KR102332220B1

KR102332220B1 - 중망간 평탄 강 제품으로 성형 부품을 제조하는 방법 및 이러한 부품

Info

Publication number: KR102332220B1
Application number: KR1020197010380A
Authority: KR
Inventors: 피터 플래쩌; 토마스 에버르쯔; 마뉴엘 오토; 카이 쾰러
Original assignee: 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하
Priority date: 2016-09-16
Filing date: 2017-09-12
Publication date: 2021-11-29
Anticipated expiration: 2037-09-12
Also published as: DE102016117494A1; KR20190057080A; US11214846B2; EP3512976A1; RU2722786C1; WO2018050634A1; EP3512976B1; US20190203312A1

Abstract

본 발명은 TRIP/TWIP 효과를 가지며 4 이상 12 이하 질량% Mn, 바람직하게는 5 초과 10 미만 질량% Mn을 갖는 중망간 강으로부터 부품을 제조하는 방법에 관한 것이다. 변형력을 감소시키면서 동시에 성형 부품의 변형도를 개선하기 위하여 본 발명은 60℃ 이상 Ac3 미만의 온도로, 바람직하게는 60℃ 이상 450℃ 이하의 평탄 강 제품의 온도의 제1성형 단계에서 부품으로 성형하는 것을 제안한다. 본 발명은 또한 이러한 방법에 따라 제조된 부품 및 그에 대한 용도에 관한 것이다.

Description

중망간 평탄 강 제품으로 성형 부품을 제조하는 방법 및 이러한 부품

본 발명은 TRIP/TWIP 효과를 가지며 4 내지 12 중량%, 바람직하게는 5 초과 10 미만의 중량%를 갖는 중망간 평탄 강 제품으로 구성된 부품을 제조하는 방법에 관한 것이다.

유럽 특허 출원 EP 2 383 353 A2는 900 내지 1500 MPa의 인장 강도를 갖는 망간 강으로 구성되는 평탄 강 제품을 개시하며, 망간 강은 다음 원소로 이루어진다(중량 %의 함량이며 용강(steel melt)과 관련됨): C: 0.5 이하; Mn: 4 내지 12.0; Si: 1.0 이하; Al: 3.0 이하; Cr: 0.1 내지 4.0; Cu: 4.0 이하; Ni: 2.0 이하; N: 0.05 이하; P: 0.05 이하; S: 0.01 이하이며, 나머지는 철 및 불가피한 불순물임. 선택적으로, “V, Nb, Ti” 그룹으로부터 하나 이상의 원소가 제공되며, 이들 원소의 함량의 합은 최대 0.5이다. 이 강은 고 망간 강보다 더 비용 효율적인 방식으로 제조될 수 있으며, 동시에 높은 파단 신장률 값을 가지며, 이와 관련하여, 상당히 개선된 변형성을 갖는 것을 특징으로 한다.

중망간 함량을 갖는 고강도 강은 미국 공개 특허 공보 US 2012/0070330 A1 및 DE 10 2008 005 158 A1에도 알려져 있다. US 2012/0070330 A1은 4 내지 14 중량% Mn의 중망간 함량을 갖는 고강도 강으로 구성된 강 스트립을 제조하는 방법에 관한 것이다. 제조하는 동안 강 스트립은 60℃ 내지 500℃의 압연온도에서 압연되고, 압연 동안 20% 내지 70%의 압하율(rolling reduction, R)로 압연된다.

또한, 독일 공개 특허 공보 DE 10 2012 013 113 A1은 이미 변형 동안 마르텐사이트로 전환될 수 있는 혼입된 잔류 오스테나이트(incorporated residual austenite)를 갖는 주로 페라이트계 미세구조를 갖는 소위 TRIP 강을 설명한다(TRIP 효과). TRIP 강은 강냉 경화(intense cold-hardening)로 인해 균일한 신장률과 인장 강도에 대한 높은 값을 얻는다. TRIP 강은 특히 시트 금속 블랭크 및 맞춤형 용접 블랭크와 같은 구조 부품, 샤시 부품 및 차량의 충돌 관련 부품에 사용하기 위해 적합하다.

또한, TRIP 및/또는 TWIP 특성을 갖는 강은 공개 특허 공보 US 2007/0289717 A1, DE 10 2012 111 959 A1, WO 2013/064698, WO 2005/061152 A1 그리고 US 2006/0179638에 언급되었다. 특허 DE 10 2004 054 444 B3 및 US 6,387,192 B1은 또한 TRIP/TWIP 특성을 갖는 강을 개시한다.

뿐만 아니라, 독일 특허 DE 10 2013 104 298 B4는 롤 포밍 (roll forming)으로 칭하기도 하는, 중 또는 고 망간 강 스트립 변형 방법으로서 압연 성형을 개시한다. 롤 포밍 또는 압연 성형은 연속 밴딩 방법으로 압연 성형 제품까지 단계적으로 다수의 롤러 쌍에 의해 강 스트립이 원하는 최종 형상으로 변형되는 방법이다. 흔히, 예를 들어 펀칭, 종방향 용접 또는 엠보싱과 같은 다른 생산 방법과 롤 포밍의 조합이 부품 길이에 걸쳐 변화하는 횡단면에서도 사실상 임의의 프로파일 형상을 제조하기 위해 사용되었다.

파이프의 내부 고압 성형의 도움으로 소위 내부 고압 성형(internal high-pressure forming)이라고 하는 추가로 알려진 변형 공정이 공개 특허 공보 DE 10 2008 014 213 A1에 기술된다. 튜브형 공작물은 여기서 적어도 2 부분으로 된 공구에 배치되고 고압 하에서 내측에서 활성 매체를 처리한다. 공작물은 여기서 확장되어 공구의 조각 또는 기하학적 형상으로 형성되고, 부분적으로 뒤에서 밀려 공구의 형상을 획득한다. 재료는 재료 파단(material failure) 없이 높은 변형이 국부적으로 흡수될 수 있도록 구성되어야 한다.

이로부터 계속하여, 본 발명의 목적은 중망간 평탄 강 제품으로 구성되는 부품을 제조하는 방법, 이 방법으로 제조되는 부품 및 이에 대한 용도에 대한 것이며, 이 목적은 변형된 부품의 변형도 향상과 동시에 변형력을 줄이는 것을 특징으로 한다.

이 목적은 제1항의 특징을 갖는 중망간 평탄 강 제품으로 구성된 부품을 제조하는 방법, 제15항의 특징을 갖는 이러한 방법에 의해 제조되는 부품 및 청구항 16항에 따른 이러한 부품의 용도에 의해 달성된다. 본 발명의 유리한 실시예가 종속항에 기재된다.

본 발명에 따르면, 60℃ 이상 Ac3 미만, 바람직하게는 60℃ 내지 450℃의 평탄 강 제품의 온도에서 제1 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 평탄 강 제품을 변형시키는 단계를 포함하며 TRIP/TWIP 효과를 가지며 4 내지 12 중량% Mn, 바람직하게는 5 초과 10 미만 중량% Mn을 갖는 중망간 평탄 강 제품으로 구성되는 부품을 생성하는 방법에 의해, 부품을 형성하기 위해 평탄 강 제품을 변형할 때 변형하는 동안 경화를 감소시킴으로써 변형된 평탄 강 제품의 최대 변형도가 증가할 때 달성된다. 이전에 언급한 특징 - 어떤 특정 온도에서의 제1 변형 단계에 의함 - 은 제1 변형 단계 이전에 이미 원하는 온도가 달성되었고 자체 변형으로 인해 처음으로 생성된 것이 아닌 것을 의미하는 것으로 이해된다. 요구되는 변형력의 감소는 또한 제1 변형 온도 이전의 온도 증가와 관련된다. 3% 초과의 파단신장률에서 800 MPa 초과 2000 MPa 이하의 인장 강도를 갖는 변형된 부품의 잔류 변형 능력의 증가는 또한 최대로 변형된 영역에서 생성된다. 평탄 강 제품은 코일 또는 권취(wound) 스트립 또는 패널 재료에 의해 예열될 수 있다. 제1 변형 단계 이전에 예열과 함께 본 발명에 따라 평탄 강 제품을 변형하는 방식으로, 준안정 오스테나이트의 마르텐사이트로의 전환(TRIP 효과)은 변형 공정 중에 완전히 또는 부분적으로 억제되며, 변형 쌍정(TWIP효과)이 오스테나이트에서 형성될 수 있다. 본 발명에 따르면 경화 방지 및 변형력 감소의 장점을 달성할 수 있고 그 결과 전체 변형 능력은 증가한다.

평탄 강 제품이 60℃ 이상 Ac3 미만, 바람직하게는 60℃ 이상 450℃ 이하에서 예열되는 것이 유리하다.

방법의 다른 변형예에서, 평탄 강 제품은 부품을 형성하기 위하여 추가적인 변형 단계에 의해 상온 이상 Ac3 미만, 바람직하게는 상온 이상 450℃ 이하의 평탄 강 제품의 온도에서 변형된다. 변형 쌍정은 목적하는 방식(targeted manner)으로 도입되며 그 다음 상온에서 마르텐사이트로 전환되며 그 결과 에너지 흡수 율을 증가시키며 더 높은 변형도를 허용한다.

본 발명에서의 상온은 15 내지 25℃의 범위 내에 있는 것으로 정의 된다.

방법의 다른 변형예에서, 평탄 강 제품은 부품을 형성하기 위하여 추가 적인 변형 단계에 의해 -100℃ 내지 60℃의 평탄 강 제품의 온도에서 변형된다. 준안정 오스테나이트는 여기에서 마르텐사이트로 목적하는 방식으로 전환되며 평탄 강 제품의 관련된 영역에서의 강도는 상당히 증가된다.

특히 유리한 방식으로, 평탄 강 제품은 부품을 형성하기 위해 추가 변형 단계에 의해 -100℃ 이상 Ac3 미만의 온도에서 변형될 수 있다. 낮은 온도에서의 변형은 최후의 변형 단계에서 사용된다.

특히 유리한 방식으로, 평탄 강 제품은 부품을 형성하기 위해 각각이 국부적으로 한정될 수 있는 다른 온도에서의 추가의 개별 변형 단계에 의해 변형된다. 강도 및 연신 특성의 목표된 그리고 국부적인 조절은 변형 온도를 다르게 함으로써 선택적으로 달성될 수 있다. 그러므로, 특성은 국부적 냉각 또는 가열에 의해 목적하는 방식으로 국부적으로 조절될 수 있다. 주로 더 높은 강도는 목적하는 냉각에 의해 달성되고 더 높은 잔류 연신 및 더 높은 변형 능력은 국부 가열에 의해 달성된다.

변형예에서, 평탄 강 제품은 한쪽 면 상에서 예열된다. 대안적으로, 평탄 강 제품은 양쪽 면 상에서 예열된다.

온도 대역을 유지하기 위해서, 본 발명에 따른 평탄 강 제품은 변형을 위해 변형 단계들 사이에 원하는 공정에 따라 -100℃ 이상 Ac3 미만 사이의 온도로 변형 동안 중간 가열 또는 중간 냉각될 수 있다.

특히 유리한 방식으로, 방법은 평탄 강 제품을 압연 변형에 의해 변형하기에 적합하다.

압연 변형 동안, 평탄 강 제품은 다수의 연속적인 변형 또는 가공 단계에서 주름 형성(creasing), 압축, 영역에서의 두께 감소, 엠보싱, 펀칭 또는 채널링, 또는 그들의 조합 중 적어도 하나를 겪는다. 폐쇄된 프로파일 형태를 갖는 부품은 또한 이러한 목적으로 압연 변형 이후에 선택적으로 용접, 바람직하게는 종방향 심 용접(longitudinal seam weld)으로 제조될 수 있다.

특히 바람직한 방식으로, 이 방법은 내부 고압 성형에 의해 평탄 강 제품을 변형하는데 또한 적합하다. 내부 고압 성형은 바람직하게는 고체, 액체 또는 기체의 활성 매질에 의해 발생된다. 알려진 방식으로는, 내부 고압 성형 동안 평탄 강 제품, 특히 열간 또는 냉간 압연 스트립은 슬릿 튜브로 형성되고 그리고 나서 종방향 심 용접을 하여 튜브를 형성하거나 또는 대안적으로 나선형으로 형성되고 나선형 심 용접(spiral seam weld)되어 튜브를 형성한다. 바람직하게는 그러나 선택적으로, 튜브는 예를 들어 노상 로(hearth furnace) 또는 머플 로(muffle furnace)와 같은 고정 로 유닛(stationary furnace unit)에서 또는 연속 로(continuous furnace)에서 또는 유도식으로(inductively) 종방향 심 용접 또는 나선형 심 용접 이후에 즉시 500 이상 850℃ 이하의 온도에서, 30 초 이상 12 시간 이하의 시간 동안 어닐링된다. 대안적으로, 낮은 변형도 및 후속 내부 고압 성형을 위한 충분한 나머지 잔류 연성으로, 어닐링 단계가 생략 되고, 이에 따라 경화 상태에서의 추가 처리가 행하여 질 수 있다. 그 다음에, 본 발명에 따른 내부 고압 성형은 60 내지 450℃의 바람직한 온도에서 수행된다. 가열은 바람직하게는 활성 매체를 통해 수행된다. 변형은 복수의 단계로 수행될 수 있다. 온간(warm) 내부 고압 성형 이후에 부품은 바람직하게는 초기 오스테나이트 함량의 적어도 50%를 여전히 가진다. 내부 고압 성형을 위한 유리한 온도는 60 이상 450℃ 이하이다.

압연 변형 또는 내부 고압 성형을 통해 획득한 부품과 관련하여서는 다음의 인장 강도(Rm) MPa 및 파단신장률(A80)의 의존성이 생성된다:

700 MPa 이상 800 MPa 이하의 Rm: 15400 MPa% 이상 50000 MPa% 이하의 Rm×A80

800 MPa 초과 900 MPa 이하의 Rm: 14400 MPa% 이상 50000 MPa% 이하의 Rm×A80

900 MPa 초과 1100 MPa 이하의 Rm: 13500 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1100 MPa 초과 1200 MPa 이하의 Rm: 13200 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1200 MPa 초과 1350 MPa 이하의 Rm: 11200 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1350 MPa 초과 1800 MPa 이하의 Rm: 8000 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1800 MPa 초과의 Rm: 4000 MPa% 이상 30000 MPa% 이하의 Rm×A80

특히 바람직한 방식으로, 평탄 강 제품은 특히 기술된 이점을 달성하기 위해 다음의 화학적 조성으로 제조된다(중량%로):

C: 0.0005 내지 0.9, 바람직하게는 0.05 내지 0.35

Mn: 4 내지 12, 바람직하게는 5 초과 10 미만

나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이며,

다음이 합금화에 의해 선택적으로 첨가된다:

Al: 0 내지 10, 바람직하게는 0.05 내지 5, 특히 바람직한 방식으로 0.5 초과 3 이하

Si: 0 내지 6, 바람직하게는 0.05 내지 3, 특히 바람직한 방식으로 0.1 내지 1.5

Cr: 0 내지 6, 바람직하게는 0.1 내지 4, 특히 바람직한 방식으로 0.5 초과 2.5 이하

Nb: 0 내지 1, 바람직하게는 0.005 내지 0.4, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.1

V: 0 내지 1.5, 바람직하게는 0.005 내지 0.6, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.3

Ti: 0 내지 1.5, 바람직하게는 0.005 내지 0.6, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.3

Mo: 0 내지 3, 바람직하게는 0.005 내지 1.5, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.6

Sn: 0 내지 0.5, 바람직하게는 0.2 미만, 특히 바람직한 방식으로 0.05 미만

Cu: 0 내지 3, 바람직하게는 0.5 미만, 특히 바람직한 방식으로 0.1 미만

W: 0 내지 5, 바람직하게는 0.01 내지 3, 특히 바람직한 방식으로 0.2 내지 1.5

Co: 0 내지 8, 바람직하게는 0.01 내지 5, 특히 바람직한 방식으로 0.3 내지 2

Zr: 0 내지 0.5, 바람직하게는 0.005 내지 0.3, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.2

Ta: 0 내지 0.5, 바람직하게는 0.005 내지 0.3, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.1

Te: 0 내지 0.5, 바람직하게는 0.005 내지 0.3, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.1

B: 0 내지 0.15, 바람직하게는 0.001 내지 0.08, 특히 바람직한 방식으로 0.002 내지 0.01

P: 0.1 미만, 바람직하게는 0.04 미만

S: 0.1 미만, 바람직하게는 0.02 미만

N: 0.1 미만, 바람직하게는 0.05 미만

중망간 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 및/또는 TWIP(Twinning Induced Plasticity) 강으로 구성된 이 평탄 강은 우수한 냉간 성형성 및 온간 성형성, 용접 동안 액체 금속 취화(liquid metal embrittlement, LME) 및 수소 취화, 수소 유도 지연 균열 형성(hydrogen-induced delayed crack formation)(지연 파단)에 대한 증가된 저항을 가진다.

통상적인 방식으로, 전술한 평탄 강 제품은 다음에 기술된 생산 경로에 의해 제조된다:

- 용융물의 선택적 진공 처리가 있는 전기 아크로 제강 플랜트(electric arc furnace steel plane) 또는 고로-제강 플랜트(blast furnace-steel plant)의 공정경로를 통해 상술한 화학 조성을 갖는 용강(steel melt)을 용융시키는 단계;

- 최종 치수에 근사하는 수평 또는 수직 스트립 주조 공정에 의한 예비 스트립을 형성하도록 용강을 주조하거나 수평 또는 수직 슬래브 또는 얇은 슬래브 주조 공정에 의한 슬래브 또는 얇은 슬래브를 형성하도록 용강을 주조하는 단계;

- 예비 스트립을 1050 내지 1250℃의 압연 온도로 가열하거나 주조 열(제1 열)로 인-라인 롤 아웃(roll-out)하는 단계,

- 1050 내지 800℃의 최종 압연 온도에서 20 내지 0.8 mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하도록 예비 스트립 또는 슬래브 또는 얇은 슬래브를 열간 압연하는 단계,

- 100 초과 800℃ 이하의 온도에서 열간 스트립을 권취(reeling)하는 단계,

- 열간 스트립을 산세척하는 단계,

- 1분 내지 24시간의 어닐링 시간 및 500 내지 840℃의 온도로 연속 어닐링 설비 또는 배치식 어닐링(batch type annealing) 설비 또는 불연속 어닐링 설비에서 열간 스트립을 어닐링하는 단계,

- 선택적으로 상온에서, 바람직하게는 제1 압연 패스 이전에 압연력을 감소시키고 오스테나이트에 변형 쌍정을 형성하도록 60 이상 Ac3 미만의 온도, 바람직하게는 60 내지 450℃로 예열하여 열간 스트립을 냉간 압연하며 필요에 따라 압연 패스 사이에서 60℃ 이상 Ac3 온도 미만, 바람직하게는 60 내지 450℃로 냉각 또는 가열하는 단계,

- 1분 내지 24시간 동안 500℃ 내지 840℃의 온도로 연속 어닐링 설비 또는 배치식 어닐링 설비를 통해 선택적으로 어닐링하는 단계,

- 선택적으로 강 스트립을 전기 아연도금(electrolytically galvanising) 또는 용융 침지 아연도금(hot-dip galvanising)하거나 다른 유기 또는 무기 코팅을 도포하는 단계.

그리고 나서 평탄 강 제품은 본 발명에 따라 부품으로 변형되며, 특히 압연 변형 또는 내부 고압 성형된다.

이러한 제조 경로에 의해 제조된 평탄 강 제품은 10 내지 80%의 오스테나이트 함량, 20 내지 90%의 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 갖는 미세 구조를 가지며, 적어도 30%의 마르텐사이트가 어닐링된 마르텐사이트로 존재한다. 바람직하게는 미세구조는 40 내지 80%의 오스테나이트, 20% 미만의 페라이트/베이나이트, 나머지는 마르텐사이트를 갖는다.

예비 스트립의 일반적인 두께 범위는 1 mm 내지 35 mm 이며 슬래브 및 얇은 슬래브의 경우 35 mm 내지 450 mm이다. 슬래브 또는 얇은 슬래브가 열간 압연되어 20 mm 내지 0.8 mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하거나 최종 치수에 근사하도록 주조된 예비 스트립은 8 mm 내지 0.8 mm의 두께를 갖는 열간 스트립을 형성하도록 열간 압연되는 것이 바람직하다. 냉간 스트립은 일반적으로 3 mm 미만, 바람직하게는 0.1 내지 1.4 mm의 두께를 갖는다.

본 발명에 따른 상기 방법의 맥락에서, 2-롤러 주조 공정으로 제조되고 최종 치수에 근사하고 3mm 이하, 바람직하게는 1 mm 내지 3 mm의 두께를 갖는 예비 스트립은 이미 열간 스트립으로 이해된다. 따라서, 열간 스트립으로서 제조된 예비 스트립은 반대 방향으로 진행하는 2 개의 롤러의 도입된 변형으로 인해 주조 구조를 갖지 않는다. 따라서, 열간 압연은 2-롤러 주조 공정 중에 인-라인으로 이미 발생하므로 별도의 가열 및 열간 압연이 필요하지 않다.

열간 스트립의 냉간 압연은 상온에서, 또는 유리하게는 제1 압연 패스 이전의 하나의 가열 공정 및/또는 후속 압연 패스 또는 여러 압연 패스 사이에서의 가열 공정으로 상승된 온도에서 일어날 수 있다. 상승된 온도에서의 냉간 압연은 압연력을 감소시키고 변형 쌍정의 형성(TWIP 효과)을 돕기 위해 유리하다. 제1 압연 패스 이전에 압연되는 재료의 유리한 온도는 60℃ 이상 Ac3 온도 미만, 바람직하게는 60 내지 450℃이다.

냉간 압연이 복수의 압연 패스에서 수행되는 경우, 60℃ 이상 Ac3 온도 미만, 바람직하게는 60 내지 450℃의 온도로 압연 패스 사이의 강 스트립을 중간 가열 또는 냉각하는 것이 유리하며, 이는 TWIP 효과가 이 범위에서 특히 유리한 방식으로 나타나기 때문이다. 압연 속도 및 변형도에 따라, 예를 들어 매우 낮은 변형도 및 압연 속도에서의 중간 가열 및 급속 압연 및 높은 변형도를 갖는 재료의 가열에 의해 초래되는 추가 냉각이 수행될 수 있다.

상온에서 열간 스트립의 냉간 압연 후, 강 스트립은 충분한 성형 특성을 회복하기 위해 1분 내지 24시간, 바람직하게는 10분 미만의 어닐링 시간 및 500 내지 840℃의 온도에서 연속 어닐링 설비 또는 배치식 어닐링 설비 또는 다른 불연속 어닐링 설비에서 어닐링된다. 특정 재료 특성을 달성하기 위해 필요하다면, 이 어닐링 절차는 상승된 온도에서 강 스트립을 압연하여 수행될 수도 있다.

어닐링 처리 후에, 강 스트립은 유리하게는 250℃ 내지 상온의 온도로 냉각되고 이어서 필요하다면, 시효 처리 과정에서 요구되는 기계적 특성을 조절하기 위해 300 내지 450℃의 온도로 재가열되며, 5분 이하 동안 이 온도가 유지되며, 이어서 상온으로 냉각된다. 시효 처리는 연속 어닐링 장비에서 유리하게 수행될 수 있다.

이러한 방식으로 제조된 평탄 강 제품은 선택적으로 전기 아연 도금 또는 용융 침지 아연 도금될 수 잇다. 하나의 유리한 개발에서, 이러한 방식으로 제조된 강 스트립은 전기 아연 도금 또는 용융 침지 아연 도금 대신에 또는 그 후에 유기 또는 무기 베이시스(basis) 상에 코팅을 얻는다. 예를 들어, 이들은 유기 코팅, 합성 재료 코팅 또는 래커(lacquer) 또는 예를 들어 산화철 층과 같은 다른 무기 코팅일 수 있다.

본 발명에 따라 변형된 부품은 위에 설명한 방법으로 제조될 수 있다. 상승된 온도에서 바람직하게 변형되는 부품은 동일한 변형도를 가지며, 상온에서 변형된 부품과 동일하거나 그보다 더 높은 강도 특성(항복 강도/탄성 한계 및/또는 인장 강도)을 가지며 파단신장률은 상온에서의 변형과 비교했을 때 적어도 10% 더 높다. 유사한 방식으로, 파단신장률에 대한 비교가능한 특성 값을 설정하는 것이 가능하며, 강도(항복 강도/탄성 한계 및/또는 인장 강도)에 대한 특성 값이 상온에서의 변형 특성 값과 비교시에 10% 위이다. 온간 성형된 부품은 TRIP 효과가 적어도 부분적으로 억제되기 때문에 수소-유도 취화 및 지연 균열 형성에 대한 증가된 저항을 가진다. 또한, 액체 금속 취화는 용접동안 일어나지 않는다.

본 발명을 사용하면 같은 강도 등급의 저합금 강과 비교했을 때 상당히 개선된 잔류 연신 및/또는 잔류 인성을 갖는 고강도 부품을 제조할 수 있고, 이러한 용도에 현재 사용되는 12 중량% 초과의 고합금 함량을 갖는 고망간 강 및/또는 많은 양의 Cr 및/또는 Cr-Ni 또는 다른 원소들과 합금된 강 보다 상당히 더 비용 효율적이다.

본 발명에 따르면, 상기 기술된 방법에 의해 제조된 부품의 용도는 자동차 산업, 철도 차량 건설, 조선, 플랜트 설계, 기반시설, 항공 우주 산업, 가전 제품 및 맞춤형 용접 블랭크(welded blank)에 유리하게 제공된다.

본 발명에 따른 방법에 따라 제조된 강 스트립은 유리하게 300 내지 1350 MPa의 탄성 한계(Rp0.2), 1100 내지 2200 MPa의 인장 강도(Rm) 및 4% 초과 41% 이하의 파단신장률(A80)을 가지며, 높은 강도는 낮은 파단신장률과 관련이 있으며 그 역도 마찬가지이다:

700MPa 이상 800 MPa 이하의 Rm: 15400 MPa% 이상 50000 MPa% 이하의 Rm×A80

800MPa 초과 900 MPa 이하의 Rm: 14400 MPa% 이상 50000 MPa% 이하의 Rm×A80

900MPa 초과 1100 MPa 이하의 Rm: 13500 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1100MPa 초과 1200 MPa 이하의 Rm: 13200 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1200MPa 초과 1350 MPa 이하의 Rm: 11200 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1350MPa 초과 1800 MPa 이하의 Rm: 8000 MPa% 이상 45000 MPa% 이하의 Rm×A80

1800MPa 초과의 Rm: 7200 MPa% 이상 30000 MPa% 이하의 Rm×A80

최초 측정 길이 A80을 갖는 시험편 유형 2는 DIN 50 125에 따른 파단신장률 시험을 위해 사용된다.

함량 범위의 정의들에서 예를 들어 0.01 내지 1 중량%와 같은 “내지”라는 용어의 사용은 한계 값 - 예에서 0.01 및 1 - 이 또한 포함됨을 의미한다.

합금 원소는 일반적으로 목표된 방식으로 특정 속성에 영향을 주기 위해 강에 추가된다. 합금 원소는 다른 강의 다른 특성에 영향을 줄 수 있다. 효과 및 상호 작용은 일반적으로 양, 추가 합금 원소의 존재 및 재료의 용액 상태에 크게 좌우된다. 상관 관계는 다양하며 복잡하다. 본 발명에 따른 합금 내의 합금 원소의 효과는 이후에 보다 상세하게 논의될 것이다. 본 발명에 따라 사용되는 합금 원소의 긍정적인 효과는 이하에 기술될 것이다.

탄소 C: C는 탄화물을 형성하는데 필요하고, 오스테나이트를 안정화시키고 강도를 증가시킨다. C 함량이 높을수록 용접 특성이 저하되고 연신 및 인성 특성이 저하되어 최대 함량이 0.9 중량% 바람직하게는 0.35 중량%으로 설정된다. 재료의 강도 및 연신 특성의 원하는 조합을 달성하기 위해 최소 첨가량 0.0005 중량%, 바람직하게는 0.05중량%가 요구된다.

망간 Mn: Mn은 오스테나이트를 안정화시키고, 강도 및 인성을 증가시키며, 본 발명에 따른 합금에 변형-유도된 마르텐사이트 형성 및/또는 쌍정화(twinning)를 가능하게 한다. 4 중량% 미만의 함량은 오스테나이트를 안정화시키기에 충분하지 않으며 이에 따라 연신 특성을 손상시키는 반면 12 중량% 이상이면 오스테나이트가 너무 많이 안정화되고 결과적으로 강도 특성, 특히 0.2% 탄성 한계가 감소된다. 중망간 함유량을 갖는 본 발명에 따른 망간강에 있어서, 5 중량% 초과 10 중량% 미만의 범위가 바람직하다.

알루미늄 Al: Al은 강도 및 연신 특성을 향상시키며 상대 밀도를 감소시키고 본 발명에 따른 합금의 전환 거동에 영향을 미친다. 지나치게 높은 Al 함량은 연신 특성을 저하시킨다. 더 높은 Al 함량은 또한 연속 주조 공정에서 주조 거동을 상당히 저하시킨다. 이는 주조시 비용을 증가시킨다. 높은 Al 함량은 본 발명에 따른 합금에서 탄화물의 석출을 지연시킨다. 따라서, 0 내지 10 중량%, 바람직하게는 0.05 내지 5 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.5 초과 3 이하 중량%의 Al 함량이 설정된다.

실리콘 Si: Si의 선택적인 첨가는 탄소의 확산을 방해하고, 상대 밀도를 감소시키며, 강도 및 연신 특성 및 인성 특성을 증가시킨다. 또한, 냉간 압연성의 향상은 합금화에 의한 Si 첨가에 의해 알 수 있다. 높은 Si 함량은 예를 들어 아연 도금에 의해 재료의 취화를 초래하고 열간 및 냉간 압연성 및 코팅성에 부정적인 영향을 미친다. 따라서, 0 내지 6 중량%, 바람직하게는 0.05 내지 3 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.1 내지 1.5 중량%의 Si 함량이 설정된다.

크롬 Cr: Cr의 선택적인 첨가는 강도를 향상시키고 부식 속도를 감소시키며, 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시키고 탄화물을 형성한다. 높은 함량은 연신 특성의 저하를 가져온다. 따라서, 0 내지 6 중량%, 바람직하게는 0.1 내지 4 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.5 초과 2.5 이하 중량%의 Cr 함량이 설정된다.

미세 합금 원소는 일반적으로 매우 적은 양으로만 첨가된다. 합금 원소와는 달리, 이들은 주로 침전물 형성에 의해 작용하지만 또한 용해된 상태의 특성에 영향을 줄 수 있다. 소량의 미세 합금 원소가 이미 가공 특성 및 최종 특성에 상당히 영향을 미친다. 특히 열간 성형의 경우, 미세 합금 원소는 유리하게 재결정 거동 및 결정립 미세화에 영향을 미친다.

일반적인 미세 합금 원소는 바나듐, 니오브 및 티타늄이다. 이들 원소는 철 격자 내에 용해되어 탄화물, 질화물 또는 탄소 및 질소를 갖는 탄질화물을 형성할 수 있다.

바나듐 V 및 니오브 Nb: 이들은 특히 탄화물을 형성하여 결정립 미세화 방식으로 작용하여 이로 인해 동시에 강도, 인성 및 연신 특성이 개선된다. 1.5 중량% 또는 1 중량% 초과의 함량은 더 이상의 이점을 제공하지 않는다. 바나듐 및 니오브에 대해 0.005 중량 %의 최소 함량 및 0.6 중량% 또는 0.4 중량%의 최대 함량이 선택적으로 바람직하며, 0.01 중량%의 최소 함량 및 0.3 중량% 또는 0.1 중량%의 최대 함량이 특히 바람직하다.

티타늄 Ti: Ti는 탄화물 형성제로서 결정립 미세화 방식으로 작용하여 동시에 강도, 인성 및 연신 특성이 개선되고 입내 부식(inter-crystalline corrosion)이 감소된다. 1.5 중량% 초과의 Ti 함량은 연신 특성을 저하시키므로 1.5 중량%, 바람직하게는 0.6 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.3 중량%의 최대 Ti 함량이 선택적으로 설정된다. 질소를 결합시키고 유리하게 Ti를 석출시키기 위해 0.005 중량%, 바람직하게는 0.01 중량%의 최소 함량이 제공될 수 있다.

몰리브덴 Mo: Mo는 탄화물 형성제로서 작용하고, 강도를 증가시키고, 지연 균열 형성 및 수소 취화에 대한 저항을 증가시킨다. 높은 Mo 함량은 연신 특성을 저하시킨다. 따라서, 0 내지 3 중량%, 바람직하게는 0.005 내지 1.5 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.01 초과 0.6 이하 중량%의 Mo 함량이 선택적으로 설정된다.

주석 Sn: Sn은 강도를 증가시키지만, 구리와 유사하게, 고온에서 스케일층(scale layer) 아래 및 결정립계에 축적된다. 결정립계로의 침투로 인해 저융점 상의 형성 및 이와 관련하여 미세구조의 균열 및 취성 땜납이 발생하기 때문에 0.5 중량%의 최대 함량, 바람직하게는 0.2 중량% 미만, 특히 바람직한 방식으로 0.05 중량% 미만의 최대 함량이 선택적으로 제공된다.

구리 Cu: Cu는 부식 속도를 감소시키고 강도를 증가시킨다. 3 중량% 초과의 함량은 주조 및 열간 압연 중에 저융점 상을 형성함으로써 생산성을 저하시키므로 3 중량%, 바람직하게는 0.5 중량% 미만, 특히 바람직한 방식으로 0.1 중량% 미만의 최대 함량이 선택적으로 설정된다.

텅스텐 W: W는 탄화물 생성제로 작용하여 강도와 내열성을 증가시킨다. W 함량이 5 중량%를 초과하면 연신 특성이 저하되므로, 5 중량%의 최대 함량이 선택적으로 설정된다. 0.01 내지 3 중량%의 함량이 바람직하며, 0.2 내지 1.5 중량%의 함량이 특히 바람직하다.

코발트 Co: Co는 강의 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화시키고 내열성을 향상시킨다. 8 중량% 초과의 함량은 연신 특성을 저하시킨다. 따라서, 최대 8 중량%, 바람직하게는 0.01 내지 5 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.3 내지 2 중량%의 Co 함량이 설정된다.

지르코늄 Zr: Zr은 탄화물 생성제로 작용하며 강도를 향상시킨다. 0.5 중량% 초과의 Zr 함량은 연신 특성을 저하시킨다. 따라서, 0 내지 0.5 중량%, 바람직하게는 0.005 내지 0.3 중량%, 특히 바람직한 방식으로 0.01 내지 0.2 중량%의 Zr 함량이 설정된다.

탄탈륨 Ta: Ta는 탄화물 형성제로서 니오브와 유사한 방식으로 결정립 미세화 방식으로 작용하여 강도, 인성 및 연신 특성을 동시에 향상시킨다. 0.5 중량%를 초과하는 함량은 특성의 추가 향상을 제공하지 않는다. 따라서, 0.5 중량%의 최대 함량이 선택적으로 설정된다. 바람직하게는, 결정립 미세화가 유리하게 생성될 수 있는 0.005 중량%의 최소 함량 및 0.3 중량%의 최대 함량이 설정된다. 경제적 타당성을 개선하고 결정립 미세화를 최적화하기 위해, 0.01 중량% 내지 0.1 중량%의 함량이 특히 바람직하게 요구된다.

텔루르 Te: Te는 내부식성 및 기계적 특성 및 기계가공성을 향상시킨다. 또한, Te는 망간 황화물(MnS)의 견고성을 증가시켜, 그 결과 열간 압연 및 냉간 압연 동안 압연 방향으로 더 작은 정도로 늘어나게 된다. 0.5 중량% 초과의 함량은 연신 및 인성 특성을 저하시키므로 최대 함량이 0.5 중량%로 설정된다. 선택적으로, 0.005 중량%의 최소 함량 및 0.3 중량%의 최대 함량이 설정되어 존재하는 MnS의 강도를 증가시키고 기계적 특성을 유리하게 향상시킨다. 또한, 비용을 감소시키는 동시에 기계적 특징의 최적화가 가능하도록 보장하는 0.01 중량%의 최소 함량 및 0.1 중량%의 최대 함량이 바람직하다.

붕소 B: B는 오스테나이트 전환을 지연시키고, 강의 열간 성형 특성을 향상시키고 주위 온도(ambient temperature)에서 강도를 향상시킨다. 매우 낮은 합금 함량에서도 그 효과가 달성된다. 0.15 중량% 초과의 함량은 연신 특성 및 인성 특성을 크게 저하시키므로, 0.15 중량%의 최대 함량이 설정된다. 선택적으로, 보론의 강도 증가 효과를 유리하게 사용하도록 0.001 중량%의 최소 함량 및 0.08 중량%의 최대 함량, 바람직하게는, 0.002 중량%의 최소 함량 및 0.01 중량%의 최대 함량이 설정된다.

인 P: P는 미량 원소이며, 철광석에서 주로 유래하고 철 격자에 치환 원자로서 용해되어 있다. 인은 고용체 경화를 통해 경도를 증가시키고 경화성을 향상시킨다. 그러나, 낮은 확산 속도로 인하여 편석에 대한 강한 경향을 나타내고 인성의 레벨을 크게 감소시키기 때문에 인 함량을 가능한 한 많이 낮추려는 시도가 일반적으로 행해진다. 결정립계에 인의 부착은 열간 압연동안 결정립계를 따라 균열을 일으킬 수 있다. 또한, 인은 전이 온도를 인성에서 취성 거동으로 300℃까지 증가시킨다. 전술한 이유로, 인 함량은 0.1 중량% 미만, 바람직하게는 0.04 중량% 미만의 값으로 제한된다.

황 S: 인과 마찬가지로 S는 철광석의 미량 원소로 묶이지만, 특히 코크스(coke)의 고로 공정을 통한 생산 경로에서 결합된다. 강에서는 일반적으로 요구되지 않는데, 이는 과도한 편석에 대한 경향을 나타내며 큰 취화 효과를 가져서 연신 및 인성 특성이 저하되기 때문이다. 따라서 가능한 한 낮은(예를 들어 딥 탈황(deep desulphurization)에 의해) 용융물 내의 황의 양을 달성하려는 시도가 이루어진다. 전술한 이유로, 황 함량은 0.1 중량% 미만, 바람직하게는 0.02 중량% 미만의 값으로 제한된다.

질소 N: N은 마찬가지로 강 제조와 관련된 원소이다. 녹은 상태에서 4 중량% Mn 이상의 높은 망간 함량을 가지는 강의 강도 및 인성 특성을 향상시킨다. 자유 질소의 존재 하에 4 중량% 미만의 Mn을 가지는 낮은 Mn 합금강은 강화 시효 효과(strong ageing effect)를 가지는 경향이 있다. 질소는 저온에서조차도 전위로 확산되고 동일하게 차단된다. 따라서 인성의 급격한 감소와 관련하여 강도가 증가한다. 예를 들어 합금화에 의한 알루미늄 또는 티타늄의 첨가에 의해 질화물의 형태로 질소를 결합시키는 것이 가능하며, 특히 질화 알루미늄은 본 발명에 따른 합금의 변형 특성에 부정적인 효과를 갖는다. 전술한 이유로, 질소 함량은 0.1% 중량% 미만, 바람직하게는 0.05 중량% 미만으로 제한된다.

Claims

TRIP 효과 및 TWIP 효과 중 하나 이상을 갖는 중망간 평탄 강 제품으로 구성되는 부품을 제조하는 방법으로서,
상기 평탄 강 제품은 중량%로:
C: 0.0005 내지 0.9
Mn: 4 내지 12;인 화학 조성으로 제조되며,
나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이며,
선택적으로 중량%로:
Al: 0 내지 10
Si: 0 내지 6
Cr: 0 내지 6
Nb: 0 내지 1
V: 0 내지 1.5
Ti: 0 내지 1.5
Mo: 0 내지 3
Sn: 0 내지 0.5
Cu: 0 내지 3
W: 0 내지 5
Co: 0 내지 8
Zr: 0 내지 0.5
Ta: 0 내지 0.5
Te: 0 내지 0.5
B: 0 내지 0.15
P: 0.1 미만
S: 0.1 미만
N: 0.1 미만;의 합금화에 의해 첨가되며,
상기 방법은:
60℃ 내지 450℃의 평탄 강 제품의 온도에서 제1 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 평탄 강 제품을 변형시키는 단계 － 상기 제1 변형 단계 이전에 이미 상기 온도가 달성되며 자체 변형으로 의해 처음으로 생성되지 않음 －;를 포함하며,
상기 평탄 강 제품은 10 내지 80 부피%의 오스테나이트, 20 내지 90 부피%의 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 갖는 미세구조로 제조되며, 여기서 마르텐사이트의 적어도 30 부피%는 어닐링된 마르텐사이트로 존재하는,
부품을 제조하는 방법.
제1항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 상기 제1 변형 단계 이전에 60℃ 이상 450℃ 이하의 온도로 예열되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 -100℃ 이상 Ac3 미만의 평탄 강 제품의 온도에서 추가 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 변형되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 상온 이상 Ac3 미만의 평탄 강 제품의 온도에서 추가 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 변형되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 -100℃ 이상 60℃ 이하의 평탄 강 제품의 온도에서 추가 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 변형되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 각각 국부적으로 정의되는 다른 온도에서 추가 개별 변형 단계에 의해 부품을 형성하도록 변형되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 한쪽 면 상에서 예열되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 양쪽 면 상에서 예열되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 변형 동안 변형 단계 사이에서 -100℃ 이상 Ac3 미만의 온도로 중간 가열 되거나 중간 냉각되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 압연 변형에 의해 변형되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
평탄 강 제품을 형성하도록 압연된 열간 또는 냉간 스트립은 튜브로 형성되며, 종방향 심용접 또는 나선형 심 용접되고 내부 고압 성형되며, 그리고 선택적으로 어닐링되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 중량%로:
C: 0.05 내지 0.35
Mn: 5 초과 10 미만;인 화학 조성으로 제조되며,
나머지는 불가피한 강 관련 원소를 포함하는 철이며,
선택적으로 중량%로:
Al: 0.05 내지 5
Si: 0.05 내지 3
Cr: 0.1 내지 4
Nb: 0.005 내지 0.4
V: 0.005 내지 0.6
Ti: 0.005 내지 0.6
Mo: 0.005 내지 1.5
Sn: 0.2 미만
Cu: 0.5 미만
W: 0.01 내지 3
Co: 0.01 내지 5
Zr: 0.005 내지 0.3
Ta: 0.005 내지 0.3
Te: 0.005 내지 0.3
B: 0.001 내지 0.08
P: 0.04 미만
S: 0.02 미만
N: 0.05 미만;의 합금화에 의해 첨가되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품은 40 이상 80 부피% 이하의 오스테나이트, 20 부피% 미만의 페라이트/베이나이트 및 나머지는 마르텐사이트를 갖는 미세구조로 제조되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 평탄 강 제품 또는 부품은 금속적으로, 무기적으로 또는 유기적으로 코팅되는,
부품을 제조하는 방법.
제1항 또는 제2항에 따른 방법에 의해 제조되는 부품.
자동차 산업, 철도 차량 건설, 조선, 플랜트 설계, 기반시설, 광업, 항공 우주 산업, 가전 제품 및 맞춤형 용접 블랭크(welded blank)에서 사용되는 제1항 또는 제2항에 따른 방법에 의해 제조되는 부품.