KR100627429B1 - 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이러한 강판을 제조하는 방법을 제공한다.
본 발명은 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판이며, 강판의 두께 중심의 평면 상에서 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 2 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 4 이하이며; 하나 이상의 상기 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛이고; 상기 강판의 표면은 윤활 효과가 있는 조성물로 덮여 있으며; 0 내지 200℃에서 상기 강판 표면의 마찰 계수가 0.05 내지 0.2 임을 특징으로 한다.
또한, 본 발명은 상기 강판을 제조하는 방법이며, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 가진 강판을 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 25 % 이상의 총 압하율로 압연하는 데에 특징이 있다.
드로잉, 형상 동결성, 박강판, 윤활 효과, 압하율, 열간 압연, 냉간 압연
Description
본 발명은 드로잉할 수 있고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판(薄鋼板)과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명에 의해 특히 드로잉 작업에 불리한 조직을 가진 강판에 대해서도 좋은 드로잉 특성을 얻는 것이 가능하다.
자동차 중량을 줄이고 그에 따라 연료 소비를 줄이며 다른 관련된 이점을 얻기 위해서 알루미늄 합금 및 기타 경금속과 고강도 강판을 자동차 부품에 많이 사용하고 있다. 그러나, 알루미늄 합금과 같은 경금속은 비강도가 높은 이점을 지닌 반면에 강보다 훨씬 비싸기 때문에 그 사용은 특별한 용도로 제한된다. 따라서, 자동차 중량을 더욱 줄이기 위해서는 저렴한 고강도 강판을 더 폭넓게 사용할 것이 요구된다.
그러나, 굽힘 변형을 고강도 강판 제품에 가할 때 높은 강도 때문에 가공 후의 그 형상이 성형 지그의 형상에서 벗어나서 원래의 형상으로 되돌아 가려는 경향이 있다. 제품의 가공 후 원래의 형상으로 돌아가려는 이와 같은 현상을 스프링 백(spring back)이라고 한다. 스프링 백이 발생할 때는 의도한 형상을 제품에서 얻지 못한다. 이런 이유 때문에 보통의 자동차 차체에 사용되는 고강도 강판은 대개 440 MPa이하의 강도를 가진 것으로 제한되어 왔다.
490 MPa 또는 그 이상의 높은 강도를 지닌 고강도 강판을 사용하여 차체의 중량을 더 줄일 필요가 있음에도 불구하고, 지금까지는 스프링 백이 작고, 형상 동결성이 좋은 고강도 강판은 입수할 수 없었다. 440 MPa 이하의 강도를 가진 고강도 강판이나 연강판의 작업 후에 형상 동결성을 향상시키는 것은 말할 필요도 없이 자동차와 가전 제품과 같은 제품의 형상 정밀도를 개선하는 데에 매우 중요하다.
일본 특허 공개 공보 제 H10-72644호는 압연면에 평행한 평면에서의 {200} 집합조직의 집합도가 1.5 이상인 것을 특징으로 하는 스프링 백(본 발명에서는 치수 정밀도라고 함)의 양이 작은 오스테나이트 스테인레스 냉연 강판을 개시한다. 그러나 이 공보는 스프링 백 현상 그리고/또는 페라이트계 강판의 뒤틀림을 줄이는 기술과 관련된 설명은 포함하고 있지 않다.
이 외에도, 페라이트계 스테인레스 강판의 스프링 백의 양을 줄이는 기술로서, 일본 특허 공개 공보 제 2001-32050호는 판 두께 중심부의 집합 조직에 있어서 판 표면에 평행한 {100} 평면의 반사된 엑스선 강도비가 2 이상으로 조절되는 발명을 개시한다. 그러나, 이 발명은 벽 뒤틀림의 감소에 대해 언급하지도 않고, {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군(群)과 벽 뒤틀림의 감소를 위한 중요한 방위 성분인 {112}<110> 방위 성분에 대한 어떤 상술도 포함하고 있지 않다.
또한 국제 특허 출원 제 00/06791호는 형상 동결성을 향상시키기 위해 {111}면에 대한 {100}면의 반사된 엑스선 강도의 비가 1 이상으로 조절되는 얇은 페라이트 강판을 개시한다. 그러나 본 발명과 달리, 이 발명은 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 비와 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110> 방위 성분에서의 엑스선 강도의 비를 언급하지 않으며, 드로잉 특성을 향상시키는 기술에 대한 개시도 없다.
일본 특허 공개 공보 제 2001-64750호는 스프링 백의 양을 줄이는 기술로서, 판 표면에 평행한 {100}면의 반사된 엑스선 강도비가 3 이상으로 조절되는 냉간 압연 강판을 개시한다. 그러나, 이 발명은 강판의 실제 표면상의 {100}면의 반사된 엑스선 강도비를 규정하는 것을 특징으로 하는데, 엑스선 측정 위치는 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 평균 엑스선 강도비가 강판의 두께의 중심에서 측정되도록 하는 본 발명의 경우와 다르다. 그 밖에도 이 발명은 방위 성분 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>을 언급하지 않고, 드로잉 특성을 향상시키는 기술도 개시하지 않았다.
또한, 형상 동결성이 뛰어난 강판으로서, 일본 특허 공개 공보 제 2000-297349호는 r값의 면 내 이방성 Δr의 절대값이 0.2 이하로 조절되는 열간 압연 강판을 개시한다. 그러나 이 발명은 항복비를 낮춤으로써 형상 동결성을 개선하는 데에 특징이 있고, 본 발명에서 설명하는 원리에 근거하여 형상 동결성을 개선시키는 것을 목표로 하는 조직의 조절에 관한 설명은 포함하지 않는다.
이러한 상황에서 본 발명은 드로잉 가공에 불리한 집합조직을 가진 강판에 대해서도 양호한 드로잉 특성을 얻기 위한, 드로잉할 수 있고 형상 동결성이 뛰어난 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 즉, 본 발명의 목적은 형상 동결성과 드로잉 특성이 뛰어난 고강도 박강판과 이 강판을 경제적으로 그리고 안정적으로 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 발명자는 일반적으로 채택되는 생산 설비를 이용하여 현재 공업적 규모로 생산되는 고강도 박강판의 생산 공정을 염두에 두고, 형상 동결성과 드로잉 특성이 모두 우수한 고강도 박강판을 만드는 방법을 열심히 연구했다.
그 결과, 본 발명은 다음 조건이 좋은 형상 동결성과 좋은 드로잉 특성을 동시에 확보하는 데에 매우 효과적이라는 새로운 발견에 근거하여 완성되었다. 적어도 강판 두께 중심의 평면 상에서 랜덤(random) 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.0 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개의 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.5 이하이며, 그 표면 중 적어도 하나의 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛이 되는 강판에 윤활 효과가 있는 조성물이 도포되고, 0 내지 200℃에서 상기 강판 표면의 마찰 계수는 0.05 내지 0.2 이다.
본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 적어도 강판 두께 중심의 평면 상에서 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 3 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.5 이하이며,
하나 이상의 상기 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛이고,
상기 강판의 표면은 윤활 효과가 있는 조성물로 도포되어 있는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(2) (1)항목에 있어서, 0℃ 내지 200℃에서 상기 강판 표면의 마찰 계수가 0.05 내지 0.2 인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(3) (1)항목 또는 (2)항목에 있어서, 상기 강판의 미세 조직은 최대 체적 분율을 차지하는 상(相)으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(4) (1)항목 또는 (2)항목에 있어서, 상기 강판의 미세 조직은 체적 분율로 5% 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 잔부는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(5) (1)항목 또는 (2)항목에 있어서, 상기 강판의 미세 조직은 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(6) (1)항목 내지 (5)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서,
질량 %로,
C: 0.01 내지 0.3 %,
Si: 0.01 내지 2 %,
Mn: 0.05 내지 3 %,
P: 0.1 % 이하,
S: 0.01 % 이하, 및
Al: 0.005 내지 1 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(7) (6)항목에 있어서, 질량%로,
Ti: 0.05 내지 0.5 % 그리고/또는
Nb: 0.01 ∼ 0.5 %를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(8) (1)항목 또는 (2)항목에 있어서,
다음 식:
Ti - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0 %
를 만족시키도록, 질량%로,
C: 0.01 내지 0.1 %,
S: 0.03 % 이하,
N: 0.005 % 이하, 및
Ti: 0.05 내지 0.5 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(9) (1)항목 또는 (2)항목에 있어서, 강(鋼)은 (8)항목에 따른 강으로서,
다음 식:
Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N -(48/32)S ≥0 %
를 만족시키도록, 질량%로,
Nb: 0.01 내지 0.5 % 와 Ti를 추가로 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(10) (8)항목 또는 (9)항목에 있어서, 상기 강은 질량%로,
Si: 0.01 내지 2 %,
Mn: 0.05 내지 3 %,
P: 0.1 % 이하, 및
Al: 0.005 내지 1 %를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(11) (6)항목 내지 (10)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 질량%로 0.0002 내지 0.002 %의 B를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(12) (6)항목 내지 (11)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 질량%로 0.2 내지 2 %의 Cu를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(13) (6)항목 내지 (12)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 질량%로 0.1 내지 1 %의 Ni를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(14) (6)항목 내지 (13)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 질량%로 Ca: 0.0005 내지 0.002 % 그리고/또는 REM: 0.0005 내지 0.02 %를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(15) (6)항목 내지 (14)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 질량%로,
Mo: 0.05 내지 1 %,
V: 0.02 내지 0.2 %,
Cr: 0.01 내지 1 %, 및
Zr: 0.02 내지 0.2 % 중 하나 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(16) (1)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 상기 강판과 윤활 효과가 있는 조성물의 사이에 아연 도금층을 가지는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판.
(17) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서, 상기 화학 성분을 가진 슬래브에 조질 압연을 적용한 다음, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(18) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서, 상기 화학 성분을 가진 슬래브에 조질 압연을 적용한 다음, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하고, 이렇게 제조된 열간 압연 강판을 1 내지 20초 동안 Ar1 변태점 온도에서 Ar3 변태점 온도까지의 온도 범위에 두며, 그 다음으로 그것을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각시키고, 350℃ 이하의 코일링 온도에서 코일링하고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (3)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(19) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중의 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서, 상기 화학 성분을 가진 슬래브에 조질 압연을 적용한 다음, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25% 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하고, 이렇게 제조된 열간 압연 강판을 1 내지 20 초 동안 Ar1 변태점 온도에서 Ar3 변태점 온도까지의 온도 범위에 두며, 그 다음으로 그것을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각시키고, 350℃ 초과 450℃ 미만의 범위의 코일링 온도에서 코일링하고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (4)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(20) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중의 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서, 상기 화학 성분을 가진 슬래브에 조질 압연을 적용한 다음, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25% 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하고, 그것을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각시키고, 450℃ 이상의 코일링 온도에서 코일링하고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (5)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(21) (8)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서, 상기 화학 성분을 가진 슬래브에 조질 압연을 적용한 다음, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25% 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하고, 이렇게 제조된 상기 강판을 냉각시키고 코일링하고,
그 후에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(22) (17)항목 내지 (21)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 열간 압연 공정 시 상기 조질 압연 후에 상기 마무리 압연에 윤활 압연을 적용하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(23) (17)항목 내지 (22)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서, 열간 압연 공정 시 상기 조질 압연의 완료 후에 디스케일링(descaling)을 적용하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(24) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 박강판을 제조하는 데 있어서, 상기 화학 성분을 가지는 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80% 미만인 냉간 압연을 적용하고, 그 다음 냉간 압연된 강판을 5 내지 150초 동안 회복 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 까지의 온도 범위에 두는 과정을 포함하는 열처리를 적용하고, 그 다음 그것을 냉각시키고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(25) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 박강판을 제조하는 데 있어서, 상기 화학 성분을 가지는 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세, 강판 두께 기준으로 압하율이 80% 미만인 냉간 압연을 적용하고, 그 다음 냉간 압연된 강판을 5 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 까지의 온도 범위에 두는 과정을 포함하는 열처리를 적용하고, 그 다음 그것을 20℃/초 이상의 냉각속도로 350℃ 이하의 온도 범위까지 냉각시키고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (3)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(26) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 박강판을 제조하는 데 있어서, 상기 화학 성분을 가지는 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세, 강판 두께 기준으로 압하율이 80% 미만인 냉간 압연을 적용하고, 그 다음 냉간 압연된 강판을 5 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 까지의 온도 범위에 두는 과정을 포함하는 열처리를 적용하고, 그것을 20℃/초 이상의 냉각속도로 350℃ 초과 450℃ 미만의 온도 범위까지 냉각시키고, 그것을 다시 5 내지 600 초 동안 이 온도 범위에 두고, 그 다음 그것을 다시 5℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도 범위까지 냉각시키고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (4)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(27) (6)항목, (7)항목, 및 (11)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 고강도 박강판을 제조하는 데 있어서, 상기 화학 성분을 가지는 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세, 강판 두께 기준으로 압하율이 80% 미만인 냉간 압연을 적용하고, 그 다음 냉간 압연된 강판을 5 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 까지의 온도 범위에 두는 과정을 포함하는 열처리를 적용하고, 그 다음 그것을 냉각시키고,
그 후에 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는, (5)항목에 따른 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(28) (8)항목 내지 (15)항목 중 어느 하나의 항목에 따른 화학 성분을 가지는 얇은 강판을 제조하기 위해, 상기 화학 성분을 가지는 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세, 강판 두께 기준으로 압하율이 80% 미만인 냉간 압연을 적용하고, 그 다음 냉간 압연된 강판을 5 내지 150초 동안 회복 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 까지의 온도 범위에 두는 과정을 포함하는 열처리를 적용하고, 그 다음 그것을 냉각시키고,
그 후에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(29) (17)항목 내지 (23)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서,
열간 압연 후에 상기 강판을 아연 도금 용액에 담가서 상기 강판의 표면을 아연 도금하고,
그런 다음 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(30) (24)항목 내지 (28)항목 중 어느 하나의 항목에 있어서,
상기 열처리 공정을 완료한 후에 상기 강판을 아연 도금 용액에 담가서 상기 강판의 표면을 아연 도금하고,
그런 다음 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
(31) (29)항목 또는 (30)항목에 따라서 상기 강판을 아연 도금 용액에 담가서 아연 도금을 한 후에 상기 강판에 합금 처리를 하고,
그런 다음 상기 강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 제조하는 방법
우선, (1) 또는 (2) 항목에 따른 본 발명을 상세하게 설명한다.
뛰어난 형상 동결성을 실현하기 위해서는 강판 두께 중심의 평면 상에서 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 3 이상이어야 한다. 이것이 3 미만이면, 형상 동결성이 나빠진다.
여기서, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비는, {110}의 극점도에 기초하는 벡터법에 의하거나 {110}, {100}, {211} 그리고 {310} 의 극점도 중에서 2개 이상의(바람직하게는 3개 이상의) 극점도를 이용하는 급수 전개법에 의해 방위 성분 군 즉, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 그리고 {223}<110>에 포함되는 주요 방위 성분에서의 엑스선 회절 강도를 계산하여 얻는 3차원 조직으로부터 구한다.
예를 들어, 상기 후자의 방법에 의해 계산되는 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 상기 결정 방위 성분에서의 엑스선 강도의 비로서, 3차원 조직에서 φ2=45°인 단면에서의 (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] 그리고 (223)[1-10]의 강도값은 수정하지 않고 사용할 수 있다. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비는 상기 모든 방위 성분의 산술 평균비임을 알아야 한다. 이 모든 방위 성분에서의 강도를 구하기가 불가능한 경우에는 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> 그리고 {223}<110> 의 방위 성분에서의 강도의 산술 평균을 대용으로 사용할 수 있다.
위에 더하여, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.5 이하일 것이 요구된다. 이 값이 3.5를 초과할 경우, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 적당한 범위 내에 있더라도 좋은 형상 동결성을 얻을 수 없다. 여기서, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비는 위에 설명한 것과 동일한 방법으로 얻어지는 3차원 조직으로부터 계산할 수 있다. 본 발명에서는 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비는 4 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 방위 성분에서의 엑스선 강도의 산술 평균비는 2.5 미만이 되는 것이 바람직하다.
결정 방위 성분에서의 엑스선 강도가 굽힘 작업 시의 형상 동결성에 있어 중요한 이유는, 아주 명백하지는 않지만, 굽힘 변형 시 결정의 미끄러지는 거동과 어떤 관련이 있는 것으로 추정된다.
엑스선 회절 측정을 위한 샘플은 강판의 1/4 또는 3/4 지점으로부터 직경 30 mm의 시편을 잘라내고, 삼산(三山) 등급의 마무리(두번째로 고운 마무리)까지 표면을 연삭하고, 화학 연마 또는 전해질 연마에 의해 스트레인을 제거하여 준비한다. {hkl}<uvw> 로 나타낸 결정 방위 성분은 강판 평면에 수직한 방향이 <hkl>에 평행하고 강판의 압연 방향이 <uvw>에 평행하다는 것을 의미한다. 결정 방위는 엑스선을 이용하여 비. 디. 컬리티(B.D.Cullity) 저 엑스선 회절의 원리(Elements of X-ray Diffraction)(AGNE Gijutsu Center에서 1986년 발행되었고 겐따로 마쯔무라가 번역함)의 일본어 번역판 274 내지 296 쪽에 서술된 방법에 따라 측정한다.
다음으로, 본 발명에서 좋은 드로잉 특성을 확보하는 데에 중요한 강판의 표면 조건을 설명한다. 본 발명에서, 강판이 윤활 효과가 있는 조성물로 코팅되기 전에 강판의 적어도 하나의 표면에서의 조도의 산술 평균(Ra)은 1 내지 3.5 ㎛로 결정된다. 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 미만인 경우, 나중에 가해지는 윤활 효과가 있는 조성물을 강판 표면에서 보유하기가 어려워진다. 반면에 조도의 산술 평균(Ra)이 3.5 ㎛를 초과하는 경우에는 윤활 효과가 있는 조성물을 가한 후에도 충분한 윤활 효과를 얻을 수 없다. 이러한 이유 때문에 강판의 적어도 하나의 표면에서의 조도의 산술 평균(Ra)은 1 내지 3.5 ㎛로 결정된다. 바람직한 범위는 1 내지 3 ㎛이다. 여기서 상기 조도의 산술 평균 Ra란 일본 공업 규격(JIS) B 0601-1994에 규정된 조도의 산술 평균 Ra를 말한다.
위에 덧붙여, 본 발명에서는 윤활 효과가 있는 조성물을 가한 후의 강판의 마찰 계수가 압연 방향 그리고/또는 압연 방향에 수직한 방향으로 0 내지 200℃에서 0.05 내지 0.2로 결정된다. 마찰 계수가 0.05 미만인 경우, 프레스 성형 시에 형상 동결성을 향상시키기 위해 블랭크 홀딩 힘(BHF: blank holding force)을 증가시키더라도, 강판은 그 가장자리에서 제지되지 않고 그 재료가 금형으로 유입되어 형상 동결성을 악화시킨다. 반면에 마찰 계수가 0.2를 초과하는 경우, BHF가 실용적인 허용치 이내에서 감소되더라도 강판의 금형으로의 유입량이 감소하여 대개는 드로잉 가공성이 감소될 것이다. 이러한 이유 때문에 적어도 한 방향으로의 마찰 계수는 0.05 내지 0.2 이어야 한다.
마찰 계수의 값이 규정되는 온도 범위에 대해, 마찰 계수가 0℃ 미만에서 측정된다면 강판 표면에 생기는 서리 등 때문에 적절한 측정이 불가능하다. 200 ℃가 넘는 온도에서 측정된다면 강판의 표면에 도포되는 윤활 효과가 있는 조성물이 불안정하게 될 수 있다. 이 때문에 마찰 계수 값이 규정되는 온도 범위는 0 내지 200℃로 결정된다.
여기서 마찰 계수는 다음의 시험 절차에서 누르는 힘(F)에 대한 끄는 힘(f)의 비(f/F)로 정의된다: 윤활 효과가 있는 조성물을 측정되는 대상 강판의 표면에 적용하고, 표면의 비커즈 경도가 Hv600 이상인 두 개의 평판 사이에 상기 강판을 위치시키며, 접촉 응력이 1.5 내지 2 kgf/㎟가 되도록 대상 강판의 표면에 수직 힘(F)를 가하고, 상기 대상 강판을 상기 평판들 사이에서 빼내는 데에 필요한 힘(f)을 측정한다.
그리고, 강판의 드로잉 특성 지수는 강판이 원반 형상으로 형성되고 원통펀치를 이용한 드로잉 작업이 수행될 때 드로잉이 성공적으로 되는 최대 직경(D)을 원통 펀치의 직경(d)으로 나눈 몫(D/d)으로 정의된다. 이 시험에서, 강판은 직경 300 내지 400 mm의 다양한 원반 형상으로 형성되고, 직경이 175 mm이고 바닥면 주위에 반경 10 mm의 어깨부를 가지는 원통 펀치와 반경 15 mm의 어깨부를 가지는 금형이 드로잉 특성의 측정에 사용된다.
본 발명에 따른 강판의 미세 조직을 지금부터 설명한다.
먼저, (3) 내지 (5) 항목에 따른 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하기 위한 목적으로 강판의 미세 조직을 규정할 필요는 없다; 보통 사용되는 강 재료에서 형성되는 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 그리고/또는 마르텐사이트 조직에서 본 발명의 범위 내(랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 특정 방위 성분에서의 엑스선 강도의 비가 본 발명의 범위 내)로 분류되는 조직을 실현하는 한에서는 형상 동결성의 개선에 관한 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 또한, 특정 미세 조직, 예를 들어 잔류 오스테나이트를 체적 분율로 5 내지 25 % 함유하고 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 복합 조직, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직 또는 이와 비슷한 것이 형성되는 경우 신장 성형성과 다른 프레스 성형 특성을 향상시킬 수 있다.
잔류 오스테나이트와 같이 bcc 결정 조직이 아닌 조직이 2 이상의 상으로 이루어진 복합 조직에 포함되어 있는 경우, 다른 조직의 체적 분율로 환산된 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 방위 성분과 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 비가 본 발명의 각각의 범위 내에 있는 한, 그러한 복합 조직은 어떤 문제도 일으키지 않는다.
그 밖에, 조대 탄화물을 함유한 펄라이트는 피로 균열의 시작점으로 작용하여 피로 강도를 현저히 저하시킬 수 있고, 이 때문에 조대 탄화물을 함유한 펄라이트의 체적 분율은 15 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 좋은 피로 특성을 필요로 하는 경우 조대 탄화물을 함유한 펄라이트의 체적 분율은 5 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기서 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 강판 두께의 1/4 깊이 지점에서의 미세 조직의 면적 분율로 정의되고, 강판 폭의 1/4 또는 3/4 지점에서 잘라낸 시편을 압연 방향 단면을 따라 연마하고, 니트로 시약 그리고/또는 일본 특허 공개 공보 제 H5-163590호에 개시된 시약으로 상기 단면을 에칭하며, 그런 다음 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500 배의 배율로 상기 에칭된 표면을 관찰하여 구한다. 상기 시약을 이용한 에칭에 의해 잔류 오스테나이트를 확인하는 것이 때때로 어려우므로, 그 체적 분율은 다음과 같은 방법으로 계산할 수 있다.
오스테나이트의 결정 조직은 페라이트와 다르므로, 그것들은 결정학적으로 쉽게 구별할 수 있다. 그러므로, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 엑스선 회절법으로 구할 수 있다. 즉, Mo의 K
선을 이용하여 오스테나이트와 페라이트의 격자 평면에서의 반사 강도의 차이에 근거한 다음의 식에 의해서도 간단히 구할 수 있다:
Vγ = (2/3){100/(0.7 ×
(211)/γ(220) + 1)} + (1/3){100/(0.78 ×
(211)/γ(311) + 1)},
여기서 
(211), γ(220) 그리고 γ(311)은 각각 페라이트(
)와 오스테나이트(γ)의 지시된 격자 평면의 엑스선 반사 강도값이다.
한번 향상된 형상 동결성보다 더 좋은 형상 동결성을 실현하기 위한 낮은 항복비를 얻기 위해서는, 강판의 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 여기서, 본 발명은, 그 총 비율이 5 % 미만이라면, 불가피하게 포함되는 베이나이트, 잔류 오스테나이트 그리고 펄라이트를 함유하는 것을 허용한다. 70 % 이하의 낮은 항복비를 확보하기 위해서는 페라이트의 체적 분율을 50 % 이상으로 하는 것이 바람직하다는 사실을 알아야 한다.
본 발명에서 형상 동결성을 향상시키는 외에, 좋은 연성을 얻기 위해서는 강판의 미세 조직이 잔류 오스테나이트를 체적 분율로 5 내지 25 % 함유하고 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 복합 조직 이어야 한다. 여기서, 본 발명은, 그 총 비율이 5 % 미만이라면, 불가피하게 포함되는 마르텐사이트와 펄라이트를 함유하는 것을 허용한다.
또, 본 발명에서 형상 동결성을 향상시키는 외에, 좋은 버링 가공성을 얻기 위해서는 강판의 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 여기서, 본 발명은 불가피하게 포함되는 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 그리고 펄라이트를 함유할 수 있다. 좋은 버링 가공성(구멍 확장비)을 얻기 위해서는, 경질의 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 총 체적 분율을 5 % 미만으로 하는 것이 바람직하다. 베이나이트의 체적 분율은 30 % 이상으로 하는 것이 또한 바람직하다. 게다가, 좋은 연성을 실현하기 위해서는 베이나이트의 체적 분율을 70 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, (8) 내지 (10) 항목 중의 하나에 따른 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명에서 형상 동결성을 향상시키는 외에, 더 나은 버링 가공성을 얻기 위해서는 강판의 미세 조직이 좋은 버링 가공성(구멍 확장성)을 보증하는 페라이트 단상으로 구성되도록 하는 것이 바람직하다. 여기서, 본 발명은 필요에 따라 일정량의 베이나이트를 함유할 수 있다. 또한, 더욱 좋은 버링 가공성을 확보하기 위해서는 베이나이트의 체적 분율은 10 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 때, 본 발명은 불가피하게 포함되는 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 그리고 펄라이트를 함유할 수 있다. 여기서 언급되는 페라이트는 베이나이트 페라이트와 침상 페라이트 조직을 포함한다. 그리고, 좋은 피로 특성을 확보하기 위해서는 조대 탄화물을 함유한 펄라이트의 체적 분율을 5 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 더하여 양호한 버링 가공성(구멍 확장성)을 확보하기 위해서는 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 총 체적 분율을 5 % 미만으로 하는 것이 바람직하다.
다음으로 본 발명에서 화학 성분이 제한되는 이유를 설명한다.
(6) 내지 (15) 항목에 따른 본 발명을 상세하게 설명한다.
C는 원하는 미세 조직을 얻기 위하여 필수적인 요소이다. 그러나 C 함유량이 0.3 %를 초과했을 때는 가공성이 저하되며, 따라서 그 함유량은 0.3 % 이하로 정해진다. 게다가, C 함유량이 0.2 %를 초과했을 때는 용접성이 저하되며, 따라서 그 함유량은 0.2 % 이하로 정해진다. 반면에, C의 함유량이 0.01 % 미만일 때는 강의 강도가 떨어지며, 따라서 그 함유량은 0.01 % 이상으로 정해진다. 또한, 좋은 연성을 실현하기에 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 안정적으로 얻기 위해서는 그 함유량은 0.05 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.
게다가, 특히 (8) 내지 (10)항목 중 어느 하나와 관련하여, C의 함유량이 0.1 %를 초과하는 경우, 가공성과 용접성이 저하되며 따라서 그 함유량은 0.1 % 이하로 정해진다. 그 함유량이 0.01 % 미만인 경우 강의 강도가 낮아지며, 따라서 그 함유량은 0.01 % 이상으로 정해진다.
Si는 용질 강화 요소로서 그 자체로 강도를 증가시키는 데에 효과적이다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 이것의 함유량이 0.01 % 이상이어야 하지만, 이것이 2 %를 초과하여 함유되었을 때는 가공성이 저하된다. 따라서 Si 함유량은 0.01 내지 2 %로 결정된다.
Mn은 용질 강화 요소로서 그 자체로 강도를 증가시키는 데에 효과적이다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 이것의 함유량이 0.05 % 이상이어야 한다. S에 의해 유발되는 열 균열(hot cracking)의 발생을 억제하는 Ti와 같은 요소가 Mn에 충분히 첨가되어 있지 않은 경우에는 질량 분율로 Mn/S ≥20 의 식을 만족하도록 Mn을 가하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 요소이므로, 좋은 연성을 실현하기 위해 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 Mn의 첨가량을 0.1 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 반면에, Mn을 3 % 초과하여 첨가하는 경우 슬래브에 균열이 생긴다. 따라서 그 함유량은 3 % 이하로 정하여진다.
P는 바람직하지 않은 불순물이며, 그 함유량은 낮을수록 좋다. 그 함유량이 0.1 %를 초과하는 경우, 가공성과 용접성에 불리하게 영향을 끼치며 피로 특성에도 마찬가지이다. 그러므로 P 함유량은 0.1 % 이하로 정하여진다.
S는 너무 많이 함유했을 경우 열간 압연 시에 균열을 발생시키므로 그 함유량은 가능한 한 낮게 조절해야 하나 0.03 % 까지의 함유량은 무방하다. S는 불순물이기도 하므로 그 함유량은 낮을수록 좋다. S 함유량이 너무 클 경우, 국부 연성과 버링 가공성에 해로운 A 계열 함유물이 형성되므로, 그 함유량은 최소화해야 한다. 따라서 바람직한 S 함유량은 0.01 % 이하이다.
Al은 용선의 산소를 제거하기 위해 0.005 % 이상 첨가해야 하지만, 비용 상승을 피하기 위해 그 상한은 1.0 %로 정해진다. Al은 지나치게 첨가했을 경우 비금속 함유물의 형성을 증가시키고 신장성을 저하시키므로, Al의 바람직한 함유량은 0.5 % 이하이다.
N 은 특히 (8) 내지 (10) 항목 중 어느 하나와 관련하여 C보다 높은 온도에서 Ti, Nb와 결합하여 침전물을 형성하여 C를 고정시키는 데 효과적인 Ti와 Nb의 양을 감소시킨다. 따라서, N 함유량은 최소화되어야 한다. 허용가능한 N의 함유량은 0.005 % 이하이다.
Ti는 석출 강화를 통하여 강판의 강도를 증가시키는 데에 기여한다. 그 함유량이 0.05 % 미만인 경우 이러한 효과가 불충분하고, 그 함유량이 0.5 %를 초과하는 경우 이러한 효과가 포화될 뿐만 아니라 합금 첨가 비용도 상승한다. 따라서, Ti의 함유량은 0.05 내지 0.5 %로 결정된다.
이에 더하여, (8) 내지 (10) 항목의 어느 하나와 관련하여, Ti는 본 발명에서 가장 중요한 요소 중의 하나이다. 즉, 버링 가공성을 저하시키는 시멘타이트와 같은 탄화물을 형성하는 C를 석출시키고 고정하기 위해서는, 그리하여 버링 가공성의 향상에 기여하기 위해서는, 조건식 Ti - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0% 이 만족되어야 한다.
여기서, S와 N은 C보다 비교적 높은 온도에서 Ti와 결합하여 석출물을 형성하므로, Ti≥48/12C 식을 만족시키기 위해서는 반드시 조건식 Ti - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0% 이 만족되어야 한다.
Nb는 Ti와 마찬가지로 석출 강화를 통하여 강판의 강도를 증가시키는 데에 기여한다. 이것은 결정 입자를 곱게 만들어서 버링 가공성을 향상시키는 효과도 아울러 가진다. 그러나, 그 함유량이 0.01 % 미만인 경우 이러한 효과는 충분히 나타나지 않으며, 그 함유량이 0.5 %를 초과한다면 이러한 효과가 포화될 뿐만 아니라 합금 첨가 비용도 상승한다. 따라서 Nb 함유량은 0.01 내지 0.5 %로 결정된다.
게다가, 특히 (9) 또는 (10) 항목과 관련하여 버링 가공성을 저하시키는 시멘타이트와 같은 탄화물을 형성하는 C를 석출시키고 고정하기 위해서는, 그리하여 버링 가공성의 향상에 기여하기 위해서는, 조건식 Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0% 이 만족되어야 한다.
여기서, Nb는 Ti보다 비교적 낮은 온도에서 탄화물을 형성하므로, Ti + 48/93Nb ≥48/12C 식을 만족시키기 위해서는 반드시 조건식 Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0% 이 만족되어야 한다.
Cu는 고용체 상태에 있을 때 피로 특성을 향상시키는 효과를 가지므로 필요에 따라 첨가된다. 그러나 그 첨가량이 0.2 % 미만일 경우에는 실체적인 효과가 나타나지 않으며, 그 함유량이 2 %를 초과하는 경우에는 이러한 효과가 포화된다. 따라서 Cu 함유량의 범위는 0.2 내지 2 %로 결정된다. 코일링 온도가 450℃ 이상일 경우, Cu 함유량이 1.2 %를 초과하면 Cu는 코일링 후에 석출되며 이는 가공성을 급격히 저하시킨다. 이 때문에, Cu의 함유량은 1.2 % 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
B는 Cu와 함께 첨가되었을 때 피로 한계를 높이는 효과를 가지므로 필요에 따라 첨가된다. 또한, 특히 (8), (9) 또는 (10) 항목과 관련하여 B는 용질 C의 양의 감소 때문에 생기는 것으로 생각되는, P에 의한 입자간 취화를 억제함으로써 피로 한계를 높이는 효과를 가지므로 필요에 따라 첨가된다. B를 0.0002 % 미만으로 첨가하는 것은 이러한 효과를 얻는 데에 충분하지 않으며, B를 0.002 %를 초과하여 첨가하는 경우에는 슬래브에 균열이 발생한다. 따라서, B의 첨가량은 0.0002 내지 0.002 %로 결정된다.
Ni는 Cu를 함유함으로써 생기는 고온 취성을 방지하기 위해 필요에 따라 첨가된다. 첨가량 0.1 % 미만으로는 이러한 효과를 얻는 데에 충분하지 않으며, Ni가 1 %를 초과하여 첨가되면 그 효과는 포화된다. 따라서, 그 함유량은 0.1 내지 1 %로 결정된다. Cu 함유량이 1.2 % 이하이면 Ni 함유량을 0.6 % 이하로 하는 것이 바람직하다는 사실에 주의해야 한다.
Ca와 REM은 파단의 시작점으로 작용하고 그리고/또는 가공성을 저하시키는 비금속 함유물의 형상을 바꾸어서 그것을 해롭지 않게 만드는 요소들이다. 그러나 둘 중의 어느 하나라도 0.0005 % 미만으로 첨가되는 경우 상기의 효과를 실체적으로 얻을 수 없다. Ca가 0.002 %를 초과하여 첨가되거나 REM이 0.02 %를 초과하여 첨가된다면 상기 효과는 포화된다. 따라서, Ca는 0.0005 내지 0.002 %, REM은 0.0005 내지 0.02 %로 첨가하는 것이 바람직하다.
덧붙여서, 석출 강화 요소와 용질 강화 요소, 즉 Mo, V, Cr 그리고 Zr 중 하나 이상을 강도를 증대시키기 위해 첨가할 수 있다. 그러나, 이들이 각각 0.05 %, 0.02 %, 0.01 % 그리고 0.02 % 미만으로 첨가되는 경우에는 실체적인 효과가 나타나지 않고, 이들이 각각 1 %, 0.2 %, 1 % 그리고 0.2 % 를 초과하여 첨가되는 경우에는 상기 효과가 포화된다.
Sn, Co, Zn, W 그리고/또는 Mg는 상기 설명한 성분으로 주로 구성되는 강에 모두 합하여 1 % 이하로 첨가할 수 있다. 그러나, Sn은 열간 압연 시에 표면 결함을 유발할 수 있으므로, Sn의 함유량은 0.05 % 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이제, 본 발명에 따른 제조 방법의 조건을 제한하는 이유를 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 강판은 다음의 공정을 통해 제조될 수 있다: 주조 후에, 열간 압연과 냉각 또는 열간 압연, 냉각, 산세 그리고 냉간 압연을 하고, 그 다음으로 열처리 또는 용융 도금 라인에서 열간 또는 냉간 압연된 강판의 열처리를 하며, 또한 이렇게 제조된 강판에 필요에 따라 개별적으로 표면 처리를 한다.
본 발명은 열간 압연 전의 제조 방법은 특별히 규정하지 않는다. 즉, 강은 용광로, 아크로 또는 그와 비슷한 것에서 용해되고 정련되며, 그런 다음 하나 이상의 다양한 2차 정련 공정에서 성분들의 원하는 양을 함유하기 위해 화학 성분을 조절하고, 그런 다음 보통의 연속 주조 공정, 잉곳 주조 공정 그리고 얇은 슬래브 주조 공정과 같은 주조 공정을 통해 강이 슬래브로 주조된다. 강 스크랩이 원료로 사용될 수 있다. 또한, 연속 주조 공정을 통해 슬래브를 주조하는 경우에, 슬래브는 그것이 뜨거운 동안에 열간 압연기에 직접 공급하거나, 실온으로 냉각한 다음 재가열로에서 가열할 수 있다.
재가열 온도에 대해 특정한 한계가 특별히 정해지지는 않지만, 재가열 온도가 1,400℃ 이상일 경우 스케일 오프의 양이 많아져서 수율이 저하되므로 재가열 온도는 1,400℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 1,000℃ 미만의 재가열 온도는 압연 과정에 있어 압연기의 작동 효율을 현저히 감소시키므로, 재가열 온도는 또한 1,000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 게다가, 특히 (8), (9) 또는 (10) 항목과 관련하여, 재가열 온도가 1,100℃ 미만일 경우, Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물이 슬래브에서 다시 녹지 않고 거칠어져서 그 석출 강화 용량이 상실될 뿐만 아니라 버링 가공성을 향상시키는 데에 바람직한 크기와 분포를 갖는, Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물이 석출되지 않는다.
열간 압연 공정에서 슬래브는 조질 압연의 완료 후에 마무리 압연을 거친다. 조질 압연 완료 후에 디스케일링 작업을 할 때, 다음 조건식을 만족하도록 하는 것이 바람직하다:
P (MPa) × L (l/㎠) ≥ 0.0025,
여기서, P (MPa)는 강판 표면에서의 고압 물의 충격 압력이고, L (l/㎠)는 디스케일링 용 물의 유동률이다.
강판 표면에서의 고압 물의 충격 압력 P는 다음과 같이 표시된다(철과 강, 1991, Vol. 77, No. 9, p.1450 참조):
P (MPa) = 5.64 ×P0 ×V ×H2
여기서, P0는 액체의 압력이고, V(l/분)는 노즐의 액체 유동률이고, H(cm)는 노즐과 강판 표면 사이의 거리이다.
유동률 L (1/㎠)은 다음과 같이 표시된다:
L (1/㎠) = V/(W ×v)
여기서, V(l/분)는 노즐의 액체 유동률이고, W(cm)는 노즐에서 나오는 액체가 강판 표면에 부딪치는 폭이며, v(cm/분)는 강판의 이동 속도이다.
본 발명의 효과를 얻기 위해서 충격 압력 P와 유동률 L의 곱에 특별히 상한을 설정할 필요는 없으나, 노즐의 액체 유동률이 상승했을 때 노즐 마멸이 증가하는 등의 문제점이 발생하므로 이 곱을 0.02 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 후에 강판의 최대 조도 높이 Ry는 15㎛(15 ㎛Ry라고 규정하며, 이는 표준 길이 l이 2.5 mm, 측정 길이 ln이 12.5 mm인 경우를 일본 공업 규격 B 0601-1994의 5 페이지에서 7 페이지에 제시된 방법에 적용했을 때의 결과이다.) 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 대한 이유는 일본 재료 학회에서 펴낸 금속재료 피로 설계 핸드북 84 페이지에서 서술하고 있는 바와 같이, 열간 압연된 또는 산세된 그 자체의 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 조도 높이 Ry와 상관 관계에 있다는 사실로부터 명백하다. 또한, 스케일이 다시 형성되는 것을 막기 위해 마무리 열간 압연은 고압 디스케일링 작업 후 5 초 이내에 실시하는 것이 바람직하다.
덧붙여서, 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하여 마찰 계수를 낮추는 효과를 실현하기 위해서, 강판이 열간 압연 또는 산세 후 조질 압연(skin pass rolling) 또는 냉간 압연을 거치지 않는다면 마무리 압연 후의 강판 표면 조도의 산술 평균(Ra)은 3.5 이하가 되도록하는 것이 바람직하다.
이 외에도, 마무리 압연은 조질 압연 또는 그 다음의 디스케일링 후에 박판강(sheet bar)을 함께 용접하여 연속적으로 실시할 수 있다. 이 경우 조질 압연을 한 박판강은 일시적으로 코일링을 하고, 필요에 따라 보온 기능을 가지는 커버에 넣어지고, 그리고나서 코일링을 푼 후에 함께 용접된다.
열간 압연 강판이 최종 제품으로 사용되는 경우, 마무리 압연은 마무리 압연의 후반부 동안 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 25 % 이상의 압하율로 실시한다. 여기서 Ar3 변태점 온도는, 예를 들어 다음의 식에 의해 간단한 방법으로 강의 화학 성분에 관하여 표시할 수 있다:
Ar3 = 910 - 310 ×%C + 25 ×%Si - 80 ×%Mn.
Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 총 압하율이 25 % 미만인 경우, 압연된 오스테나이트 조직이 충분히 발달하지 않으며 따라서 강판이 그 후에 어떻게 냉각된다고 하더라도 본 발명의 효과를 얻을 수 없다. 더욱 날카로운 조직을 얻기 위해서는 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 총 압하율을 35 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명은 총 압하율이 25 % 이상인 압연이 실시될 때 온도 범위의 하한은 특별히 정하지 않는다. 그러나, 압연이 Ar3 변태점 온도 미만의 온도에서 행하여지는 경우, 가공으로 생긴 조직이 압연 중에 석출된 페라이트에 남아서 연성과 가공성을 저하시킨다. 이런 이유로 해서, 총 압하율이 25 % 이상인 압연이 행해지는 경우 그 온도 범위의 하한은 Ar3 변태점 온도와 같거나 더 높게 정하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 다음의 코일링 공정 또는 코일링 공정 후의 열처리 중에 회복이나 재결정이 상당한 정도로 진행된다면, Ar3 변태점 온도 미만의 온도도 허용될 수 있다.
본 발명은 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 총 압하율의 상한값을 특별히 지정하지는 않는다. 그러나, 총 압하율이 97.5 %를 초과하는 경우에는, 압연 하중이 너무 커져서 압연기의 강도를 과도하게 증가시켜야 하므로 경제적인 면에서 불이익이 발생한다. 이 때문에, 총 압하율은 97.5 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기서, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 열간 압연을 행하는 중에 열간 압연 롤러와 강판 사이의 마찰이 큰 경우, 주로 {110}으로 구성되는 결정 방위가 강판 표면에 가까운 평면에서 발달하며 이는 형상 동결성을 저하시킨다. 그 대책으로서, 열간 압연기 롤러와 강판 사이의 마찰을 줄이기 위해 필요에 따라 윤활 물질을 적용한다.
본 발명은 열간 압연기 롤러와 강판 사이의 마찰 계수의 상한을 특별히 지정하지는 않는다. 그러나, 이 값이 0.2를 초과하면, 주로 {110}으로 구성되는 결정 방위가 현저하게 발달하여 형상 동결성을 나빠지게 한다. 이 때문에 열간 압연기 롤러와 강판 사이의 마찰 계수는 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 적어도 하나의 열간 압연기 패스에 대해 0.2 이하로 조절하는 것이 바람직하다. 열간 압연기 롤러와 강판 사이의 마찰 계수는 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 모든 열간 압연기 패스에 대해 0.15 이하로 조절하는 것이 더욱 바람직하다. 여기서, 열간 압연기 롤러와 강판 사이의 마찰 계수는 롤링 이론에 근거하여 전방 미끄럼 비, 롤링 하중, 롤링 토크 등으로부터 계산되는 값이다.
본 발명은 마무리 압연의 최종 패스에서의 온도(FT)를 특별히 지정하지는 않으나, 마무리 압연의 최종 패스에서의 온도(FT)는 Ar3 변태점 온도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는 압연 온도가 열간 압연 중에 Ar3 변태점 온도 밑으로 떨어지면, 가공으로 생긴 조직이 압연 전 또는 압연 중에 석출된 페라이트에 남아서 그 결과, 연성을 저하시키고 가공성을 나쁘게 하기 때문이다. 그러나, 이어지는 코일링 공정 중에 또는 코일링 공정 후에 회복 또는 재결정을 위한 열처리를 적용하는 경우, 마무리 압연의 최종 패스에서의 온도(FT)를 Ar3 변태점 온도 보다 낮게 할 수 있다.
본 발명은 마무리 온도의 상한을 특별히 지정하지는 않지만, 마무리 온도가 Ar3 변태점 온도 + 100℃를 초과한다면, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 총 압하율 25 % 이상으로 압연을 수행하는 것이 실질적으로 불가능해진다. 이 때문에 마무리 온도의 상한을 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 형상 동결성을 개선하기 위해 강판의 미세 조직을 특별히 지정할 필요가 없으며, 따라서 규정된 코일링 온도에서 코일링을 하기까지는 마무리 압연의 완료 후 냉각 공정에 대하여 어떤 특정한 제한도 두지 않는다. 그럼에도 불구하고, 규정된 코일링 온도를 확보하거나 미세 조직을 조절하려는 목적으로 필요에 따라 강판의 냉각이 수행된다.
본 발명은 냉각속도의 상한을 특별히 지정하지 않지만, 열 변형이 강판의 뒤틀림을 발생시킬 수 있으므로 냉각속도를 300℃/초 이하로 조절하는 것이 바람직하다. 게다가, 냉각속도가 너무 높으면, 냉각 종료 온도를 정확하게 조절하는 것이 불가능해지고 규정된 코일링 온도 아래의 온도로 오버슈팅되는 결과 과냉각이 발생할 수 있다. 이 때문에 상기 냉각속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각속도의 하한도 특정적으로 정해지지 않는다. 참고로, 강판이 어떤 의도적인 냉각 작용 없이 실온에서 자연스럽게 냉각되도록 하는 경우의 냉각속도는 5℃/초 이상이다.
본 발명에서 한번 개선된 형상 동결성 보다 더 좋은 형상 동결성을 실현하기 위한 낮은 항복비를 얻기 위해서는, (3) 항목에서 서술한 바와 같이 강판의 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서, 열간 압연된 강판을 마무리 압연을 완료한 후의 첫번 째 지점에서 1 내지 20 초 동안 Ar3 변태점 온도에서 Ar1 변태점 온도까지(페라이트-오스테나이트 2상 구역)의 온도 범위에 두어야 한다. 여기서, 열간 압연된 강판을 체류시키는 것은 2상 구역에서 페라이트 변형을 가속하기 위한 것이다. 체류 시간이 1초 미만이면 2상 구역에서의 페라이트 변형이 불충분하고 충분한 연성을 얻을 수 없으며, 체류시간이 20초를 초과하면 펄라이트가 형성되고 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 의도한 복합 조직을 얻을 수 없다.
게다가, 페라이트 변형을 쉽게 가속하기 위해서는 강판이 1 내지 20초 동안 체류되는 온도 범위를 Ar1 변태점 온도 내지 800℃의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성이 급격히 낮아지지 않게 하려면 앞서 1 내지 20초로 설정되었던 체류 시간을 1 내지 10초로 하는 것이 바람직하다.
이 모든 조건을 만족시키기 위해서는 마무리 압연 완료 후에 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에 신속히 도달해야 할 필요가 있다. 냉각속도의 상한은 특별히 지정되지 않으나 냉각 설비의 용량을 고려할 때 적절한 냉각속도는 300℃/초 이하이다. 또한, 냉각속도가 너무 높은 경우 냉각 종료 온도를 정확하게 조절할 수 없게 되고 Ar1 변태점 온도 이하로의 오버슈팅의 결과로 과냉각이 발생할 수 있다. 이 때문에 냉각속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 강판은 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에서 코일링 온도(CT)로 냉각된다. 20℃/초 미만의 냉각속도에서는 펄라이트나 베이나이트가 형성되고 충분한 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며, 그 결과 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 마르텐사이트를 함유하는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 코일링 온도까지의 냉각속도의 상한을 애써 특별히 설정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 뒤틀림을 방지하기 위해 냉각속도를 300℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 연성을 얻기 위해서는, (4) 항목에서 서술하는 바와 같이 강판의 미세 조직이 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서, 열간 압연된 강판을 마무리 압연을 완료한 후의 첫번 째 지점에서 1 내지 20 초 동안 Ar3 변태점 온도에서 Ar1 변태점 온도까지(페라이트-오스테나이트 2상 구역)의 온도 범위에 두어야 한다. 여기서, 열간 압연된 강판을 체류시키는 것은 2상 구역에서 페라이트 변형을 가속하기 위한 것이다. 체류 시간이 1초 미만이면, 2상 구역에서의 페라이트 변형이 불충분하고 충분한 연성을 얻지 못하며, 체류 시간이 20초를 초과하면 펄라이트가 형성되고 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 게다가 페라이트 변형을 쉽게 가속하기 위해서는 강판이 1 내지 20초 동안 체류되는 온도 범위를 Ar1 변태점 온도 내지 800℃의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성이 급격히 낮아지지 않게 하려면 앞서 1 내지 20초로 설정되었던 체류 시간을 1 내지 10초의 범위로 하는 것이 바람직하다.
이 모든 조건을 만족시키기 위해서는 마무리 압연의 완료 후에 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에 신속히 도달하는 것이 필요하다. 냉각속도의 상한은 특별히 지정되지 않지만, 냉각 설비의 용량을 고려할 때 적절한 냉각속도는 300℃/초 이하이다. 이에 더하여, 냉각속도가 너무 높은 경우 냉각 종료 온도를 정확히 조절하기가 불가능해지고 Ar1 변태점 온도 이하로의 오버슈팅의 결과로 과냉각이 발생할 수 있다. 이 때문에 여기서의 냉각속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로 강판은 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에서 코일링 온도(CT)로 냉각된다. 20℃/초 미만의 냉각속도에서는 탄화물을 함유한 베이나이트 또는 펄라이트가 형성되고 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없으며, 그 결과 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어진 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 특별히 애써서 코일링 온도까지의 냉각속도 상한을 지정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 뒤틀림을 방지하기 위해서는 냉각속도를 300℃/초 이하로 조절하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 버링 가공성을 얻기 위해서는, (5) 항목에 서술한 바와 같이 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직일 것이 요구된다. 그렇게 하기 위해서, 본 발명은 마무리 압연의 완료 후 규정된 코일링 온도에서의 코일링까지 이 공정 동안 적용되는 냉각속도를 제외하고는 특별히 공정 조건을 지정하지 않는다. 그러나, 강판이 버링 가공성을 너무 많이 희생하지 않고 좋은 버링 가공성과 높은 연성을 모두 가질 것이 요구되는 경우에는, 열간 압연된 강판을 1 내지 20 초 동안 Ar3 변태점 온도에서 Ar1 변태점 온도까지(페라이트-오스테나이트 2상 구역)의 온도 범위에 둘 수 있다.
여기서, 열간 압연된 강판을 체류시키는 것은 2상 구역에서의 페라이트 변형을 촉진시키기 위한 것이다. 체류 시간이 1초 미만이면, 2상 구역에서의 페라이트 변형이 불충분하고 충분한 연성을 얻을 수 없다. 그러나 체류 시간이 20초를 초과하면, 펄라이트가 형성되고 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직로 된 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 게다가 페라이트 변형을 쉽게 가속하기 위해서는 1 내지 20초 동안 강판을 체류시키는 온도 범위를 Ar1 변태점 온도 내지 800℃의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성이 급격히 낮아지지 않게 하려면, 앞서 1 내지 20초로 설정되었던 체류 시간을 1 내지 10초의 범위로 하는 것이 바람직하다.
이 모든 조건을 만족시키기 위해서는 마무리 압연의 완료 후에 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에 신속히 도달하는 것이 필요하다. 냉각속도의 상한은 특별히 지정되지 않지만, 냉각 설비의 용량을 고려할 때 적절한 냉각속도는 300℃/초 이하이다. 게다가, 냉각속도가 너무 높은 경우, 냉각 종료 온도를 정확히 조절하는 것이 불가능해지고 Ar1 변태점 온도 이하까지의 오버슈팅의 결과로 과냉각이 발생할 수 있다. 이 때문에 냉각속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 강판은 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에서 코일링 온도(CT)까지 냉각된다. 20℃/초 미만의 냉각속도에서는 탄화물을 함유한 베이나이트 또는 펄라이트가 형성되고 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직로 된 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 본 발명의 효과는 애써 특별히 코일링 온도까지의 냉각속도의 상한을 지정하지 않고도 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 뒤틀림을 방지하기 위해서 상기 냉각속도를 300℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
게다가, 본 발명의 (8) 내지 (10) 항목 중 어느 하나에 따른 강판을 얻기 위해서, 본 발명은 마무리 압연 완료 후 규정된 코일링 온도(CT)에서의 코일링까지는 공정 조건을 특별히 정하지 않는다. 그러나, 강판이 버링 가공성을 너무 많이 희생하지 않고 좋은 버링 가공성과 높은 연성을 모두 가질 것이 요구되는 경우에는, 열간 압연된 강판을 1 내지 20 초 동안 Ar3 변태점 온도에서 Ar1 변태점 온도까지(페라이트-오스테나이트 2상 구역)의 온도 범위에 두는 것이 가능하다. 여기서 열간 압연된 강판을 체류시키는 것은 2상 구역에서의 페라이트 변형을 촉진하기 위한 것이다. 체류 시간이 1초 미만이면, 2상 구역에서의 페라이트 변형이 불충분하고 충분한 연성을 얻지 못한다. 그러나, 체류 시간이 20초를 초과하면 Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물의 크기가 굵어지고 그것들이 석출 강화에 의해 강 강도를 증대시키는 데에 기여하지 못할 우려가 있다. 게다가, 페라이트 변형을 쉽게 촉진하기 위해서는 1 내지 20초 동안 강판을 체류시키는 온도 범위를 Ar1 변태점 온도 내지 860℃의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성이 급격히 낮아지지 않게 하려면, 앞서 1 내지 20초로 설정되었던 체류 시간을 1 내지 10초의 범위로 하는 것이 바람직하다.
이 모든 조건을 만족시키기 위해서는, 마무리 압연의 완료 후에 20℃/초 이상의 냉각속도로 상기 온도 범위에 신속히 도달하는 것이 필요하다. 냉각속도의 상한은 특별히 지정되지 않지만, 냉각 설비의 용량을 고려할 때 적절한 냉각속도는 300℃/초 이하이다. 게다가, 냉각속도가 너무 높으면, 냉각 종료 온도를 정확히 조절하는 것이 불가능해지고 Ar1 변태점 온도 이하로의 오버슈팅의 결과로 과냉각이 발생할 수 있으며 연성을 개선하는 효과가 상실된다. 이 때문에 이 냉각속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 강판은 상기 온도 범위로부터 규정된 코일링 온도로 냉각되지만, 본 발명의 효과를 얻기 위해 냉각속도를 특별히 정할 필요는 없다. 그러나, 냉각속도가 너무 낮으면, Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물의 크기가 굵어지고 그것들이 석출 강화에 의해 강 강도의 강화에 기여하지 못할 우려가 생긴다. 이 때문에, 냉각속도의 하한은 20℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 효과는 애써서 특별히 코일링 온도까지의 냉각속도의 상한을 지정하지 않고도 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 뒤틀림을 방지하기 위해 상기 냉각속도는 300℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 형상 동결성을 개선하기 위한 강판의 미세 조직을 특별히 정할 필요가 없고 본 발명은 코일링 온도의 상한을 특별히 지정하지 않는다. 그러나, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 25% 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하여 얻은 오스테나이트 조직을 전달하기 위해서는, 아래에서 나타내는 T0 이하의 코일링 온도에서 강판을 코일링하는 것이 바람직하다. 온도 T0를 실온 이하로 정할 필요는 없다는 것을 알아야 한다. 온도 T0는 열역학적으로 오스테나이트와, 오스테나이트와 동일한 화학 성분을 가지는 페라이트가 동일한 자유 에너지를 가지는 온도로 정의된다. 그것은 C 외의 성분의 영향을 고려하면서, 다음 식에 의해 단순화된 방식으로 계산할 수 있다:
T0 = -650.4 ×%C + B,
여기서, B는 다음과 같이 결정된다:
B = -50.6 ×Mneq + 894.3,
여기서, Mneq는 다음에 나타내는 성분 요소들의 질량 분율로부터 결정된다.
Mneq = %Mn + 0.24 ×%Ni + 0.13 ×%Si + 0.38 ×%Mo + 0.55 ×%Cr + 0.16 ×%Cu - 0.50 ×%Al - 0.45 ×%Co + 0.90 ×%V.
상기 식에 포함된 성분 요소 이외에 본 발명에서 지정하는 다른 성분의 질량 분율의 T0에 대한 영향은 중요하지 않으므로 여기서는 무시할 수 있다.
형상 동결성을 개선하기 위해 강판의 미세 조직을 특별히 정할 필요가 없으므로, 코일링 온도의 하한을 특별히 정할 필요는 없다. 그러나, 코일이 오랫동안 물에 젖어 있을 경우에 녹에 의해 불량한 외관이 생기는 것을 방지하기 위해 코일링 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 낮은 항복비를 얻기 위해서는, (3) 항목에 서술한 바와 같이 상기 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서는 코일링 온도를 350℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 그 이유는 코일링 온도가 350℃를 초과하는 경우, 베이나이트가 형성되고 충분한 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없어 그 결과, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 마르텐사이트를 함유하는 의도한 미세 조직을 얻지 못하기 때문이다. 코일링 온도의 하한을 특별히 설명할 필요는 없지만, 코일이 오랫동안 물에 젖어 있을 때 녹에 의해 생기는 불량한 외관을 방지하기 위해 코일링 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 연성을 얻기 위해서는, (4) 항목에서 서술한 바와 같이 상기 미세 조직이 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서, 코일링 온도는 450℃ 미만으로 제한되어야 한다. 이것은, 코일링 온도가 450℃ 이상일 경우 탄화물을 함유한 베이나이트가 형성되고 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻지 못하여 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못하기 때문이다. 반면에 코일링 온도가 350℃ 이하일 경우 대단한 양의 마르텐사이트가 형성되고 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻지 못하여 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 이 때문에 코일링 온도는 350℃를 넘는 온도로 제한된다.
또한, 본 발명은 코일링 후에 적용되는 냉각속도를 특별히 정하지 않지만, Cu가 1 % 이상 첨가되는 경우 Cu가 코일링 후에 석출되어 가공성이 나빠질 뿐만 아니라 피로 특성을 개선하는 데에 효과가 있는 용질 Cu가 상실될 수 있다. 이 때문에 코일링 후의 냉각속도는 온도 200℃까지는 30℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 버링 가공성을 얻기 위해서는, (5) 항목에서 서술하는 바와 같이 상기 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서는 코일링 온도가 450℃ 이상으로 제한되어야 한다. 이는 코일링 온도가 450℃ 미만인 경우 버링 가공성에 해로운 것으로 생각되는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 대량으로 생성될 수 있고 그 결과, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직로 된 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 또한, 본 발명은 코일링 후에 적용되는 냉각속도를 특별히 정하지 않지만, Cu가 1.2 % 이상 첨가된 경우 Cu가 코일링 후에 석출되어 가공성이 나빠질 뿐만 아니라 피로 특성을 개선하는 데에 효과적인 용질 Cu가 상실될 수 있다. 이 때문에 코일링 후의 냉각속도는 온도 200℃까지는 30℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명은 (8) 내지 (10) 항목 중 어느 하나에 따른 강판을 얻기 위해서 코일링 온도(CT)를 특별히 정하지 않는다. 그러나, Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 25% 이상의 총 압하율로 마무리 압연을 하여 얻은 오스테나이트 조직을 전달하기 위해서는, 아래에서 나타내는 T0 이하의 코일링 온도에서 강판을 코일링하는 것이 바람직하다. 온도 T0는 열역학적으로 오스테나이트와, 오스테나이트와 동일한 화학 성분을 가지는 페라이트가 동일한 자유 에너지를 가지는 온도로 정의된다. 그것은 C 외의 성분의 영향을 고려하면서, 다음 식에 의해 단순화된 방식으로 계산할 수 있다:
T0 = -650.4 ×%C + B,
여기서, B는 다음과 같이 결정된다:
B = -50.6 ×Mneq + 894.3,
여기서, Mneq는 다음에 나타내는 성분 요소들의 질량 분율로부터 결정된다:
Mneq = %Mn + 0.24 ×%Ni + 0.13 ×%Si + 0.38 ×%Mo + 0.55 ×%Cr + 0.16 ×%Cu - 0.50 ×%Al - 0.45 ×%Co + 0.90 ×%V.
상기 식에 포함된 성분 요소 이외에 본 발명에서 지정하는 다른 성분의 질량 분율의 T0에 대한 영향은 중요하지 않으므로 여기서는 무시할 수 있다.
코일링 온도(CT)의 하한에 대하여는, 코일링 온도 350℃ 이하에서는 Ti 그리고/또는 Nb를 함유하는 석출물이 충분한 양만큼 생성되지 않고 용질 C가 강 속에 잔존하여 대개는 가공성을 저하시키므로, 350℃를 초과하는 온도에서 강판을 코일링하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명은 코일링 후에 적용되는 냉각속도를 특별히 정하지 않지만, Cu가 1 % 이상 첨가된 경우 코일링 온도(CT)가 450℃를 초과한다면, 코일링 후에 Cu가 석출되어 가공성이 저하될 뿐 만 아니라 피로 특성을 개선하는 데에 효과가 있는 Cu가 상실될 수 있다. 이 때문에 코일링 온도(CT)가 450℃를 초과하는 때에는 온도 200℃ 까지는 코일링 후의 냉각속도를 30℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연 공정을 완료한 후, 강판은 필요에 따라 산세 공정을 거칠 수 있고, 그리고 나서 라인 상에서 또는 라인 밖에서 10 % 이하의 압하율로 조질 압연을 하거나 40 %까지의 압하율로 냉간 압연을 할 수 있다. 그러나, 이 경우 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하여 마찰 계수를 감소시키는 효과를 거두기 위해서는, 조질 압연 후에 강판 표면 중의 적어도 하나의 면에서의 조도의 산술 평균(Ra)이 3.5 ㎛가 되도록 조질 압연의 압하율을 조절할 필요가 있다.
다음으로, 냉간 압연된 강판이 최종 제품으로 사용되는 경우에, 본 발명에서는 마무리 열간 압연의 조건을 특별히 정하지 않는다. 그러나, 더 나은 형상 동결성을 얻기 위해서는 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 25% 이상의 총 압하율을 적용하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연의 최종 패스에서의 온도(FT)를 Ar3 변태점 온도 미만으로 하는 것이 허용되는 반면에, 이 경우 가공에 의해 집중적으로 생성된 조직이 압연 전 또는 압연 중에 석출된 페라이트에 잔존하므로, 가공으로 생긴 조직은 이어지는 코일링 공정 또는 열처리에 의해 회복되고 재결정되도록 하는 것이 바람직하다.
산세 다음의 냉간 압연 시의 총 압하율은 80 % 미만으로 설정된다. 이것은 냉간 압연 시의 총 압하율이 80 % 이상일 경우, 냉간 압연에 의해 주로 얻어지는 재결정 조직을 구성하는, 강판 평면에 평행한 {111}과 {554} 결정 평면에서의 통합된 엑스선 회절 강도의 비가 커지는 경향이 있기 때문이다. 냉간 압연 시의 바람직한 총 압하율은 70 % 이하이다. 본 발명의 효과는 냉간 압하율의 하한을 특별히 정하지 않고도 얻을 수 있지만, 결정 방위 성분에서의 엑스선 회절 강도를 적당한 범위 내에서 조절하기 위해서는 냉간 압하율의 하한을 3 % 이상으로 정하는 것이 바람직하다.
여기서의 논의는 냉간 압연된 강판의 열처리가 연속적인 어닐링 공정에서 수행된다는 가정에 근거한다.
우선 무엇보다도, 강판은 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 5 내지 150초 동안 열처리된다. 열처리 온도의 상한이 Ac3 변태점 온도 + 100℃를 초과한다면, 재결정을 통하여 생성되었던 페라이트가 오스테나이트로 변형되고, 오스테나이트 입자의 성장에 의해 생성된 조직이 랜덤화되고 최종적으로 얻어진 페라이트의 조직도 랜덤화된다. 이 때문에 열처리 온도의 상한은 Ac3 변태점 온도 + 100℃ 이하로 결정된다. 여기에 언급된 Ac1 과 Ac3 변태점 온도는, 예를 들어 W.C. Leslie 저 「The Physical Metallurgy of Steels」의 일본어 번역판 273 페이지에 따른 표현을 이용하여 강의 화학 성분과 관련하여 표시할 수 있다. 형상 동결성을 개선하기 위한 강판의 미세 조직을 특별히 지정할 필요가 없기 때문에 열처리 온도의 하한이 상기 회복 온도와 같거나 더 높아도 된다. 그러나, 열처리 온도가 상기 회복 온도보다 낮은 경우에는 가공으로 생성되는 조직이 보유되고, 형성성이 심각하게 저하된다. 따라서, 열처리 온도의 하한은 상기 회복 온도 이상으로 결정된다. 더욱 좋은 연성을 얻기 위해서는 열처리 온도를 강의 재결정 온도 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 온도 범위에서의 체류 시간에 관하여, 체류 시간이 5초보다 짧으면 시멘타이트가 완전히 다시 용해되도록 하기에 충분하지 않고, 체류 시간이 150초를 초과하면 열처리의 효과가 포화되고 더군다나 생산성이 저하된다. 따라서, 체류 시간은 5 내지 150초의 범위로 결정된다.
특히 (8) 내지 (10) 항목 중 어느 하나에 따른 강의 경우에는 체류 시간이 역시 5 내지 150초의 범위로 결정되는데, 이는 상기 온도 범위에서의 체류 시간이 5초보다 짧으면 Ti와 Nb의 침탄질화물(carbonitrides)이 완전히 다시 용해되기에 불충분하고, 체류 시간이 150초를 초과하면 열처리의 효과가 포화되고 더구나 생산성이 저하되기 때문이다.
본 발명은 열처리 후의 냉각 조건을 특별히 정하지는 않는다. 그러나, 미세 조직을 조절하기 위해서는, 나중에 언급할 바와 같이 단순한 냉각 공정 또는 일정 온도에서 체류시키는 공정과 냉각 공정의 결합이 필요에 따라 사용될 수 있다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 낮은 항복비를 얻기 위해서는, (3) 항목에서 서술하는 바와 같이 미세 조직이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해, 열간 압연된 강판은 앞서 설명한 대로 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃까지의 온도 범위에서 5 내지 150초 동안 체류하도록 한다. 이 경우, 시멘타이트가 열간 압연된 상태에서 석출되었고 온도가 상기 온도 범위 내에서도 너무 낮은 정도이면, 시멘타이트가 다시 용해되는데에 너무 많은 시간이 걸린다. 반면에, 온도가 너무 높으면 오스테나이트의 체적 분율이 너무 커지고 오스테나이트의 C 농도는 너무 낮아져서 그 결과, 강의 온도 변천은 많은 탄화물을 함유한 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이다. 따라서, 상기 강판은 780 내지 850℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다.
상기 체류 후의 냉각속도가 20℃/초 보다 낮으면, 상기 강의 온도 변천은 많은 탄화물을 함유한 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이므로, 냉각속도는 20℃/초 이상으로 결정된다. 냉각 종료 온도가 350℃ 보다 높다면, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 마르텐사이트를 함유하는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 따라서, 냉각은 350℃ 이하의 온도까지 계속되어야 한다. 본 발명은 냉각 공정의 종료 온도 하한을 특별히 정하지 않으나, 물 냉각 또는 분무 냉각이 적용되고 코일이 오랫동안 물에 젖은 상태로 있다면 녹에 의해 생기는 불량한 외관을 피하기 위해서 냉각 공정의 종료 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 연성을 얻기 위해서는, (4) 항목에서 서술한 바와 같이 미세 조직이 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직이어야 한다. 그렇게 하기 위해서 강판은 앞서 설명한 대로 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃까지의 온도 범위에서 5 내지 150초 동안 열처리되도록 한다. 이 경우, 시멘타이트가 열간 압연된 상태로 석출되었고, 온도가 상기 온도 범위 내에서도 너무 작은 정도라면 상기 시멘타이트가 다시 용해되는 데에 시간이 너무 오래 걸린다. 반면에 온도가 너무 높으면, 오스테나이트의 체적 분율이 너무 커지고 오스테나이트에서의 C의 농도도 너무 낮아져서 그 결과, 강의 온도 변천이 탄화물을 많이 함유한 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이다. 따라서, 강판은 780 내지 850℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 상기 체류 후의 냉각속도가 20℃/초 보다 낮으면, 강의 온도 변천이 탄화물을 많이 함유한 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이므로 상기 냉각속도는 20℃/초 이상으로 결정된다.
다음으로 베이나이트 변형을 가속시키고 필요한 양만큼의 잔류 오스테나이트를 안정시키는 공정에 관하여, 냉각 종료 시의 온도가 450℃ 이상이면, 잔류 오스테나이트는 탄화물을 많이 함유한 베이나이트 또는 펄라이트로 분해되고, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 냉각 종료 온도가 350℃ 미만이면, 마르텐사이트가 다량 생성되고 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 이 때문에 냉각은 350℃를 넘는 범위의 온도까지로 실시해야 한다.
또한, 상기 온도 범위에서의 체류 시간에 관하여, 이 체류 시간이 5초보다 짧으면, 잔류 오스테나이트를 안정화하기 위한 베이나이트 변형이 불충분하여 다음 냉각 단계의 종료 시에 불안정한 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변형될 수 있어 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 반면에 상기 체류 시간이 600초를 초과하면, 베이나이트 변형이 오버슈트하고 안정한 잔류 오스테나이트가 필요한 양만큼 생성되지 않아서 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻지 못한다. 따라서, 상기 온도 범위에서의 체류 시간은 5 내지 600초의 범위로 결정된다.
마지막으로, 냉각 종료 시 까지의 냉각속도가 5℃/초 미만이면, 냉각 중에 베이나이트 변형이 오버슈트하고 안정한 잔류 오스테나이트가 필요한 양만큼 생성되지 않아서 그 결과, 체적 분율로 5 내지 25 %의 잔류 오스테나이트를 함유하고 그 나머지는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 의도한 미세 조직을 얻을 수 없다. 그러므로, 상기 냉각속도는 5℃/초 이상으로 결정된다. 게다가, 냉각 종료 온도가 200℃를 초과하면, 시효성이 나빠질 수 있으므로 냉각 종료 온도는 200℃ 이하로 결정된다. 본 발명은 냉각 종료 온도의 하한을 특별히 정하지 않지만, 물 냉각 또는 분무 냉각이 적용되고 코일이 오랫동안 물에 젖어 있는 경우에 녹에 의해 불량한 외관이 생기는 것을 방지하기 위해 냉각 종료 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
덧붙여서, 본 발명에서 형상 동결성을 개선하는 외에 좋은 버링 가공성을 얻기 위해서는, (5) 항목에서 서술한 바와 같이 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 복합 조직로 된 미세 조직을 얻어야 한다. 그렇게 하기 위해서, 열처리 온도의 하한이 Ac1 변태점 온도 이상으로 결정된다. 열 처리 온도의 하한이 Ac1 변태점 온도보다 낮다면, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 의도한 복합 조직을 얻지 못한다. 버링 가공성을 크게 희생하지 않고 좋은 버링 가공성과 높은 연성을 모두 얻고자 하는 경우에 상기 열처리 온도는 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도(페라이트-오스테나이트 2상 구역)까지의 범위로 결정된다. 또한, 더욱 좋은 버링 가공성을 얻기 위해서는 베이나이트의 체적 분율이 증가되도록 상기 열처리 온도는 Ac3 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃까지의 범위에 있게 하는 것이 바람직하다.
본 발명은 냉각 공정의 조건을 특별히 정하고 있지 않지만, 상기 열처리 온도가 Ac1 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도까지의 범위에 있을 경우에는 350℃ 초과 내지 앞서 상술한 T0 이하의 온도 범위까지는 20℃/초 이상의 냉각속도로 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각속도가 20℃/초 미만이면 강의 온도 변천이 탄화물을 많이 함유하는 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이기 때문이다. 또한, 냉각 종료 온도가 350℃ 이하인 경우, 버링 특성에 해로운 것으로 여겨지는 마르텐사이트가 대량으로 생성될 수 있어 그 결과, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 의도한 복합 조직을 얻지 못한다. 따라서 냉각 종료 온도는 350℃보다 높게 하는 것이 바람직하다. 게다가, 이전 공정까지 얻어진 조직을 전달하기 위해서는 냉각 종료 온도를 T0 이하로 하는 것이 바람직하다.
마직막으로, 냉각 공정의 종료 온도까지의 냉각속도가 20℃/초 이상이면, 버링 특성에 해로운 것으로 여겨지는 마르텐사이트가 대량으로 생성되어 그 결과, 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트와 베이나이트를 함유하는 의도한 복합 조직을 얻지 못할 우려가 있다. 결과적으로 냉각속도는 20℃/초 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 외에도, 냉각 공정의 종료 온도가 200℃를 초과하면, 시효성이 나빠질 수 있다. 그래서, 냉각 공정의 종료 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 물 냉각 또는 분무 냉각이 적용되고 코일이 오랫동안 물에 젖어 있다면, 녹에 의해 외관이 불량해지는 것을 막기 위해서는 냉각 공정의 종료 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 열처리 온도가 Ac3 변태점 온도에서 Ac3 변태점 온도 + 100℃까지의 범위 내에 있는 경우, 200℃ 이하의 온도까지는 20℃/초 이상의 냉각속도로 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각속도가 20℃/초 미만이면 강의 온도 변천이 탄화물을 많이 함유한 베이나이트 또는 펄라이트의 변형 노즈를 통과할 것이기 때문이다. 게다가, 냉각 공정의 종료 온도가 200℃를 초과하면 시효성이 나빠질 수 있다. 그러므로 냉각 공정의 종료 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 물 냉각 또는 분무 냉각이 적용되고 코일이 오랫동안 물에 젖어 있다면, 녹에 의해 외관이 불량해지는 것을 방지하기 위해서 냉각 공정의 종료 온도의 하한을 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 (8) 내지 (10) 항목 중 어느 하나에 따른 강판을 얻기 위해서는 열처리 후의 냉각 조건을 특별히 정할 필요는 없다. 그러나, 350℃ 초과 내지 앞서 상술한 T0 이하의 온도 범위까지는 20℃/초 이상의 냉각속도로 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각속도가 20℃/초 미만이면, Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물의 크기가 굵어져서 그것들이 석출 강화를 통해 강도의 증대에 기여하지 못할 우려가 있기 때문이다. 게다가, 냉각 종료 온도가 350℃ 이하이면, Ti 그리고/또는 Nb를 함유한 석출물이 충분한 양만큼 생성되지 않고 용질 C가 강속에 잔존하여 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에 냉각 종료 온도는 350℃를 초과하도록 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 공정의 종료 온도가 200℃를 초과하면 시효성이 나빠질 수 있으므로 냉각 공정의 종료 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 물 냉각 또는 분무 냉각이 적용되고 코일이 오랫동안 물에 젖어 있다면, 녹에 의해 외관이 불량해지는 것을 방지하기 위해서 냉각 공정의 종료 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기에 언급된 공정들 후에 조질 압연이 필요에 따라 적용된다. 이 경우 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하여 마찰 계수를 낮추는 효과를 얻기 위해서는, 압연 후 적어도 하나의 강판 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛가 되도록 조질 압연의 압연률을 조절해야 한다.
산세 후의 열간 압연된 강판 또는 재결정을 위한 상기 열처리 완료 후의 냉간 압연된 강판에 아연 도금을 하기 위해서는, 상기 강판을 아연 도금 용액에 담가야 한다. 필요에 따라서는 합금 공정을 거칠 수도 있다.
마직막으로, 좋은 드로잉 특성을 확보하기 위하여 상기 언급된 생산 공정을 완료한 후에 윤활 효과가 있는 조성물을 강판에 가한다. 원하는 코팅 두께가 얻어지는 한 그 가하는 방법은 특정적으로 제한되지 않는다. 정전기 코팅 또는 롤 코팅기를 이용한 방법이 보통 사용된다.
도 1은 굽힘 시험을 한 샘플의 단면 형상을 나타내는 개략도이다.
도 2는 마찰 계수 측정 장치를 나타내는 도면이다.
실시예 1
(1) 내지 (5) 항목 중 어느 하나에 따른 강판을 지금부터 더욱 상세히 설명한다.
표 1에 나타낸 화학 성분을 가진 강판 A 내지 L이 전로에서 용해되고 정련된 다음, 슬래브로 연속적으로 주조되고 가열되며 그리고 나서 조질 압연과 마무리 압연에 의해 두께 1.2 내지 5.5 ㎜의 강판으로 압연된다. 표의 화학 성분은 질량 퍼센트로 나타내었다.
다음으로, 표 2는 상세한 제조 조건을 나타낸다. 표에서 "SRT"는 슬래브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature)를 의미하고, "FT"는 최종 패스에서의 마무리 압연 온도(Finish rolling Temperature)를, "압하율"은 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서의 총 압하율을 의미한다. 강판이 열간 압연된 후 냉간 압연되는 경우, 제한을 둘 필요가 없으므로 "압하율"의 관련 공간에 "해당되지 않음"의 의미로 수평 바 표시를 하였다. 또한, "윤활"은 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 윤활이 적용되는지 여부를 나타낸다. "코일링"의 열에서, 
는 코일링 온도(CT)가 T0 이하임을, ×는 코일링 온도가 T0를 초과함을 의미한다. 냉간 압연된 강판의 경우 제조 조건의 하나로서 코일링 온도를 제한할 필요가 없으므로, 각 관련 공간에는 "해당되지 않음"의 의미로 수평 바 표시를 하였다. 일부의 강판은 열간 압연 후에 산세, 냉간 압연 그리고 어닐링의 과정을 거친다. 냉간 압연된 강판의 두께는 0.7 내지 2.3 mm의 범위에 있다.
또한 표에서 "냉간 압하율"은 총 냉간 압하율을 의미하고, "시간"은 어닐링 시간을 의미한다. "어닐링" 열에서, 
는 어닐링 온도가 회복 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 의 온도 범위 내에 있음을 의미하고, ×는 어닐링 온도가 상기 범위 밖에 있음을 의미한다. 강 L은 조질 압연 후에 충격 압력 2.7 MPa 그리고 유동률 0.001 l/㎠ 의 조건하에서 디스케일링 공정을 거친다. 또한, 상기에 언급된 강들 가운데 강 G와 F-5는 아연 도금을 거친다. 또한, 상기 제조 공정을 완료한 후에 정전기 코팅 장치나 롤 코팅기를 이용하여 윤활 효과가 있는 조성물을 가한다.
이렇게 준비된 열간 압연 강판은 일본 공업 규격 JIS Z 2241에 규정된 시험법에 따라 샘플을 JIS Z 2201에 따른 5번 시편으로 만들어서 인장 시험을 한다. 항 복 강도(σY), 인장 강도(σB), 파괴 신장(El)을 표 2-1과 표 2-2에 나타낸다.
그런 다음, 직경 30 mm 시편을 강판 폭의 1/4 또는 3/4의 위치에서 잘라내고, 삼산(三山) 등급의 마무리(두번 째로 고운 마무리)로 연마하며 이어서 화학 연마 또는 전해질 연마에 의해 스트레인을 제거한다. 이렇게 준비된 시편에 대해 B.D.Cullity 저「Elements of X-ray Diffraction」(AGNE Gijutsu Center에서 1986년 발행되었고 겐따로 마쯔무라가 번역함)의 일본어 번역판 274 내지 296 쪽에 서술된 방법에 따라 엑스선 회절 강도를 측정한다.
여기서, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비는, {110}의 극점도에 기초하는 벡터법 또는 {110}, {100}, {211} 그리고 {310} 의 극점도 중에서 2개 이상의(바람직하게는 3개 이상의) 극점도를 이용하는 급수 전개법에 의해 계산되는 3차원 조직으로부터 방위 성분 군 즉, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 그리고 {223}<110>에 포함되는 주요 방위 성분에서의 엑스선 회절 강도를 구함으로써 얻는다.
예를 들어, 상기 후자의 방법에 의해 계산되는 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 상기 결정 방위 성분에서의 엑스선 강도의 비로서, 3차원 조직에서 φ2=45°인 단면에서의 (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] 그리고 (223)[1-10]의 강도값은 수정하지 않고 사용할 수 있다. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비는 상기 모든 방위 성분의 산술 평균비임을 알아야 한다.
이 모든 방위 성분에서의 강도를 구하기 불가능한 경우에는 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> 그리고 {223}<110> 의 방위 성분에서의 강도의 산술 평균을 대용으로 사용할 수 있다.
위에 더하여, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비는 위에 설명한 것과 동일한 방법으로 얻어지는 3차원 조직으로부터 계산할 수 있다.
표 2에서, "랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 엑스선 강도비" 아래의 "강도 1"은 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비를 의미하고, "강도 2"는 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 상기 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비를 의미한다.
다음으로, 강판의 형상 동결성을 검사하기 위하여 폭 50 mm, 길이 50 mm인 시편을 강판 폭의 1/4 또는 3/4 지점으로부터 길이 방향이 압연 방향이 되도록 잘라내고, 폭 78 mm이고 반경 5 mm인 어깨부가 있는 펀치와 반경 5 mm인 어깨부가 있는 금형을 이용하여 햇 굽힘 시험을 실시한다. 굽힘 시험을 받는 시편의 형상은 3차원 형상 측정 장치를 이용하여 폭 중심선을 따라 측정된다. 형상 동결성은 다음의 지표를 이용하여 평가된다: 도 1에 나타낸 바와 같이 ⑤ 지점 사이의 거리에서 펀치의 폭을 빼서 얻어지는 값으로 치수 정밀도를 측정하고; ①과 ②를 통과하는 직선과 ③과 ④를 통과하는 직선이 이루는 각에서 90°를 빼서 얻어지는 왼쪽 그리고 오른쪽 부분에서의 두 값의 평균값으로 스프링 백의 양을 정의하며; 왼쪽과 오른쪽 부분에서의 ③과 ⑤사이의 곡률의 역수의 평균값으로 벽 뒤틀림의 양을 정의한다.
여기서 스프링 백과 벽 뒤틀림의 양은 블랭크 홀딩 힘(BHF)에 따라 달라진다. 본 발명의 효과의 경향은 다양한 BHF 조건하에서도 변하지 않지만, 제조 장소에서 실제의 부품을 프레스할 때 너무 높은 BHF를 가할 수 없다는 사실을 고려하여 햇 굽힘 시험은 29 kN의 BHF 하에서 다양한 강판에 적용된다. 굽힘 시험으로 얻어지는 치수 정밀도와 벽 뒤틀림 양에 근거해서 형상 동결성을 치수 정밀도(Δd)에 관하여 최종적으로 판단할 수 있다. 잘 알려진 바대로 강판의 강도가 증가함에 따라 치수 정밀도는 낮아지므로, 표 2에서 나타내는 Δd/σB 가 형상 동결성의 지표로 사용된다.
조도의 산술 평균(Ra)은 비접촉 레이저 타입 측정 장치를 사용하여, 일본 공업 규격 JIS B 0601-1994에 규정된 방법에 따라 측정된다.
마찰 계수는 다음의 시험 절차에서 누르는 힘(F)에 대한 끄는 힘(f)의 비(f/F)로서 정의된다: 도 2에 나타낸 바와 같이, 평가되는 강판을 표면에서 Hv600 이상의 비커스 경도를 가지는 평판 2개 사이에 놓고; 접촉 응력이 1.5 내지 2 kgf/㎟ 가 되도록 대상 강판의 표면에 수직 힘(F)을 가하고; 상기 평판들 사이로부터 상기 대상 강판을 빼내는 데에 필요한 힘(f)을 측정한다.
마직막 단계로, 강판의 드로잉 특성 지수는 강판이 원반 형상으로 형성되고 원통펀치를 이용한 드로잉 작업이 수행될 때 드로잉이 성공적으로 되는 최대 직경(D)을 원통 펀치의 직경(d)으로 나눈 몫(D/d)으로 정의된다. 이 시험에서, 강 판은 직경 300 내지 400 mm의 다양한 원반 형상으로 형성되고, 바닥면 둘레에 반경 10 mm의 어깨부가 있고 직경 175 mm인 원통 펀치와 반경 15 mm의 어깨부가 있는 금형이 드로잉 특성의 평가에 사용된다. 블랭크 홀딩 힘에 관하여, 강 A 내지 D의 경우 5kN을 가하고, 강 E, F-1 내지 F-10, G 그리고 I 내지 L의 경우 100kN을 가하며, 강 H의 경우 150 kN을 가한다.
본 발명의 범위 내의 마찰 계수를 가지는 모든 강판은 본 발명의 범위보다 높은 마찰 계수를 가지는 강판 보다 높은 드로잉 특성 지수(D/d)를 가지며 그 드로잉 특성 지수는 모두 1.91 이상이라고 이해된다.
본 발명에 따른 본 실시예는 강 A, E, F-1, F-2, F-7, G, H, I, J, K 그리고 L의 11개 강이다. 이 실시예들로부터 드로잉 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다: 상기 강판은 규정된 양의 성분을 함유하고, 상기 강판 중 어느 하나의 적어도 두께 중심의 평면 상에서 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 3 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.5 이하이며, 하나 이상의 상기 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛이고, 상기 강판의 표면은 윤활 효과가 있는 조성물로 덮여 있는 것을 특징으로 하고; 0 내지 200℃에서 압연 방향 그리고 압연 방향에 수직한 방향의 마찰 계수 중의 적어도 하나가 0.05 내지 0.2 인 것을 또한 특징으로 한다. 결과로서, 본 발명에 따른 방법에 의한 평가에서 상기 강의 형상 동결성 지수는 종래의 강보다 우수하다.
상기에 언급된 강 이외에 표에 있는 다른 모든 강은 다음의 이유때문에 본 발명의 범위 밖에 있다.
강 B에서는 C의 함유량이 본 발명 제6항에 규정된 범위 밖이고 따라서 충분한 강도(σB)를 얻지 못한다. 강 C에서는 P의 함유량이 본 발명 제6항에 규정된 범위 밖이어서 좋은 피로 특성을 얻지 못한다. 강 D에서는 S의 함유량이 본 발명 제6항에 규정된 범위 밖이어서 충분한 신장을 얻지 못한다. 강 F-3에서는 윤활 효과가 있는 조성물이 적용되지 않아서 제2항에 규정된 의도한 마찰계수를 얻지 못하며 따라서 충분한 드로잉 특성을 얻지 못한다.
강 F-4에서는 조도의 산술 평균(Ra)이 본 발명 제1항에 규정된 범위 밖에 있어서 제2항에 규정된 의도한 마찰 계수를 얻지 못하며 따라서 충분한 드로잉 특성(D/d)을 얻지 못한다. 강 F-5에서는 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서의 총 인발율이 본 발명 제17항에 규정된 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다.
강 F-6에서는 마무리 압연 종료 온도(FT)가 본 발명 제17항에 규정된 범위 밖에 있고 코일링 온도도 본 발명의 설명에 규정된 범위 밖에 있어서 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하며 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다. 강 F-8에서는 냉간 압하율이 본 발명 제24항에 규정된 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다. 강 F-9에서는 어닐링 온도가 본 발명 제24항에 규정된 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다. 강 F-10에서는 어닐링 시간이 본 발명 제24항에 규정된 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다.
상세하게 설명한 바와 같이, 본 발명은 드로잉 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이러한 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다. 고강도 박강판을 사용함으로써, 드로잉 가공에 불리한 조직을 가지는 강판에 있어서도 좋은 드로잉 특성을 실현하고 좋은 형상 동결성과 좋은 드로잉 특성 모두를 동시에 실현할 수 있다.
실시예 2
이제부터는 (8) 내지 (10) 항목 중의 어느 하나에 따른 강판을 더욱 상세히 설명한다.
표 3에 나타낸 화학 성분을 가지는 강 A 내지 L은 전로에서 용해되고 정련되어, 슬래브로 연속적으로 주조되며, 표 4에 나타낸 온도에서 재가열된 다음, 조질 압연과 마무리 압연에 의해서 두께 1.2 내지 5.5 mm의 강판으로 압연된 후, 코일링된다. 표의 화학 성분은 질량 퍼센트로 표시된다. 표 4-1, 4-2, 4-3에 보여지는 바와 같이, 일부 강은 윤활을 적용하여 열간 압연한다. 강 L은 조질 압연 후 충격 압력 2.7 MPa 그리고 유동률 0.001 ℓ/㎠의 조건 하에서 디스케일링 공정을 거친다. 또한, 일부 강판은 열간 압연 공정 후 표 2에 나타낸 바와 같이 산세, 냉간 압연 그리고 열처리를 거친다. 냉간 압연된 강판의 두께는 0.7 내지 2.3 mm의 범위에 있다. 또한, 상기에 언급된 강들 중에서 강 G와 강 A-8은 아연 도금을 거친다.
표 4는 제조 조건을 상세히 나타낸다. 표에서 "SRT"는 슬래브 재가열 온도를 의미하고, "FT"는 최종 패스에서의 마무리 압연 온도를, "압하율"은 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서의 총 압하율을 의미한다. 강판이 열간 압연된 후 냉간 압연되는 경우, 제한을 둘 필요가 없으므로 "압하율"의 관련 공간에 "해당되지 않음"의 의미로 수평 바 표시를 하였다. 또한, "윤활"은 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서 윤활이 적용되는지 여부를 나타낸다. "CT"는 코일링 온도를 의미한다. 그러나, 냉간 압연된 강판의 경우에 제조 조건의 하나로서 코일링 온도를 제한할 필요가 없으므로, 각 관련 공간에 "해당되지 않음"의 의미로 수평 바 표시를 하였다. "냉간 압하율"은 총 냉간 압하율을 의미하고, "ST"는 열처리 온도, "시간"은 열처리 시간을 의미한다.
상기 제조 공정을 완료한 후에 정전기 코팅 장치 또는 롤 코팅기를 사용하여 윤활 효과가 있는 조성물을 가한다.
상기와 같이 준비된 열간 압연 강판은 일본 공업 규격 JIS Z 2241에 규정된 시험법에 따라 샘플을 JIS Z 2201에 따른 5번 시편으로 만들어서 인장 시험을 한다. 항복 강도(σY), 인장 강도(σB), 파괴 신장(El)을 표 4에 나타낸다. 한편, 버링 가공성(구멍 확장성)은 일본 철강 연맹 표준 JFS T 1001-1996에 따른 구멍 확장 시험법을 따라 평가된다. 표 4는 구멍 확장비(λ)를 나타낸다.
엑스선 회절 강도는 실시예 1에서 사용되는 방법과 동일한 방법에 의해 측정된다.
형상 동결성은 실시예 1에서 사용되는 방식과 동일한 방식으로 평가된다.
또한, 조도의 산술 평균(Ra)은 실시예 1에서 사용되는 방법과 동일한 방법에 의해 측정된다.
마찬가지로 마찰 계수는 실시예 1에서 사용되는 방법과 동일한 방법에 의해 측정된다.
마지막으로, 강판의 드로잉 특성 지수는 실시예 1에서 사용되는 방식과 동일한 방식으로 계산된다. 강 B의 경우 10 kN의 블랭크 홀딩 힘을 적용하고, 강 J의 경우 100 kN, 강 A, C, E, F, G, H, I 그리고 K의 경우 120 kN의 블랭크 홀딩 힘을 적용한다.
본 발명의 범위 내의 마찰 계수를 가지는 모든 강판은 본 발명의 범위 보다 높은 마찰 계수를 가지는 강판 보다 높은 드로잉 특성 지수(D/d)를 가지며 그 드로잉 특성 지수는 모두 1.91 이상이라고 이해된다.
본 발명에 따른 실시예는 A-1, A-3, A-4, A-8, A-10, C, E, G, H, I, J 그리고 L의 12개의 강이다. 이 실시예들로부터 드로잉 가능하고 형상 동결성과 버링 특성이 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다: 상기 강판은 규정된 양의 성분을 함유하고, 상기 강판 중 어느 하나의 적어도 두께 중심의 평면 상에서 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 평균비가 3 이상이고, 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 평균비가 3.5 이하이며, 하나 이상의 상기 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 내지 3.5 ㎛이고, 상기 강판의 표면은 윤활 효과가 있는 조성물로 덮여 있는 것을 특징으로 하고; 0 내지 200℃에서 압연 방향 그리고 압연 방향에 수직한 방향의 마찰 계수 중의 적어도 하나가 0.05 내지 0.2 인 것을 또한 특징으로 한다. 결과로서, 본 발명에 따른 방법에 의한 평가에서 상기 강의 형상 동결성 지수는 종래의 강보다 우수하다.
상기에 언급된 강 이외에 표에 있는 다른 모든 강은 다음의 이유 때문에 본 발명의 범위 밖에 있다.
강 A-2에서는 마무리 압연 종료 온도(FT)와 Ar3 변태점 온도 + 100℃ 이하의 온도 범위에서의 총 인발율이 본 발명 제21항에 규정된 각각의 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 따라서 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다. 강 A-5에서는 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하지 않으므로 제2항에 규정된 의도한 마찰 계수를 얻지 못하고 그 결과 충분한 드로잉 특성(D/d)을 얻지 못한다. 강 A-6에서는 조도의 산술 평균(Ra)이 본 발명 제1항에서 규정된 범위 밖에 있으므로, 제2항에 규정된 의도한 마찰 계수를 얻지 못하고 그 결과 충분한 드로잉 특성(D/d)을 얻지 못한다. 강 A-7에서는 열처리 온도(ST)가 본 발명 제28항의 어느 하나에서 규정된 범위 밖에 있으므로, 제1항에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 그 결과, 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다. 강 A-9에서는 냉간 압하율이 본 발명 제28항의 어느 한 조건에서 규정된 범위의 밖에 있으므로, 제1항의 어느 한 조건에 규정된 의도한 조직을 얻지 못하고 그 결과, 충분한 형상 동결성(Δd/σB)을 얻지 못한다.
강 B에서는 C의 함유량이 본 발명 제8항에 규정된 범위 밖이고 따라서 충분한 강도(σB)를 얻지 못한다. 강 D에서는 Ti의 함유량이 본 발명 제8항 중의 어느 하나의 조건에 규정된 범위 밖이므로 좋은 강도(σB)를 얻지도 못하고 좋은 형상 고정 특성(Δd/σB)을 얻지도 못한다. 강 F에서는 C의 함유량이 본 발명 제8항에 규정된 범위 밖이어서 충분한 구멍 확장비(λ)를 얻지 못한다. 강 I에서는 S의 함유량이 본 발명 제8항에서 규정된 범위 밖이므로 충분한 구멍 확장비(λ)도 얻지 못하고 좋은 신장(El)도 얻지 못한다. 강 K에서는 N의 함유량이 본 발명 제8항에서 규정된 범위 밖이므로 충분한 구멍 확장비(λ)도 얻지 못하고 좋은 신장(El)도 얻지 못한다.
상세하게 설명한 바와 같이, 본 발명은 드로잉 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이러한 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다. 고강도 박강판을 사용함으로써, 드로잉 가공에 불리한 조직을 가지는 강판에 대하여도 좋은 드로잉 특성을 실현하고 좋은 형상 동결성과 좋은 드로잉 특성 모두를 동시에 실현할 수 있다. 이러한 이유로, 본 발명은 산업적으로 높은 가치가 있다.
Claims (70)
- 적어도 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며,하나 이상의 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이고,윤활 효과가 있는 조성물이 표면을 덮고 있는 구성으로 된 하나 이상의 부분을 포함하고,상기 하나 이상의 부분은 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1%를 함유하고,잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 제1항에 있어서, 0℃ 내지 200℃에서 상기 표면의 마찰 계수가 0.05 내지 0.2 인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 제1항에 있어서, 상기 하나 이상의 부분의 미세 조직은 최대 체적 분율을 차지하는 제1 상(相)으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 제1항에 있어서, 상기 하나 이상의 부분의 미세 조직은 체적 분율로 5% 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 잔부는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 제1항에 있어서, 상기 하나 이상의 부분의 미세 조직은 베이나이트와 페라이트를 함유하고 상기 베이나이트 또는 페라이트 중 하나를 체적 분율을 차지하는 상으로서 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 삭제
- 제1항에 있어서, 상기 하나 이상의 부분은 질량%로,Ti: 0.05 내지 0.5 % 및Nb: 0.01 내지 0.5 % 중 하나를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 적어도 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며,하나 이상의 표면의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이고,윤활 효과가 있는 조성물이 표면을 덮고 있는 구성으로 된 하나 이상의 부분을 포함하는 고강도 박강판에 있어서,상기 하나 이상의 부분은,Ⅰ)식 Ti - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0 %를 만족시키도록, 질량%로,C: 0.01 내지 0.1 %,S: 0.03 % 이하,N: 0.005 % 이하, 및Ti: 0.05 내지 0.5 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 구성을 취하고;또한Ⅱ)식 Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N -(48/32)S ≥0 %를 만족시키도록, 질량%로,Nb: 0.01 내지 0.5 %와 Ti를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 구성과,Ⅲ)Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1 %를 함유하는 성분 구성 중,하나의 성분 구성을 취하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
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- 제8항에 있어서, 질량%로,Ⅳ) 0.0002 내지 0.002 %의 B를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅴ) 0.2 내지 2 %의 Cu를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅵ) 0.1 내지 1 %의 Ni를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅶ) Ca: 0.0005 내지 0.002 % 및 REM: 0.0005 내지 0.02 %를 추가로 함유하는 성분 구성, 그리고,Ⅷ) Mo: 0.05 내지 1 %,V: 0.02 내지 0.2 %,Cr: 0.01 내지 1 %, 및Zr: 0.02 내지 0.2 %를 추가로 함유하는 성분 구성 중 하나의 성분 구성을 취하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 제1항에 있어서, 질량%로,Ⅰ) 0.0002 내지 0.002 %의 B를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅱ) 0.2 내지 2 %의 Cu를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅲ) 0.1 내지 1 %의 Ni를 추가로 함유하는 성분 구성,Ⅳ) Ca: 0.0005 내지 0.002 % 및 REM: 0.0005 내지 0.02 %를 추가로 함유하는 성분 구성, 그리고,Ⅴ) Mo: 0.05 내지 1 %,V: 0.02 내지 0.2 %,Cr: 0.01 내지 1 %, 및Zr: 0.02 내지 0.2 %를 추가로 함유하는 성분 구성 중 하나의 성분 구성을 취하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
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- 제1항에 있어서, 상기 하나 이상의 부분과 상기 조성물의 사이에 구비되는 아연 도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법으로서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1%를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브(slab)를 제공하는 단계와,박강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 조질 압연(rough-rolling)을 실시하는 단계와,Ar3 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 상기 슬래브를 마무리 압연(finish rolling)하는 단계와, 그리고,박강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
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- 제17항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 조질 압연을 실시하는 단계 후에 상기 마무리 압연 단계에 윤활 압연 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제17항에 있어서, 상기 마무리 압연 단계에서, 상기 조질 압연 단계의 완료 후에 디스케일링(descaling) 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제17항에 있어서, 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 열간 압연 과정 후에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제34항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법으로서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1%를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,박강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 조질 압연을 실시하는 단계와,Ar3 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 상기 슬래브를 마무리 압연하여 열간 압연 강판을 제조하는 단계와,상기 제조된 열간 압연 강판을 1 내지 20 초 동안 Ar1 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도의 온도 범위에 두는 단계와,상기 온도 범위에 두었던 강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계와,냉각된 열간 압연 강판을 350℃ 이하의 코일링 온도에서 코일링하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 적어도 강판의 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며;강판의 하나 이상의 부분의 표면 중 하나 이상의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이며;강판의 미세 조직은 최대 체적 분율을 차지하는 제1 상(相)으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제36항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 조질 압연을 실시하는 단계 후에 상기 마무리 압연 단계에 윤활 압연 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제36항에 있어서, 상기 마무리 압연 단계에서, 상기 조질 압연 단계의 완료 후에 디스케일링 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제36항에 있어서, 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 열간 압연 과정 후에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제39항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법으로서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1%를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,박강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 조질 압연을 실시하는 단계와,Ar3 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 상기 슬래브를 마무리 압연하여 열간 압연 강판을 제조하는 단계와,상기 제조된 열간 압연 강판을 1 내지 20 초 동안 Ar1 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도의 온도 범위에 두는 단계와,상기 온도 범위에 두었던 강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계와,냉각된 열간 압연 강판을 350℃ 내지 450℃의 코일링 온도에서 코일링하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 적어도 강판의 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며;강판의 하나 이상의 부분의 표면 중 하나 이상의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이며;강판의 미세 조직은 체적 분율로 5% 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 잔부는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제41항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 조질 압연을 실시하는 단계 후에 상기 마무리 압연 단계에 윤활 압연 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제41항에 있어서, 상기 마무리 압연 단계에서, 상기 조질 압연 단계의 완료 후에 디스케일링 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제41항에 있어서, 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 열간 압연 과정 후에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제44항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1%를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,박강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 조질 압연을 실시하는 단계와,Ar3 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 상기 슬래브를 마무리 압연하여 열간 압연 강판을 제조하는 단계와,상기 열간 압연 강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계와,냉각된 열간 압연 강판을 450℃ 이상의 코일링 온도에서 코일링하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 적어도 강판의 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며;강판의 하나 이상의 부분의 표면 중 하나 이상의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이며;강판의 하나 이상의 부분의 미세 조직은 베이나이트와 페라이트를 함유하고 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트와 페라이트 중 하나를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제46항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 조질 압연을 실시하는 단계 후에 상기 마무리 압연 단계에 윤활 압연 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제46항에 있어서, 상기 마무리 압연 단계에서, 상기 조질 압연 단계의 완료 후에 디스케일링 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제46항에 있어서, 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 열간 압연 과정 후에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제49항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법으로서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 식 Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0 % 를 만족시키도록, 질량 %로,C: 0.01 내지 0.1 %,S: 0.03 % 이하,N: 0.005 % 이하,Nb: 0.01 내지 0.5 %, 및Ti: 0.05 내지 0.5 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 슬래브를 제공하는 단계와,Ar3 변태점 온도 내지 Ar3 변태점 온도 + 100℃의 온도 범위에서 강판 두께 기준으로 25 % 이상의 총 압하율로 상기 슬래브를 마무리 압연하는 단계와,상기 마무리 압연 단계에서 제조된 강판을 냉각하고 코일링하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제51항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에서, 상기 조질 압연을 실시하는 단계 후에 상기 마무리 압연 단계에 윤활 압연 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제51항에 있어서, 상기 마무리 압연 단계에서, 상기 조질 압연 단계의 완료 후에 디스케일링 과정을 적용하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제51항에 있어서, 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 열간 압연 과정 후에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제54항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80 % 미만인 냉간 압연을 실시하는 단계와,상기 냉간 압연 강판을 5초 내지 150초 동안 회복 온도 내지 Ac3 변태점 온도 + 약 100℃의 온도 범위에서 두어서 열처리하고 그 다음 가열된 강판을 냉각하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제56항에 있어서, 상기 열처리 단계의 완료 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제57항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80 % 미만인 냉간 압연을 실시하는 단계와,상기 냉간 압연 강판을 5초 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도 내지 Ac3 변태점 온도 + 약 100℃의 온도 범위에 두어서 상기 슬래브에 열처리를 가하고, 가열된 강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 350℃ 이하의 온도 범위까지 냉각하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 강판의 미세 조직은 최대 체적 분율을 차지하는 제1 상(相)으로서 페라이트를 함유하고 제2 상으로서 주로 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제59항에 있어서, 상기 열처리 단계의 완료 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제60항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80 % 미만인 냉간 압연을 실시하는 단계와,상기 냉간 압연 강판을 5초 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도 내지 Ac3 변태점 온도 + 약 100℃의 온도 범위에 두어서 상기 슬래브에 열처리를 가하고, 가열된 강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 350℃ 내지 450 ℃의 온도 범위까지 냉각하는 단계와,냉각된 강판을 5초 내지 600초 동안 상기 온도 범위에 두고, 그 다음 5℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도 범위로 추가로 냉각하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 적어도 강판의 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며;강판의 하나 이상의 부분의 표면 중 하나 이상의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이고;강판의 미세 조직은 체적 분율로 5% 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 잔부는 주로 페라이트와 베이나이트로 구성되는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제62항에 있어서, 상기 열처리 단계의 완료 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제63항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 질량 %로,C: 0.01 내지 0.3 %,Si: 0.01 내지 2 %,Mn: 0.05 내지 3 %,P: 0.1 % 이하,S: 0.01 % 이하, 및Al: 0.005 내지 1 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브를 제공하는 단계와,강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80 % 미만인 냉간 압연을 실시하는 단계와,상기 냉간 압연 강판을 5초 내지 150초 동안 Ac1 변태점 온도 내지 Ac3 변태점 온도 + 약 100℃의 온도 범위에 두어서 상기 슬래브에 열처리를 가하고, 가열된 강판을 냉각하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하고,여기서, 적어도 강판의 두께 중심의 평면 상에서,a. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110>의 방위 성분 군에서의 엑스선 강도의 제1 평균비가 3 이상이고,b. 랜덤 엑스선 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 그리고 {111}<110>의 3개 방위 성분에서의 엑스선 강도의 제2 평균비가 3.5 이하이며;강판의 하나 이상의 부분의 표면 중 하나 이상의 조도의 산술 평균(Ra)이 1 ㎛ 내지 3.5 ㎛이며;강판의 하나 이상의 부분의 미세 조직는 베이나이트와 페라이트를 함유하고 최대 체적 분율을 차지하는 상으로서 베이나이트 또는 페라이트 중 하나를 함유하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제65항에 있어서, 상기 열처리 단계의 완료 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제66항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법에 있어서,강판을 얻기 위한 열간 압연 공정에서 식 Ti + (48/93)Nb - (48/12)C - (48/14)N - (48/32)S ≥0 % 를 만족시키도록, 질량 %로,C: 0.01 내지 0.1 %,S: 0.03 % 이하,N: 0.005 % 이하,Nb: 0.01 내지 0.5 %, 및Ti: 0.05 내지 0.5 %를 함유하고, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 슬래브를 제공하는 단계와,강판을 제조하기 위해 상기 슬래브에 순차적으로 열간 압연, 산세(pickling), 강판 두께 기준으로 압하율이 80 % 미만인 냉간 압연을 실시하는 단계와,상기 냉간 압연 강판을 5초 내지 150초 동안 회복 온도 내지 Ac3 변태점 온도 + 약 100℃의 온도 범위에 두어서 상기 슬래브에 열처리를 가하고, 가열된 강판을 냉각하는 단계와,강판의 표면에 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제68항에 있어서, 상기 열처리 단계의 완료 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에 강판을 아연 도금 용액에 담그어서 강판 표면을 아연 도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
- 제69항에 있어서, 상기 아연 도금 단계 후에 그리고 상기 윤활 효과가 있는 조성물을 도포하는 단계 전에, 강판에 합금 처리를 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 현저한 고강도 박강판을 제조하는 방법.
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| DE102006051545A1 (de) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Schaeffler Kg | Tiefgezogenes Maschinenbauteil mit wenigstens einer gehärteten Lauf- oder Führungsfläche, insbesondere Motorenelement |
| KR100851189B1 (ko) * | 2006-11-02 | 2008-08-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| CN101563172B (zh) * | 2006-12-18 | 2013-07-17 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢带的表面光轧方法和高强度冷轧钢板的制造方法 |
| JP5355905B2 (ja) * | 2007-04-10 | 2013-11-27 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 衝撃吸収特性、形状凍結性及びフランジ部切断性に優れた、自動車、二輪車または鉄道車両用構造部材並びにその製造方法 |
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| CN103459647B (zh) * | 2011-03-28 | 2015-09-02 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
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| DE102011056846B4 (de) | 2011-12-22 | 2014-05-28 | Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines Aufreißdeckels sowie Verwendung eines mit einer Schutzschicht versehenen Stahlblechs zur Herstellung eines Aufreißdeckels |
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| ES2750684T3 (es) | 2015-07-02 | 2020-03-26 | Jfe Steel Corp | Material para chapas de acero inoxidable laminadas en frío y método de fabricación para el mismo |
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| BR112019027154A2 (pt) * | 2017-07-07 | 2020-06-30 | Nippon Steel Corporation | chapa de aço laminado a quente e método de fabricação da mesma |
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| DE3007560A1 (de) | 1980-02-28 | 1981-09-03 | Kawasaki Steel Corp., Kobe, Hyogo | Verfahren zum herstellen von warmgewalztem blech mit niedriger streckspannung, hoher zugfestigkeit und ausgezeichnetem formaenderungsvermoegen |
| JPS59100214A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
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