KR20190131408A

KR20190131408A - 최소 600 MPa의 인장강도를 갖는 석출 강화 및 결정립 정제된 열연 고강도 이상조직 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20190131408A
Application number: KR1020187014213A
Authority: KR
Inventors: 아파 라오 친타; 사우라브 쿤두; 프라샨트 파탁; 수실 쿠마르 기리; 수멘두 모니아; 수반카르 다스 바크쉬; 지 센틸 쿠마르; 비나이 브이. 마하샤브데
Original assignee: 타타 스틸 리미티드
Priority date: 2017-02-10
Filing date: 2017-05-10
Publication date: 2019-11-26
Also published as: WO2018146695A1; EP3408418B1; EP3408418A1; JP2020509151A; ES2951778T3; US20200123630A1; JP7063810B2

Abstract

본 발명은 이상조직 강판을 제조하는 방법으로서, 중량%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S - 0.008 max, P - 0.025 max, Al - 0.01 내지 0.1, N -0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 액체 강을 제조하는 과정, 상기 액체 강철을 슬라브로 연속 주조하는 과정, 마무리 압연 온도(FRT) 840 ± 30℃에서 상기 슬라브를 열연 강판으로 열간압연하는 과정, 중간 온도(T_INT)(720 ≤ T_INT ≤ 650)를 달성하는 냉각 속도 40 - 70℃/s로 런 아웃 테이블 상에서 열간압연된 강판을 냉각하는 과정, 상기 열간압연 강판을 5 ~ 7초 지속시간 동안 자연 냉각시키는 과정, 및 상기 열간압연 강판을 40-70℃/s의 냉각 속도로 급냉하여 잔류 탄소가 농축된 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태시켜 400℃ 미만의 권취 온도를 달성하는 과정을 포함한다.

Description

최소 600 MPa의 인장강도를 갖는 석출 강화 및 결정립 정제된 열연 고강도 이상조직 강판 및 그의 제조 방법

본 개시는 열간압연(열간) 고강도 이상조직강(hot rolled high strength dual phase steel)을 제조하기 위한 과정에 관한 것이다. 본 개시는 또한 600MPa 초과의 인장강도(tensile strength)와 25% 전연신율(total elongation)을 갖는 열연 고강도 이상조직강에 관한 것이다.

자동차 연료의 소비 및 그로 인한 배출은 대기 오염의 주범 중의 하나이다. 경량의 환경 친화적인 차량 설계가 환경오염 문제를 해결하는 데에 필요하다. 성공적인 경량 자동차라면 초고강도 강판(advanced high strength steel (AHSS) sheets)을 사용해야 할 것이다. 그러나 AHHS 강판은 성형성(formability)이 좋지 않기 때문에 다양한 자동차 부품들에 쉽게 적용이 불가하다. 그러므로 AHSS 강판에 필요한 연성(ductility) 및 성형성에 대해서는 점점 더 요구가 많아지고 있다. 따라서, 현재의 시나리오를 해결하기 위해서는 웹-휠(wheel web) 애플리케이션과 같은 자동차 부품용으로 우수한 균일 연신율(uniform elongation), 가공 경화율(working hardening rate) 및 전연신율(total elongation)과 결합된 높은 인장강도를 갖는 열연 강판의 개발이 요구되고 있다.

따라서, 자동차 구조용 및 웹-휠 용도를 위해 사용되는 기존 등급의 강재를 대체하기 위해서는 600MPa의 최소 인장강도를 가질 뿐만 아니라 양호한 성형성 및 표면 품질을 갖는 열연 강판을 개발하는 것이 필요하다.

유럽 특허 EP1398392A1 및 미국 특허 US8337643은 590MPa의 최소 인장강도를 갖는 열연 이상조직(페라이트 + 마르텐사이트) 강을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 상기 개시된 강은 필요한 강도 수준은 달성하였지만, 높은 함량의 Si(유럽특허의 경우 최소 0.5wt%, 및 미국특허의 경우 0.2wt%)를 함유한다. Si의 존재는 일반적으로 타이거 마크(tiger mark)라고 지칭되는 표면 스케일(surface scale)로 귀착될 것이다.

유럽 특허 EP2053139B1은 열연 강판을 440 내지 640 MPa 범위에서 변화하는 인장 강도를 달성하도록 성형과정 후에 열처리하는 방법을 개시하고 있다.

그러나 본 개시의 필수적인 부분인, 성형과정 후의 열처리는 가공처리 비용을 증가시킬 가능성이 있으므로 대량 생산에는 적합하지 않다.

유럽특허 EP2578714A1에는 우수한 베이크 경화능(bake hardenability) 및 신장 플랜지성(stretch-flangeability)을 갖는 590MPa의 최소 인장강도를 갖는 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그 개시된 방법에 따르면, 상기한 강은 1.7 내지 2.5wt%의 Mn을 함유해야 한다. 이렇게 다량이 첨가되면, Mn은 두께 방향의 중심부에서 편석(segregate)을 일으키는 경향이 있으며, 이것은 프레스 성형과정 동안 크래킹(cracking)을 유도할 뿐만 아니라 원하는 신장 플랜지성을 달성하는데 불일치를 초래한다.

강철을 개발함에 있어 자동차 휠(sheel)에 대해 이해하는 것도 중요하다. 자동차 휠은 디스크와 림(rim: 테두리)로 구성되어 있다. 디스크가 프레스 성형 되는 동안, 림은 플레어(flared) 처리되고, 이어서 플래시 버트 용접(flash butt welding) 후에 압연하여 형성된다(roll formed). 따라서, 디스크를 형성하는 데 필요한 재료는 양호한 단면 수축성(deep drawability), 신장 성형성(stretch formability) 및 신축성(stretchability)을 가질 필요가 있는 반면, 림을 형성하는데 필요한 재료는 용접 후에 양호한 성형성을 가질 필요가 있다. 휠 디스크와 림은 각각의 과정에 의해 형성된 후에, 스폿 용접(spot welding) 또는 아크 용접(arc welding)에 의해 조립된다. 따라서, 림과 디스크 양자의 용도를 위한 재료들은 양호한 스폿 용접성을 가져야 한다. 응용의 관점에서 볼 때, 자동차 휠에 대하여 가장 중요한 기능적 요구 사항은 내구성(durability)인데, 이 내구성은 휠 재료의 피로 강도(fatigue strength)를 증가시킴으로써 증가 가능하다.

최근 실시된 다양한 연구에서는 석출 경화강(precipitation hardened steels)및 이상조직(dual phase: DP) 강 모두 휠 디스크에 적용하기에 적합함을 보여주고 있다. 피로 강도를 고려하면, 휠에 사용하기 위한 강철의 인장 강도의 상한선은 ~ 600MPa(또는 85ksi)이다[참조: T. Irie, K. Tsunoyama, M. Shinozaki 및 T. Kato: SAE Paper No. 880695, 1988]. 이것은 인장 강도가 600MPa를 초과하여 증가하면 결과적으로 노치 감도(notch sensitivity)가 증가하여 피로 강도의 저하로 귀결되기 때문이다. 600MPa(또는 HR-DP 600)의 인장강도를 갖는 열연 DP강은 탁월한 강도와 성형성뿐만 아니라 우수한 신축성(stretchability)(높은 n 값) 및 스폿 용접성(spot weldability) 덕분에 휠 디스크용으로 매우 널리 사용되고 있다. 그러나 어떤 압연기(mill)에서도 HR-DP 600강을 제조하는 것은 어려운데, 그 이유는 최종적인 기계적 특성을 차례로 결정할 원하는 미세구조의 특징을 얻기 위해서는 수많은 과정상의 매개변수들, 예를 들어, 최종 압연 온도, 냉각 속도 등이 압연기 구성, 예컨대, 런 아웃 테이블의 길이, 이용 가능한 물의 부피 등을 고려하여 최적화되고 미세 조정될 필요가 있기 때문이다. 기존의 모든 특허 및 문헌들은 강철의 피로 수명을 연장하도록 페라이트 강도를 증가시기기 위해 상당량의 Si를 함유하고 있다.

선행 기술에 내재하는 전술한 제한성을 극복하기 위하여, 본 개시의 목적은 더 낮은 백분율의 Si로써 600MPa을 초과하는 인장강도를 갖는 열간압연(열연) 석출 강화 고강도 이상조직 강판(hot rolled precipitation strengthened high strength dual phase steel sheet)을 제조하는 방법을 제공하기 위한 것이다.

본 개시의 또 다른 목적은 더 낮은 백분율의 Si를 갖는 열연 석출 강화 고강도 이상조직 강판을 제조하는 방법을 제공함에 있다.

본 개시의 또 다른 목적은 더 낮은 백분율의 Si로써 600MPa을 초과하는 인장강도를 갖는 열연 석출 강화 고강도 이상조직 강판을 제공함에 있다.

본 개시의 또 다른 목적은 더 낮은 백분율의 Si을 갖는 열연 석출 강화 고강도 이상조직 강판을 제공함에 있다.

본 개시는 이상조직 강판을 제조하는 방법을 제공한다. 상기 방법은, wt%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S - 0.008 max, P - 0.025 max, Al - 0.01 내지 0.1, N -0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 액체 강(liquid steel)을 제조하는 과정; 상기 액체 강철을 슬라브로 연속 주조하는 과정; 마무리 압연 온도(finish rolling temperature: FRT) 840 ± 30℃에서 상기 슬라브를 열연 강판으로 열간압연하는 과정; 중간 온도(T_INT)(720≤T_INT≤ 650)를 달성하는 냉각 속도 40 - 70℃/s로 런 아웃 테이블 상에서 열간압연된 강판을 냉각하는 과정; 열간압연 강판을 5 - 7초간 자연 냉각시키는 과정; 및 상기 열간압연 강판을 40-70℃/s의 냉각 속도로 급냉하여 잔류 탄소가 농축된 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태(transform)시켜 400℃ 미만의 권취 온도(coiling temerature)를 달성하는 과정을 포함한다.

도 1은 본 개시의 일 실시 예에 따른 고강도 이상조직 강을 제조하는 방법을 위한 다양한 과정들을 예시한다.
도 2는 본 개시의 일 실시 예에 따른 고강도 이상조직 강을 획득하기 위한 냉각 프로파일의 개략도를 예시한다.
도 3은 본 개시의 일 실시 예에 따른 스트립 1의 인장 응력 - 변형 그래프를 예시한다.
도 4는 본 개시의 일 실시 예에 따른 스트립 1(Nital 에칭됨)의 광학 현미경 사진을 예시한다.
도 5는 본 개시의 일 실시 예에 따른, Lepera 에칭된 샘플 백색상: 마르텐사이트(α); 암상(dark phase): 페라이트(α')의 광학적 이미지를 예시한다.
도 6은 본 개시의 일 실시 예에 따른, 2㎛ 만큼 작은 미립자가 발견될 수 있는 Lepera 에칭된 샘플의 광학적 이미지를 예시한다.
도 7은 본 개시의 일 실시 예에 따른 스트립 1의 주사 전자 현미경 이미지를 도시한다.
도 8 (a)는 페라이트 매트릭스에서 석출물(precipitates) 중 하나의 명시야 투과전자현미경(bright field TEM) 사진; 도 8 (b)는 도 8 (a)의 암계(dark field) 이미지; 도 8 (c)는 Nb(C,N) 석출물로부터의 선택 영역 회절 패턴(selected area diffraction pattern); 도 8 (d)는 Nb(C,N) 석출물을 나타내는 암계 이미지; 도 8 (e)는 상기 석출물의 EDS 스펙트럼; 및 도 8(f)는 상기 침전물의 조성을 예시하는 도면들이다.

본 개시의 다양한 실시예 들은 이상조직 강판(dual phase steel sheet)을 제조하는 방법을 제공하는 것으로서, 상기 방법은:

wt%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S - 0.008 max, P - 0.025 max, Al - 0.01 내지 0.1, N - 0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 액체강을 제조하는 과정;

상기 액체 강철을 슬라브로 연속 주조하는 과정; 마무리 압연 온도(finish rolling temperature: FRT) 840 ± 30℃에서 상기 슬라브를 열연 강판으로 열간압연하는 과정; 중간 온도(T_INT)(720 ≤ T_INT ≤ 650)를 달성하는 냉각속도 40 - 70℃/s로 런 아웃(Run Out) 테이블 상에서 열간압연된 강판을 냉각하는 과정; 상기 열간압연 강판을 5 ~ 7초간 자연 냉각시키는 과정; 및 상기 열간압연 강판을 40-70℃/s의 냉각 속도로 급냉하여 잔류 탄소가 농축된 오스테나이트(austenite)에서 마르텐사이트(martensite)로 변태시켜 400℃ 미만의 권취 온도(coiling temperature)를 달성하는 과정을 포함한다.

본 개시의 또 다른 실시 예는, wt%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S- 0.008 max, P - 0.025 max, Al- 0.01 내지 0.1, N- 0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 이상조직 강판을 제공한다.

도 1에는 이상조직 강판을 제조하는 방법(100)이 도시되어 있다. 과정 104에서 액체 강이 제조된다. 상기 액체강의 조성은, wt%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S- 0.008 max, P - 0.025 max, Al- 0.01 내지 0.1, N- 0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진다.

각각의 합금 원소의 추가 및 그 각각의 성분에 부과되는 한계는 목표하는 미세구조와 특성을 달성하는데 필수적이다.

C: 0.03-0.12%: 탄소는 가장 효과적이고 경제적인 강화 원소들 중의 하나이다. 탄소는 Nb 또는 V와 결합하여 석출 강화(precipitation strengthening)를 초래하는 카바이드(carbides) 또는 카보나이트라이드(carbonitrides)를 형성한다. 이것은 강철에서 최소 0.03 %의 C를 요구한다. 그러나 양호한 용접성(weldability)을 갖기 위해서는 탄소 함량이 0.12 % 미만으로 제한되어야 한다.

Mn: 0.8-1.5%: 망간은 페라이트에 대해 고용체 강화(solid solution strengthening)를 부여할 뿐만 아니라 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 온도(austenite to ferrite transformation temperature)를 낮춤으로써 페라이트 입자 크기(grain size)를 정제한다. 그러나 Mn 레벨은 1.5 %를 초과해서 증가할 수는 없는데, 이것은 이러한 높은 레벨에서는 연속 주조 시 센터 라인 편석(segregation)을 높이기 때문이다.

Si <0.1 wt.%: Mn과 같이 실리콘은 매우 효율적인 고용체 강화 원소이다. 그러나 Si는 열간압연에서 표면 스케일 문제를 일으키므로 표면 스케일의 형성을 방지하기 위해 0.1 % 미만으로 제한되어야 한다.

Nb: 최대 0.035%: 니오븀은 극소량으로 첨가될 경우에도 결정립 미세화(grain refinement)를 위한 가장 강력한 미량합금원소(microalloying element)이다. 고용체에 있을 때, 이것은 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 온도를 낮추어 페라이트 입자 크기를 미세하게 할 뿐만 아니라 베이나이트(bainite)와 같은 더 낮은 변태 생성물의 형성을 촉진한다. 그러나 Nb의 유효성을 보장하기 위해서는 변태 온도에 도달하기 전에 침전이 허용되어서는 안된다. 압연(rolling)이 시작되기 전에 전체 Nb 함유량이 용액에 남아 있고 그것이 단독으로 추가되는 것을 보장하기 위하여 최대 Nb 함유량은 0.035%로 제한된다.

V: 최대 0.06%: 바나듐에 의한 미량합금(microalloying)은 결정립 미세화뿐만 아니라 석출 강화(precipitation strengthening)로 또한 이어진다. 오스테나이트에서의 바나듐의 용해도는 다른 미량합금 원소들의 용해도보다 높기 때문에 그것이 변태 이전에 용액에 남아있을 가능성이 크다. 상 변태(phase transformation) 동안, 바나듐은 상대적 탄소 및 질소 함량에 따라서 결정립계(grain boundaries)에서 카바이드(carbides) 및/또는 나이트라이드(nitrides)로서 석출되어 결정립 미세화뿐만 아니라 석출 강화로 귀착된다. 원하는 강화를 달성하기 위해서는 Nb 또는 V를 추가하는 것이 필요하다. 또한, 양자가 다 추가될 수도 있다. V가 단독으로 첨가되는 경우, 0.06wt%까지 필요하다.

P: 최대 0.025%: 인 함량이 더 높을수록 P의 결정립계로의 편석으로 인하여 인성(toughness) 및 용접성의 저하를 초래할 수 있으므로 인 함량은 최대 0.025%로 제한되어야 한다.

S: 최대 0.008%: 황 함량은 제한될 필요가 있으며, 그렇지 않으면, 성형성을 저하시키는 매우 높은 함유 수준으로 귀착될 것이다.

N <0.007: N 함량이 너무 높으면 Nb(C,N)의 용해 온도가 높아져서 Nb의 효과가 감소한다. 질소 수준을 낮추는 것은 또한, 결정간 응력-부식 크래킹(to inter-crystalline stress-corrosion cracking)에 대한 내성뿐만 아니라, 용접 이음부의 열 영향 부위에서의 노화 안정성(ageing stability) 및 인성(toughness)에 긍정적으로 영향을 미친다. 따라서 N 레벨은, 바람직하게는, 0.007 미만으로 유지되어야 한다.

Al 0.01 내지 0.1: Al은 용강으로부터 바람직하지 않은 산소를 제거하기 위해 사용되며, 따라서 강은 약간의 양의 Al을 함유하는데, 그 양은 0.05wt%까지 이를 수도 있다. 강철 제조에 있어 과량(높은 양)의 Al은 주조 중의 노즐 막힘(nozzle clogging)뿐만 아니라 주조 슬라브의 고온 변형을 감소시키기 때문에 중요한 문제이다. 따라서, Al은 0.1 wt%까지로 제한될 필요가 있다.

과정 108에서 액체 강은 슬라브로 연속 주조된다.

상기 지정된 조성의 액체 강은 먼저 통상적인 연속 주조기(continuous caster) 또는 박판 슬라브 주조기(thin slab caster)에서 연속주조가 수행된다. 박판 슬라브 캐스터에서 주조될 때, 그 주조 슬라브의 온도는 950℃ 아래의 온도로 떨어지지 않아야 한다. 이것은 박판 슬라브 온도가 950℃ 미만으로 떨어지면 Nb 석출이 일어나기 때문이다. 이어서, 후속하는 재가열 과정에서 석출물을 완전히 용해시키는 것이 어렵게 되어, 그것들을 석출 강화에 효과가 없게 한다.

재가열(Reheating) : 상기한 특정한 조성을 가지는 슬라브를 주조한 후, 그 슬라브는 20분 내지 2시간 동안, 1100 내지 1200℃의 온도로 재가열 된다. 이전 과정들에서 형성되었을 수도 있는 Nb 및/또는 V의 석출물을 완전히 용해하기 위해서는 재가열 온도가 1100℃보다 높아야 한다. 상기 재가열 온도가 1200℃보다 높으면 오스테나이트의 결정립 조대화(grain coarsening) 및/또는 과도한 스케일 손실(scale loss)을 초래하기 때문에 바람직하지 않다.

과정 112에서, 상기 슬라브는 마무리 압연 온도(FRT) 840 ± 30℃에서 열연 강판으로 열간압연된다.

열간압연(hot rolling)은 재결정(recrystallization) 온도보다 높은 온도에서의 조압연(roughing) 단계와 재결정 온도보다 낮은 온도에서의 마무리 압연(finishing) 단계로 구성되는데, 이때 압연은 통상적인 핫 스트립 압연기(hot strip mill)에서 수행된다. 연속 스트립 공정(Continuous Strip Processing)이 별도의 조압연기(roughing mill)가 없는 경우에 이러한 강철을 생산하는 데 사용되는 경우, 변형 일정(deformation schedule)은 주조 구조가 초기 스탠드(initial stand)에서 파괴되고 재결정 온도보다 낮은 온도에서 마무리가 이루어지는 방식으로 설계된다. 더 구체적으로는, 어느 쪽 설정에서든 마무리 압연(finish rolling)은 840 +/- 30℃로 주어지는 온도(T_FRT)에서 수행되어야만 한다.

런-아웃 테이블(ROT)에서의 층류 냉각(Laminar cooling) : 과정 116에서 열간 압연된 시트는 40-70℃/s의 냉각 속도로 런-아웃 테이블에서 냉각된다. 상기 냉각 속도는 중간 온도(T_INT) 720 ≤ T_INT ≤ 650을 달성하도록 유지된다.

냉각 속도는 펄라이트(pearlite) 생성을 방지하기 위해 40℃/초보다 높아야 할 것이다. 펄라이트 또는 퇴화 펄라이트(degenerate pearlite)가 형성되면, 인장강도 및 신장 플랜지성(stretch-flangeability) 모두를 악화시킨다. 높은 냉각 속도는 또한 페라이트 입자 크기(입도)의 미세화를 초래하는 페라이트 시작 온도의 하강을 야기한다. 이것은 또한 페라이트의 성장을 방지한다. 냉각 속도를 높이고 압연 일정을 제어함으로써 2-6㎛의 원하는 입자 크기가 달성될 수 있다. 냉각 속도는 70℃/s를 넘지 않아야 하는데, 그때는 원하는 양의 페라이트가 형성되지 않을 것이기 때문이다. 이러한 급속 냉각은 중간 온도까지 계속되며, 상기 중간 온도(T_INT)는 650 <T_INT <720℃ 이어야 한다.

과정 120에서, 스트립은 ROT 상에서 이송되는 동안 자연 냉각이 되도록 한다. 공기 냉각의 지속 기간은 매우 중요하며 5 내지 7초이다. 상기 스트립이 5초 미만 동안 냉각되면 충분한 양의 페라이트가 형성되지 않을 것이다. 반면에 스트립이 7초를 넘는 시간 동안 공기 냉각이 되도록 하면, 마르텐사이트의 양이 불충분하게 될 것이다.

이 기간 동안 오스테나이트는 페라이트로 변태한다. 그러나 완전한 변태를 위해서는 시간이 충분하지 않기 때문에 전체 오스테나이트가 페라이트로 변태하지는 않을 것이다. 결과적으로 페라이트는 강철에서의 평균 탄소 함유량을 수용할 수 없기 때문에 자연 냉각이 끝나면 잔류 오스테나이트는 탄소로 농축될 것이다.

상기한 스트립은 과정 120에서 자연 냉각된 후에 과정 124에서 신속하게 더한층 냉각된다. 이것은 잔류 탄소가 농축된 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태를 보장한다. 이 기간 동안의 냉각 속도는 400℃ 미만의 권취 온도를 달성하기 위해 40 내지 70℃/s이다. 상기 권취 온도는 100℃ 정도로 낮을 수도 있다.

고용체 원소 및 미량합금 원소들로부터의 강화에 관한 기여는 제한적이다. 또한, 제어된 압연 및 냉각에 의한 가능한 결정립 미세화의 정도는 2㎛로 제한되는데, 이로 인해 고강도 이상조직 강이 획득된다.

획득된 미세구조는 페라이트 매트릭스 내의 마르텐사이트 입자/상을 포함한다. 상기한 미세구조는 균일하거나, 달리 표현하면, 마르텐사이트 상이 페라이트 매트릭스 전체에 걸쳐 균일하게 분포되어 있다. 또한, 베이나이트(bainite) 또는 퇴화 펄라이트(degenerate pearlite)/펄라이트 및 결정립계 시멘타이트(grain boundary cementite)는 회피되고, 고강도 이상조직 강판은 양호한 가공 경화 속도, 낮은 항복점(yield point) 및 연속 항복성을 달성한다. 미세구조 구성요소 각각의 기여가 아래에서 기술된다:

a) 페라이트(Ferrite): 본 개시에 따른 열연 강판은 75 - 90%의 페라이트(부피 기준)를 갖는다. 페라이트는 Mn의 기여를 강화하는 고용체에 의해 강화된다. 적절한 가공 조건을 사용함으로써 입자 크기는 2 - 5㎛로 제한된다. 페라이트의 이러한 입자 정제화는 그 페라이트의 강화로 이어지며, 그 페라이트의 양은 Hall-Petch 관계에 의해 결정된다. 이것은 또한 미세한 Nb,V(CN) 침전물의 형성에 의해 석출 강화된다.

b) 마르텐사이트(Martensite): 미세구조에서의 마르텐사이트의 양은 10-25%(용적 기준)이다. 마르텐사이트로부터의 강화는 그 구조, 탄소 함유량 및 더 높은 전위 밀도(dislocation density)로부터 유래한다.

c) 베이나이트 (Bainite): 미세구조에서의 마르텐사이트의 양은 5%(부피 기준) 미만이다.

상기한 고강도 이상조직 강판은 제2상으로서 마르텐사이트와 결합된 페라이트 매트릭스에서 미세한 석출물의 존재에 의하여 향상된 피로 수명을 획득하였다.

획득된 고강도 이상조직 강판의 항복 응력은 350~500㎫이다. 획득된 인장 강도는 최소 600MPa이다. 최소 균일 연신율(uniform elongation)은 16%이고 최소 전연신율(minimum total elongation)은 22%이다.

또한, 고강도 이상조직 강판의 변형 경화 지수(strain hardening exponent)("n")는 0.15 - 0.16이다. 이상조직 강철의 항복 대 인장 강도(비)(Yield to Tensile strength ratio)는 0.6 - 0.8이고, 천공 조건(punched condition)에서의 홀 팽창 비(hole expansion ratio)는 약 40 %이다.

실험 분석

단지 예시의 목적으로, 방법 100(스트립 1)에 따른 조성의 슬래브(표 1에 주어지는)가 CSP 주조기(mill)에서 연속 주조되었다. 슬래브는 열간압연 되었다. ROT 냉각이 본 개시에 따라 수행되었으며, 그 냉각 프로파일은 도 2에 제공된다. 강판의 기계적 특성이 표 2, 3 및 4에 열거되어 있다. 상기 강철의 미세구조들이 도 4, 5, 6 및 7에 도시되어 있다. 달성된 기계적 특성들 및 미세구조로부터, 화학적 성질 및 ROT 냉각 파라미터들이 본 개시의 요건에 부합할 때 목표로 하는 특성들이 달성될 수 있다는 것이 명백하다.

광학적(Nital 및 Le pera 에칭 모두) 및 SEM 미세 구조가 페라이트와 마르텐사이트로 이루어져 있는 도 4, 5, 6 및 7에서 제시된다. 50mm 게이지 길이의 인장 검사 샘플이 ASTM E8 표준에 따라 준비되었다. 전형적인 인장 검사의 그래프가 도 3에 제공되어 있다. 새로 개발된 강철은 최소 600MPa 인장강도, 16% 균일 연신율 및 최소 22% 전연신율을 가지고 있으며, 그 스트립은 0.15의 높은 변형 경화 계수, 0.6 내지 0.8 사이의 항복률(항복 강도 대 인장 강도)을 갖는다는 것이 상기 도면과 표로부터 명백하게 이해될 것이다. 상기한 강철은 페라이트 매트릭스에서 미세한 석출물의 분산을 갖는다. 이러한 침전물의 정체는 TEM에서 에너지 분산 분광법(Energy Dispersive Spectroscopy: EDS) 및 선택적 영역 회절(Selective Area Diffraction: SAD) 기술을 사용하여 확인된다. 상기 침전물은 도 8a 내지 8f에 기술된 바와 같이 주로 Nb(C,N) 이다. 상기 강철은 또한 3㎛ 미만의 매우 미세한 평균 입자 크기를 갖는다.

테스트 샘플들의 조성(중량 %)

스트립 1	C	Mn	Si	Cr	Nb	Al	P	S	N
	0.058	1.18	0.02	0.59	0.02	0.036	0.02	0.003	<0.005

테스트 샘플들의 인장 특성

샘플 ID	설명	YS( MPa )	TS( MPa )	TEL( % )	YS/TS	N
스트립 1	압연 방향 (RD)	441	652	25	0.68	0.16
		457	666	25	0.69	0.16
		437	653	24	0.67	0.16
	평균 RD	445	657	25	0.68	0.16
	횡단 방향 (TD)	447	658	22	0.68	0.15
		458	655	23	0.70	0.15
		444	655	22	0.68	0.16
	평균 TD	450	656	22	0.69	0.15

테스트 샘플들의 홀 팽창

샘플 ID	샘플 No.	펀칭된 Dia.(D1)	확장된 Dia(D2)	HER = (D2-D1)/D1	*HER100(** % )	비고
스트립 1	1	10.04	13.48	0.34	34.0	복수의 확장
	2	10.04	14.85	0.48	48.3	너무 큰 크랙
	3	10.03	14.88	0.49	49.2	너무 큰 크랙
	4	10.04	14.14	0.40	40.0	하나의 작은 크랙
	5	10.03	13.97	0.39	38.5	하나의 작은 크랙

미세구조 구성요소들의 정량화(Quantification of microstructural constituents)

샘플 ID	페라이트 (%)	마르텐사이트 ( % )	베이나이트 (%)	입자 크기 (μm)	경도( VHN with 0.1kgf)
Strip 1	80	17	<5	2-3	208±10

Claims

이상조직 강판을 제조하는 방법에 있어서,
- 중량%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S - 0.008 max, P - 0.025 max, Al - 0.01 내지 0.1, N -0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 액체 강을 제조하는 과정;
- 상기 액체 강철을 슬라브로 연속 주조하는 과정;
- 마무리 압연 온도(finish rolling temperature: FRT) 840 ± 30℃에서 상기 슬라브를 열연 강판으로 열간압연하는 과정;
- 중간 온도(T_INT)(720 ≤ T_INT ≤ 650)를 달성하는 냉각 속도 40 - 70℃/s로 런아웃 테이블 상에서 열간압연된 강판을 냉각하는 과정;
- 상기 열간압연된 강판을 5 ~ 7초 지속시간 동안 자연 냉각시키는 과정; 및
- 상기 열간압연된 강판을 40-70℃/s의 냉각 속도로 급냉하여 잔류 탄소가 농축된 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태시켜 400℃ 미만의 권취 온도를 달성하는 과정을 포함하는, 이상조직 강판을 제조하는 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 석출물의 용해를 위해 1100-1200℃ 범위의 온도로 재가열되는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판의 항복 응력은 350 - 500MPa인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 최소 600MPa의 인장강도를 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 16%의 최소 균일 신장율을 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 22%의 최소 전신장율을 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판의 응력 경화 지수("n")는 0.15 - 0.16인 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강의 항복 대 인장 강도(비율)는 0.6 - 0.8인 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판의 펀칭 조건(punched condition)에서의 홀 팽창비(hole expansion ratio)는 약 40%인 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 이상조직 강판은, 체적으로, 75 - 90% 페라이트, 10 - 25% 마르텐사이트 및 < 5% 베이나이트를 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 고강도 이상조직 강의 입자 크기는 2-5㎛인 것인 방법.
이상조직 강판에 있어서,
중량%로, C: 0.03 - 0.12, Mn: 0.8 - 1.5, Si: <0.1, Cr: 0.3 - 0.7, S- 0.008 max, P - 0.025 max, Al- 0.01 내지 0.1, N- 0.007 max, Nb: 0.005 - 0.035 및 V- 0.06 max로 이루어진 화학 조성물을 포함하는 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판의 항복 응력은 350 - 500MPa인 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 최소 600MPa의 인장강도를 갖는 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 16%의 최소 균일 신장율을 갖는 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판은 22%의 최소 전신장율을 갖는 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판의 응력 경화 지수("n")는 0.15 - 0.16인 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 항복 대 인장 강도(비)는 0.6 - 0.8인 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 펀칭 조건에서의 홀 팽창비는 약 40%인 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 상기 이상조직 강판은, 체적으로, 75 - 90% 페라이트, 10 - 25% 마르텐사이트 및 < 5% 베이나이트를 갖는 것인 이상조직 강판.
제12항에 있어서, 이상조직 강판의 입자 크기는 2-5㎛인 이상조직 강판.