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KR20200118445A - 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR20200118445A
KR20200118445A KR1020207024290A KR20207024290A KR20200118445A KR 20200118445 A KR20200118445 A KR 20200118445A KR 1020207024290 A KR1020207024290 A KR 1020207024290A KR 20207024290 A KR20207024290 A KR 20207024290A KR 20200118445 A KR20200118445 A KR 20200118445A
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크레벨 주스트 윌렘 헨드릭 반
포이 니에베스 카바나스
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타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 미세구조에 하기 조성을 포함하는 페라이트, 카바이드가 없는 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트 중 하나 이상을 포함하는 복잡한 상 미세구조를 갖는 강 스트립(steel strip) 또는 강판(steel sheet)에 관한 것이다: 0.16 - 0.25 중량% C; 1.50 - 4.00 중량% Mn; 5 - 50 ppm B; 5 - 100 ppm N; 0.001 - 1.10 중량% Al_tot; 0.05 - 1.10 중량% Si; 0 - 0.04 중량% Ti; 0 - 0.10 중량% Cu; 0 - 0.10 중량% Mo; 0 - 0.10 중량% Ni; 0 - 0.20 중량% V; 0 - 0.05 중량% P; 0 - 0.05 중량% S; 0 - 0.10 중량% Sn; 0 - 0.025 중량% Nb; 0 - 0.025 중량% Ca; 잔여량의 철 및 불가피한 불순물.

Description

고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
본 발명은 고강도 열간 압연(hot rolled) 또는 냉간 압연(cold rolled) 및 어닐링된 강(annealed steel) 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 몇 년 동안 (고급) 고강도 강판(steel sheet)인 AHSS(advanced high strength steel sheet)는 무게와 연료 소비를 줄이기 위해 자동차 부품에 점점 더 많이 사용되고 있다. HSLA, DP(Dual phase), SF(stretch-flangeable)를 포함한 페라이트 베이나이틱(FB), CP(Complex phase), TRIP(Transformation-induced plasticity), 열 성형(Hot-formed), TWIP(Twinning-induced plasticity)와 같은 일련의 (고급) 고강도 강(steel)은 증가하는 요구 사항을 충족시키기 위해 개발되고 있다.
하지만, AHSS 판강은 성형성이 상대적으로 열악하기 때문에 다양한 자동차 부품에 쉽게 적용될 수 없다. 강은 점점 더 강해지기 개시했고, 동시에 더 복잡한 자동차 부품으로 성형하기가 점점 어려워졌다. 사실상, 자동차 부품에 AHSS 강(DP, CP 및 TRIP)의 실제 응용은 여전히 성형성에 의해 제한된다. 따라서, 성형성 및 제조성 향상은 AHSS 응용 분야에서 중요한 문제가 된다.
AHSS의 신율과 강도 사이의 관계는 표준 인장 시험을 통해 잘 확립되었으며 잘 알려진 강도-신율 바나나 곡선을 야기한다. AHSS의 강도와 연성을 지배하는 미세구조 매개변수는 정성적 및 더 적게는 정량적으로 이해되고 있다. 하지만, 신율이 AHSS의 성형성을 지배하는 유일한 매개변수는 아니다. AHSS 등급은 연강에 비해 추가적인 관련 파괴 메커니즘이 있다. 이는 AHSS에서 다상 구조 및 변형 중 상 변태(transformation)로 인해 더 일반적으로 관찰되는 국소 파괴로 인해 주로 일어난다. 이러한 국소 파괴는 신율 및/또는 n-값과 반드시 관련이 있는 것은 아니다. 따라서, 더 높은(균일한 및 총) 신율을 갖는 강이 항상 좋은 성형성을 갖는 것은 아니다. 연성을 향상시키는 미세 구조는 성형성을 향상시키는 것과 다르다. 신율-강도 다이어그램에서의 위치가 모든 부품에 적합한 재료를 선택하기에 충분한 것은 아니다. 대부분의 경우, 강 등급 선택에는 성형성과 강도 사이의 다른 관계가 필요하다. 모든 관련 성형 조건에서 AHSS의 거동을 연구하는 것이 필수적이다. 다양한 응력 및 변형 상태를 갖는 자동차 프레스 성형에는 4 가지 기본 작업, 즉 딥 드로잉(deep drawing), 신장(stretching), 신장-플랜징(stretch-flanging) 및 벤딩(bending)이 있다. 각 성형 모드에는 r-값(평면내 소성 변형과 인장 시험 샘플의 두께를 통한 소성 변형 간의 비율), λ(구멍 확장 비율) 값 및 굽힘 각도와 같은 특정 지배적인 기계적 매개 변수가 있다. 성형하기 어려운 일부 부품의 경우, 높은 펀칭성, 신장 플랜지성 및 피로 특성이 응용 분야에서 요구된다.
강도-신율 바나나 곡선은 고 강도가 양호한 신율 대신 발생하고 곡선의 스트레이트재킷(straightjacket)을 벗어나기 위해 지속적인 노력이 있어야 한다는 것을 예시한다.
하지만, 기계적 특성(강도, 신율, λ,…)이 상기 유형의 강에 중요한 유일한 특성은 아니다. 아연도금성뿐만 아니라 용접성도 주요 매개변수이다. 고강도 강이 용접될 수 없다면 차량 제작에 상대적으로 쓸모가 없고 아연도금성은 부식에 대한 장기적인 보호를 보장하는데 중요하다.
1200 MPa 이상의 인장 강도를 달성하기 위해 최신 기술은 각각 단점이 있는 다양한 해법을 제안한다:
EP2327810-A1은 0.2 중량% 초과의 탄소 함량을 개시한다. 이로 인해 용접성 문제가 발생한다. WO2016135794-A1은 아연도금 동안 복잡한 문제를 유발하는 1.2 wt% 초과의 규소 함량을 개시한다. 또한 WO2016135794-A1에서 Nb의 사용은 과도한 압연력을 유발한다. WO2015151427-A1에서 제안된 티타늄의 사용은 산 세척과 아연 도금을 복잡하게 한다. US20170022582-A1에서 높은 규소 및 붕소 함량의 조합은 연속 어닐링 동안 Si-B-O(-Mn) 화합물의 과도한 형성을 초래한다. 이러한 액체 화합물은 또한 아연 도금을 복잡하게 한다. 규소가 너무 낮고 알루미늄이 너무 낮은 경우, WO2015092982-A1에서 제안된 것처럼 인장 신율이 너무 낮고, US20140360632-A1에서 제안된 것처럼 너무 높은 망간은 과도한 냉간 압연력을 유발하고 냉간 압연 중에 취성을 유발하여, 예를 들어, 과도한 모서리 균열을 유발한다. 또한, Mn 수준이 너무 높으면 아연 도금이 더 어려워지고 과도한 Mn 분리가 발생한다.
본 발명의 목적은 매우 높은 항복 및 인장 강도를 양호한 신율 및 우수한 구멍 확장 비율 값과 조합시킨 열간 압연 강 등급을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 매우 높은 항복 및 인장 강도를 양호한 신율 및 우수한 구멍 확장 비율 값과 조합시킨 냉간 압연 강 등급을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 템퍼 압연(temper rolling) 후 항복 강도가 적어도 600 MPa이고 인장 강도가 적어도 1200 MPa인 강 등급(steel grade)을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 용접성(weldability) 및 아연도금성(galvanisability)이 양호한 강 등급을 제공하는 것이다.
상기 하나 이상의 목적은 미세구조에 하기 조성을 포함하는 페라이트(ferrite), 카바이드가 없는 베이나이트(carbide free bainite), 마르텐사이트(martensite) 및/또는 잔류 오스테나이트(retained austenite) 중 하나 이상을 포함하는 복잡한 상 구조를 갖는 강 스트립 또는 강판에 의해 달성된다(모든 조성의 백분율은 달리 명시되지 않는 한, 중량%이다):
- 0.16 내지 0.25 중량% C;
- 1.50 내지 4.00 중량% Mn;
- 5 내지 50 ppm B;
- 5 내지 100 ppm N;
- 0.001 내지 1.10 중량% Al_tot;
- 0.05 내지 1.10 중량% Si;
- 0 내지 0.04 중량% Ti;
- 0 내지 0.10 중량% Cu;
- 0 내지 0.10 중량% Mo;
- 0 내지 0.10 중량% Ni;
- 0 내지 0.20 중량% V;
- 0 내지 0.05 중량% P;
- 0 내지 0.05 중량% S;
- 0 내지 0.10 중량% Sn;
- 0 내지 0.025 중량% Nb;
- 0 내지 0.025 중량% Ca;
- 잔여량의 철 및 불가피한 불순물;
여기서 열간 압연 후 강 스트립 또는 강판은 항복 강도가 적어도 500MPa이고 인장 강도가 적어도 850MPa이거나, 또는 상기 강 스트립 또는 강판은 냉간 압연 및 어닐링 후 항복 강도가 적어도 550 MPa이고 인장 강도가 적어도 1000 MPa임.
바람직한 실시형태는 종속항 2 내지 9에 제공된다.
본 발명에 따른 강 스트립 또는 강판은 열간 압연 강 스트립 또는 강판으로 제공될 수 있거나, 동일한 화학 물질을 갖는 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판으로 제공될 수 있다. 열간 압연 및 냉간 압연 스트립 또는 판 모두 열간 압연 강 스트립의 항복 및 인장 강도 수준이 냉간 압연 및 어닐링된 변형에 의해 달성할 수 있는 수준보다 낮지만 균형 잡힌 화학 및 미세 구조로부터 이익을 얻는다. 상기 강이 냉간 압연 및 어닐링된 강판 또는 강 스트립으로 제공되는 경우, 후속 적으로 냉간 압연 및 어닐링되는 중간 생산된 열간 압연 스트립의 기계적 특성은 청구항에 제시된 특성을 가질 수 있지만, 이것은 냉간 압연 및 어닐링 후 상기 특성을 달성하는데 반드시 필요한 것은 아니다. 상기 냉간 압연 및 어닐링 및 맞춤형 화학은 중간 열간 압연 강 스트립이 그렇지 않더라도 청구항에 제시된 특성 및 미세구조를 제공할 것이다. 상기 강이 완성된 열간 압연 강판 또는 강 스트립으로서 제공되는 경우 최종 열간 압연 강의 기계적 특성은 청구항에 제시된 바와 같다.
본 발명은 바람직하게는 0.5 내지 3.5 mm, 바람직하게는 0.6 내지 2.5 mm 사이의 게이지를 갖는 강 스트립이며, 이것은 스트립으로 연속적으로 제조될 때 종종 코일형 스트립으로서 제공된다. 이 스트립으로부터 판이 절단될 수 있다. 상기 판은 직사각형 조각 형태이거나 딥 드로잉, 신장, 신장 플랜징, 압연 성형 또는 벤딩에 의해 부품을 생산하는데 사용될 수 있는 블랭크 형태일 수 있다.
상기 미세구조는 0 내지 25 부피% 사이의 페라이트를 함유할 수 있다. 마르텐사이트(템퍼링된)의 양은 0 내지 50 부피% 사이이고 나머지는 카바이드가 없는 베이나이트이다. 상기 카바이드가 없는 베이나이트는 시멘타이트의 존재 없이 오스테 나이트가 잔류한 베이나이트로 구성된 것으로 간주한다. 따라서, 전체 미세구조에는 다른 미세구조 성분이 없으며, 특히 거친 시멘타이트 또는 펄라이트와 같은 탄소가 풍부한 미세구조 성분이 없다. 그러나, 본 발명에 따른 강의 특성 또는 성능에 실질적으로 영향을 미치지 않는 상기 다른 미세구조 성분의 무의미한 및/또는 피할 수 없는 양은 허용될 수 있다.
바람직하게는, 상기 열간 압연 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 적어도 600 MPa이다.
바람직하게는, 상기 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 적어도 600 MPa이다.
보다 바람직하게는, 상기 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 적어도 650 MPa이다.
상기 화학 조성은 이하에 설명된 바와 같다. 모든 원소는 달리 명시하지 않는 한 중량%로 제공된다. 강철 상(steel phase)의 미세 구조는 (카바이드가 없는) 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 혼합물로 이루어진다. 상기 미세구조에 페라이트 또는 펄라이트는 존재하지 않는 것이 이상적이다. 상기 미세구조에 큰 영향을 미치지 않는 무의미한 잔류량의 페라이트는 허용될 수 있지만, 바람직하지는 않다. 상기 미세구조에 펄라이트는 존재하지 않아야 한다.
망간(Mn)은 1.5 내지 4 중량% 사이의 Mn으로 존재한다. 마지막 연속 어닐링 단계 동안 완전한 오스테나이트화가 중요하며 망간은 상기 완전한 오스테나이트화를 달성하는데 중요한 역할을 한다. 바람직하게는 망간 함량은 1.8 내지 3.8 중량%, 더욱 바람직하게는 2.1 내지 3.7 중량% 사이, 더욱 더 바람직하게는 2.3 내지 3.6 중량% 사이이다. 망간에 적절한 최대 값은 3.0 중량% 또는 심지어 2.8 중량%이다. 예시를 통해 강철 5에 2.0, 2.5 및 3.0 중량%의 Mn을 갖는 JMatPro 계산은 망간의 경화성에 대한 영향을 나타낸다. 이 효과는 본 발명에 따른 강철에 일반적으로 적용가능하다. 망간의 효과는 상기에 개시된 바와 같이 넓은 범위에 걸쳐 볼 수 있지만, 경화성의 제어는 더 좁은 범위의 망간에 의해 향상된다. 더 많은 양의 망간을 사용하면 더 낮은 냉각 속도에서 경화성이 증가한다. 선택적으로, 하한은 1.6 중량%로 증가한다.
탄소(C): 연속 어닐링 동안 경화성과 충분한 오스테나이트 형성에는 최소 탄소 농도가 필요하다. 탄소 농도가 너무 낮으면 연속 어닐링 중에 완전한 오스테나이트화가 허용되지 않는다. 따라서, 0.16 중량%, 바람직하게는 0.165 중량%, 보다 바람직하게는 0.17 중량%의 하한 경계 범위가 사용되며 가장 바람직하게는 0.175 중량%가 사용된다. 높은 탄소 농도는 부적절한 용접 성능을 초래한다. 0.24 중량%를 초과하는 값은 용접성을 크게 저하시키므로 0.24는 바람직한 상한 경계로 선택된다. 바람직하게는 탄소 함량은 최대 0.21 중량%이고, 더 바람직하게는 최대 0.205 중량%가 사용된다.
붕소(B)는 경화성을 향상시키기 위해 첨가되어, 상기 베이나이트 개시 온도(Bs) 및 마르텐사이트 개시 온도(Ms)가 영향을 받지 않거나 최소 영향을 받는다. 붕소는 벌크 매트릭스에 거의 용해되지 않아, 입자 경계들에 분리되어, 여기서 철-붕소화물 또는 철-붕소화물-카바이드 화합물을 부분적으로 형성한다. 입자 경계들로 분리되어 붕소는 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 억제한다. 분리될 때 붕소는 오스테나이트에서 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트로의 변태를 지연시켜 과도한 즉각적인 상 변태를 방지한다. 이는 연속 어닐링 플랜트에서 냉각 경로를 제어하는데 도움이 된다. 입자 경계들로의 붕소 분리의 또 다른 장점은 인(P)을 부분적으로 대체한다는 것이다. 입자 경계에서의 인은 용접 후 취성을 유발할 수 있으므로 붕소에 의한 인의 대체는 용접성을 향상시킨다. 붕소의 일부는 질소와 반응하여 질화 붕소를 형성하는 것이 분명하다. 이 반응은 붕소보다 질소에 더 강한 친화성을 갖는 원소를 충분히 높은 농도로 첨가함으로써 부분적으로 또는 거의 완전히 억제될 수 있다. 따라서, 본 발명의 조성물은 질소에 결합하여 BN 형성을 방지하는 티타늄 및/또는 알루미늄을 함유해야 한다.
경화성으로 인해 본 발명에 따른 강철의 강도는 1300 내지 1550 MPa만큼 높을 수 있다. 붕소 함량이 너무 높으면(0.005 중량% (= 50 ppm) 이상), 경화성 효과가 50 ppm 초과 시 포화되고 붕소 존재로 인한 부작용이 발생할 수 있으므로 피해야 한다. 높은 붕소 함량은 과도한 철-붕소화물 또는 철-붕소화물-카바이드 화합물의 축적을 통해 취성을 야기할 수 있다. 붕소는 또한 저 융점 혼합 산화물 형태로 표면에 축적되는 경향이 있기 때문에 붕소 함량은 0.004 중량%(40 ppm) 미만, 보다 바람직하게는 0.003 중량%(30 ppm) 미만인 것이 바람직하다. 이것은 아연 코팅성에 부정적인 영향을 미친다. 반면, 양호한 경화성을 위해 모든 입자는 충분한 양의 붕소를 포함하는 것이 중요하다. 이를 위해 최소 0.0005 중량% (5 ppm)의 양이 필요하다. 0.0005 중량% 미만의 값은 불균일한 경화성을 야기할 수 있고 강도 변화를 야기할 수 있다. 따라서, 실용적인 플랜트 제어 관점으로부터, 그리고 일관된 품질을 달성하기 위해 붕소 함량은 바람직하게는 적어도 0.001 중량%(10 ppm), 보다 바람직하게는 적어도 0.0012 중량%, 훨씬 더 바람직하게는 0.0015 중량%(15 ppm) 초과이다.
질소(N)는 바람직하게는 0.01 중량%(100 ppm) 미만이다. 질화붕소 형성이 방지되도록 알루미늄 또는 티타늄에 결합된 것이 바람직하다. 적절한 최대 값은 0.006 중량%(60 ppm)이다. 보다 바람직하게는, 질소는 0.005 중량%(50ppm) 미만이다. 강철에는 적어도 0.0005 중량%(5 ppm)의 질소가 존재한다.
티타늄(Ti)은 질소를 결합시키기 위해 선택적으로 사용된다. 이는 잔류 원소로만 존재할 수 있고, 즉, 합금 원소로 첨가되는 것이 아니고 제강 공정의 불가피한 결과로 존재할 수 있으며, 합금 원소로 첨가될 경우, 그 양은 질소를 결합시켜 BN 형성으로부터 붕소를 보호하기 위해 적어도 0.010 중량%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 티타늄의 양은 적어도 0.015 중량%이다. 이와 관련하여 티타늄 함량은 바람직하게는 질소에 대해 적어도 화학량론적인 양이거나 약간 초과화학량론적인(overstoichiometric) 양이다(Ti/N > 3.42). 티타늄이 질소에 대해 적어도 화학양론적이거나 약간 초과화학량론적이지 않다면, 알루미늄 함량은 Ti와 Al의 화합물 효과가 질소에 대해 적어도 화학량론적이거나 약간 초과화학량론적일 정도여야 한다. 환언하면, Ti(중량%) - 3.42·N(중량%) ≥ 0 이다. 모든 질소가 티타늄(더 강한 질화물 형성제)에 결합되지 않으면 남은 질소 N*은 알루미늄에 결합되어야 한다: Al(중량%) - 1.92·N*(중량%) ≥ 0. 강철에 티타늄이 존재하지 않으면 N = N*이다. 모든 본 발명의 강은 모든 질소가 Ti 또는 Al에 결합되도록 하는 Ti 및 Al 함량을 갖는다.
열간 압연 동안, 산 세척에 의해 표면으로부터 제거하기 어려운 FeTiOx가 형성될 수 있기 때문에 아연 코팅의 품질에 부정적인 영향을 미칠 수 있으므로, 적절한 최대량은 0.040 중량%이다. 바람직하게는, 티타늄 함량은 최대 0.030 중량%, 더 바람직하게는 최대 0.025 중량%, 가장 바람직하게는 최대 0.021 중량%이다.
알루미늄은 내포물 또는 침전물 형태의 산화물, 질화물 또는 혼합 산화질화물로서 산소 및 질소를 결합시키는데 사용된다. 더 높은 농도의 Al은 시멘타이트 형성을 억제하는데 사용된다. 알루미늄은 치사제(killing agent)라고 불리는 것이다. 이것은 주조 동안 산소 기포가 형성되지 않도록 액체 강 내의 산소 함량이 감소되도록 하여 다공성을 방지한다. 다공성은 가장 중요한 특성에 유해하다. 임의의 과도한 알루미늄은 특히 티타늄이 없을 때 질소와 결합하여 붕소를 보호할 수 있다. 알루미늄 농도는 바람직하게는 적어도 0.030 wt%이고, 상기 농도 미만인 경우, 유리 질소를 억제하기 위해 티타늄을 첨가해야 할 필요가 있다. 적합한 최대량은 1.10 중량%, 바람직하게는 최대 0.75 중량%, 더 바람직하게는 최대 0.67 중량%이다. 본 발명의 정황에서 알루미늄의 값은 강 내의 총량, Al_tot로 제공되며, 이는 알루미나 및 임의의 다른 알루미늄, 예컨대 질소에 결합된 것 또는 고용액(solid solution) 중에 미결합된 것으로서, 일반적으로 Al_sol로 지칭되는 것으로 존재하는 알루미늄의 총합이다. 따라서, Al_tot = Al_sol + Al2O3 중의 Al이다.
규소는 또한 치사제이며 액체 강 중의 산소와 결합할 수 있다. 또한, 주로 고용액 경화에 의해 상기 강을 강화시키고 시멘타이트 형성을 억제하는 데에도 사용된다. 규소의 존재 하에서 연속 어닐링 후 잔류 오스테나이트의 형성이 증강된다. 그러나, 규소는 아연 코팅의 품질을 저하시킬 수 있으며 아연 코팅에 호랑이 줄무늬를 유발할 수 있고, 이는 상기 열간 압연 강으로부터 산 세척에 의해 제거하기 어렵거나 때로는 불가능하며, 냉간 압연 및 아연도금 후에도 계속 보일 수 있다. 또한, 다량의 규소는 과도한 표면(아래) 산화물 형성을 초래할 수 있고, 이는 강 기판에 대한 아연 접착을 저하시킬 수 있다. 또한, 높은 규소 함량은 아연도금된 표면 유래의 액체 아연의 유입으로 인해 용접 문제를 야기할 수 있고, 이는 액체 금속 취성이라고도 알려져 있다.
따라서, 규소는 하한 및 상한이 있다. 바람직하게는, 적어도 0.050 중량%의 규소가 존재한다. 그러나, 보다 바람직하게는 0.25 중량%만큼 더욱 유의적인 농도로 존재하고. 더욱 더 바람직하게는 적어도 0.30 중량%가 강에 존재한다. 적합한 최대량은 1.10 중량%이다. Σ(Al + Si) ≤ 1.2 중량%가 바람직하다. 또한, Σ(Al+Si) ≥ 0.60 중량%인 것이 바람직하다. 바람직하게는 Σ(Al+Si)는 0.9 내지 1.15 중량% 사이이다.
칼슘 (Ca)은 강철에 존재할 수 있으며, 그 함량은 주조 성능을 개선시키기 위한 내포 제어 및/또는 응집 방지 수행에 칼슘 처리가 사용되는 경우에는 더 높아질 것이다. 소량의 칼슘은 액상 강의 탈황 및/또는 탈산화 및/또는 임의의 유해한 내포물의 변형을 위해 첨가된다. 칼슘 처리의 사용은 본 발명에서 선택 사항이다. 칼슘 처리가 사용되지 않는 경우, Ca는 제강 및 주조 공정으로부터 불가피한 불순물로 존재할 것이며 그 함량은 최대 0.025%, 바람직하게는 최대 0.015%, 전형적으로 0.002 중량% 내지 최대 0.010 중량%일 것이다. 칼슘 처리가 사용되는 경우 강 스트립 또는 강판의 칼슘 함량은 일반적으로 100 ppm을 초과하지 않으며, 일반적으로 5 내지 70 ppm 사이이다. 몇몇 경우, 예를 들어 최종 강 내의 복합 AlxOy 내포물의 양을 억제하기 위하여, 칼슘 처리를 사용하지 않는 것이 바람직하다. 이 경우 임의의 칼슘은 잔류 원소로 간주되며 잔류 칼슘의 값은 바람직하게는 100 ppm 미만, 더 바람직하게는 70 ppm 미만이다.
인 뿐만 아니라 황은 바람직하게는 최소로 유지되고, 최대 0.05 중량%, 바람직하게는 최대 0.02, 더욱 바람직하게는 최대 0.01 중량%이다. 낮은 황 등급인 경우 황 함량은 최대 50ppm(0.005 중량%), 바람직하게는 최대 0.002 중량%, 더욱 바람직하게는 최대 0.0015 중량%이다.
몰리브덴, 니켈, 구리, 니오븀, 크롬의 첨가는 합금의 특성에 큰 영향을 미칠 수 있다. 그러나, 이들은 본 발명에 필수적인 것은 아니므로 최대 허용량으로 제한되며, 바람직하게는 생산 공정의 결과로서 강철에 존재하는 불가피하고 피할 수 없는 불순물인 잔류 원소, 일명 불가피한 불순물의 수준으로 제한된다.
크롬은 페라이트 형성제이기 때문에 피해야 한다. 최대 허용량은 0.05 중량%이다. 니오븀은 핫 스트립 밀(hot strip mill)에서 유발하는 압연력의 증가로 인해 피해야 한다. 최대 허용량은 0.025 중량%이다. 불가피한 불순물, 즉 잔류 원소로서를 제외하고는 니오븀은 강철에 없는 것이 바람직하다. 몰리브덴, 니켈 및 구리는 개별적으로 바람직하게는 0.10 중량%로 제한된다. 더 바람직하게는 Mo, Ni 및 Cu의 합은 0.10 중량%를 초과하지 않는다. 그러나, 바람직하게는 몰리브덴, 니켈, 구리, 니오븀, 크롬은 첨가되지 않고 강철에 존재하는 양은 잔류 수준일 뿐이다.
선택적으로, 아연 코팅의 품질을 향상시키기 위해 주석이 사용된다. 규소의 존재와 함께 주석은 아연 코팅 품질을 높이고 호랑이 줄무늬를 줄이는데 도움이 된다. 그 한계는 불순물 수준과 0.1 중량% 사이이다. Sn은 강철 스크랩으로부터 제거하기 어려우므로 0.08 중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
바나듐은 합금에 첨가될 수 있고 경화성을 증가시키는 한편 질소와 함께 침전물을 형성할 수 있지만 더 바람직하게는 탄소와 함께 침전물을 형성할 수 있다. 낮은 함량으로 신율을 위협하지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, 과도한 바나듐은 마르텐사이트 템퍼링없이 많은 양의 마르텐사이트를 형성하는 경향이 있다. 바나듐 수준은 0.20%, 바람직하게는 최대 0.15, 더 바람직하게는 최대 0.135 중량%, 가장 바람직하게는 최대 0.13 중량%로 제한된다.
일 실시형태에서, 본 발명에 따른 강 스트립 또는 강판은 상부 및/또는 하부 표면에 금속 코팅, 바람직하게는 아연 기반 코팅이 제공된다. 금속 코팅에 의한 열간 압연 스트립의 코팅은, 예를 들어, 전해 증착 공정 또는 HTC(heat-to-coat) 사이클 중의 용융(hot dipping)을 통해 수행될 수 있다. HTC-사이클 중의 열은 마르텐사이트의 약간의 템퍼링으로 인해 유익한 효과가 있을 수 있으며, 이는 신율 값에 이익이 될 수 있다. 반면에 너무 높은 온도는 미세구조에 악영향을 미칠 수 있다. 용어 상부 및/또는 하부 표면은 스트립의 주표면을 의미한다. 냉간 압연 스트립의 코팅은 어닐링 공정 직후 또는 HTC-사이클로서 수행될 수 있다. 아연 제트 분무와 같은 대체 코팅 공정도 사용될 수 있다. 알려진 아연 기반 코팅이 사용될 수 있다.
본 발명자들은 본 발명에 따른 강의 경우 균열 매개 변수 Pc에 대해 Ito 및 Bessyo가 제안한 변형된 방정식이 용접성에 대한 양호한 예측인자임을 발견하였다:
Figure pct00001
여기서, 합금 함량은 중량%로 제공된다. 판 두께 d는 mm 단위로 제공된다(Ito & Bessyo, Weldability formula for high strength steels, I.I.W. Document IX-576-68). Pc 값이 0.365 이하인 강은 0.365 초과의 값을 가진 강보다 용접성 측면에서 더 나은 성능을 보이는 것으로 나타났다.
그러나, 가장 큰 장점은 HAZ 값이 더 낮을 뿐만 아니라 더 낮은 C 함량이 임계의 황 및 인 함량과 관련하여 용접 품질을 크게 향상시키는 것이며, 특히 후자는 입자 경계에 축적하여 취성을 유발한다. 또한, 과도한 규소는 피해야 하고 과도한 내부 산화로 인한 용접 후 취성 및/또는 액체 금속 취성을 야기할 수 있다.
여기서, 붕소의 첨가는 입자 경계에 붕소가 바람직하게 분리되어 용접 성능을 크게 향상시키고, 이에 따라 인 분리를 감소시킨다("Phosphorous and boron segregation during resistance spot welding of advanced high strength steels", Amirthalingam, M., den Uijl, N.J. , van der Aa, E.M., Hermans, M.J.M. & Richardson, I.M. 2013 Trends in Welding Research, Proceedings of the 9th International Conference. Chicago, Illinois: ASM International, p. 217-226 참조).
본 발명은 또한 미세구조에 카바이드가 없는 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트 중 하나 이상을 포함하는 복잡한 상 미세구조를 갖는 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판을 제조하는 방법으로서, 하기 조성을 포함하는 후막 또는 박막 슬래브(slab)를 주조하는 단계:
- 0.16 내지 0.25 중량% C;
- 1.50 내지 4.00 중량% Mn;
- 5 내지 50 ppm B;
- 5 내지 100 ppm N;
- 0.001 내지 1.10 중량% Al_tot;
- 0.05 내지 1.10 중량% Si;
- 0 내지 0.04 중량% Ti;
- 0 내지 0.10 중량% Cu;
- 0 내지 0.10 중량% Mo;
- 0 내지 0.10 중량% Ni;
- 0 내지 0.20 중량% V;
- 0 내지 0.05 중량% P;
- 0 내지 0.05 중량% S;
- 0 내지 0.10 중량% Sn;
- 0 내지 0.025 중량% Nb;
- 0 내지 0.025 중량% Ca;
- 잔여량의 철 및 불가피한 불순물;
상기 고화된 슬래브를 1050 내지 1250℃의 온도로 재가열하고, 상기 강 슬래브를 열간 압연하고, 상기 열간 압연을 Ar3-온도 이상의 최종 열간 압연 온도에서 마무리하고 상기 열간 압연된 스트립을 5 내지 220℃/s 사이의 냉각 속도로 냉각하고, 상기 열간 압연된 강 스트립 또는 강판을 200 내지 625℃ 사이의 온도 범위에서 코일링(coiling)하고, 선택적으로 그 다음 냉간 압연 및 어닐링하는 단계를 포함하고,
상기 최종 강 스트립 또는 강판은 상기 열간 압연 후 항복 강도가 적어도 500 MPa이고 인장 강도가 적어도 850 MPa이거나, 또는 상기 최종 강 스트립 또는 강판은 상기 선택적인 냉간 압연 및 어닐링 후 항복 강도가 적어도 550 MPa이고 인장 강도가 적어도 1000 MPa인 것인, 방법으로 구현된다.
다시 말하지만, 강철이 최종 냉간 압연 및 어닐링된 강판 또는 강 스트립으로 제공되는 경우, 후속적으로 냉간 압연 및 어닐링되는 중간 생산된 열간 압연 스트립의 기계적 특성은 청구항에 기재된 바와 같은 특성을 가질 수 있지만, 이것은 냉간 압연 및 어닐링 후의 특성을 달성하는데 반드시 필요한 것은 아니다. 상기 냉간 압연 및 어닐링 및 맞춤형 화학은 중간 열간 압연 강 스트립이 그렇지 않을지라도 청구항에 기재된 특성 및 미세구조를 제공할 것이다.
강이 최종 열간 압연 강판 또는 강 스트립으로 제공되는 경우, 상기 최종 열간 압연 강의 기계적 특성은 청구항에 기재된 바와 같다.
바람직한 실시형태는 종속항 11 내지 15에 제공된다. 바람직하게는, 상기 열간 압연 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 적어도 600 MPa이다. 바람직하게는, 상기 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 템퍼 압연 후 적어도 550 MPa 또는 600 MPa이다. 보다 바람직하게는, 상기 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판의 항복 강도는 적어도 650 MPa이다. 전형적인 템퍼 압연 감소는 0.1 내지 1% 감소 사이이다. 바람직하게는, 상기 감소는 최대 0.5%이다.
상기 코일링 온도의 선택은 열간 압연 및 냉각된 코일에서 바나듐 카바이드 및 티타늄 카바이드의 침전이 크게 억제되도록 하는 정도이다. 이것은 적용가능한 경우, 후속 냉간 압연 공정의 냉간 압연력을 낮추는데 중요하다. 바람직하게는, 상기 코일링은 605℃ 이하, 더 바람직하게는 595℃ 이하에서 수행한다. 장점은 중간 열간 압연 생성물에서 카바이드 형태의 침전물 형성의 억제 외에도 코일의 내부 산화가 억제된다는 것이다. 열간 압연 강의 두께 범위는 바람직하게는 2 내지 7mm, 보다 바람직하게는 적어도 2.5 및/또는 최대 5mm이다. 열간 압연 강의 강도 수준 및 인장 강도 수준은 550℃와 350℃ 사이에서 코일링될 때 800 내지 1200 MPa 사이에서 변동적이다. 더 낮은 온도에서 코일링하면 더 높은 강도를 얻을 수 있다. 상기 재료는 열간 압연 후, 선택적으로 산세척 억제제의 첨가 하에 산 세척한다. 산 세척은 일반적으로 산성 HCl 용액을 사용하여 60 내지 90℃의 온도에서 진행하고, 선택적으로 추가 브러싱 또는 교반을 함께 한다. 산 세척은 붕소가 저 융점 혼합 산화물 형태로 표면에 축적되는 경향이 있기 때문에 중요하다. 이는 아연 코팅성에 부정적인 영향을 미치며 산 세척에 의해 제거되어야 한다. 붕소가 표면에 축적되는 경향과 이의 후속 제거의 추가적인 효과는 스트립의 벌크에 비해 강 스트립의 표면층에 붕소가 고갈되어 있고, 이는 스트립의 굽힘성에 유익한 것으로 간주된다.
본 발명의 냉간 압연 및 어닐링된 강판은 열간 압연 강판을 산세척하고, 산세척된 강판을 냉간 압연하여 냉각 압연된 강판을 형성한 후, 일반 고온-침지 아연도금된 강판의 경우와 마찬가지로 연속 고온-침지 아연도금 라인에서 상기 냉간 압연 강판의 융용 아연도금을 수행하여 생산한다. 열간 압연 강판을 생산하기 위한 열간 압연의 공정 조건, 산세척 조건, 냉간 압연 강판을 생산하기 위한 냉간 압연의 조건, 및 고온-침지 아연도금 공정에서 아연도금하기 위한 조건은 특별히 제한되지 않으며, 따라서 고온-침지 아연도금된 강판을 제조하는데 일반적으로 사용되는 조건이 본 발명에 사용될 수 있다. 보다 구체적으로, 열간 압연에서 가열 온도는 1100 내지 1300℃, 최종 마무리 온도는 오스테나이트 범위이지만 840℃ 이상, 및 코일링 온도는 200℃ 이상으로 설정한다. 냉간 압연에서의 냉간 압연 감소는 특별히 제한되지 않는다.
본 발명은 비제한적인 도 1 내지 4에 의해 추가 설명될 것이다.
도 1은 오스테나이트화 후 냉각 속도의 함수로서 망간 함량의 증가에 따른 경화성을 계산한 결과를 나타낸다.
도 2는 본 발명에 따른 강의 계산된 CCT 다이어그램을 나타낸다. 4 개의 냉각 곡선은 첫번째(가장 빠른 냉각 속도)가 완전 마르텐사이트 강을 생성하고, 두 번째가 베이나이트-마르텐사이트 강을 생성하며, 가장 느린 두 개가 페라이트 개시, 펄라이트 개시, 베이나이트 개시 및 마르텐사이트 개시 라인을 교차하는 것으로 나타난다. 이러한 CCT 다이어그램을 사용하여 열간 압연 또는 어닐링 후 최적의 냉각 속도를 결정할 수 있다.
도 3은 용접성과 아연도금성 간에 균형을 맞춰야 한다는 것을 나타낸다. 그래프의 왼쪽 하단 모서리에 있는 사각형은 우수한 용접성과 우수한 아연도금성을 야기하는 탄소와 규소의 조합을 보여준다.
어닐링 단계는 개략적인 도 4를 참조하여 이하에 설명될 것이다. 가열은 임의의 알려진 수단에 의해 수행될 수 있으며 평균 가열 속도는 10 내지 100℃/s이다. 먼저 침지(soaking) 과정으로, 온도는 760 내지 900℃ 범위로 설정하고, 이 온도에서의 시간은 15 내지 250 초 범위이다. 이 침지 과정은 필요한 미세구조를 형성하는데 매우 중요하다. 원하는 미세구조 및 기계적 특성에 따라 연속 어닐링 시의 침지는 Ac1과 Ac3 사이(임계간) 또는 Ac3(오스테나이트) 초과의 어닐링 온도에서 일어난다. 오스테나이트 어닐링에서 주로 베이나이트/마르텐사이트/잔류 오스테나이트가 최종 미세구조에 형성되고 임계간 어닐링에서 페라이트도 역시 미세구조에 형성된다. 침지는 등온적으로 수행되어야만 하는 것은 아니다. 침지는 도 4에 도시된 바와 같이, 등온적으로 수행될 수 있고, 대시선(dashed line)으로 도 4에 도시된 바와 같이 비등온적으로 수행될 수도 있다. 그 다음, 강판은 오버에이징(overageing) 온도에 도달 할 때까지 냉각되고 상기 오버에이징 온도에서의 시간은 15 내지 500 초 범위이다. 오버에이징 온도가 용융 아연 또는 아연 합금의 온도보다 낮으면(용융물의 온도 범위는 두 개의 수평 대시선으로 표시된다), 상기 스트립은, 예를 들어, 유도에 의해 재가열되고 용융 아연도금된다. 도 4에서, 침지 온도로부터 오버에이징 온도까지의 냉각은 상기 강을 1 내지 20℃/s, 바람직하게는 1 내지 10℃/s의 평균 냉각 속도로 Ac1 온도(1차 냉각)에 가까운(위 또는 아래) 온도로 냉각한 다음, 상기 강을 시멘타이트 형성을 방지하도록 10 내지 100℃/s의 평균 냉각 속도로 350 내지 500℃의 온도로 냉각(2차 냉각)한 다음, 아연도금(HDG)하는 것을 포함한다. 아연도금 후, 상기 스트립은 주위 온도로 냉각한다. 오버에이징이 일어나지 않은 경우, 침지 온도로부터 냉각된는 동안 아연도금을 수행한다. 이것은 개략적인 도 4("오버에이지 없음")에 도시된다. 용융 아연도금된 재료를 냉각한 후 템퍼 압연하여 정확한 형상, 아연(합금) 코팅 조도 및 기계적 특성을 수득한다.
연속 어닐링 후, 선택적으로 고온-침지 아연도금을 수행하지만, 템퍼 압연 전에 코일링된 강을 170 내지 350℃, 바람직하게는 170 내지 250℃의 저온에서 12 내지 250 시간, 바람직하게는 12 내지 30 시간 동안 배취(batch) 어닐링할 수 있으며, 그 후 상온으로 냉각시킨다. 상기 저온 어닐링은 미세 구조에 경질 상의 템퍼링 역할을 하기 때문에 신율 값에 유익하다. 이렇게 얻은 스트립은 PVD, 제트 스프레이 또는 임의의 다른 아연 증착 기술을 사용하여 코팅할 수 있다. 선택적으로, 상기 스트립은 고온-침지 아연도금없이, 상기에 설명된 바와 같이 연속 어닐링된다. 후속 배취 어닐링 후 또는 아연 증착 설비에서 170 내지 350℃ 사이로 가열하는 동안, 상기 스트립은 PVD, 제트 스프레이 또는 임의의 다른 아연 증착 기술 (HDG 제외)을 사용하여 아연 코팅한다.
적용된 아연 코팅(HDG, PVD, 제트 스프레이 또는 다른 적용 시)은 아연 코팅 또는 아연 합금 코팅으로 구성된다. 상기 아연 합금 코팅은 0.3 내지 4.0 중량% Mg 및 0.05 내지 6.0 중량% Al, 선택적으로 최대 0.2%의 하나 이상의 추가 원소, 불가피한 불순물 및 잔여량의 아연을 포함할 수 있다. Fe와 Zn 사이의 모든 반응을 방지하는 것이 중요하지 않은 경우, 0.05 중량%의 최소 수준의 알루미늄을 사용할 수 있다. 임의의 알루미늄이 없는 경우, 두꺼운 고체 Fe-Zn 합금이 강철 표면에서 성장하고 코팅 두께는 가스를 이용한 와이핑(wiping)에 의해 매끄럽게 조절될 수 없다. 0.05 중량%의 알루미늄 함량은 문제가 있는 Fe-Zn 합금 형성을 방지하기에 충분하다. 바람직하게는, 아연 합금 코팅층의 최소 알루미늄 함량은 적어도 0.3 중량%이다. 선택적으로, 아연 코팅된 스트립은 아연도금된다. 아연 합금 코팅 대신에 알루미늄-규소 기반의 코팅이 예를 들어 고온 성형 응용예에 사용될 수 있다.
일 실시형태에서, 상기 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립은 Rp(항복 응력)가 적어도 600 MPa이고 Rm(인장 강도)이 적어도 1200 MPa이다. 바람직하게는, 상기 Rp는 적어도 650 MPa이다. 바람직하게는, 상기 Rm(인장 강도)은 적어도 1300 MPa이다.
보고된 인장 특성은 EN 10002-1/ISO 6892-1 (2009)에 따라 압연 방향과 평행 한 인장 시험을 통해 냉간 압연 재료의 경우 JIS5 인장 기하구조 및 열간 압연된 재료의 경우 A50(게이지 길이 50mm)을 기반으로 한다.
신장-플랜지성에 대한 기준인 구멍 확장 비율 λ를 결정하기 위해 각 시트에서 3 개의 정사각형 샘플(90 x 90 ㎟)을 잘라낸 다음, 샘플에 직경 10mm의 구멍을 펀칭하였다. 샘플의 구멍 확장 시험은 상부 버어링(burring)으로 수행하였다. 60°의 원추형 펀치를 아래에서 밀어 올렸고, 두께-관통 균열이 형성되었을 때 구멍 직경 df를 측정하였다. 구멍-확대 비율 λ는 d0 = 10mm로 하여 하기 식을 사용하여 계산하였다:
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008

Claims (15)

  1. 미세구조에 하기 조성을 포함하는 페라이트, 카바이드가 없는 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트 중 하나 이상을 포함하는 복잡한 상 구조를 갖는 강 스트립(steel strip) 또는 강판(steel sheet)으로서:
    - 0.16 내지 0.25 중량% C;
    - 2.3 내지 4.00 중량% Mn;
    - 5 내지 50 ppm B;
    - 5 내지 100 ppm N;
    - 0.001 내지 1.10 중량% Al_tot;
    - 0.05 내지 1.10 중량% Si;
    - 0 내지 0.04 중량% Ti;
    - 0 내지 0.10 중량% Cu;
    - 0 내지 0.10 중량% Mo;
    - 0 내지 0.10 중량% Ni;
    - 0 내지 0.20 중량% V;
    - 0 내지 0.05 중량% P;
    - 0 내지 0.05 중량% S;
    - 0 내지 0.10 중량% Sn;
    - 0 내지 0.025 중량% Nb;
    - 0 내지 0.025 중량% Ca;
    - 잔여량의 철 및 불가피한 불순물;
    여기서 열간 압연 후 상기 강 스트립 또는 강판은 항복 강도가 적어도 500MPa이고 인장 강도가 적어도 850MPa이거나, 또는 상기 강 스트립 또는 강판은 냉간 압연 및 어닐링 후 항복 강도가 적어도 550 MPa이고 인장 강도가 적어도 1000 MPa 이상인, 강 스트립 또는 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 붕소 함량은 적어도 10 ppm 및/또는 최대 40 ppm인, 강(steel).
  3. 제 1 항에 있어서,
    Ca가 5 내지 100 ppm 사이인, 강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    Σ(Al+Si) ≤ 1.25인, 강.
  5. 제 1 항에 있어서,
    Σ(Al+Si) ≥ 0.60인, 강.
  6. 제 1 항에 있어서,
    Pc ≤ 0.365인, 강.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 망간 함량이 최대 3.6 중량%인, 강.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 규소 함량은 적어도 0.30 중량% 및/또는 최대 1.05 중량%인, 강.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉간 압연 및 어닐링된 스트립은 항복 강도가 적어도 600 MPa이고 인장 강도가 적어도 1200 MPa인, 강.
  10. 미세구조에 카바이드가 없는 베이나이트, 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트 중 하나 이상을 포함하는 복잡한 상 미세구조를 갖는 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 스트립 또는 강판을 제조하는 방법으로서,
    하기 조성을 포함하는 후막 또는 박막 슬래브(slab)를 주조하는 단계:
    - 0.16 내지 0.25 중량% C;
    - 2.3 내지 4.00 중량% Mn;
    - 5 내지 50 ppm B;
    - 5 내지 100 ppm N;
    - 0.001 내지 1.10 중량% Al_tot;
    - 0.05 내지 1.10 중량% Si;
    - 0 내지 0.04 중량% Ti;
    - 0 내지 0.10 중량% Cu;
    - 0 내지 0.10 중량% Mo;
    - 0 내지 0.10 중량% Ni;
    - 0 내지 0.20 중량% V;
    - 0 내지 0.05 중량% P;
    - 0 내지 0.05 중량% S;
    - 0 내지 0.10 중량% Sn;
    - 0 내지 0.025 중량% Nb;
    - 0 내지 0.025 중량% Ca;
    - 잔여량의 철 및 불가피한 불순물;
    그 다음, 상기 고화된 슬래브를 1100 내지 1300℃의 온도로 재가열하고, 상기 강 슬래브를 열간 압연하고, 상기 열간 압연을 Ar3-온도 이상의 최종 열간 압연 온도에서 마무리하고 상기 열간 압연된 스트립을 5 내지 220℃/s 사이의 냉각 속도로 냉각하고, 상기 열간 압연된 강 스트립 또는 강판을 200 내지 625℃ 사이의 온도 범위에서 코일링(coiling)하고, 선택적으로 그 다음 냉간 압연 및 어닐링하는 단계를 포함하고,
    상기 최종 강 스트립 또는 강판은 상기 열간 압연 후 항복 강도가 적어도 500 MPa이고 인장 강도가 적어도 850 MPa이거나, 또는 상기 최종 강 스트립 또는 강판은 냉간 압연 및 어닐링 및 선택적인 템퍼 압연 후 항복 강도가 적어도 550 MPa이고 인장 강도가 적어도 1000 MPa인 것인, 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 코일링 온도는 350 내지 550℃ 사이, 바람직하게는 375 내지 525℃ 사이인, 방법.
  12. 제 10 항 또는 제 11 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 스트립은 산세척, 냉간 압연, Ac1 내지 Ac3 사이의 온도, 또는 Ac3 초과의 어닐링 온도에서 어닐링하고, 냉각하고, 선택적으로 템퍼 압연하며, 상기 압연된 스트립 또는 상기 템퍼 압연된 스트립의 항복 강도는 적어도 600 MPa이고, 인강 강도는 적어도 1000 MPa인, 방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 인장 강도는 적어도 1200 MPa인, 방법.
  14. 제 10 항 또는 제 11 항에 있어서,
    상기 열간-압연된 강은 산세척되고, 냉간 압연되며, Ac1 내지 Ac3 사이, 또는 Ac3 초과의 어닐링 온도에서 어닐링되고, 냉각된 후, 바람직하게는 170 내지 350℃, 바람직하게는 170 내지 250℃ 사이의 어닐링 온도에서, 12 내지 250 시간 동안 저온 어닐링되고, 선택적으로 템퍼 압연되는, 방법.
  15. 제 11 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 스트립 또는 강판에는 아연 또는 아연 합금 코팅, 또는 알루미늄-규소 합금 코팅이 제공되고, 선택적으로 코팅 후 아연도금되는, 방법.
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