성을 지연(상변태 지연)시킨다. 또한, 본 발명에 따른 합금 개념에서 Cr은 특히 베이나이트 변태 동안 잔류 오스테나이트에서 C 확산을 감소시키기 위하여 첨가된다. Cr은 비교적 저온인 경우, 즉 베이나이트 변태의 온도 범위에서 탄화물만을 형성한다. 일반적으로 변태된 조직 영역에서 오스테나이트 영역으로 확산되는 결정 격자에 남아 있는 용존 탄소는 주로 Cr에 의해 결합되며, 탄소 함량이 0.03 %를 초과하자마자 국부적으로 (예를 들어, (Cr, Fe)₄C, (Cr, Fe)₇C3)가 발생한다. 결과적으로, 오스테나이트는 C 농후에 의해 안정화될 수 없다. 따라서, 본 발명에 따른 강의 조직에서 잔류 오스테나이트의 많은 비율이 회피된다. 다른 긍정적인 효과는 마르텐사이트 개시 온도 (Ms 온도)가 낮아지는 것이다. 이에 의해, 잔류 오스테나이트가 다음 냉각 공정에서 베이나이트 대신에 마르텐사이트로 변태할 확률이 떨어지게 된다. 따라서, 경도 차이가 큰 상들이 대체로 회피되고 에지 균열 민감도가 감소한다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 강은 0.5 - 1 중량% 함량의 Cr을 함유한다. 본 발명에 따른 강의 Cr 함량은 0.6 중량% 이상, 특히 0.65 중량% 이상이므로 Cr의 긍정적인 효과는 특히 신뢰성있게 이용될 수 있다. 0.69 중량% 이상의 Cr 함량이 여기서 특히 유리한 것으로 밝혀졌다. 최대 0.8 중량%의 Cr 함량이 특히 효과적인 영향을 미친다.

0.05 - 0.15 중량% 함량의 몰리브덴 "Mo"는 본 발명에 따른 강에서 미세한 탄화물 또는 탄질화물의 형성을 유도한다. 이들은 열연 공정에서 오스테나이트의 재결정을 지연시키고, 아래에서 상세히 설명하는 바와 같이 비-재결정 온도 Tnr을 증가시킴으로써 조직 미세화에 기여한다. 미세조직 및 미세 탄화물로 인해 강도가 증가한다. 이 효과는 본 발명에 따른 강에 본 발명에 따라 제공된 Nb의 동시 존재에 의해 또한 증가된다. Mo는 또한 모든 상변태 과정을 지연시킨다. 이 지연으로 인해 TTT 다이어그램에서 페라이트/베이나이트 상 영역이 공간적으로 분리될 수 있다. 동시에, Mo는 베이나이트 개시 온도, 즉 베이나이트 형성이 시작되는 온도를 감소시킨다. 또한, Mo는 추가 원소 (예를 들면, 인)의 입계 편석을 억제한다. 본 발명에 따른 강의 경우에 이러한 효과를 또한 이용하기 위해, Mo 함량은 0.05 중량% 이상, 특히 0.1 중량% 이상이다. 종래 기술에서, Mo의 긍정적인 효과는 최적화된 구멍 확장 능력과 같은, 각각의 경우에 요구되는 높은 기계적 성질을 설정하는데 이용된다. 그러나, 높은 Mo 함량과 관련된 높은 비용으로 인해, 본 발명에 따른 강의 Mo 함량은 비용 경제적인 관점에서 최대 0.15 중량%로 제한된다. 동시에, 본 발명에 따른 강의 C, Nb 및 Cr 함량은 본 발명에 따라 제공되는 비교적 낮은 Mo 함량에도 불구하고, 종래 기술로부터 공지되고 높은 Mo 함량에 기초한 합금 개념의 특성이 적어도 동일한 기계적 특성, 특히 높은 구멍 확장 능력이 달성되도록 설정된다.

니오븀 "Nb"는 본 발명에 따른 강에서 Mo와 유사한 효과를 갖는다. Nb는 미세 석출물을 형성함으로써 고온에서 재결정 지연을 위한 가장 효과적인 요소들 중 하나이다. Nb를 첨가함으로써 재결정 및 열역학적 압연 조건에 긍정적인 영향을 미친다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.01 중량%의 Nb 함량이 필요하며, 0.045 중량% 이상의 함량이 특히 유리한 것으로 입증되었다. 대조적으로, 0.1 중량%를 초과하는 Nb 함량은 피해야만 하는데, 이 한계를 초과하는 Nb 함량은 조대한 탄화물의 형성 및 용접 적합성의 감소를 초래하기 때문이다. Nb 함량을 최대 0.06 중량%로 제한하면 본 발명 강에서 Nb의 효과는 특히 효과적으로 이용될 수 있다. 실제 시험에서, 본 발명에 따른 강의 조직에서 Nb 함량이 0.045 - 0.06 중량%인 경우와 0.03 - 0.09 중량%의 C가 동시에 존재하는 경우, 평균 직경 4 - 5 nm의 매우 미세한 Nb 탄화물 및 Nb 탄질화물 입자가 달성될 수 있다는 것이 확인되었다.

티타늄 "Ti"는 강한 강도 증가를 야기하는 탄화물 또는 탄질화물을 또한 형성한다. 이러한 목적으로, 본 발명에 따른 강은 0.05 - 0.2 중량%의 Ti를 함유하며, Ti 함량이 0.1 중량% 이상인 경우에 Ti의 긍정적인 효과가 특히 신뢰성있게 이용될 수 있다. 대조적으로, 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우, 입자 경화의 효과는 대체로 포화된다. Ti 함량이 0.13 중량% 이하로 제한되기 때문에 이러한 관점에서 최적의 유효성이 달성될 수 있다.

본 발명에 따른 강의 Ti 함량 및 N 함량은 상관 관계가 있다. 고온에서 TiN이 초기에 형성되며, TiN의 존재는 기계적 특성의 향상에 또한 기여할 수 있다. 초기에 형성된 TiN은 입자가 용해되지 않기 때문에 슬래브의 재가열 동안 입자 성장을 억제한다.

모든 통상적인 용접 공정에 대한 본 발명에 따른 강의 양호한 용접 적합성은 종래 기술에서 공지된 방법이 계산하는데 사용되는 것과 무관하게 이와 관련한 최적의 탄소 당량에 의해 입증되었다. 탄소 당량을 계산하는 가장 일반적인 방법 중 하나가 철강 재료 시트 SEW 088 서플리멘트 시트 1:1993-10에 명시되어 있다. 본 발명에 따른 평탄형 강 제품에 대해 결정된 탄소 당량 CET는 종종 0.45 % 이하, 바람직하게는 0.30 % 이하의 값이다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 용접에 대한 용접 이음매 및 열영향부 영역에서 기계적 특성 값은 Ti 및 N의 존재의 결과로서 본 발명에 따른 평탄형 강 제품에 포함되어 있는 티타늄 질화물로 인해 모재와 유사한 수준이고, 티타늄 질화물은 강이 제조될 때 용융물에서 이미 생성되며 용접 공정에서 용해되지 않는다. 티타늄 질화물은 현저한 입자 조대화를 효과적으로 방지하며 동시에 용융물 내에 결정 재형성 위한 핵으로서 작용한다.

초기에 형성된 TiN 입자의 크기는 특히 Ti:N 비율에 따라 달라진다. 모든 N 원자가 Ti 원자와 결합을 신속하게 형성할 수 있기 때문에 Ti/N 비율의 값이 클수록, 더욱 미세하게 분포된 TiN 입자가 강 응고 동안 대략 1300 ℃의 온도부터 석출할 것이다. TiN 석출물의 미세한 분포와 작은 초기 크기로 인해, 슬래브 냉각 및 퍼니스 캠페인 동안 1300 - 1100 ℃ 사이에서 오스왈트 라이프닝(Ostwald rpening)의 결과로 발생할 수 있는 입자의 과도한 성장은 방지된다. 이 효과를 지원하기 위하여 Ti 함량 %Ti 및 N 함량 %N에 의해 형성된 비율 %Ti/%N은, %Ti/%N > 3.42로 설정될 수 있다.

질소 "N"은 질화물 및 탄질화물의 형성을 가능하게 하기 위해 0.001 - 0.009 중량%의 함량으로 본 발명에 따른 강에 함유된다. 이 효과는 적어도 0.003 중량%의 N 함량으로 특히 확실하게 달성될 수 있다. 동시에, 조대한 Ti 질화물이 대체로 회피될 수 있도록 본 발명에 따른 강의 N 함량은 최대 0.009 중량%로 제한된다. 이것을 특히 확실하게 달성하기 위해, N 함량은 최대 0.006 중량%로 제한될 수 있다.

황 "S" 및 인 "P"는 일반적으로 본 발명에 따른 강의 바람직하지 않은 불순물 성분에 속하지만, 기술적으로 불가피하게 용융 과정에서 강에 혼입된다. 그러나 베이나이트 개념의 경우에 낮은 에지 균열 민감도를 위해, 특히 S 함량을 가급적 낮게 설정하는 것이 중요하다. S는 Mn과 연성 결합 MnS를 형성한다. 이 상은 열연 중에 압연 방향으로 연장되며 다른 상들과 비교하여 낮은 강도로 인해서 에지 균열 민감도에 상당히 부정적으로 영향을 준다. 따라서, 황 함량은 2차 야금 공정에서 가능한 한 낮게 설정해야 한다. 이와 관련하여 본 발명에 따라 제공되는 Ti의 함량은, Ti가 S와 티탄 황화물(TiS)을 형성하거나 C와 함께 티탄 카보설파이드(Ti₄C₂S₂)를 형성하기 때문에 S를 결합시키는데 사용될 수 있다. 이들 황화물은 MnS보다 현저하게 높은 경도를 가지며, 압연 후 유해한 MnS 라인이 없도록 열연 중에 거의 연장되지 않는다. 따라서, 본 발명에 따른 강의 특성에 대한 부정적인 영향을 회피하기 위해, S 함량은 0.005 중량% 이하, 특히 0.001 중량% 이하로 제한되고, P 함량은 0.02 중량% 이하로 제한된다.

조건 (1)로,

(1) %Ti > (48/14)%N + (48/32)%S

본 발명에 따른 강의 Ti 함량 %Ti, N 함량 %N 및 S 함량 %S는 TiN에 의한 베이나이트 변태를 위한 핵생성 사이트의 충분한 형성 및 최적화된 미세 입도가 용접 후에도 보장되도록 서로 관련되어 설정된다.

동시에, 본 발명에 따른 강의 Nb 함량 %Nb, C 함량 %C, N 함량 %N 및 S 함량 %S는, 최적화된 미세 입도가 충분한 수의 핵생성 사이트의 형성에 의해 달성되고 최적화된 강도가 Ti에 의한 N의 이미 일어나는 결합을 감안한 Nb(C, N)의 형성에 의해 달성되도록 서로 맞추어진다. 이것은 아래의 관계로 표현될 수 있고,

%Nb < (93/12)%C + [(93/14)%N - (48/14)%N] + (45/32)%S

이는 결국 조건 (2)를 제공한다.

(2) %Nb < (93/12)%C + (45/14)%N + (45/32)%S

구리 "Cu"는 또한 일반적으로 불가피한 부원소로서 강 제조 과정에서 본 발명에 따른 강에 들어간다. 많은 함량으로 존재하는 Cu는 강도의 증가에 조금 기여할뿐 아니라 강재의 변형성에 부정적인 영향을 나타낸다. 따라서 Cu의 주된 부정적인 영향을 방지하기 위하여, Cu 함량은 본 발명에 따른 강에서 0.1 중량% 이하, 특히 0.06 중량% 이하로 제한된다.

본 발명에 따른 강에 마그네슘 "Mg"는 또한 강 제조 과정에서 강에 불가피하게 들어가는 부원소를 나타낸다. Mg는 본 발명에 따른 강을 제조할 때 탈산시키는데 사용될 수 있다. 이 경우, Mg는 O 및 S와 함께 미세 산화물 또는 황화물을 형성하는데, 이는 입자 성장을 감소시킴으로써 각각의 용접 지점 주위에 열영향부의 영역에서 용접 동안 강재의 연성에 바람직하게 작용할 수 있다. 그러나, Mg 함량이 많은 경우, 연속 주조에서 강을 주조할 때 조기에 국부적인 막힘으로 인해 침적 튜브를 부가될 위험이 증가한다. 이러한 위험을 방지하기 위해, 본 발명에 따른 강의 Mg 함량은 최대 0.0005 중량%로 제한된다.

본 발명에 따른 강의 산소 "O" 함량은 강의 취성 위험을 동반할 수 있는 조대 산화물의 발생을 방지하기 위하여 최대 0.01중량% 이하로 제한된다.

"Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" 그룹으로부터 하나 또는 복수의 원소가 임의의 효과를 달성하기 위해 본 발명에 따른 강에 선택적으로 첨가될 수 있다. 이 경우에, 이 그룹의 각각의 선택적으로 존재하는 합금 원소의 함량에 다음의 규정이 적용된다.

니켈 "Ni"는 최대 1 중량%의 함량으로 존재할 수 있다. 여기서 니켈은 강의 강도를 증가시킨다. 동시에 Ni는 저온 연성(예를 들어, Charpy DIN EN ISO 148:2011에 따른 노치 바 충격 시험)을 개선하는 데에 기여한다. 더욱이, Ni의 존재는 용접 이음부의 열영향부에서의 연성을 향상시킨다. 그러나, 주로 베이나이트 조직으로 인해 달성된 본 발명에 따른 강의 기본적인 연성은 대부분의 적용을 위해 충분하다. 따라서 Ni는 이러한 특성의 추가적인 증가가 요구되는 경우에만 필요에 따라 첨가된다. 비용/이득의 관점에서, 최대 0.3 중량%의 Ni 함량이 이러한 맥락에서 특히 유용함이 입증되었다.

붕소 "B"는 베이나이트 변태를 지연시키고 본 발명에 따른 강의 미세조직에서 침상 조직(acicular structure)의 발달을 지지하기 위하여 본 발명에 따른 강에 선택적으로 첨가될 수 있다. B는 특히 Nb 또는 V와 결합하여 변태 지연(페라이트/베이나이트 및 베이나이트/마르텐사이트)의 강화를 야기한다. V 및 B가 동시 존재하는 경우, 본 발명에 따른 강은 시간-온도 변태 다이어그램(TTT 다이어그램)에서, 매우 뚜렷한 베이나이트 구역을 갖는데, 이는 예를 들어 5 - 50 ℃/s의 비교적 낮고 광범위한 냉각 속도로 강을 냉각하는 경우에 달성될 수 있다. 그러나, B 및 Nb가 조합으로 존재하는 경우, Nb(CN) 석출물의 크기가 현저히 증가할 수 있으며, 결과적으로 베이나이트의 패킷 크기 및 니들 길이가 증가한다. B 함량이 최대 0.005 중량%, 특히 0.003 중량%로 제한되기 때문에 결정 입계 편석의 위험과 같은 B 존재의 부정적인 영향은 회피될 수 있고, B 존재의 긍정적 효과는 적어도 0.0015 중량%의 함량의 경우에 신뢰성있게 이용될 수 있다.

바나듐 "V"는 강의 조직에서 미세한 V 카바이드 또는 V 카보나이트라이드를 얻기 위해 그리고 전술한 바와 같이 TTT 다이어그램에 두드러지게 노출된 베이나이트 구역의 형성을 지원하기 위하여 B와 조합으로 본 발명에 따른 강에 선택적으로 첨가될 수 있다. 이러한 긍정적인 효과는 적어도 0.06 중량% V가 강에 포함되어 있는 경우, 신뢰할 수 있게 이용될 수 있다. 본 발명에 따라 합금 된 강의 V 함량이 최대 0.3 중량%, 특히 0.15 중량%로 제한되기 때문에, Nb 입자와 조합하여 V로 인해 야기되는 조대한 클러스터의 형성과 같은 V 존재의 부정적인 영향은 방지된다.

추가의 선택 사항으로서, 칼슘 "Ca"는 존재한다면 에지 균열 민감도를 증가시킬 수 있는 비금속 개재물(주로 황화물, 예를 들어 MnS)의 성형을 유발하기 위해 0.0005 - 0.005 중량%의 함량으로 본 발명에 따른 강에 특별히 존재할 수 있다. 동시에, Ca는 본 발명에 따른 강에서 유해한 Al 산화물의 발생을 신뢰성있게 방지하기 위하여 특히 낮은 산소 함량이 설정되는 경우에 탈산을 위한 저렴한 원소이다. 또한, Ca는 강에 존재하는 S의 결합에 기여할 수 있다. Ca는 Al과 함께 볼 형상의 칼슘 알루미늄 산화물을 형성하고 칼슘 알루미늄 산화물의 표면에 황을 결합시킨다.

지르코늄 "Zr", 탄탈 "Ta" 또는 텅스텐 "W"는 탄화물 또는 탄질화물의 형성에 의해 미세 결정 조직의 발달을 지원하기 위하여 본 발명에 따른 강에 또한 선택적으로 첨가될 수 있다. 이를 위해, 본 발명에 따른 강의 냉간 가공성의 손상과 같은 과도하게 많은 함량의 존재의 잠재적인 부정적인 효과와 관련하여 그리고 비용/이익 관점에서, Zr, Ta 및 W의 전체 함량이 2 중량% 이하가 되도록 본 발명에 따른 강에서의 Zr, Ta 또는 W 함량이 또한 설정한다.

희토류 금속 "REM"은 강이 제조될 때 강의 탈산을 유발하고 비금속 개재물(주로 황화물, 예를 들어 MnS)을 성형하기 위하여 0.0005 - 0.05 중량%의 함량으로 본 발명에 따른 강에 첨가될 수 있다. 동시에, REM은 결정립 미세화에 기여할 수 있다. 0.05 중량%를 초과하는 REM의 함량은 회피되어야 하는데, 이러한 높은 함량은 막힘의 위험을 수반하고 따라서 강의 주조성을 손상시킬 수 있다.

추가의 선택적으로 첨가되는 원소로서, 코발트 "Co"는 결정립 성장을 억제함으로써 본 발명에 따른 강의 미세조직의 발생을 지지하기 위하여 본 발명에 따른 강에 존재할 수 있다. 이 효과는 최대 1 중량%의 Co 함량의 경우에 달성된다.

본 발명에 따른 평탄형 강 제품을 구성하는 강을 설계하면서, 본 발명은 낮은 몰리브덴 함량만이 사용되어야 하지만, Mo의 완전한 치환은 적절하지 않다는 아이디어에 기초한다. 따라서, 본 발명에 따른 강은 0.05 - 0.1 중량% Mo의 필수 원소를 함유한다. 동시에, 높은 Mo 함량을 갖는 종래 기술에 공지된 유리한 효과를 대체하기 위하여 탄소 함량이 매우 낮은 경우에 Cr 및 Nb의 함량이 본 발명에 따른 강에 존재한다. 최적화된 석출 거동은 본 발명에 따라 C, Mo, Cr 및 Nb의 조합에 의해 달성된다.

이에 대한 필수적인 수단은 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 강에 본 발명에 따라 실행되는 원소 Ti, Nb, Cr, Mo, C, N의 함량 설정이다. 제공되는 탄소는 가능한 가장 미세한 입자의 석출이 선호되도록 낮게 설정되지만, 이와 동시에 충분히 많은 수의 석출물이 형성되도록 높게 설정된다. 이 경우, C와 Mo, Nb 및 Cr의 상호 작용이 결정적이다. Mo 및 Nb는 유사한 탄화물 형성 온도를 가지며 탄화물 형성과 관련하여 그 효과를 상호 강화시킨다. 본 발명에 따라 제공되는 탄화물 형성 제로 인하여, 탄화물은 더욱더 미세하며, 결과적으로 열적기계적 압연 중에 오스테나이트의 재결정을 훨씬 더 강력하게 지연시키고 결과적으로 평탄형 강 제품에서 얻어진 베이나이트의 조직 미세화에 특히 강력하게 기여한다.

합금 원소 C, Si, Mn, Ni, Cr 및 Mo의 함량의 적절한 조합에 의해, 경도를 설정하는데 결정적인 냉각 속도를 동시에 고려하면서 평탄형 강 제품의 조직에서의 경도가 특별하게 영향을 받을 수 있다. 높은 구멍 확장성을 달성하기 위하여, 서로 지나치게 많이 벗어나지 않도록 상 부분들의 경도를 설정하는 것이 핵심 목표이다. 고용 경화 및 석출물의 형성 모두가 중요하다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따라 달성되는 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 기계적 성질의 최적화와 관련한 베이나이트의 품질이 특히 중요하다. 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 우수한 구멍 확장성은 특히 전체 경도와 관련하여 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 조직에 포함된 베이나이트의 경도를 적절하게 정합시킴으로써 달성된다.

따라서, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 강의 합금 함량이 서로 맞추어지기 때문에 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 조직에서 특히 균질한 경도 분포 및 가장 높은 요건을 또한 만족시키는 관련 구멍 확장성이 보장될 수 있는데,

평탄한 강 제품의 미세조직에 포함된 베이나이트의 이론적 경도 HvB에 대해 다음의 식에 따라 계산되며,

(3) HvB = -323 + 185%C + 330%Si + 153%Mn + 65%Ni + 144%Cr + 191%Mo + (89 + 53%C - 55%Si - 22%Mn - 10%Ni - 20%Cr - 33%Mo)*ln dT/dt

그리고 평탄형 강 제품의 이론적인 전체 경도 Hv에 대해 다음의 식에 따라 계산되며,

(4) Hv = XM*HvM + XB*HvB + XF*HvF

다음 사항이 적용되며 :

|(Hv - HvB)/Hv| ≤ 5 %

평탄형 강 제품의 조직에 포함될 수 있는 마르텐사이트의 이론적인 경도 HvM은 다음의 식에 따라 계산되며,

(5) HvM = 127 + 949%C + 27%Si + 11%Mn + 8%Ni + 16%Cr + 21*ln dT/dt

평탄형 강 제품의 조직에 포함될 수 있는 페라이트 HvF의 이론적인 경도 HvF는 다음의 식에 따라 계산되며,

(6) HvF = 42 + 223%C + 53%Si + 30%Mn + 12.6%Ni + 7%Cr + 19%Mo + (10 - 19%Si + 4%Ni + 8%Cr - 130%V)*ln dT/dt

여기에서, 함량 "%C"는 복합조직상 강의 각 C 함량, "%Si"는 각 Si 함량, "%Mn"은 각 Mn 함량, "%Ni"는 각 Ni 함량, "%Cr"은 각 Cr 함량, "%Mo"는 각 Mo 함량, "%V"는 각 V 함량을 각각의 경우에 중량%로 나타내며, "ln dT/dt"는 소위 "t 8/5 냉각 속도의 자연 대수, 즉 K/s로 표시된 냉각 중에 800 - 500 ℃ 온도 범위가 통과되는 냉각 속도를 나타내며, "XM"은 평탄형 강 제품의 조직에서 마르텐사이트의 비율, "XB "는 베이나이트의 비율, "XF" 페라이트의 비율을 각각의 경우 면적%로 나타낸 것이다.

비율 (Hv - HvB)/Hv는 지배적인 상으로서의 베이나이트 경도와 이론적 전체 경도와 사이의 경도 차이를 나타내며, 따라서 본 발명에 다른 평탄형 강 제품의 조직에서 경도 분포의 균질성의 지표를 나타낸다. 계산된 이론적인 전체 경도 Hv가 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 조직의 계산된 이론적 경도 HvB로부터 5% 이하의 양으로 편차되기 때문에, 조직에 균일한 경도 분포가 존재한다는 것이 보장된다. 이러한 방식으로, 상이한 경도의 상들이 구멍 확장에서 파괴를 개시할 수 있는 내부 노치로서 작용할 수 있는 것이 회피된다. 전체 조직의 경도 Hv가 본 발명에 따른 평탄형 강의 조직에서 지배적인 베이나이트 상의 경도 HvB에 가까울수록, 즉 경도 Hv와 경도 HvB 사이의 편차가 작을수록, 본 발명에 따른 평탄형 강 제품은 구멍 확장 중에 양호하게 거동한다.

평탄형 강 제품의 미세조직에 페라이트가 존재하는 경우 동일한 목적으로 수행될 수 있고, 평탄형 강 제품의 미세조직에 포함된 베이나이트의 이론적 경도 HvB에 대해 전술한 식에 따라 계산되며,

그리고 평탄형 강 제품의 미세조직에 포함된 페라이트의 이론적인 경도 HvF는 다음의 식에 따라 계산되며,

다음 사항이 적용되며 :

|(HvB - HvF)/HvF| ≤ 5 %

여기에서, 함량 "%C"는 복합조직상 강의 각 C 함량, "%Si"는 각 Si 함량, "%Mn"은 각 Mn 함량, "%Ni"는 각 Ni 함량, "%Cr"은 각 Cr 함량, "%Mo"는 각 Mo 함량, "%V"는 각 V 함량을 각각의 경우에 중량%로 나타내며, "ln dT/dt"는 K/s로 표시된 소위 "t 8/5 냉각 속도의 자연 대수를 나타낸다.

비율 (HvB - HvF)/HvF는 본 발명에 따른 평탄형 강 제품의 조직의 지배적인 베이나이트 상의 이론적인 경도 HvB와, 상 경계에서 잠재적인 미세 균열에 상당한 영향을 미칠 수 있는 연질 상으로서 조직에 또한 존재할 수있는 페라이트 상의 이론적 경도 HvF 사이에 차이를 나타낸다. 식 (3)에 따라 계산된 평탄한 강 제품의 조직에 포함된 베이나이트의 이론적 경도 HvB가 식 (6)에 따라 계산된 강의 조직에 포함되어 있을 가능성이 있는 페라이트의 이론적 경도로부터 35% 이하의 편차되도록 본 발명에 따른 강의 합금 성분을 서로 매칭시킴으로써, 그 사이에 큰 강도 차이가 있는 조직에 포함된 상들로부터 기인하는 마이크로 균열의 위험이 최소화 될 수 있다. 합금 성분의 함량을 적절하게 정합하는 것에 의한 본 발명에 따른 방식으로 이론 경도 HvB와 HvF의 편차를 제한함으로써, 구멍 확장 거동과 관련하여 최적화된 특성 분포가 본 발명에 따른 평탄형 강 제품에서 보장될 수 있다.

본 발명에 따라, 본 발명에 따라 제공되는 평탄형 강 제품은 본 발명에 따른 적어도 다음의 작업 단계들을 완료함으로써 제조 될 수 있다.

a) 중량%로, C : 0.01 - 0.1 %, Si : 0.1 - 0.45 %, Mn : 1 - 2.5 %, Al : 0.005 - 0.05 %, Cr : 0.5 - 1 %, Mo : 0.05 - 0.15 %, Nb : 0.01 - 0.1 %, Ti : 0.05 - 0.2 %, N : 0.001 - 0.009 %, P : 0.02 % 미만, S : 0.005 % 미만, Cu : 0.1 % 이하, Mg : 0.0005 % 이하, O : 0.01 % 이하, 각각의 경우 선택적으로 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co"의 그룹으로부터 하나 또는 복수의 원소, 잔부로서 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 용해하는 단계;

여기에서 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM" 그룹의 선택적으로 첨가되는 원소들의 함량은 Ni : 1 % 이하, B : 0.005 % 이하, V : 0.3 % 이하, Ca : 0.0005 - 0.005 %, Zr, Ta, W : 합계로 2 % 이하, REM : 0.0005 - 0.05 %, Co : 1 % 이하이고,

복합조직상 강의 Ti, Nb, N, C, S의 함량은 다음의 조건을 충족하고,

(1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S

(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S

여기에서 %Ti : 각각의 Ti 함량, %Nb : 각각의 Nb 함량, %N : 각각의 N 함량, %C : 각각의 C 함량, %S : 각각의 S 함량이며, 여기에서 %S는 "0"일 수도 있고,

b) 중간 제품을 형성하기 위해 용융물을 주조하는 단계;

c) 중간 제품을 1100 - 1300 ℃의 예열 온도로 가열하는 단계;

d) 열연 스트립을 형성하기 위해 중간 제품을 열연하는 단계;

- 열연 개시할 때 중간 제품의 압연 시작 온도 WAT는 1000 - 1250 ℃이고 마무리 열연 스트립의 압연 최종 온도 WET는 800 - 950 ℃이며,

- 열연은 온도 범위 RLT - RST에서 적어도 1.5의 압하율 d0/d1로 실행되고,

- 온도 범위 RLT - RST에서 압연 시작 전의 열연 스트립의 시작 두께는 d0으로 지정되고 온도 범위 RLT - RST에서 압연 후 열연 스트립의 두께는 d1으로 지정되며,

- 압하율 d0/d1이 2 이하인 경우에 온도는 RLT = Tnr + 50 ℃이고,

압하율 d0/d1이 2 초과인 경우에 온도는 RLT = Tnr + 100 ℃이고,

압하율 d0/d1이 2 이상인 경우에 온도는 RST = Tnr - 50 ℃이고,

압하율 d0/d1이 2 미만인 경우에 온도는 RST = Tnr - 100 ℃이고,

비재결정 온도는 Tnr로 지정되고 다음과 같이 계산되고,

(7) Tnr[℃] = 174 * log {%Nb * (%C + 12/14 %N)} + 1444

%Nb : 각각의 Nb 함량, %C : 각각의 C 함량, %N : 각각의 N 함량이며,

e) 마무리 열연 열간 스트립을 350 - 600 ℃의 권취 온도까지 15 K/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계;

f) 코일을 형성하기 위해 권취 온도 HT로 냉각된 열간 스트립을 권취하고 코일에서 열간 스트립을 냉각시키는 단계.

상 변태가 일어나는 냉각 단계 이전의 작업 단계 d)로서 실행되는 열적기계적 열연 공정은 본 발명에 따라 제조된 평탄한 강 제품에서 본 발명에 따른 베이나이트 조직의 목표하는 형성을 위해 특히 중요하다. 열적기계적 압연의 목적은 상 변태 직전의 결정 개질의 시작점으로서 가능한 한 많은 핵 생성 지점을 만드는 것이다. 이 목적을 위해 강의 Ac3 온도 이상에서 압연하는 동안 오스테나이트의 재결정이 억제되어야 한다.

제1 단계에서, 슬래브의 주조 구조는 열연 중에 분해되어 재결정 오스테나이트 구조로 변형되어야 한다. 이용 가능한 열연 시스템에 따라, 이러한 제1 단계는 여기서 언급된 조건을 고려한 통상적인 예비 압연으로 실행될 수 있다. 필요하다면, 제1 압연 단계는 하나 이상의 열연 패스를 또한 가질 수 있다. 제1 압연 단계 또는 예비 압연의 과정에서, 재결정이 여전히 완전하게 수행되고 손상되지 않는 것이 중요하다.

열연 마무리 구역에서 후속 압연 패스는 재결정이 계속적으로 강하게 억제되도록 실행된다. 이는 재결정 경계에 직접적인 영향을 미치는 첨가 합금 원소의 석출로 인해 주로 발생한다. 이 목적을 위해 정의되는 것은 그 온도에서 정적 재결정이 최대 95 %까지 여전히 일어날 수 있거나 또는 조직의 대략 5 %는 더 이상 재결정될 수 없는 가장 낮은 온도인 RLT(재결정 한계 온도), 및 그 온도에서 정적 재결정이 적어도 95 % 억제, 즉 조직의 95 %가 더 이상 재결정화 될 수 없는 가장 높은 온도인 RST(재결정 정지 온도)이다. RLT와 RST는 정의에 따라 항상 강의 Ac3 온도보다 높으며, RST는 오스테나이트 결정립의 팬케이킹 과정을 시작하기 위해 가장 낮은 온도이다. 기술적 용어로 "팬케이크 온도"라고도 하는, 소위 비재결정 온도(Tnr)는 조직의 대략 30 % 재결정 능력의 경우에 RLT 온도와 RST 온도 사이이다.

완전 정적 재결정이 대체로 억제되고 30 %의 비율 만이 여전히 재결정될 수 있는 온도가 "Tnr"로 지정된다. 이는 팬케이크 조직을 설정하기 위해 필요하다. 이러한 부분적인 연화가 재결정 또는 회복에 의해서 더 이상 일어날 수 없다면, 결정립은 열연 중에 단순히 강하게 연신된다.

조직의 단지 부분적인 재결정 능력의 경우, 대부분의 잠재적인 핵 생성 지점이 형성될 수 있다. RST보다 낮은 온도에서 성형함으로써, 전위가 매우 많은 오스테나이트가 변태의 기초로서 생성되지만, 연신된 결정립의 표면은 비례적으로 작으며, 비교적 적은 입계 만이 이용 가능하다. 가급적 Tnr 온도에 가까운 온도에서 성형함으로써, 대조적으로 연신된 결정립은 부분적으로 성형되고 새로운 결정 입계가 형성되며, 소위 팬케이크 조직이 형성된다. 그럼에도 불구하고, 많은 수의 결정 입계 및 전위가 많은 오스테나이트가 핵 생성 자리로서 이용 가능하도록 많은 전위가 유지된다.

Tnr의 온도 조건에서 성형은 원하는 효과를 달성하도록 충분히 커야 한다. 따라서, 본 발명은 시작 두께 d0와 최종 두께 d1의 비로 정의되는 압하율 d0/d1이 Tnr에 대해 1.5 이상이어야 한다고 규정한다. Tnr 온도의 경우에 압하율 d0/d1이 대략 2 일 때 최적화된 팬케이크 조직이 얻어진다.

재결정이 방지되는 전체 온도 범위 RLT - RST에 걸쳐 달성되는 두께 감소가 6보다 큰 압하율 d0/d1을 제공하면 열적기계적 압연의 최적화된 결과에 또한 기여한다.

온도 범위 RLT - RST에서 열적기계적 압연을 실행하기에 충분한 온도 범위를 제공하기 위해, 열연 개시 온도 WAT와 열연 최종 온도 WET 간의 차이 WAT - WET가 150 ℃ 초과, 특히 155 ℃ 이상이면 좋다는 것이 입증되었다.

열연 종료와 권취 시작 사이에 냉각하는 냉각 속도는 15 K/s 이상, 특히 15 K/s 초과, 바람직하게는 25 K/s 초과, 특히 40 K/s 초과이어야 한다. 이와 같은 높은 냉각 속도로, 본 발명에 따른 원하는 주로 베이나아트 조직이 열연 평탄형 강 제품에 설정되도록 전형적인 열연 라인에 대해 이용 가능한 냉각 경로 내에서 냉각을 실행하는 것이 또한 가능하다. 따라서, 본 발명에 따른 사양을 고려한 전형적으로 10 초의 가용 집중 냉각 시간 내에 미세한 미세조직의 형성과 함께 완전한 베이나이트 변태를 달성하는 것이 가능하다.

이미 언급했듯이, Nb는 높은 온도 범위에서 미세한 석출물을 형성할 수 있는 특성으로 인해 재결정 지연에 가장 효과적인 요소들 중 하나이다. 따라서 Nb를 첨가함으로써, 서술한 온도 한계 및 특히 Tnr의 위치에 영향을 미치는 것이 가능하다. 동시에, Nb는 또한 석출물의 형성으로 인해 상 변태를 매우 효과적으로 지연시킨다(이른바, 용질 드래그 효과). 베이니틱 페라이트의 탄소 포화도는 0.02 - 0.025 %이며, 이는 화학량론적으로 고려될 때 석출물 형성을 위한 탄소가 탄화물 형성제의 청구한 합금 범위에 실질적으로 최적의 비율임을 의미한다.

권취 온도 HT는 적어도 350 ℃이다. 낮은 권취 온도 값은 얻어진 열연 평탄형 강 제품의 조직에 바람직하지 않은 높은 비율의 마르텐사이트를 초래할 것이다. 동시에, 높은 권취 온도는 마찬가지로 바람직하지 않은 비율의 페라이트 및 펄라이트를 발생시킬 수 있기 때문에, 권취 온도는 최대 600 ℃로 제한된다.

열연 최종 온도 WET가 870 ℃ 미만인 경우, 권취 온도 HT를 350 - 460 ℃로 설정하는 것이 유리한 것으로 판명되었다. 이렇게하면 조직에서 페라이트의 비율 그리고 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직의 비율이 너무 급격하게 증가하는 위험이 방지된다. 이러한 혼합 조직은 구멍 확장성에 부정적으로 영향을 미친다. 따라서, 가능한 한 균일한 베이나이트 조직이 바람직하다.

이와 대조적으로, 열연 최종 온도 WET가 870 - 950 ℃인 경우, 권취 온도 HT는 본 발명에 따라 미리 정해진 전체 범위에서 용이하게 선택될 수 있고, 350 - 550 ℃의 권취 온도가 여기에서 특히 효과적인 것으로 확인되었다.

본 발명에 따라 제조된 평탄형 강 제품을 부식 또는 다른 기후 영향으로부터 보호하기 위해, 용융 도금에 의해 적용되는 Zn계 금속 보호 코팅이 제공될 수 있다. 이를 위해, 전술한 바와 같이, 평탄형 강 제품이 구성되는 강의 Si 함량을 앞서 이미 설명한 방식으로 설정하는 것이 편리할 수 있다.

본 발명은 예시적인 실시예를 사용하여 이하에서 더욱 상세히 설명된다.

표 1에 나타낸 강철 용융물 A - M이 용융되었는데, 용융물 D - G는 본 발명에 따라 합금화된 것인 반면에, 용융물 A - C 및 H - M은 본 발명에 따른 것이 아니다.

전형적인 슬래브들은 각각의 경우에 강철 용융물 A - M으로부터 연속 주조로 제조되었다.

이들 슬라브로 34 개의 테스트가 수행되었다.

슬래브는 열연 시작 온도 WAT로 1000 - 1300 ℃의 온도 범위로 가열된 후 열연 라인으로 보내졌다.

열연 라인에서, 슬래브로부터 압연된 열간 스트립은 온도 범위 RLT-RST에 걸쳐 전체 압하율 d0/d1ges로 변형이 되는 열적기계적 압연 공정을 거치며, 압하율 d0/d1Tnr은 각각의 경우에 비재결정 온도 Tnr에 대해 유지되었다.

열연은 열연 최종 온도 WET에서 종료되었다. 이 온도 WET에서 열연 라인으로부터 나온 열간 스트립은 각각의 권취 온도 HT까지 냉각 속도 t8/5로 냉각된 후 코일로 권취되어 실온까지 냉각되었다.

표 2에는 시험 1 - 34에 대해, 각각 사용된 강 A - M, 열연 시작 온도 WAT, 열연 최종 온도 WET, 두께 3 mm의 금속 시트에 대해서 식 (7)에 따라 계산된 비재결정 온도 Tnr, 각각의 강의 Ac3 온도, 두께 3 mm의 금속 시트에 대해서 아래의 식 (8)을 사용하여 계산된 베이나이트 개시 온도 Bs,

(8) Bs = 830 - 270 %C - 37 %Ni - 90 %Mn - 70 %Cr - 83 %Mo,

여기에서, %C = 강의 각각의 C 함량, %Ni = 각각의 Ni 함량, %Mn = 각각의 Mn 함량, %Cr = 각각의 Cr 함량, %Mo = 각각의 Mo 함량,

압하율 d0/d1ges, 압하율 d0/d1Tnr, 냉각 속도 t8/5 및 권취 온도 HT가 제시되어 있다.

시험 1 - 34의 경우에서 얻어진 열연 강판의 미세조직을 조사하였다. 베이나이트 "B", 페라이트 "F", 마르텐사이트 "M", 시멘타이트 "Z" 및 잔류 오스테나이트 "RA"의 특정 조직 성분과 식 (3)에 따라 계산된 베이나이트 경도 "HvB", 식 (6)에 따라 계산된 페라이트 경도 "HvF", 식 (5)에 따라 계산된 마르텐사이트 경도 "HvM", 식 (4)에 따라 계산된 전체 경도 "Hv", "|(Hv - HvB)/Hv|" 비율의 값, 및 "|(HvB - HvF)/HvF|" 비율의 값이 표 3에 제시되어 있다.

표 4에는 시험 1 - 34에서 얻어진 열연 강판에 대하여, 각각의 경우에 DIN EN ISO 6892:2014에 따라 결정된, 열연 강판의 종방향 및 횡방향에서 항복 강도 Rp0.2, 상측 항복 강도 ReH, 하측 항복 강도 ReL, 인장 강도 Rm 및 연신율 A80이 제시되어 있다. 또한, 각 시험 결과에 대해, ISO 16630:2009의 규격에 기초하며 앞서 이미 설명한 접근법의 표준에 따라 결정된 구멍 확장성 LA가 제시되어 있다.

이들 시험은, 예를 들어 강철 F의 경우에 탄화물 및 탄질화물 형성에 의해 결합된 탄소의 비율은 대략 0.046 %이며, 이로써 0.048 %의 제공된 탄소가 사실상 최적으로 이용된다는 것을 보여준다. 여기에서 고려되는 상들은 예를 들어 TiN, Nb(C, N), Cr3C2, Mo2C 및 TiC이다. 베이니틱 페라이트와 탄소의 거의 완전한 포화 및 베이니틱 페라이트의 강도의 최대화가 최적의 다른 특성들과 동시에 달성되었다.

분명히, 표 3에 나타낸 "|(Hv - HvB)/Hv|" 비율의 값은 표 4에 나타낸 구멍 확장성 LA에 대한 값과 매우 연관성이 있고, 본 발명에 따른 방식에서 조직이 주로 베이나이트 인 경우 "|(Hv - HvB)/Hv|" 차이는 5 % 미만으로 설정되고 기계적 특성 Rp0.2, Rm, A80에 대한 요구 값들이 성취된다.

유사하게, 실시예들은 "|(HvB - HvF)/HvF|" 차이를 35 % 미만의 값으로 적절하게 매칭하는 경우, 양호한 구멍 확장성 LA가 달성된다.

또한 시험 27 및 시험 28의 결과는 N 함량을 0.003 - 0.006 중량%의 함량으로 설정함으로써, 연신율의 향상이 달성될 수 있음을 보여준다(예를 들어, 시험 22 및 시험 23의 결과와 비교에서).

본 발명에 따른 시험 결과에서, 뚜렷한 상측 항복 강도 및 하한 항복 강도를 결정할 수 없다는 것이 또한 두드러진다.

Claims

복합조직상 강으로 만들어진 열연 평탄형 강 제품으로서,
- 평탄형 강 제품은 적어도 60 %의 구멍 확장성, 적어도 660 MPa의 항복 강도 Rp0.2, 적어도 760 MPa의 인장 강도 Rm 및 적어도 10 %의 파단 연신율 A80을 나타내며,
- 복합조직상 강은 중량%로,
C : 0.01 - 0.1 %,
Si : 0.1 - 0.45 %,
Mn : 1 - 2.5 %,
Al : 0.005 - 0.05 %,
Cr : 0.5 - 1 %,
Mo : 0.05 - 0.15 %,
Nb : 0.01 - 0.1 %,
Ti : 0.05 - 0.2 %,
N : 0.001 - 0.009 %,
P : 0.02 % 미만,
S : 0.005 % 미만,
Cu : 0.1 % 이하,
Mg : 0.0005 % 이하,
O : 0.01 % 이하,
선택적으로 각각의 경우 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co"의 그룹으로부터 하나 또는 복수의 원소를,
Ni : 1 % 이하,
B : 0.005 % 이하,
V : 0.3 % 이하,
Ca : 0.0005 - 0.005 %,
Zr, Ta, W : 합계로 2 % 이하,
REM : 0.0005 - 0.05 %,
Co : 1 % 이하,
잔부로서 철 및 제조 관련 불가피한 불순물을 포함하며,
- 복합조직상 강의 Ti, Nb, N, C, S의 함량은 다음과 같은 조건을 충족하며,
(1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
여기에서, %Ti는 각각의 Ti 함량, %Nb는 각각의 Nb 함량, %N는 각각의 N 함량, %C는 각각의 C 함량, %S는 각각의 S 함량이고, %S는 "0"일 수도 있으며,
- 평탄형 강 제품의 미세조직은 적어도 80 면적%의 베이나이트, 15 면적% 미만의 페라이트, 15 면적% 미만의 마르텐사이트, 5 면적% 미만의 시멘타이트 및 5 체적% 미만의 잔류 오스테나이트로 구성되는 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
제1항에 있어서,
본 발명에 따른 강의 Ti 함량 %Ti과 N 함량 %N에 의한 비율 %Ti/%N에 대해, %Ti/%N > 3.42가 적용되는 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
평탄한 강 제품의 미세조직에 포함된 베이나이트의 이론적 경도 HvB는 다음과 같은 식에 따라 계산되고,
(3) HvB = -323 + 185%C + 330%Si + 153%Mn + 65%Ni + 144%Cr + 191%Mo + (89 + 53%C - 55%Si - 22%Mn - 10%Ni - 20%Cr - 33%Mo)*ln dT/dt
평탄형 강 제품의 이론적인 전체 경도 Hv는 다음과 같은 식에 따라 계산되며,
(4) Hv = XM*HvM + XB*HvB + XF*HvF
|(Hv - HvB)/Hv| ≤ 5 % 가 적용되고,
여기에서,
(5) HvM = 127 + 949%C + 27%Si + 11%Mn + 8%Ni + 16%Cr + 21*ln dT/dt
(6) HvF = 42 + 223%C + 53%Si + 30%Mn + 12.6%Ni + 7%Cr + 19%Mo + (10 - 19%Si + 4%Ni + 8%Cr - 130%V)*ln dT/dt
%C는 복합조직상 강의 각각의 C 함량, %Si는 복합조직상 강의 각각의 Si 함량, %Mn은 복합조직상 강의 각각의 Mn 함량, %Ni은 복합조직상 강의 각각의 Ni 함량, %Cr은 복합조직상 강의 각각의 Cr 함량, %Mo는 복합조직상 강의 각각의 Mo 함량, %V는 복합조직상 강의 각각의 V 함량을 나타내며, ln dT/dt는 K/s로 표시된 t 8/5 냉각 속도의 자연 대수, XM은 면적%로 나타내는 평탄형 강 제품의 조직에서 마르텐사이트의 비율, XB는 면적%로 나타내는 평탄형 강 제품의 조직에서 베이나이트의 비율, XF 면적%로 나타내는 평탄형 강 제품의 조직에서 페라이트의 비율인 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
평탄형 강 제품의 미세조직에 페라이트가 존재하는 경우에, 평탄형 강 제품의 미세조직에 포함된 베이나이트의 이론적 경도 HvB는 다음과 같은 식에 따라 계산되고,
(3) HvB = -323 + 185%C + 330%Si + 153%Mn + 65%Ni + 144%Cr + 191%Mo + (89 + 53%C - 55%Si - 22%Mn - 10%Ni - 20%Cr - 33%Mo)*ln dT/dt
평탄형 강 제품의 미세조직에 포함된 페라이트의 이론적인 경도 HvF는 다음과 같은 식에 따라 계산되며,
(6) HvF = 42 + 223%C + 53%Si + 30%Mn + 12.6%Ni + 7%Cr + 19%Mo + (10 - 19%Si + 4%Ni + 8%Cr - 130%V)*ln dT/dt
|(HvB - HvF)/HvF| ≤ 5 % 가 적용되고,
여기에서, %C는 복합조직상 강의 각각의 C 함량, %Si는 복합조직상 강의 각각의 Si 함량, %Mn은 복합조직상 강의 각각의 Mn 함량, %Ni은 복합조직상 강의 각각의 Ni 함량, %Cr은 복합조직상 강의 각각의 Cr 함량, %Mo는 복합조직상 강의 각각의 Mo 함량, %V는 복합조직상 강의 각각의 V 함량을 나타내며, ln dT/dt는 K/s로 표시된 t 8/5 냉각 속도인 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
강의 C 함량은 적어도 0.04 중량% 또는 0.06 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
강의 Cr 함량은 적어도 0.6 중량% 또는 0.8 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
강의 Nb 함량은 적어도 0.045 중량% 또는 0.06 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
강의 Ti 함량은 적어도 0.1 중량% 또는 0.13 중량% 이하로 제한되는 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
용융 도금에 의해 도포된 Zn계 금속 보호 코팅을 구비한 것을 특징으로 하는 열연 평탄형 강 제품.
선행 청구항들 중 어느 한 항에 따라 제공되는 평탄형 강 제품을 제조하는 방법에 있어서,
a) 중량%로, C : 0.01 - 0.1 %, Si : 0.1 - 0.45 %, Mn : 1 - 2.5 %, Al : 0.005 - 0.05 %, Cr : 0.5 - 1 %, Mo : 0.05 - 0.15 %, Nb : 0.01 - 0.1 %, Ti : 0.05 - 0.2 %, N : 0.001 - 0.009 %, P : 0.02 % 미만, S : 0.005 % 미만, Cu : 0.1 % 이하, Mg : 0.0005 % 이하, O : 0.01 % 이하, 선택적으로 "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co"의 그룹으로부터 하나 또는 복수의 원소, 잔부로서 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 용해하는 단계;
여기에서, "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM" 그룹의 선택적으로 첨가되는 원소들의 함량은 Ni : 1 % 이하, B : 0.005 % 이하, V : 0.3 % 이하, Ca : 0.0005 - 0.005 %, Zr, Ta, W : 합계로 2 % 이하, REM : 0.0005 - 0.05 %, Co : 1 % 이하이고,
복합조직상 강의 Ti, Nb, N, C, S의 함량은 다음의 조건들을 충족하고,
(1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
여기에서 %Ti는 각각의 Ti 함량, %Nb는 각각의 Nb 함량, %N는 각각의 N 함량, %C는 각각의 C 함량, %S는 각각의 S 함량이고, %S는 "0"일 수도 있으며,
b) 중간 제품을 형성하기 위해 용융물을 주조하는 단계;
c) 중간 제품을 1100 - 1300 ℃의 예열 온도로 가열하는 단계;
d) 열연 스트립을 형성하기 위해 중간 제품을 열연하는 단계;
- 열연 개시할 때 중간 제품의 압연 시작 온도 WAT는 1000 - 1250 ℃이고 마무리 열연 스트립의 압연 최종 온도 WET는 800 - 950 ℃이며,
- 열연은 온도 범위 RLT - RST에서 적어도 1.5의 압하율 d0/d1로 실행되고,
- 여기에서, 온도 범위 RLT - RST에서 압연 시작 전의 열연 스트립의 시작 두께는 d0으로 지정되고 온도 범위 RLT - RST에서 압연 후 열연 스트립의 두께는 d1으로 지정되며,
- 압하율 d0/d1이 2 이하인 경우에 온도는 RLT = Tnr + 50 ℃이고,
압하율 d0/d1이 2 초과인 경우에 온도는 RLT = Tnr + 100 ℃이고,
압하율 d0/d1이 2 이상인 경우에 온도는 RST = Tnr - 50 ℃이고,
압하율 d0/d1이 2 미만인 경우에 온도는 RST = Tnr - 100 ℃이고,
비재결정 온도는 Tnr로 지정되고 다음과 같이 계산되고,
(7) Tnr[℃] = 174 * log {%Nb * (%C + 12/14 %N)} + 1444
%Nb는 각각의 Nb 함량, %C는 각각의 C 함량, %N는 각각의 N 함량이며,
e) 마무리 열연 열간 스트립을 350 - 600 ℃의 권취 온도까지 15 K/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
f) 코일을 형성하기 위해 권취 온도 HT로 냉각된 열간 스트립을 권취하고 코일에서 열간 스트립을 냉각시키는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제10항에 있어서,
작업 단계 d)에서, 온도 범위 RLT - RST에서 압연할 때 압하율 d0/d1이 적어도 2인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제11항에 있어서,
작업 단계 d)에서, 온도 범위 RLT - RST에서 압연에 의해 전체적으로 달성되는 압하율 d0/d1은 적어도 6인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서,
작업 단계 e)에서, 냉각 속도는 25 K/s 이상인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
최종 열연 온도 WET가 870 ℃ 미만인 경우에, 권취 온도 HT는 350 - 460 ℃인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.
제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
최종 열연 온도 WET가 870 ℃ 이상인 경우, 권취 온도 HT는 350 - 550 ℃인 것을 특징으로 하는 평탄형 강 제품 제조 방법.