KR0165838B1 - 딥드로잉성형성에 적합한 고강도강판 및 그 제조방법 - Google Patents

딥드로잉성형성에 적합한 고강도강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

딥드로잉용 고강도강판은 0.04~0.25중량% C, 합계가 0.3~3.0 중량% 로 되는 하나이상의 원소, 그리고, 잔부 Fe 및 불가피불순물로 구성되고, 또한 페라이트를 주상(가장 높은 용적분율을 가진 상) 으로 하고, 나머지는 3 용적%미만의 오스테나이트, 베이나이트와 마르텐사이트를 가지고, 또한 가공전에 강에 함유되어 있는 탄소량(중량%)으로 오스테나이트의 용적분율Vg(용적%)을 나누어 얻는 값 Vg/C 가 40~140 으로 되고, 또한 Vp( 평면스트레인 인장변형에서 오스테나이트용적분율) / Vs(수축플랜지변형시의 오스테나이트용적분율)의 비가 0.8 이상 되지 않도록 하며, 아울러 공식 200 Vg300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1 990을 만족하는 조건을 가진 딥드로잉용 고강도강판과 또한 조압연(열간압연)의 입구측온도에서 일정제조조건하에 제조되고, 냉간압연 후 연속아닐링단계에서 2 상역에서의 아닐링조건하에 일정냉각조건과 일정베이나이트변태처리조건하에서 제조되도록 한 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.

Description

딥드로잉성형성에 적합한 고강도강판(高强度鋼板) 및 그 제조방법
제1도는 본 발명강의 제조시 냉간압연 후 아닐링에서 열처리싸이클의 개념도를 나타낸 것이다.
제2도는 공식 Vg{300(2750Cg+600)/(HfVf+HbVb+HmVm)-1}와 딥드로잉성(T값)과의 사이의 관계도이다.
제3도는 딥드로잉에서의 변형상태를 나타내는 대표적인 다이아그램이다.
본 발명은 딥드로잉성형(深교絞成形)에 적합한 예컨대 440MPa 보다 적지 않은 고강도복합조직냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 이 강판은 여러 가지 타입의 프로세성형을 구성하는 기본적인 성형법 가운데에서도 복잡한 형상의 것도 쉽게 프레스성형가공을 가능하도록 한 딥드로잉과 벌징(bulging)에 적합한 강판이다.
최근, 자동차의 쾌적성, 안전성에 덧붙여 차체의 경량화에 대한 요구가 커지고, 차체구조에 이용되는 박강판의 고강도화가 더욱 필요하게 되었으며, 또한 차체구성부위의 제조에는 성형공정수의 감축과 일체성형에 따른 제조공정의 단순화, 연속화가 기술적 요소인 것으로 인식되고 있다. 이와 같은 성형에 사용되는 강제품중에 얇은 박강판이 특히 관심을 끌고 있는데 특히 양호한 성형성을 가지고 있느냐의 여부에 따라 강제품의 선택결정이 좌우되는 일이 많다. 박강판에 요구되는 성형성에는 스트렛칭성(張出性 또는 stretchability), 딥드로잉성(deep drawability), 스트렛치 플랜지성형성(stretch flange ability) 즉, 연신플랜지성형성과 굽힘성(bendability) 등이 있으나, 자동차내판부품등과 같이 복잡한 형상부품을 적은 공정으로 일체성형(one-body pressing)을 가능케 하려면 스트렛칭성과 딥드로잉성이 높아야 한다.
스트렛칭성을 지배하는 재료특성은 연신과 가공경화효과지수(work hardening coefficient : n값(値)로 표시됨)로 표현되는데, 이들 특성이 우수한 예로서는, 최근 페라이트, 베이나이트(bainite), 오스테나이트의 혼합조직으로 이루어지는 고강도복합조직강판이 제안되고 있다. 이 강판은 실온에서 잔류하고 있는 오스테나이트가 성형시에 마르텐사이트로 변태함에 따라 높은 연성(ductility)을 가져오는 [변태유기소성(變態誘起塑性) : transformation induced plasticity]을 이용한 것이다. 이와 같은 고강도강판의 제조방법으로서는 특개소 61-157625 호 공보에 자동차용강판과 같은 대량생산이 전제되는 염가의 용도에 합치된 박강판의 제조방법이 소개되어 있다. 이 선행 발명은 실리콘(Si)의 첨가로 탄화물의 석출을 억제하고, 저온에서의 페라이트변태(또는 베이나이트 변태)를 진행시키므로써 미변태오스테나이트(untransformed austenite) 중에 효과적으로 탄소 C를 농화시켜서 오스테나이트를 안정화시킨 것이다. 또한, 잔류오스테나이트의 용적비와 안정성이 이 종류의 강에 높은 연성을 부여하는데 매우 중요하다는 보고가 있다. (철과 강 제 78 권 1992년도 제 1480 페이지), 그러나, 딥드로잉성에 대해서는 언급된 바 없다.
한편, 딥드로잉성을 지배하는 재료특성으로서는, 일반적으로 단일축인장시험(uniaxial tensile test)이 요구되는 랑크포드값(Lankford value : r값)이 이용된다. 또한, 재료의 딥드로잉성은 일반적으로 원통컵의 딥드로잉성형으로 시험한다. 이는 주름억제하중을 변화시켰을 때, 펀치어깨부에서 파단이 발생하는 최저주름억제하중을 상한치로 삼고 : 플랜지부에 주름이 발생하는 최대주름억제하중을 하한치로 삼는 성형가능범위의 크기를 지표로 삼아 평가한다. 즉, 딥드로잉성의 우수한 재료는 펀치어깨부에서 파단내력이 높고, 플랜지부에서의 플린재줄어듬 변형에 대한 변형저항(shrink flanging deformation resistance)이 작은 재료이다. 소성역학상으로 보면, r값이 높은 재료는 펀치어깨부에서 평면스트레인(plain strain)근처의 벼형상태로 파단내력이 높고, 플랜지부에서의 플랜지 줄어듬(수축)변형하에서 변형저항이 작은 특징을 가진다. r값은 강판의 집합조직에 따라 지배되기 때문에, 종래의 높은 딥드로잉성강판의 개발에서는 오직 집합조직제어에만 관심이 집중되어왔다.
최근에 그러나, 잔류오스테나이트의 변형유도변태를 이용하여 높은 가공성을 얻을 수 있다는 것이 보고되고 있다. (소성과 가공 35-404(1994) 1109 페이지) 이는 잔류오스테나이트에서의 안정성응 변형의 종류에 좌우된다는 것을 상정한 것으로 딥드로잉성 규명에 매우 중요한 내용이다.
인장강도가 440MPa를 초과하는 고강도강판에 있어서는, 종래의 제조코스트로는 강도확보와 집합조직제어를 모두 도모한다는 것이 곤란하기 때문에, 충분한 딥드로잉성을 가지는 강판이 얻어지지 못한다. 따라서, 자동차의 내판용 부품등 딥드로잉을 주로하는 성형으로 제조되는 부품으로서의 440MPa 이상을 가진 고강도강판에 적용하는 것이 매우 곤란하다. 상기 특개소 61-157625 호 공보에서도 제조되는 고강도강판은 연성과 n값이 높기 때문에, 각종 성형성중 스트렛칭성은 특히 우수하다. 그러나 딥드로잉성에 관해서는 전혀 검토되지 않고 자동차내판부품 등과 같이 딥드로잉성을 필요로 하는 복잡한 형상부품에 적용하는 데는 충분치 않다.
게다가, 고강도강판을 딥드로잉 등 프레스성형할 때에는 소위 경시크랙발생(season cracking) 또는 길이방향으로서의 크랙발생(longitudinal cracking) 등으로 불리우는 프레스성형상의 문제점이 있다.
또한, 고강도강판을 딥드로잉성형할 때에는, 성형하중이 상승하기 때문에 프레스기의 하중능력의 부족과, 고면압(high face pressure)에서의 습동에 따라 발생되는 갉아먹음마모(galling)등의 문제가 있다. 따라서, 고강도이면서 성형하중은 가급적 낮게 억제된 재료가 요망된다.
철과 강 78권 (1992) 1480페이지에는 상술한 바를 인용했지만 딥드로잉성이 전혀 연구되어 있지 않다. 소성과 가공 35-404(1994) 1109 페이지에는 600MPa의 인장강도를 갖고 있는 강의 딥드로잉성에 미치는 잔류오스테나이트의 안정성에 대하여 보고하고 있다. 그러나, 이것도 용적분율(分率)의 영향에 대해서는 분명히 해주고 있지 않고 또한 딥드로잉성의 각 상마다의 경도의 영향에 대해서도 확실한 언급을 하고 있지 않다. 또한, 기술적인 문제, 예컨대 경시크랙발생, 프레스기의 하중능력, 갉음마모 등도 해결되지 못한 채 문제로 남아 있는 것이다.
본 발명은 상술한 문제를 해결하기 위하여 창안된 것으로, 종래의 고강도강판으로서는 기대못하는 딥드로잉성형에 적합한 강판(표면처리를 행한 것도 포함된다.)을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한 본 발명은, 작은 성형하중으로도 갉음마모(galling), 경시크랙발생(season cracking)을 피할 수 있도록 한 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
여기에서 말하는 강판이라는 용어는 변환처리능(conversion treatability)을 향상하고, 또한 내부식성, 프레스성형성을 향상하도록 한 강판으로서 Ni, Zn 또는 Cr을 주성분으로 한 도금처리나 유기화합물 또는 무기화합물이나 윤활제의 코팅 등의 처리에 의한 피막을 형성하도록 한 강판을 말한다.
우수한 딥드로잉성을 가진 재료는 이와 같이 펀치의 어깨부에서 줄어들려는 플랜지 변형에 대한 저항이 낮고 또한 높은 파단내력(high breaking prook stress)을 갖고 있다. 서로 다른 변형저항을 나타내는 재료로서는 IF(interstritial free)강과 알미늄-킬드강으로 대표되는 높은 r값을 가진 것을 포함하는 재료로서 변형모-드에 좌우된다. 이들 재료는 제조상 집합조직을 제어하는 것으로 변형을 가하기 전에 재료는 이미 평면스트레인 스트렛치에서의 높은 항복강도의 줄어들려는 수축플랜지 변형(shrink flanging deformation) 에서의 낮은 항복강도를 나타내는 항복면(yielding surface)을 갖고 따라서, 이들은 우수한 딥드로잉성을 갖는다. 이 성질이 변형전의 집합조직에 의해 거의 결정되기 때문에, 단일축상의 인장변형만으로 결정되는 r값에 관해 평가가 내리더라도 문제가 생기는 일이 없다. 440MPa 초과의 고인장강도를 갖는 고강도강판에서도, 제한된 제조공정과 제조비용으로는 집합조직의 제어로도 높은 r값을 갖게 하기는 매우 어렵다. 고강도강판의 경우, 집합조직의 제어로 r값을 향상시키는 방법이외의 방법으로도 딥드로잉성이 향상되지 않으면 안된다.
본 발명자들은 여러 가지 화학성분을 가진 강재를 냉간압연하여 열처리를 행하고, 주상(main phase)이 페라이트(ferrite)이고 실온에서 오스테나이트를 포함한 강판을 제조하고, 강재의 변형거동에 미치는 페라이트와 오스테나이트의 성질이 미치는 영향을 조사한 결과, 각 상의 성질을 제어하면 인장강도가 440 MPa를 초과하는 고강도강판으로서 종래에 없는 높은 수준의 딥드로잉성을 갖는 강판이 얻어질 수 있음을 알게 되었다.
보다 구체적으로 설명하면, 본 발명자들은 다 상(multiple phase)을 가진 고강도강판에 있어 다음에 설명하는 적절한 가공을 하면 마르텐사이트로 변태가능한 오스테나이트를 함유하고, 또한 오스테나이트의 용적분율과 마르텐사이트와 마트릭스, 즉 모상(母相 : 페라이트, 베이나이트, 그리고 마르텐사이트의 마트릭스로서 가공전부터 있는 조직을 말함) 사이에는 변형저항이 미리 정해지는 관계에 있음을 알게 되었다. 이들 성질을 가진 고강도강판은 상기 성질을 가질 때 효과적인 것임을 알게 된 것이다.
오스테나이트의 가공유기마르텐사이트변태(deformation induced martensite transformation of austenite)로 보다 높은 가공경화가 얻어지고, 고강도강의 연성이 현저히 향상되는 것은 변태유기소성(變態誘起塑性) 때문으로 알려져 있다. 가공유기변태는 가공시의 변형량(이에 상당하는 소성스트레인을 척도로 함)과 변형모-드(비례부하 및 스트레인비를 통상 척도로 한다)에 영향받는다. 평면스트레인 인장변형에 비하여, 수축플랜지변형에서 오스테나이트가 안정되게 변태가 진행되기 어려운 재료에서는 펀치어깨부에서의 변태진행에 비해 플랜지부에서의 변태진행이 늦다.
그 결과 이와 같은 재료에는, 펀치어깨부에서는 가공경화에 의한 파단내력의 상승이 큰데 대하여, 플랜지부에서는 가공경화에 의한 변형저항의 상승이 작아지고, 우수한 딥드로잉성을 나타내는 것으로 생각된다. 그리고, 그 효과는 변태에 의한 경화가 커질수록 현저해지므로, 초기의 오스테나이트 용적분율이 많을수록, 또한, 가공유기마르텐사이트와 모상의 변형저항차가 클수록 그 결과는 더욱 좋아지는 것으로 생각된다.
플랜지부의 변형저항이 작으면 성형하중이 작아서 좋을 뿐 아니라, 주름발생을 억제하기 위한 블랭크홀더하중(blank holder load)도 작아질 수 있고, 이에 따라, 갉음마모 등 습동에 의한 불량을 억제할 수 있고, 아울러 마찰력이 감소하는 분량만큼 더욱 성형하중을 줄일 수 있다. 이러한 점에서도 본 발명은 딥드로잉성형에 적합하다.
상술한 바의 우수한 재료를 얻기위해 본 발명은 본 발명상의 고강도강판은 다음의 화학조성 및 현미경적 미세조직으로 되어있다.
본 발명상의 강판은 기본적으로 Fe 96.75~99.66%를 함유한 것으로, 탄소(C)를 0.04~0.25중량% 포함하고, Si, Al 중 1 종 또는 2 종을 합계 0.3~3.0 중량% 포함하며, 필요할 경우에 한하여 Mn, Ni, Cu, Mo, Nb, Ti, V 및 P를 포함하며, 나머지는 불가피함유불순물로 구성된다. 또한 주 상(최대용적분율을 가진 상 main phase)으로서 페라이트와, 3 용적 % 이상의 오스테나이트와, 베이나이트와 마르텐사이트 등 다상(multiple phases)으로 구성되고 ; 상기 다상을 가지는 강판은 평면스트레인 인장변형 후의 오스테나이트용적분률 Vp(용적%)이 [스트레인 비 = (평면내의 최소기본스트레인/ 평면내의 최대기본스트레인 ) = 0] 이 Eu(단일축인장시의 균일한 연신의 대수스트레인 : logarithmic strain of uniform elongation)의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인이 주어질 때까지 수축플랜지변형후의 오스테나이트의 용적분을 Vs(용적%)에 주어지고 (이 용적분율은 수축플랜지변형시의 잔존오스테나이트용적분율로서 스트레인 비 = -4~-1 ) Eu 의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인이 주어졌을 때까지 적용되는데, Vp/Vs는 0.8을 넘지 않도록 하고 ; 또한 상기 다상으로 된 강판은 다음의 공식으로 대표되는 요구를 만족하는 것이라야 한다.
220 Vg300(2750Cg+600)/(HfVf+HbVb+HmVm)-1 990
여기에서, Vg는 가공전의 오스테나이트의 용적분율(용적%)
Cg는 오스테나이트에 있는 탄소 C 량 (중량%)
Vf는 가공전 페라이트의 용적분율(용적%)
Hf는 페라이트의 마리크로빅카스경도(microvickers hardness)
Vb는 가공전 베이나이트의 용적분율(용적%)
Hb는 베이나이트의 경도
Vm은 가공전 마르텐사이트의 용적분율(용적%)
Hm은 마르텐사이트의 경도를 각각 나타낸다.
상기 다상에서 가공전 오스테나이트의 용적분율Vg(용적%)을 나누어 얻어지는 값은 전체강에서 Vg/C 가 되고 이는 40~120 의 범위에 걸쳐 있는 것이 또하나의 특징이다.
본 발명은 상기 고강도강판을 제조하기 위한 방법을 제공한다. 이 방법은 슬라브속으로의 구성분으로 이루어지는 용강을 주조하는 공정 : 냉각하고 다음 슬라브를 1100℃ 이상의 온도를 가열하든가, 아니면 냉각과정 없이 조압연의 입구측에서 1100℃ 이상의 온도를 확보하든가 하고 곧이어 열간압연으로 처리하는 공정 : 350~750℃ 범위의 온도에서 열간압연된 강대(strip)를 코일링권취하는 공정 : 열간압연된 강대를 이강대가 AC1~AC3온도에서 30초~5분간 가열되고 다음 1~200℃/sec 의 냉각속도로 550~720℃로 냉각되며, 또한 10~200℃/sec 의 냉각속도로 250~500℃ 범위의 온도로 냉각되고, 다음 300~500℃의 온도에서 15초~15분간 보지되며, 이렇게 하여 최종적으로 실온까지 냉각하는 공정으로 구성되어 있다.
본 발명의 고강도강판은 소위 말하는 변태유기소성(transformation induced plasticity)과 고도의 스트렛칭성을 나타내기 때문에 넥킹(necking)의 문제를 가지는 인장변형에서도 아래에 설명하는 적절한 정도의 변태유기소성을 나타낸다. 따라서, 본 발명상의 고강도강판은 벌징을 가진 딥드로잉의 조화를 포함하는 일반적인 프레스성형에서 매우 양호한 성형성을 가진다.
본 발명상의 강에 있어 중요한 각개 요소를 개략적으로 다음에 설명한다.
(1) 각 상의 용적분율
오스테나이트를 함유하는 강의 가공경화는 두가지 요소로 이루어진다. 즉, 천이(dislocation)의 원리로 설명되는 일반적인 가공경화와 변형유기마르텐사이트변형에 의한 경화이다. 오스테나이트의 용적분율을 증가시키면 변태경화의 역(region of transformation hardening)을 증가시킬 수 있고, 따라서, 강판의 딥드로잉성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 주 상(가장 큰 용적분율을 가지는 상) 은 변형후에도 충분히 유연하게 되는 페라이트라야 한다. 이는 딥드로잉성면에서 매우 중요한 것으로, 딥드로잉으로 제조되는 제품의 경시크랙발생을 피할 수 있기 때문이다. 변태유기소성로 생기는 마르텐사이트의 량이 많아지고 적어지는 페라이트와 같이 있게 되면, 변태시 용적팽창에 기여하는 잔류응력은 유연한 모재(matrix)의 소성변형에 의해서도 충분히 풀어질 수 없기 때문에 경시크랙 같은 것이 생기기 쉽게 되는 것이다. 이러한 이유로 페라이트가 주상(main phase)으로 구성되지 않으면 안된다.
제조공정상의 성질로 인해, 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성은 불가피하다. 그러나, 베이나이트와 마르텐사이트의 량이 적게 형성될수록 그 결과는 좋아진다. 베이나이트와 마르텐사이트가 페라이트보다 굳기(硬) 때문에, 모재( 이 상은 오스테나이트 외에 가공전부터 존재한다.) 가 경화된다. 이러한 이유 때문에, 변태에 따른 경화는 매우 작아져서 딥드로잉성이 악화된다. 게다가 모재는 체적팽창에 기여하는 잔여응력을 충분히 흡수해주지 못하고 경시크랙발생저항도 또한 악화된다. 이러한 이유로 가공전에 존재하는 베이나이트와 마르텐사이트는 적어질수록 좋은 것이다.
딥드로잉성에 대한 오스테나이트의 체적분율의 변형유가 마르텐사이트와 모재사이의 변형저항이 다르면 또한 달리 변화함에도 불구하고, 딥드로잉성은 오스테나이트의 량이 증가하면 이에 따라 증가된다. 그러나, 오스테나이트의 체적분율이 30%를 넘으면, 오스테나이트가 불안정하게 되어 딥드로잉성이 열화되고, 그렇지 않더라도 페라이트의 용적분율이 상대적으로 줄어들어서 경시크랙발생이 제품에 발생되기 쉬워진다.
본 발명상의 제조공정으로 얻어지는 오스테나이트의 체적분율이 30%를 밑돌게 되면, 제조코스트가 현저히 증가되는 결과를 낳는 경우보다 더욱 큰 값으로 체적분율을 증가시키려 하기 때문에, 본 발명상의 오스테나이트의 체적분율의 상한치는 통상 30%로 잡는다. 오스테나이트의 체적분율이 30% 미만이 되면 딥드로잉성이 포화되어 마르텐사이트와 모상사이의 변형저항상의 차이가 크더라도 종래의 집합조직제어로 주어지는 같은 강도수준상에서의 r값이 (고용강화형 IF 강) 높은 고강도강의 효과를 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 오스테나이트체적분율의 하한치는 3%로 잡는다. 이러한 관계로 전술한 바와 같이, 딥드로잉성을 또한 변태유기소성에 의해 형성된 마르텐사이트와 모상사이의 변형저항(경도)상의 차이에 의해 영향받는다. 가공전 오스테나이트의 체적분율과, 변형유기마르텐사이트와 모재의 변형저항을 고려하면, 딥드로잉성은 통상 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 식을 이용하여 평가한다. 이에 대해서는 후에 상세히 기술한다. 또한, 가공에 대한 오스테나이트의 안정성의 중요성을 고려한다면, Vg/C를 특별한 범위내로 떨어뜨릴 필요가 있다. 이 또한 다음에 설명한다.
(2) 가공에 대한 오스테나이트의 안정성에 따른 변형모-드
전술한 바와 같이, 딥드로잉성이 우수한 강판은 펀치어깨부에서의 파단내력이 높고, 드로잉저항성(drawing resistance)이 낮은 특징을 가지나, 본 발명에서는 이것을 변형상태에 따른 가공경화거동의 다름으로 달성하였다. 오스테나이트를 포함한 강의 가공경화는 전우의 거동으로부터 설명되는 일반적인 가공경화와, 가공유기마르텐사이트 변태에 따른 경화의 2 가지 요인이 있는 것으로 생각되고 있다. 전자는 종래의 강에 있어서의 가공경화이고, 그 거동의 변형양식에의 의존성이 비교적 작은 것임이 실험적으로 확인되고 있다. 소성역학상으로는, 일반적으로 가공경화는 상당응력과 상당 소성스트레인의 관계로서 한마디로 정하여 취급하는 일이 많고, 이와 같은 취급으로 변형해석은 비교적 양호한 정밀도를 얻고 있다. 그 반면, 변형유기마르텐사이트변태에 기한 경화는 변형모-드(deformation mode)에 크게 좌우되는 일이 많다. 제3도에서 나타나 있는 바와 같이, 변태는 펀치의 어깨부에서 평면스트레인 인장변형으로 일어나기 쉽다. 이와 달리, 플랜지부에서의 수축플랜지변형(shrink flanging deformation)에서의 변태의 진행은 억제된다. 이 때문에, 펀치의 어깨분에서의 평면스트레인인장변형에서 가공경화가 커지고 이에 따라 높은 응력을 생기게 한다. 이와는 달리 플랜지부의 수축플랜지변형에서 가공경화는 작기 때문에 드로잉저항성은 낮다.
본 발명강은 변형유기마르텐사이트변태에 기한 경화를 이용한 것으로 평면스트레인 인장변형 및 수축플랜지변형에서의 상술한 성질을 가지고 있어 매우 양호한 딥드로잉성을 갖는다.
특히, 본 발명강에서는 수축플랜지변형후의 오스테나이트의 용적분율Vs(용적%)에 대한 평면스트레인인장변형후의 오스테나이트의 용적분율의 비 Vp(용적%), 즉 Vp/Vs는 0.8를 넘지 못하므로, 이에 따라 플랜지부에서의 변형모-드(수축플랜지변형)의 가공경화로부터 펀치의 어깨부에서의 변형(평면스트레인인장)을 달리하므로써, 만족스런 딥드로잉성을 확보하기에 충분할 정도의 변형저항성 차이를 확보해준다.
이러한 관계로, 평면스트레인인장변형후의 오스테나이트용적분율Vp는 평면스트레인인장변형[스트레인비=(평면내 최소기본스트레인)/(평면내최대기본스트레인)=0] 이 Eu(단일 인장시의 균일한 연신의 대수스트레인 : logarithmic strain of uniform elongation)의 1.5 배의 상당소성스트레인이 주어질때까지 강판에 적용될 때의 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다. 또한 수축플랜지변형후의 오스테나이트의 용적분율 Vs는 수축플랜지변형(스트레인비 = -4 ~ -1)이 Eu 의 1.15배의 상당소성스트레인이 주어질 때까지 강판에 적용될 때의 잔류 오스테나이트의 용적분율을 뜻한다.
상기 스트레인비라 하면 평면내의 변형에 있어 최대주스트레인 ε1와 최소주스트레인 ε2의 비율 즉 ε2/ε1를 말하는데, 이 평면스트레인 인장변형의 스트레인비는 0가 된다. 수축플랜지변형의 스트레인비는 성형조건과 제품형상에 따라 다르나, 일반적으로는 -4이상 -1 미만의 범위에 들게 되므로, 이 스트레인비의 범위로 정의한다. 오스테나이트의 체적분율을 평가해야 할 스트레인으로서 상당소성스트레인을 규일연신의 대수스트레인 Eu의 1.15 배를 지정하였다. 소성불안정이론에 의하면, 평면스트레인 인장변형에서의 소성불안정점은 상당소성스트레인의 2n/3½, n측 단일축인장의 균일연신과 일치하므로, 평면스트레인 인장에서의 최대하중(파단강도)을 주는 것은 2Eu31/2, 즉 1.15 Eu 가 적당하다.
한편, 최대하중을 부여하는 플랜지부의 스트레인은 성형조건과 제품형상에 강하게 영향을 받기 때문에, 한마디로 결정할 수는 없다. 그러나, 많은 딥드로잉성형의 경우, 최대하중에 달하는 근처에는, 가장 큰 수축플랜지변형을 받는 부분은 상당소성스트레인이 1.15 Eu를 넘는 스트레인에 달한다고 생각해도 좋다. 적어도 상당소성스트레인은 1.15 Eu 로 변태거동에 충분한 차가 없는 경우에는, 일반적으로 오스테나이트가 매우 불안정하므로 약간의 병형으로도 거의 변태하여 버리거나 매우 안정하여 아무리 변형을 가해도 거의 변태하지 않든가의 어느쪽이다. 따라서 딥드로잉성형으로 문제가 되는 그 이상의 크기의 스트레인으로도 변태거동상에 충분한 차이가 생기지 않는다. 이 때문에 여기에서는 상당소성스트레인이 1.15 Eu 의 시점에서 변태거동을 비교하면 좋다.
여기에서 상당소성스트레인 1.15 Eu 에 있어서의 변태거동상의 충분한 차이라 함은 Vp/Vs 가 0.8 이상이 안되는 것을 가리킨다. 본 발명자들은 이 값이 1 에 가까워지면 오스테나이트가 심히 불안정하여 조금만 변태가 일어나도 거의 완전한 변태로 진행되거나 그렇지 않으면 오스테나이트가 아주 안정되어 있어 변형이 어느정도 진행되더라도 변태가 아주 작거나 거의 일어나지 않는 두가지 중 한가지가 생기는 것을 발견하였다. 또한 본 발명자들은 폭넓게 깊게 연구해 본 결과, Vp/Vs 비가 0.8을 초과하면, 펀치의 어깨부에서의 변형에 의한 가공경화가 플랜지부상의 변형에 의한 가공경화와 같아진다는 사실을 알게 되었는데, 이렇게 되면 만족스런 딥드로잉성을 부여하기 위한 변형저항차를 충분히 크게 할 수 있도록 보증하기가 어려워진다.
본 발명상의 범위내에서 강에서 Vp/Vs 비가 0.8 이 넘는 경우에도, 오스테나이트는 매우 불안정해져서 거의 완전한 변태가 수축플랜지변형부에서도 일어나게 된다. 이 경우, 필요한 딥드로잉성이 확보된다해도 역시 경시크랙발생은 많은 경우에 일어남을 막을 수 없다. 따라서, Vp/Vs비의 상한치를 0.8 로 잡는다.
(3) 모상과 마르텐사이트의 변형저항 :
본 발명자들은 광범위하고 깊은 연구를 거듭한 결과, 상기 효과가 변형유기마르텐사이트에 대한 모상의 변형저항의 비(比)에 따라 영향을 받는다는 사실을 알게 되었다. 다시말해, 본 발명상의 강에서 전위거동(dislocation behavior)에 의한 것보다 큰 변태에 따른 경화가 클수록 변형모-드 의존성은 더욱 커지고 따라서 딥드로잉성에 미치는 효과는 더욱 커진다. 또한, 같은 견지로 경시크랙발생을 연구한 결과, 변형유기마르텐사이트와 대비하여 볼 때, 보다 부드러운 모재가 딥드로잉후에도 내경시크랙발생 또는 경시크랙발생저항에 있어 보다 좋은 결과를 가져다 줌을 알게 되었다.
변태에 의한 경화의 비율을 높이기 위해, 변태가능한 오스테나이트의 량이 또한 상기 변형저항외에도 중요하다. 본 발명자들은 변형에 의한 발생마르텐사이트의 변형저항에 대한 비율과 가공전에 존재하는 오스테나이트의 량의 두가지는 딥드로잉성을 판단하는데 고려해야 할 사항임을 규명하였다. 또한 이들 두가지는 다음의 관계를 만족하여야 하는 것임을 규명하였다.
220 Vg{300(2750Cg+600)/(HfVf+HbVb+HmVm)-1} 990
이때, 가공유기변형으로 생긴 마르텐사이트의 변형저항은 오스테나이트의 탄소농도 C 에 비례하는 것으로 추정된다. (2750Cg+600)MPa (더블유 시 레실, 경화이론, 금속 및 세라믹, 버크, 리드 및 바이스 등 참조) (시라큐스대학의 프레스 시라큐스, 뉴욕 1966, 46 페이지 참조) 또한, (HfVf+HbVb+HmVm) / 300(MPa) 는 모재의 변형저항으로 이용되었다. Hf는 페라이트결정립의 마이크로빅카스경도를 측정하여 얻은 수치이다. 그러나 Hb 와 Hm 의 경우에는 결정립이 작아서 직접 측정하기가 어려운 것이 일반적이다. 화학조성과 제조공정을 고려하여 예측하는 것 또한 쉽지 않다. 이에 따라 본 발명자들이 보다 주의 깊게 장시간 연구한 결과 Hb 와 Hm 은 각각 300 및 900으로 잡았을 때, 상기 공식은 화학조성과 제조공정과는 별도로 경시크랙발생과 딥드로잉성에 상관관계를 갖고 있음을 알게 되었다. 실제로, 본 발명에서는 페라이트가 주상을 이루고, 베이나이트와 마르텐사이트는 공정이 가진 특성 때문에 불가피한 상으로 발생된다. 그러나, 베이나이트와 마르텐사이트의 량이 적을수록 상은 좋아지기 때문에, 모재의 변형저항상의 이들 상의 영향은 상대적으로 작다. 따라서, 300 과 900 이라는 가정치는 Hb 와 Hm 에 대해 각각 충분할 정도다. 제2도에서와 같이, 이렇게 해서 얻어진 Vg 는 딥드로잉성 측정시 T 값과 양호한 관계를 갖고 있다.
여기에서 T 값이라 하는 것은 T = ( Pf - Pm ) / Pm 으로 나타나는 식에서 산출되는데, 여기에서 Pm 은 초기블랭크보지력(initial blank holder force)에서의 최대드로잉하중을 나타내고, : Pf는 위 블랭크보지력이 펀치의 어깨부파단을 일으키도록 한 후에 끌릴 때의 파단하중(breaking load)을 나타낸다.
이 경우, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1} 는 220을 넘어야 한다. 전술한 바와 같이 Vg 는 적어도 3% 이상이 되어야 한다. 이는 마르텐사이트에 대한 모재의 변형저항비가 충분히 높다는 전제하에서의 이야기다. 특히, Vg 값이 3%인 경우라도, 변형저항비 300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)이 작고 또한 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220을 밑돌 때, 딥드로잉성을 향상하거나 경시크랙발생에 대해 충분히 모재가 연하게 하는데 충분한 변태경화를 부여한다는 것은 불가능하다. 그 이유로, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 하한치는 220 이다.
이와는 달리, Vg 가 일정한 정수이면, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)}이 커지면 커질수록, 딥드로잉성은 좋아진다. 그러나 마르텐사이트의 변형저항이 변태전의 오스테나이트내의 탄소 C 농도에 좌우되기 때문에, Cg(중량%)는 상한치로서 실제로 존재한다. 오스테나이트에서의 C 량이 소요량보다 많은 량으로 풍부해지면, 모재를 연하게 해서 제조코스트를 증가시키므로, 따라서 이는 화학조성과 본발명상의 공정으로 보아 비현실적이다. 본 발명으로 얻어지는 Vg 는 30% 미만이고, Vg 와 Cg 의 증가에도 한계가 있다. 이런 점에서, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}을 불필요한 정도로 증가시키는 것은 비현실적이고, 따라서, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 상한치를 990으로 한다.
(4) Vg/C
가공전 강판에서 오스테나이트의 용적분율 Vg(용적%)과 오스테나이트에서의 탄소 C의 부화(enrichment)는 본 발명상의 드로잉성과 스트렛칭성과 같은 성형성의 향상에 또한 중요하다. 통상 마지막으로 얻어지는 오스테나이트의 증가가 강판의 평균탄소 C 량을 증가시켜준다. 이 경우, 오스테나이트의 C 량을 낮추는 것보다 오스테나이트자체가 다량 존재하는 것이 오스테나이트의 안정성을 해치는 결과를 가져온다. 탄소(중량)량으로 오스테나이트의 량Vg을 나누어 얻어지는 값 Vg/C 가 120을 넘으면, 오스테나이트의 안정성은 나빠진다. 이는 강판의 스트렛칭성도 악화시키고, 나아가 Vp/Vs를 증가시켜 딥드로잉성까지 열화시킨다. 이러한 이유 때문에 Vg/C 의 상한치는 120 으로 잡는다.
본 발명상의 실험에 따른 결과를 보면, 오스테나이트에서의 C 량은 막연히 불일정하게 증가될 수 없음을 알 수 있었다. 가능한 범위내에서라면 오스테나이트의 C 량이 높을수록 강판의 딥드로잉성은 좋아진다. 그러나, Vg 가 낮아져서 Vg/C 가 40 미만으로 될 때에는, 마르텐사이트, 세멘타이트 등과 같은 조직이 생겨 모상을 경화시키고, 그 결과 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 값을 낮추게 한다. 이는 곧 딥드로잉성과 경시크랙발생 저항성을 현저히 악화시키고 강판의 스트렛칭성 또한 열화시키므로, Vg/C 의 하한치는 40 으로 한다.
(5) 화학조성
탄소(C) 함유량 :
오스테나이트를 안정시키는데 있어 탄소(C)는 다른 고가의 합금을 첨가하지 않고도 오스테나이트를 안정시키고 실온에서 오스테나이트를 잔류시키는데 이용되는 본 발명상 가장 중요한 원소의 하나이다. 열처리로 오스테나이트부터 페라이트로의 변태를 이용하여 오스테나이트 중의 C 농도를 높이면 오스테나이트의 안정화가 도모된다. 탄소 C 는 오스테나이트의 용적분율에 영향을 미칠 뿐 아니라, 오스테나이트중에 C가 농화되게 하는 것으로도 오스테나이트의 안정성이 증가되고, 가공유기마르텐사이트의 변형저항이 증가한다. 평균 C 량이 0.04중량% 미만에서는, 최종적으로 얻어지는 오스테나이트의 용적분율이 높을 때 2~3% 이고, 또한 오스테나이트로 불안정하게 되고, 또한 가공유기마르텐사이트의 변형저항도 비교적 작아진다. 다시말해, Vg/C 는 40 미만으로 하거나 Vp/Vs 는 0.8을 초과하게 하거나 Vg300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1가 220을 넘지 않으면, 만족스런 딥드로잉성, 경시크랙발생, 스트렛칭성, 연성의 어느것도 기대할 수 없다. 따라서, C 첨가량의 하한치는 0.04 중량% 이다. 최대 잔류오스테나이트 용적분율은 평균 탄소 C 량의 증가로 증가되어 오스테나이트가 안정되나 용접성이 열화된다. 특히 C 0.23 중량% 에서는 용접성의 열화가 현저하기 때문에 C 첨가량의 상한치는 0.23 중량% 로 잡는다.
Si과 Al 함유량 :
Si과 Al은 다 같이 페라이트안정화원소이고, 본 발명의 대상이 되는 페라이트를 주상으로 하는 강판제조에 유효한 첨가원소이다. 또한, Si 도 Al도 세멘타이트 등의 탄화물의 생성을 억제하고, 따라서 C 의 낭비를 방지한다. 그러나 이들 원소의 첨가량은 단독 또는 둘다 모두 합하여 첨가할 경우 0.3중량% 이하인 경우에도 탄화물과 마르텐사이트가 형성되기 쉬워 모재의 경화를 초래하고 아울러 오스테나이트량의 감소 또는 형성초기단계에서부터 거의 완전에 가까울 정도의 변태를 초래한다. 다시 말하면, 오스테나이트의 용적분율은 3% 미만, 또는 Vg/C 는 40 미만, 또는 Vp/Vs 0.8을 넘거나 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220을 넘지 않을 경우, 만족스런 딥드로잉성이나 연성이나 스트렛칭성 그 어느하나 기대할 수 없게 된다. 이러한 이유 때문에, Si 과 Al 의 첨가량은 둘 중 하나든, 둘다 첨가하든 관계없이 0.3 중량 %를 하한치로 한다.
실리콘과 알미늄의 첨가량이 둘 중 한가지든 2가지 모두이든 어느 경우에나 3.0 중량%를 초과할 때에는, 모재의 변형저항이 높아지기 때문에, 딥드로잉성의 향상효과는 불만족스럽게 되고 항장력 또한 현저히 낮아지고, 강의 제조코스트는 증가되며, 변환처리능도 악화된다.(Si의 경우) 따라서, 상기 첨가량의 상한치는 3.0 중량% 로 한다.
Mn, Ni, Cu, Cr, Mo 성분함유량 :
이들 원소도 Si 과 Al 과 같이 탄화물의 생성을 지연시키는 역할을 하므로, 오스테나이트의 잔류에 공헌하는 첨가원소이다. 여기에 덧붙여, 이들의 합금원소는 오스테나이트의 안정성을 높여주기 때문에 수축플랜지변형저항의 감소에도 유효한 원소이다. 다시말해, 용접성이라는 관점에서 C 함량상에 제한이 있으며, 이들 원소들을 사용하는게 효과적이다. 그러나, 이들 첨가원소의 첨가량의 합계가 0.5 중량% 미만이면, 그 효과가 불만족스럽게 된다. 다시말해, 저탄소함량인 경우, 오스테나이트의 체적분율은 3% 미만이거나, Vg/C 가 40 미만이거나 Vp/Vs 가 0.8을 초과하거나 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}이 220을 넘지 않게 되므로서, 딥드로잉성, 연성, 스트렛칭 그 어느것도 기대할 정도로 얻을 수 없기 때문에, 이들 원소의 첨가량의 합계는 0.5 중량%를 하한치로 한다.
한편, 이들 원소의 합금첨가량의 합계가 3.5중량%를 넘으면, 모상이 경화되어 딥드로잉성에 대한 변태의 기여가 저하하는 외에도, 강재의 코스트상승을 초래한다.
따라서, 이들 합금원소첨가의 합계량의 상한치를 3.5중량%로 한다.
Nb, Ti, V 함유량 :
이들 원소는 탄화물, 질화물 또는 탄질화물(carbonitrides)을 형성하고, 강재의 고강도화가 매우 효과적이다. 그러나, 이들 원소의 첨가량이 합계 0.2중량%를 넘을 경우에는 강재의 코스트상승을 가져올 뿐아니라, 모상의 변형저항이 필요이상으로 증가하고, 불필요하게 C를 낭비하게 된다. 다시말해, 오스테나이트 용적분율이 3% 미만이 되거나, Vg/C 가 40 이하이거나 Vp/Vs 가 0.8을 초과하거나 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}이 220을 밑돌거나 하면, 딥드로잉성도, 연성도, 스트렛칭성도 기대치 만큼 얻어지지 않으므로 이들 원소의 합계첨가량의 상한치를 0.2중량%로 잡았다.
P 함유량 :
인(P)은 강제품을 강화시키는 데 첨가되는 값싼 원소이나, 0.2중량% 이상 첨가하면 제조코스트가 올라감은 물론 페라이트의 변형저항이 필요이상으로 높아져서, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220을 넘지 않게 되고, 양호한 딥드로잉성을 얻지 못하게 한다. 또한, 경시크랙발생(season cracking)의 악화가 심해져서 그 P 의 첨가상한치를 0.2중량%로 한다.
(6) 제조공정
상술한 요구에 따라 규정되는 화학조성을 가진 강은 슬라브로 주조되고 다음 실온으로 냉각된 후, 다시 1,100℃이상으로 재가열된 후 열간압연된다. 그런다음 이 슬라브는 조압연의 내측상에서 온도 1,100℃이상으로 온도가 보증되면서 냉각없이 열간압연된다. 이 두가지 방법은 본 발명의 범위내에서 현미경적조직과 성질을 부여할 수 있다. 냉각된 슬라브의 재가열에서, 재가열온도가 1,100℃이하가 되면, 그리고 조압연의 입구측에서의 온도가 1,100℃이상이 유지될 수 없으면, 유화망간(MnS)과 같은 게재물이 미세하게 분산되어 제품의 모상이 경화되게 한다. 환원하면, Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이상되지 않기 때문에, 딥드로잉성과 경시크랙현상이 악화된다. 이 때문에 가열온도의 하한치와 조압연의 입구측상의 온도의 하한치는 1,100℃이다. 또한 냉각없이 슬라브를 열간압연할 경우, 온도가 조압연의 입구측에서 1,100℃이상이 보증되지 않을 경우, 딥드로잉성과 경시크랙발생현상이 같은 이유로 악화된다. 따라서, 조압연입구의 온도하한치는 1,100℃로 한다. 이들 현상을 피하기 위해, 열간압연단계의 입구측상의 슬라브온도에 따라 가열로에서의 온도를 제어할 수 있다.
열간압연 후, 강대를 권취하는데, 이 권취온도가 350℃ 아래로 내려가면, 열간압연 강판의 강도가 높아져서 냉간압연 부하를 증가시키므로써 생산성을 저하시키고, 동시에 냉간압연시 폭방향에서의 강판 가장자리에 크랙이 발생하는 원인을 만든다. 따라서, 권취온도의 하한치는 350℃이다. 이와달리, 권취온도가 750℃를 넘게 되면, 망간(Mn)과 같은 오스테나이트 안정원소가 열간압연강판의 펄라이트에서 필요량보다 더 풍부해지기 때문에, 냉간압연 후의 아닐링단계에서 페라이트의 형성을 억제하게 되어 코일의 길이방향으로 재료의 품질상의 불균일성을 증가시킨다. 이러한 이유 때문에, 권취온도 상한치는 750℃이다. 이어지는 냉간압연에서, 냉간압연의 감면율이 35%미만이 되면, 균일한 재결정페라이트 미세조직(homogeneous recrystallized ferrite microstructure)이 얻어지지 않고 재료품질상의 불균일상과 비등방성(anisotropy)이 커진다. 이 때문에 냉간압연에서의 감면율의 하한치는 35℃이다. 그 반면, 냉간압연에서의 감면율이 85%를 넘으면, 냉간압연단계에서의 부하는 과도하게 증가되어 제조코스트를 증가시키게 되므로 냉간압연에서의 감면율상한치는 85%로 잡는다.
아닐링단계로 들어가면, 예측한 대로의 미세조직이 기열에 의하여 Ac1~Ac3점의 페라이트 +오스테나이트의 2상역(two-phase region)으로 형성된다. Ac1점 아래로 가열하면, 냉각에 의해 페라이트의 용적분율을 제어하기가 어렵다. 따라서, 온도의 상한치와 하한치는 각각 Ac1과 Ac3로 잡는다.
2상역으로 가열한 후에는 2가지 단계를 냉각하는데, 첫 번째 단계는 1℃/sec 미만의 냉각속도나 200℃/sec 초과의 냉각속도를 얻기가 현실적으로 어렵기 때문에, 냉각속도의 하한치와 상한치를 각각 1℃/sec 와 200℃/sec 로 잡는다. 그러나 이 경우 점진적인 냉각이 페라이트형성을 가속화시키므로 오스테나이트를 안정시켜주므로 통상의 안정된 냉각속도를 고려하여 제 1 단계에서의 냉각속도는 통상 1℃/sec~10℃/sec 로 한다. 이러한 점진적 냉각에서, 제 1 단계에서의 냉각은 550~720℃의 온도범위에서 종료하여야 한다. 냉각종료온도가 720℃를 넘게 되면, 제 1 단계에서의 점진적 냉각의 효과는 얻어질 수 없다. 따라서, 제 1 단계에서의 냉각종료온도의 상한치는 720℃로 한다. 그 반면, 냉각종료온도가 550℃ 아래로 내려가면, 점진적 냉각(모상이 경화됨) 중에 퍼얼라이트변태가 진행된다. 그 결과 오스테나이트의 안정화에 필요한 잉여탄소(C) 가 생기게 된다. 다시말하면, 오스테나이트의 용적분율은 3% 미만이거나 Vg/C 가 40 미만이거나 Vp/Vs 가 0.8을 초과하거나 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이상이 안되도록 하므로써 양호한 딥드로잉성도 양호한 연성도, 양호한 스트렛칭성도 기대할 수 없게 된다. 그렇기 때문에 냉각종료온도는 제 1 단계에서는 550℃를 하한치로 한다.
다음, 이어서 이루어지는 제 2 단계 냉각은 퍼얼라이트의 생성을 피하기 위하여 높은 냉각속도로 처리해야 한다. 냉각속도가 10℃/sec 미만이면, 퍼얼라이트변형이 냉각중 (모상이 경화됨) 진행되고 그 결과 오스테나이트의 안정화에 필요한 잉여탄소(C)를 만든다. 이 또한 강판의 딥드로잉성을 해치게 되는 것이다. 따라서, 제 2 단계에서의 냉각속도의 하한치는 10℃/sec 로 한다. 여기에서 또한, 냉각속도의 상한치는 실질적 견지에서 200℃/sec 로 하는데, 냉각이 온도가 250℃미만에서 계속되는 한 남아있는 미변태오스테나이트는 마르텐사이트 변태하여 모상을 경화시켜서 딥드로잉성을 악화시킨다. 이러한 이유 때문에, 냉각종료온도의 하한치는 250℃로 한다. 그 반면, 제 2 단계에서의 냉각종료온도가 500℃를 초과하면, 세멘타이트를 포함하는 베이나이트변태가 진행되어 퍼얼라이트가 형성되는 경우에서와 같이 잉여탄소(C)를 만들게 된다. 다시말해, 오스테나이트의 용적분율은 3%미만, 또는 Vg/C 가 40 미만, 또는 Vp/Vs 가 0.8 초과 또는 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이하로 되게 되므로써 딥드로잉성, 경시크랙발생저항성 등을 해치게 되므로, 냉각종료온도는 제 2 단계에서 500℃를 상한치로 한다.
상기 온도로 냉각한 다음, 오스테나이트에서의 C 의 풍부함은 베이나이트변태로 가속화된다. 최종강판의 성질은 베이나이트변태에 대한 온도가 냉각종료온도와 같거나 또는 그보다 높거나 하면 그 온도범위가 300~500℃ 의 범위에 있는 한 변하지 않는다. 이 경우, 베이나이트변태처리가 300℃온도 아래에서 이루어지면, 마르텐사이트에 가까운 단단한 베이나이트나 마르텐사이트 그 자체가 형성되는데, 이렇게 되면 모상의 변형저항을 필요이상으로 증가시키고, 동시에 베이나이트에 세멘타이트 같은 탄화물의 석출을 가져와서 잉여탄소(C)를 만들게 된다. 다시말하면, 오스테나이트의 용적분율을 3%미만 또는 Vg/C 40미만 또는 Vp/Vs 0.8 초과, 또는 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이상되지 않게 되어 딥드로잉성, 경시크랙발생저항성 등이 악화된다. 따라서, 베이나이트변태처리온도의 하한치는 300℃로 한다. 그 반면, 베이나이트변태처리온도가 500℃을 넘을 때에는 전술한 바와 같이, 세멘타이트를 포함하는 베이나이트의 변태가 진행되어 퍼얼라이트형성에서와 같이 잉여탄소(C)를 만들므로써 Vg/C 40 미만 또는 Vp/Vs 0.8 초과, 또는 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이상 되제 않게 되므로 이에 따라 베이나이트변태처리온도의 상한치를 500℃ 로 한다. 이 온도로 유지하기 위해 일정온도로 또는 온도범위에서 점진적 냉각으로 수행하든가 한다.
한편, 위 온도에서의 보지시간이 15 초 미만일 경우에는, 오스테나이트속의 탄소(C)부화가 불만족스럽게 되어 그 결과 마르텐사이트의 증가를 가져오고 이는 다시 모상의 변형저항을 증가시킨다. 다시말해, 오스테나이트의 용적분율을 3% 미만, Vg/C 40미만 또는 Vp/Vs 0.8 초과, 또는 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 220 이상 되지 않으므로써 딥드로잉성, 경시크랙발생저항성이 나빠진다. 이러한 이유 때문에, 보지시간(holding time)의 하한치는 15초(sec)이다. 이와달리 이 보지시간이 15분(min.)을 초과할 때에는 세멘타이트와 같은 탄화물이 석출되고, 탄소(C)가 풍부한 오스테나이트로부터 이러한 석출이 일어난다. 이는 잔류오스테나이트의 량을 줄이고 모상의 경도를 증가시킨다. 여기에서도 또한 딥드로잉성, 경시크랙발생저항성이 나빠지므로 보지시간의 상한치는 15 분으로 한다.
상기 단계들 중에서 냉간압연 후의 아닐링열처리사이클이 제1도에 도시되어 있다. 이 그림에서, Ts(℃) : 2 역(Ac1~Ac3)에서의 보지온도, ts(sec) : 2상역(30초~5분)에서의 보지시간, CR1(℃/sec) : 제 1 단계 (1~200℃/sec) 에서의 냉각시간, Tq(℃) : 제 1 단계 (550~720℃)에서의 냉각종료온도, CR2(℃/sec) : 제 2 단계 (10~200℃/sec) 에서의 냉각속도 Tc(℃) : 제 2 단계 (250~500℃/sec)에서의 냉각종료온도, Tb(℃) : 베이나이트처리온도(300~500℃), tb(sec) : 베이나이트처리시간(15초~15분)을 가리킨다.
표 1에서 나타나 있는 열연강판을 이용하여 표 2에서 명시한 일련의 처리방법으로 처리하고, 이 처리된 강판의 딥드로잉성, 오스테나이트량, 오스테나이트내의 탄소(C)함량을 조사하였다. 그 결과는 표 2에 나타나 있다.
오스테나이트의 용적분율은 몰리브덴 Mo 의 Ka선(線)을 이용하여 페라이트의 (200)와 (211)면, 오스테나이트(200), (220), (311)면의 적분강도로부터 구했다. 표 2 의 Vp, Vs 는 각각, 평면스프레인 인장강도, 수축플랜지변형에서의 상당소성스트레인 1.15 Eu 에서의 오스테나이트용적분율이다. 또한, Vg는 실온에서의 변형전의 오스테나이트의 체적분율이다. 오스테나이트 중의 탄소 C 농도 Cg% 는 코발트 Co 의 Ka선을 이용하여 오스테나이트의 (002), (022), (113), (222) 면의 반사각도를 측정하고, 격자상수를 구하고, 격자상수 = 3.572 + 0.033 Cg%의 관계를 이용하여 구하였다. 한편, 표 2 중에서 * 로 나타낸 Cg% 는 오스테나이트가 존재하지 않거나 량이 적기 때문에 측정할 수 없었던 것을 말한다.
Vf, Vb 및 Vm 은 포토마이크로그라프(photomicrograph) 및 Hf 는 마이크로빅카스경도이다. Hb 는 300 이었고 Hm 은 900 이었다. Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}에서 * 표는 Cg 가 측정불가능한 예를 나타낸다.
딥드로잉성은 직경 50mm를 가진 원통형 딥드로잉용구를 이용하여, TZP 시험으로 T 값으로 평가하였다. 이 때 블랭크(blank) 는 직경 96mm 의 원형, 윤할은 방청유, 초기의 주름압입력(initial blank holder force)은 0.9 톤(ton), 최대드로잉하중점(maximum drawing load point) 이후의 주름압입력은 19 톤(ton)으로 하였다. 표 2에서 T 값(%)에서 ** 표로 나타낸 것은 최대드로잉 하중점 이전에 파단이 일어났거나 파단 하중이 최대드로잉하중이하의 값을 나타낸 것으로, 비교적 딥드로잉성이 열화된 경우를 가리킨다.
표 1 과 표 2 의 밑줄친 부분의 수치는 본 발명의 범위로부터 벗어난 것을 나타낸다. 표 2 로부터, 본 발명조건을 만족하는 강판은 높은 딥드로잉성 T 값(%)을 가지기 때문에, 딥드로잉성이 우수함을 알 수 있다. 또한, T 값이 높은 것은 강도의 비율로 성형하중을 줄일 수 있음도 나타내고 있기 때문에, 당연한 일이지만, 본 발명강은 딥드로잉성형에 적합함을 알 수 있다.
Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 값이 본 발명상의 범위에 벗어나는 강판에서, 또한 Vg/C 가 본 발명에 명시된 상한치를 넘어가는 강판에서는 드로잉비(draw ratio) 1.7 에서의 드로잉으로 준비된 제품에서 경시크랙이 발생했다. 또한, Vp/Vs 또는 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 본 발명의범위를 벗어나는 강은 낮은 T 값을 가지고 또는 빈약한 경시크랙발생저항을 가졌다.
이와같이, 본 발명상의 강은 매우 우수한 딥드로잉성과 경시크랙발생저항을 가지고 있음을 분명히 알 수 있고 따라서 딥드로잉에 적합함을 알 수 있다.
제 17번강 시편, 즉 Vp/Vs 가 본 발명범위내에 있어도 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}의 값이 본 발명을 벗어난 이 시편과, 또한 Vg{300(2750Cg + 600) / (HfVf + HbVb + HmVm)-1}가 본 발명범위내에 있어도 Vp/Vs 비가 본 발명의 범위 밖으로 벗어난 제 20 번강 시편의 두가지는 모두 낮은 T 값(%)을 가지고 있어 경시크랙발생을 일으켰음이 나타나 있다.
실시예중에서, 강 K, L 은 열처리조건을 적정하게 선택하는 것으로, 양호한 특성(T값)을 얻을 수는 있으나, C량이 용접성을 현저히 열화시킨다. 본 발명의 C 량의 상한은 0.23 중량%를 넘기 때문에 본 발명의 범위외에 있다. 또한, 표 2 의 No.20 의 예에서는, t b 가 본 발명의 범위외로 되어있으므로 필요이상으로 마르텐사이트의 면적을 Vm% 가 커지고, 또한, Vg/C 의 값이 본 발명의 상한치 120을 넘기 때문에, 크랙발생의 염려가 커서 T값은 양호해도 본 발명의 버위외에 있다. 이상의 예를 제하면, 본 발명강은 모두 딥드로잉성과 가공성의 지표인 T 값이 37 이상임에 대하여 비교강은 모두 T 값이 24 이하로 작은 값이 되어 있다.
이중에서 열처리조건에 관해서는, 특히 강 F 에 대한 예를 나타내고 있는데, 표 2 의 No.10~No.21 에서와 같이, No.10 에는 TC 가 No.11 에는 CR 가, No.12 와 No.13 에서는 TS 가, No.14 에서는 ts 가, No.15 에서는 CR1 과 CR2 가, No.16 에서는 CR2 가, No.17 에서는 Tg 가, No.18 과 No.19 에서는 Tc 와 Tb 가, No.20 과 No.21 에서는 tb 가 각각 본 발명의 범위외에 있으므로, 양호한 딥드로잉가공성을 나타내는 지표인 높은 T 값이 얻어지지 않는다.
이상 기술한 바와 같이 본 발명은 고강도로 딥드로잉성이 우수하고, 또한 강도에 비해 성형하중이 작은 강판을 제공하고, 예컨대 자동차부품에 적용하는 것으로 자동차 차체의 경량화 및 자동차의 생산성향상에 크게 공헌할 수 있다.

Claims (11)

  1. 0.04~0.25 중량% C의 합계가 0.3~3.0 중량% 으로 되는 Si, Al 중 어느 하나이상의 원소를 기본적으로 포함구성하고, 나머지성분은 Fe 및 불가피함유불순물로 구성되며, 아울러 페라이트를 주상(가장 높은 용적분율을 가진 상)을 하고, 나머지는 3 용적% 미만의 불가피발생상으로서의 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 가지고 : 오스테나이트용적분률 Vp[용적%로서 이는 스트레인 비 = (평면내 최소기본스트레인 / 평면내 최대기본스트레인) = 0 ] 으로 되는 평면스트레인 인장변형이 Eu(단일축인장시의 균일한 연신의 대수스트레인)의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인까지 가공한 경우의 가공유기변태에 의한 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.)을 오스테나이트의 용적분율 Vs[용적%로서 이는 수축플랜지변형시의 스트레인 비 = -4~-1 가 1.15 Eu 배에 상당하는 상당소성스트레인이 주어질 때까지의 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.]로 나눈 값, 즉 Vp/Vs 가 0.8 이상이 되지 않고, 또한, 다음의 공식으로 표시되는 조건을 만족하는 다수의 상(phase)을 가지는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판.
    220 Vg{300(2750Cg + 600)/(HfVf + HbVb + HmVm)-1} 990
    여기에서, Vg : 가공전 오스테나이트의 용적분율 (용적%)
    Cg : 오스테나이트의 탄소(C)량 (중량%)
    Vf : 가공전 페라이트의 용적분율 (용적%)
    Hf : 페라이트의 빅카스 경도 (빅카스 경도)
    Vb : 가공전 베이나이트의 용적분율 (용적%)
    Hb : 베이나이트의 경도 (빅카스 경도)
    Vm : 가공전 마르텐사이트의 용적분율 (용적%)
    Hm : 마르텐사이트의 경도 (빅카스 경도)
  2. 제1항에 있어서, 상기 구성조직에서 가공전에 오스테나이트의 용적분율 Vg(용적%)를 탄소함유량(중량%)으로 나눈값 Vg/C 는 40~120 의 범위에 있는 것을 특징으로 하는 고강도강판.
  3. 0.04~0.25 중량% C와, 합계가 0.3~3.0 중량%로 되는 Si, Al 중 어느 하나이상의 원소를 기본적으로 포함구성하고, 또한, Mn, Ni, Cu, Cr, 및 Mo 으로부터 선택되는 하나이상의 구성원소의 량이 0.5~3.5중량% 포함구성하고, 나머지성분은 Fe 및 불가피불순물로 구성되도록 하며 아울러 페라이트를 주상(가장 높은 용적분율을 가진 상)을 하고, 나머지는 3 용적% 미만의 불가피발생상으로서의 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 가지고 : 오스테나이트용적분률 Vp[용적%로서 이는 스트레인 비 = (평면내 최소기본스트레인 / 평면내 최대기본스트레인) = 0 ] 으로 되는 평면스트레인 인장변형이 Eu(단일축인장시의 균일한 연신의 대수스트레인)의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인까지 가공한 경우의 가공유기변태에 의한 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.)을 오스테나이트의 용적분율 Vs[용적%로서 이는 수축플랜지변형시의 스트레인 비 = -4~-1 가 1.15 Eu 배에 상당하는 상당소성스트레인이 주어질 때까지의 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.]로 나눈 값, 즉 Vp/Vs 가 0.8 이상이 되지 않고, 또한, 다음의 공식으로 표시되는 조건을 만족하는 다수의 상(phase)을 가지는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판.
    220 Vg{300(2750Cg + 600)/(HfVf + HbVb + HmVm)-1} 990
    여기에서, Vg : 가공전 오스테나이트의 용적분율 (용적%)
    Cg : 오스테나이트의 탄소(C)량 (중량%)
    Vf : 가공전 페라이트의 용적분율 (용적%)
    Hf : 페라이트의 빅카스 경도 (빅카스 경도)
    Vb : 가공전 베이나이트의 용적분율 (용적%)
    Hb : 베이나이트의 경도 (빅카스 경도)
    Vm : 가공전 마르텐사이트의 용적분율 (용적%)
    Hm : 마르텐사이트의 경도 (빅카스 경도)
  4. 0.04~0.25 중량% C와, 합계가 0.3~3.0 중량%로 되는 Si, Al 중 어느 하나이상의 원소를 기본적으로 포함구성하고, 또한, Nb, Ti, V 및 P 로부터 선택되는 하나이상의 구성원소의 량이 0.20 중량%이하로 포함구성하고, 나머지성분은 Fe 및 불가피불순물로 구성되도록 하며, 아울러, 페라이트를 주상(가장 높은 용적분율을 가진 상)을 하고, 나머지는 3 용적% 미만의 불가피발생상으로서의 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 가지고 : 오스테나이트용적분률 Vp[용적%로서 이는 스트레인비 = (평면내 최소기본스트레인 / 평면내 최대기본스트레인) = 0 ] 으로 되는 평면스트레인 인장변형이 Eu(단일축인장시의 균일한 연신의 대수스트레인)의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인까지 가공한 경우의 가공유기변태에 의한 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.)을 오스테나이트의 용적분율 Vs[용적%로서 이는 수축플랜지변형시의 스트레인 비 = -4~-1 가 1.15 Eu 배에 상당하는 상당소성스트레인이 주어질 때까지의 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.]로 나눈 값, 즉 Vp/Vs 가 0.8 이상이 되지 않고, 또한, 다음의 공식으로 표시되는 조건을 만족하는 다수의 상(phase)을 가지는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판.
    220 Vg{300(2750Cg + 600)/(HfVf + HbVb + HmVm)-1} 990
    여기에서, Vg : 가공전 오스테나이트의 용적분율 (용적%)
    Cg : 오스테나이트의 탄소(C)량 (중량%)
    Vf : 가공전 페라이트의 용적분율 (용적%)
    Hf : 페라이트의 빅카스 경도 (빅카스 경도)
    Vb : 가공전 베이나이트의 용적분율 (용적%)
    Hb : 베이나이트의 경도 (빅카스 경도)
    Vm : 가공전 마르텐사이트의 용적분율 (용적%)
    Hm : 마르텐사이트의 경도 (빅카스 경도)
  5. 0.04~0.25 중량% C와, 합계가 0.3~3.0 중량%로 되는 Si, Al 중 어느 하나이상의 원소를 기본적으로 포함구성하고, 또한, Mn, Cr, Mo 으로부터 선택되는 하나이상의 구성원소와 0.5~3.5중량% 및 Nb, Ti, V, P 로부터 선택되는 하나이상의 원소가 0.20중량% 이하로 포함구성되며, 나머지성분은 Fe 및 불가피불순물로 구성되도록 하며 아울러, 페라이트를 주상(가장 높은 용적분율을 가진 상)을 하고, 나머지는 3 용적% 미만의 불가피발생상으로서의 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 가지고 : 오스테나이트용적분률 Vp[용적%로서 이는 스트레인비 = (평면내 최소기본스트레인 / 평면내 최대기본스트레인) = 0 ] 으로 되는 평면스트레인 인장변형이 Eu(단일축인장시의 균일한 연신의 대수스트레인)의 1.15 배에 상당하는 소성스트레인까지 가공한 경우의 가공유기변태에 의한 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.)을 오스테나이트의 용적분율 Vs[용적%로서 이는 수축플랜지변형시의 스트레인 비 = -4~-1 가 1.15 Eu 배에 상당하는 상당소성스트레인이 주어질 때까지의 오스테나이트의 용적분율을 가리킨다.]로 나눈 값, 즉 Vp/Vs 가 0.8 이상이 되지 않고, 또한, 다음의 공식으로 표시되는 조건을 만족하는 다수의 상(phase)을 가지는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판.
    220 Vg{300(2750Cg + 600)/(HfVf + HbVb + HmVm)-1} 990
    여기에서, Vg : 가공전 오스테나이트의 용적분율 (용적%)
    Cg : 오스테나이트의 탄소(C)량 (중량%)
    Vf : 가공전 페라이트의 용적분율 (용적%)
    Hf : 페라이트의 빅카스 경도 (빅카스 경도)
    Vb : 가공전 베이나이트의 용적분율 (용적%)
    Hb : 베이나이트의 경도 (빅카스 경도)
    Vm : 가공전 마르텐사이트의 용적분율 (용적%)
    Hm : 마르텐사이트의 경도 (빅카스 경도)
  6. 딥드로잉에 적합한 고강도강판의 제조방법에 있어서, 그 화학성분은 0.04~0.25 중량% C, 합계 0.3~3.0 중량%의 Si, Al 중 하나이상의 원소, 그리고 나머지는 잔부 Fe 및 기타 불가피함유불순물로 이루어지는 용강을 주조하여 슬라브로 만드는 공정과 ; 한번 냉각하고 다음 슬라브를 1100℃ 이상의 온도를 가열하든가 아니면 냉각없이 조압연의 입구측의 온도를 1100℃ 이상으로 보지하여 열간압연을 수행하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 350~750℃ 의 온도범위에서 권취하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 35~85% 감면율로 냉간압연하는 공정과 ; 냉간압연된 강대를 연속아닐링로로 이송하여 여기에서 Ac1~Ac3온도에서 30초~5분간 열처리한 뒤 550~720℃ 로 1~200℃/sec 의 냉각속도로 냉각한 다음, 다시 10~200℃/sec 의 냉각속도로 250~5 00℃ 의 온도로 냉각시키고, 다음 300~500℃의 온도범위로 하는 15초~15분간 보지한 후 실온으로 냉각시키는 공정의 제단계로 구성되는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 냉압연강대는 특히 Ac1~Ac3온도에서 30초~5분간 아닐링로에서 아닐링처리한 다음 550~720℃ 의 온도범위에서 1~10℃/sec 의 냉각속도로 냉각되도록 한 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
  8. 제1항에 있어서, 상기 냉간압연된 강대는 아닐링로에서 나온 다음 25℃ 이상 500℃ 미만의 온도에서 10~200℃/sec 의 냉각속도로 냉각하고, 다음15초~15분간 300~500℃의 온도에서 보열한 다음 냉각종료온도이상에서 방치되도록 한 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
  9. 딥드로잉에 적합한 고강도강판의 제조방법에 있어서, 그 화학성분은 0.04~0. 25 중량% C 와, 합계 0.3~3.0 중량% 의 Si, Al 중 하나이상의 원소, 또한 Mn, Ni, Cu, Cr, Mo 중에서 선택되는 하나이상의 원소의 총량이 0.5~3.5중량% 와, 그리고 나머지는 잔부 Fe 및 기타 불가피함유불순물로 이루어지는 용강을 주조하여 슬라브로 만드는 공정과 ; 한번 냉각하고 다음 슬라브를 1100℃ 이상으로 가열하든가 아니면 냉각없이 조압연의 입구측의 온도를 1100℃ 이상으로 보지하여 열간압연을 수행하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 350~750℃ 의 온도범위에서 권취하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 35~85% 감면율로 냉간압연하는 공정과 ; 냉간압연된 강대를 연속아닐링로로 이송하여 여기에서 Ac1~Ac3온도에서 30초~5분간 열처리한 뒤 550~720℃ 로 1~ 200℃/sec 의 냉각속도로 냉각한 다음, 다시 10~200℃/sec 의 냉각속도로 250~500℃ 의 온도로 냉각시키고, 다음 300~500℃의 온도범위로 하는 15초~15분간 보지한 후 실온으로 냉각시키는 공정의 제단계로 구성되는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
  10. 딥드로잉에 적합한 고강도강판의 제조방법에 있어서, 그 화학성분은 0.04~0.25 중량% C 와, 합계 0.3~3.0 중량% 의 Si, Al 중 하나이상의 원소와, 또한 Nb, Ti, V 및 P 중에서 선택되는 하나이상의 원소의 총량이 0.20중량%이하로 포함구성되며, 그리고 나머지는 잔부 Fe 및 기타 불가피함유불순물로 이루어지는 용강을 주조하여 슬라브로 만드는 공정과 ; 한번 냉각하고 다음 슬라브를 1100℃ 이상으로 가열하든가 아니면 냉각없이 조압연의 입구측의 온도를 1100℃ 이상으로 보지하여 열간압연을 수행하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 350~750℃ 의 온도범위에서 권취하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 35~85% 감면율로 냉간압연하는 공정과 ; 냉간압연된 강대를 연속아닐링로로 이송하여 여기에서 Ac1~Ac3온도에서 30초~5분간 열처리한 뒤 550~720℃ 로 1~200℃/sec 의 냉각속도로 냉각한 다음, 다시 10~200℃/sec 의 냉각속도로 250~500℃ 의 온도로 냉각시키고, 다음 300~500℃의 온도범위로 하는 15초~15분간 보지한 후 실온으로 냉각시키는 공정의 제단계로 구성되는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
  11. 딥드로잉에 적합한 고강도강판의 제조방법에 있어서, 그 화학성분은 0.04~ 0.25 중량% C 와, 합계 0.3~3.0 중량% 의 Si, Al 중 하나이상의 원소, 또한, Mn, Ni, Cr, Mo 중에서 선택되는 하나이상의 원소가 0.5~3.5중량%, 그리고 Nb, Ti, V 및 P 중에서 선택되는 하나이상의 원소의 총량이 0.20중량% 이하로 포함구성되며, 그리고 나머지는 잔부 Fe 및 기타 불가피함유불순물로 이루어지는 용강을 주조하여 슬라브로 만드는 공정과 ; 한번 냉각하고 다음 슬라브를 1100℃ 이상으로 가열하든가 아니면 냉각없이 조압연의 입구측의 온도를 1100℃ 이상으로 보지하여 열간압연을 수행하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 350~750℃ 의 온도범위에서 권취하는 공정과 ; 열간압연된 강대를 35~85% 감면율로 냉간압연하는 공정과 ; 냉간압연된 강대를 연속아닐링로로 이송하여 여기에서 Ac1~Ac3온도에서 30초~5분간 열처리한 뒤 550~720℃ 로 1~200℃/sec 의 냉각속도로 냉각한 다음, 다시 10~200℃/sec 의 냉각속도로 250~500℃ 의 온도로 냉각시키고, 다음 300~500℃의 온도범위로 하는 15초~15분간 보지한 후 실온으로 냉각시키는 공정의 제단계로 구성되는 것을 특징으로 하는 딥드로잉용 고강도강판의 제조방법.
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