KR100334949B1

KR100334949B1 - 동적변형 특성이 우수한 듀얼 페이즈형 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100334949B1
Application number: KR1019997008474A
Authority: KR
Inventors: 우에니시아끼히로; 다까하시마나부; 구리야마유끼히사; 사꾸마야수하루; 가와노오사무; 와끼따주니찌; 마부찌히데사또
Original assignee: 아사무라 타카싯; 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 1997-03-17
Filing date: 1998-03-16
Publication date: 2002-05-04
Also published as: CA2283924A1; WO1998041664A1; CA2283924C; EP0969112A4; EP0969112A1; EP2314729A1; KR20000076372A; EP2314729B2; CN1251140A; AU717294B2; CN1080321C; AU6311898A; TW426742B; EP2314729B1; EP0969112B2; EP0969112B1

Abstract

우수한 충돌 안전성 및 우수한 동적변형 특성을 가져 주로 자동차의 구조부재나 보강재로 사용되는 자동차용 듀얼 페이즈 고강도 강판과 그것의 제조방법이다. 상기 강판은, 최종적으로 얻어진 강판의 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 강판의 5 % 상당 변형율의 변형 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 준정적변형 강도 σs 와 전술한 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 동적변형 강도 σd 사이의 차 즉, σd - σs 가 적어도 60 MPa 이며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 적어도 0.13 인 것을 특징으로 한다.

Description

동적변형 특성이 우수한 듀얼 페이즈형 고강도 강판 및 그 제조방법{DUAL-PHASE HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DYNAMIC DEFORMATION PROPERTIES AND PROCESS FOR PREPARING THE SAME}

자동차의 연비 규제를 고려하여 보다 가벼운 차체를 얻을 목적으로 고강도 강판의 적용이 확대되어 왔으며 자동차 사고를 상정할 때의 충격흡수 성능과 관련되는 국내외의 규제가 급속히 보다 넓어지고 엄격해짐에 따라 고강도 강판의 적용은 보다 늘어날 것으로 전망된다. 예를 들어, 승용차의 전면 충돌의 경우에, 높은 충격흡수 성능을 갖는 재료를 '프런트 사이드 부재' 라 알려진 부재로 사용하면 상기 부재가 구겨지면서 충격 에너지를 흡수할 수 있어 승객이 경험하는 충격을 줄인다.

그러나, 종래의 고강도 강들은 프레스 성형성을 향상시키는 것을 주된 목적으로 개발되어 왔고, 충격흡수 성능의 관점에서 그들의 적용에 대해서는 의문이 존재한다. 일본 특허공개공보 7-18372 에 개시된 바와 같이, 우수한 충격흡수 성능을갖는 자동차용 강 및 그 제조방법에 관한 종래기술들은 충격흡수 성능의 지표로서 고 변형 속도하에서 강판이 향상된 항복강도를 나타내게 하는 방향으로 개발되어 왔다. 그러나, 성형 공정 또는 충돌 변형 시에 부재들이 변형을 겪게 되므로, 내충격성의 지표로서 항복강도에 가공경화분을 포함시키는 것이 필요하며, 전술한 종래 기술에서는 이는 충돌 안정성의 관점에서 보면 불충분하다.

또한, 자동차 충돌시 각 위치가 겪는 변형속도가 약 10³(s^-1)에 달하므로, 재료의 충격흡수 성능의 고찰에는 그러한 고변형속도 범위에서의 동적변형 특성의 이해가 요구된다. 또, 보다 가벼운 중량과 향상된 충격흡수 성능을 모두 갖는 자동차를 얻기 위해서는 우수한 동적변형 특성을 갖는 고강도 강판이 중요한 것으로 이해되었고, 최근의 연구보고들은 이 사실을 강조해 왔다. 예를 들어, 본 발명자들은 고강도 박판의 고변형속도 특성과 충격 에너지 흡수 성능에 관하여 CAMP-ISIJ Vol.9(1966)의 pp.1112-1115 에서 보고하였는데, 그들은 거기에서 10³(s^-1) 의 고변형속도에서의 동적 강도는 10^-3(s^-1) 의 저변형속도에서의 정적 강도에 비교하여 격증하는 것과, 충돌하는 동안의 흡수 에너지는 강 재료의 강도가 커짐에 따라 증가된다는 것과, 재료의 변형속도 의존성은 강의 조직에 의존한다는 것과, 그리고 TRIP 형 강(Transformation induced plasticity type steel) 및 듀얼 페이즈형 강은 뛰어난 프레스 성형성 및 높은 충격흡수 성능 모두를 나타내는 것을 보고하였다. 또, 본 발명자들은 그러한 듀얼 페이즈형 강에 관한 일본 특허 출원 8-98000 및 8-109224 를 이미 출원하였는데, 거기에서는, 정적 강도보다 높은 동적강도를가져 자동차에 사용될 때 보다 가벼운 중량 및 향상된 충격흡수 성능을 함께 얻기에 적합한 고강도 강판 및 그 제조방법이 제안되었다.

위에서 언급한 바와 같이, 비록 고강도 강판의 동적변형 특성이 자동차 충돌의 고변형속도에서 이해되고 있으나, 충격 에너지 흡수 성질을 갖는 자동차 부재를 위해서는 어떠한 특성이 최대화 되어야만 하는지 그리고 재료의 선택이 어떠한 기준에 기초하여야만 하는지에 대해서는 아직도 명확하지 않다. 또한, 상기 자동차 부재는 강판의 프레스 성형에 의해 제작되며 충돌 충격은 이들 프레스 성형된 부재들에 가해진다. 그러나, 그러한 프레스 성형 후의 충격 에너지 흡수 특성의 이해에 기초할 때, 실제 부재로서 우수한 동적변형 특성을 갖는 고강도 강판은 아직 알려지지 않았다.

충돌 안전용 부재들의 프레스 성형을 위해서는, 우수한 형상 동결성과, 우수한 인장성(인장강도 × 전체 연신율 ≥ 18,000), 그리고 우수한 플랜지성(구멍 확장비 ≤ 1.2)의 조합이 바람직하나, 현재까지 어떠한 재료도 우수한 충격흡수 성능과 우수한 프레스 성형성을 함께 제공하지 못했다.

본 발명은 뛰어난 동적변형 특성을 가지며 우수한 충격흡수 성능을 나타내어 주로 자동차의 구조부재 및 보강재로 사용될 것이 의도되는 자동차용 듀얼 페이즈형 고강도 강판과 그것의 제조방법에 관한 것이다.

도 1 은, 본 발명에 따른, 성형부재의 충돌시 흡수 에너지 (Eab) 와 재료 강도 (S) 사이의 관계를 보인 그래프.

도 2 는 도 1 을 위한 충격 흡수 에너지 측정에 사용되는 성형부재의 사시도.

도 3 은 강판의 가공경화지수와 동적 에너지 흡수 사이의 관계를 보인 그래프.

도 4 는 강판의 항복강도 × 가공경화지수와 동적 에너지 흡수 사이의 관계를 보인 그래프.

도 5 는 도 3 및 도 4 에 관련되는 충격압괴 시험방법에 사용되는 '햇모델(hat model)' 의 개관도.

도 6 은 도 5 의 시편 형상의 종단면도.

도 7 은 도 3 내지 도 6 에 관련되는 충격압괴 시험의 모식도.

도 8 은 본 발명에 따라, TS 와, 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때 3 내지 10% 범위에서의 변형응력의 평균값 σdyn 과 TS 의 차 사이의 관계를 충돌시의 충격 에너지 흡수 특성의 지표로서 보인 그래프.

도 9 는 본 발명예와 비교예에 대해 조질 압연된 정동비의 변화를 보인 그래프.

도 10 은 △T 와 금속학적 파라미터 A 사이의 관계를 본 발명에 따른 열연 단계에 대해 보인 그래프.

도 11 은 권취 온도와 금속학적 파라미터 A 사이의 관계를 본 발명에 따른 열연 단계에 대해 보인 그래프.

도 12 는 본 발명에 따른 연속 소둔에 대해 소둔 사이클을 보인 그래프.

본 발명은 상술한 문제점들을 극복하는 수단으로 제안된 것으로서, 우수한 충격흡수 성능 및 우수한 동적변형 특성을 가지는 자동차용 듀얼 페이즈형 고강도 강판과 그것의 제조방법을 제공한다.

본 발명은 또한, 프런트 사이드 부재와 같은 자동차 부품에 사용되는 고강도 강판으로서, 충돌시 충격 에너지 흡수를 위해 정확한 특성과 표준에 기초하여 선택되며 보증된 안전성을 신뢰성 있게 제공할 수 있는, 우수한 동적변형 특성을 갖는 자동차용 듀얼 페이즈형 고강도 강판과 그것의 제조방법을 제공한다.

본 발명은 더 나아가, 우수한 형상 동결성과 우수한 인장성 및 우수한 플랜지성 등 부재를 프레스 성형하는데 적합한 모든 성질들을 나타내는, 우수한 동적변형 특성을 갖는 자동차용 듀얼 페이즈 고강도 강판과 그것의 제조방법을 제공한다.

본 발명은 아래의 구체적인 수단에 의해 상기한 목적들을 달성하기 위해 창안되었다.

(1) 듀얼 페이즈형 고강도 강판으로서, 최종 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 강판의 5 % 상당 변형율의 변형 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 준정적변형 강도 σs 와 전술한 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 동적변형 강도 σd 사이의 차 (σd - σs) 가 적어도 60 MPa 이며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 적어도 0.13 인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(2) 듀얼 페이즈형 고강도 강판으로서, 최종 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 강판의 5 % 상당 변형율의 변형 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때 3 내지 10 % 의 상당 변형율 범위에서의 변형응력의 평균값 σdyn (MPa) 은 예변형 전에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 측정된 준정적 인장시험에서의 인장강도를 TS (MPa) 라 할때 σdyn ≥ 0.766 × TS + 250 의 부등식을 만족하며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 적어도 0.13 인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(3) 위의 (1) 또는 (2) 에 있어서, 항복강도 YS(0) 와 5 % 상당 변형율의 예변형 후 또는 추가적인 베이크 경화 처리 (BH 처리) 후의 인장시험에서의 인장강도 TS'(5)와의 비는 YS(0)/TS'(5) ≤ 0.7 의 부등식을 만족하며, 또한 항복강도 YS(0) × 가공경화지수 ≥ 70 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(4) 위의 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 5 ㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정 입경은 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(5) 위의 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 인장강도 (MPa) × 전체 연신율 (%) ≥ 18,000 의 부등식을 만족하고, 구멍 확장비 (d/d₀) ≥ 1.2 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(6) 위의 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 있어서, 조질 압연(tempering rolling)과 텐션 레블러(tension leveller) 일방 또는 쌍방에 의한 소성 변형량 (T) 는 2.5 {YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 15 ≥ T ≥ 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 0.5 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(7) 위의 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 있어서, 화학 조성이 중량 퍼센트로 C 는 0.02 내지 0.25 %, Mn 과 Cr 일방 또는 쌍방이 전체로 0.15 내지 3.5 %, Si, Al, P 중 하나 이상이 전체로 0.02 내지 4.0 %, 만약 필요한 경우에는 Ni, Cu, Mo 중 하나 이상이 전체로 3.5 % 이하, Nb, Ti, V 중 하나 이상이 0.30 % 이하, 그리고 Ca 와 REM 일방 또는 쌍방이 Ca 는 0.0005 내지 0.01 %, REM 은 0.005 내지 0.05 % 이고, 잔부는 주성분으로서 Fe 인 것을 특징으로 하는 우수한 동적변형 특성을 겸비한 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(8) 위의 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 만약 필요한 경우에는 B (≤0.01%), S (≤0.01%), N (≤0.02%) 중 하나 이상이 추가적으로 상기 강에 첨가되는 것을 특징으로 하는 우수한 동적변형 특성을 겸비한 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.

(9) 연속 주조 슬라브가 주조 단계로부터 열간 압연 단계로 직접 공급되거나 또는 단시간의 냉각 후에 재가열되면서 열간 압연된 후에, Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 의 다듬질 온도에서 열간 압연되고, 런아웃 테이블에서 5℃/sec 보다 큰 평균 냉각속도로 냉각되며, 그 다음 350℃ 이하의 온도에서 권취되는 것을 특징으로 하는 위의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나에 따른 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 열연 강판의 제조방법.

(10) 위의 (9) 에 있어서, 열간 압연을 위한 Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 범위의 다듬질 온도에서, 상기 열간 압연은 금속학적 파라미터 A 가 아래의 부등식 (1) 및 (2) 를 만족하도록 행해지고, 이어지는 런아웃 테이블에서의 평균 냉각속도는 적어도 5℃/sec 이며, 그리고 상기 권취는 상기한 금속학적 파라미터 A 및 권취온도 (CT) 사이의 관계가 아래의 부등식 (3) 을 만족하도록 이루어지는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 열연 강판의 제조방법.

9 ≤ logA ≤ 18 (1)

△T ≤ 21 × logA - 61 (2)

CT ≤ 6 × logA + 242 (3)

(11) 연속 주조 슬라브가 주조 단계로부터 열간 압연 단계로 직접 공급되거나 또는 단시간의 냉각 후에 재가열되면서 열간 압연된 후에, 열간 압연되고, 열간 압연되고 이어서 권취된 강판은 산세척 후에 냉간 압연되며, 최종 제품을 준비하기 위한 연속 소둔 단계에서의 소둔시, Ac₁과 Ac₃사이의 온도까지 가열되고 이 온도 범위에 10 초 이상 유지되는 동안 소둔되며, 그 다음 5℃/sec 보다 큰 냉각속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 위의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나에 따른 높은 충격에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 냉연 강판의 제조방법.

(12) 위의 (11)에 있어서, 상기 연속 소둔 단계에서, 상기 냉연 강판은 Ac₁과 Ac₃사이의 온도 (To) 까지 가열되고, 이 온도 범위에 10 초 이상 유지되는 동안 소둔되며, 550℃ 내지 To 범위의 이차 냉각 시작 온도 (Tq) 까지 1 내지 10℃/sec 의 일차 냉각 속도로 냉각되고, 그 다음 화학적 조성과 소둔 온도 (To) 에 의해 결정되는 Tem 보다 높지 않은 이차 냉각 종료 온도 (Te) 까지 10 내지 200℃/sec 의 이차 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 위의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나에 따른 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 냉연 강판의 제조방법.

자동차의 프런트 사이드 부재와 같은 충격 흡수 부재들은 강판을 굽히고 프레스 성형하는 것에 의해 생산된다. 자동차 충돌시의 충격은 프레스 성형을 겪은 그러한 부재에 의해 흡수되므로, 그것들은 프레스 성형에 대응하는 예변형을 겪은 후에도 높은 충격흡수 성능을 가져야만 한다. 그러나, 현재까지, 프레스 성형에 의한 변형응력의 증가와 위에서 언급한 더 높은 변형속도에 기인한 변형응력의 증가를 함께 고려하여, 실제 부재로서 우수한 충격흡수 성능을 갖는 고강도 강판을 얻기 위한 시도가 행해지지 않았다.

이 목표를 달성하기 위한 목적에서 행해진 많은 실험과 연구의 결과, 본 발명자들은 듀얼 페이즈(DP) 조직이 전술한 바와 같이 프레스 성형된 실제 부재를 위한 우수한 충격흡수 성능을 갖는 고강도 강판으로 이상적임을 발견하였다. 복합 현미경 조직으로서 주상은 증가된 변형속도에 의한 변형저항 증가를 초래하는 페라이트상이고, 부상은 단단한 마르텐사이트상을 포함하는 복합 듀얼 페이즈 현미경 조직을 갖는 그러한 강판은 우수한 동적변형 특성을 갖는다는 것이 증명되었다. 다시 말해, 최종 강판의 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 다른 저온생성상은 상기 강판의 5% 상당 변형율의 변형 후에 단단한 마르텐사이트상을 3 내지 50 % 점적율로 포함하는 복합 조직일 때, 높은 동적변형 특성이 나타내어진다는 것이 발견되었다.

단단한 마르텐사이트상에 대한 3 내지 50% 의 점적율에 관련하여서는, 만약 마르텐사이트상이 3% 보다 적다면 고강도 강판 그리고 일반 강판에서 조차 높은 동적변형 특성이 얻어질 수 없기 때문에, 마르텐사이트상의 점적율은 3% 이상이어야만 한다. 또한, 만약 마르텐사이트상이 50% 를 넘는다면, 증가된 변형속도로 인한 더 큰 변형저항을 초래하는 페라이트상의 점적율이 작아지는 결과가 되어, 한편으로 프레스 성형성을 방해하는 것과 아울러, 정적변형 강도에 비해 우수한 동적변형 특성을 갖는 강판을 얻는 것이 불가능하게 하고, 따라서, 마르텐사이트상의 점적율은 3 내지 50% 여야 한다는 것이 판명되었다.

본 발명자들은, 그 다음, 이들 발견에 기초하여 실험과 연구를 계속한 결과,프런트 사이드 부재와 같은 충격 흡수 부재의 프레스 성형에 대응하는 예변형의 정도가 위치에 따라 때로는 최대 20% 를 넘기까지 하나, 대부분은 0 내지 10% 상당 변형율을 가지는 위치라는 것과, 이 범위에서의 예변형 효과에 대한 이해에 의해 예변형 후의 부재 전체의 거동을 예측하는 것이 가능하다는 것을 발견하였다. 따라서, 본 발명에 따라, 0 내지 10% 상당 변형율의 변형이 프레스 성형시 부재에 가해지는 예변형의 양으로 선택되었다.

도 1 은 프레스 성형된 부재의 충돌시 흡수 에너지 (Eab) 와 재료 강도 (S) 사이의 관계를, 후술할 한 예에 따라, 표 5 에 보여진 서로 다른 강의 종류에 대해 보인 그래프이다. 상기 재료 강도 S 는 보통의 인장시험에 따른 인장강도 (TS) 이다. 상기 부재흡수 에너지 (Eab) 는 도 2 에 보인 것과 같은 프레스 성형부재가 15 m/sec 속도의 400 kg 질량의 추와 100 mm 의 압괴도까지 충돌하였을 때 부재를 따른 길이 방향 (화살표 방향) 에서의 흡수 에너지이다. 도 2 의 성형부재는 2.0 mm 두께의 강판으로 모자형으로 형성된 부분 1 과 동일한 두께와 종류의 강판으로 된 부분 2 가 점용접에 의해 함께 결합되어 만들어지며, 모자형 부분 1 은 2 mm 의 모서리 반경을 가지고, 점용접 점들은 3 으로 나타내어진다.

도 1 로부터, 비록 상당한 편차가 있긴 하나, 보통의 인장시험하에서는 부재흡수 에너지가 재료 강도에 비례하여 증가하는 경향이 있음을 볼 수 있다. 여기서, 도 1 에서의 재료들은 0% 초과 10% 이하 상당 변형율의 예변형에 처해졌고, 그 다음에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 정적변형 강도 σs 와 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 동적변형 강도 σd 가 측정되었다. 그 결과, (σd - σs) 에 기초한 하나의 분류가 가능했다. 도 1 에 그려진 표식들은 다음과 같다.

○: 0% 초과 10% 이하의 임의의 예변형을 가질 경우에 (σd - σs) ＜ 60 MPa 임.

●: 상기 범위의 임의의 예변형을 가질 경우에 60 MPa ≤ (σd - σs) 이고, 5% 예변형을 가질 경우에 60 MPa ≤ (σd - σs) ＜ 80 MPa 임.

■: 상기 범위의 임의의 예변형을 가질 경우에 60 MPa ≤ (σd - σs) 이고, 5% 예변형을 가질 경우에 80 MPa ≤ (σd - σs) ＜ 100 MPa 임.

▲: 상기 범위의 임의의 예변형을 가질 경우에 60 MPa ≤ (σd - σs) 이고, 5% 예변형을 가질 경우에 100 MPa ≤ (σd - σs) 임.

또한, 0% 초과 10% 이하 범위 상당 변형량의 임의의 예변형을 가질 경우에 60 MPa ≤ (σd - σs) 인 때에는, 충돌시의 부재흡수 에너지 (Eab) 는 재료 강도 S 로부터 예견되는 값 이상의 값이었으며, 그에 따라 우수한 동적변형 특성을 갖는 강판을 충돌 충격 흡수 부재로 은연중에 지적한다. 이들 예견된 값들은 도 1 상의 곡선으로 보여진 것들이며, 그 곡선은 Eab = 0.062S^0.8로 나타내어진다. 결과적으로, (σd - σs) 는 60 MPa 이상이어야만 한다.

향상된 충격흡수 성능을 위해서는 가공경화지수를, 보다 명확히 말하면 적어도 0.13 까지 바람직하게는 적어도 0.16 까지, 높이는 것이 기본적으로 중요하고,항복강도 및 가공경화지수를 특정한 범위로 조절하는 것에 의해 우수한 충격흡수 성능을 얻는 것이 가능하며, 그리고 향상된 프레스 성형성을 위해서는 마르텐사이트의 체적 퍼센트 및 입경이 특정한 범위내이도록 설계하는 것이 효과적이다.

도 3 은 강판의 가공경화지수와, 부재 충격흡수 에너지를 나타내는 동적 에너지 흡수 사이의 관계를 동일한 항복강도를 갖는 어떤 부류의 재료에 대해 보인다. 여기서는, 강판의 증가된 가공경화지수는 향상된 부재 충격흡수 특성 (동적 에너지 흡수)을 낳음이 보여지고 있고, 항복강도 등급이 동일한한 강판의 가공경화지수는 부재 충격흡수 특성을 적절하게 나타낼 수 있음이 보여지고 있다. 또한, 도 4 에 보여진 바와 같이, 항복강도가 다른 때에는, 항복강도 × 가공경화지수가 부재 충격흡수 성능의 한 지표가 될 수 있다. 프레스 성형시 부재가 겪는 변형을 고려하여 가공경화지수가 5% 내지 10% 변형율의 n 값으로 표현되었으나, 동적 에너지 흡수를 향상시킨다는 관점에서는 5% 미만 변형율 하에서의 또는 10% 초과 변형율하에서의 가공경화지수가 선호될 수도 있다.

도 3 및 도 4 에 보여진 부재에 대한 동적 에너지 흡수는 아래의 방식으로 결정되었다. 보다 명확히 말하면, 상기 강판이 도 6 에 도시된 부재 형상 (모서리 반경 = 5 mm) 으로 성형되어 팁반경이 5.5 mm 인 전극을 사용하여 중간 플레쉬가 형성되는 전류의 0.9 배의 전류하에 35 mm 피치로 점용접되었고, 그 다음 170℃ × 20 분에서의 베이킹 및 페인팅 처리 후에, 약 150 kg 의 낙하추가 약 10 m 높이로부터 떨어져서 상기 부재를 길이 방향으로 압괴하였고, 동적 에너지 흡수를 결정하기 위해 대응하는 하중 변위 다이어그램의 면적으로부터, 변위 = 0 - 150 mm 인,변위일이 계산된다. 이 시험방법의 모식적인 그림이 도 7 에 보여진다. 도 5 에서, 4 는 워크탑이고, 5 는 시편이며 6 은 점용접부이다.

도 6 에서, 7 은 모자 형상 시편이고 8 은 점용접부이다. 도 7 에서, 9 는 워크탑이고, 10 은 시편이며, 11 은 낙하하는 추 (150 kg) 이고, 12 는 프레임이며, 13 은 충격 흡수기이다. 각각의 강판의 가공경화지수 및 항복강도는 다음의 방식으로 결정되었다. 강판은 JIS-#5 시편 (표점거리: 50 mm, 평행부폭: 25 mm) 으로성형되고, 항복강도 및 가공경화지수 (5 내지 10% 변형율에서의 n 값) 를 결정하기 위하여 0.001 (s^-1) 의 변형속도에서 인장시험에 처해진다. 사용된 강판은 1.2 mm 의 두께를 가지고 강판의 조성은 0.02 내지 0.25 중량% 의 C 와, 전체로 0.15 내지 3.5 중량% 의 Mn 과 Cr 일방 또는 쌍방과, 전체로 0.02 내지 4.0 중량% 의 Si, Al, P 중 하나 이상을 포함하며, 잔부는 주성분인 Fe 이다.

도 8 은 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때 3 내지 10% 상당 변형율 범위에서의 변형응력의 평균값 σdyn 과 정적 재료강도 (TS) 사이의 관계를, 본 발명에 따른 충돌시의 충격 에너지 흡수 특성의 지표로서, 보인 그래프인데, 여기서 정적 재료강도 (TS) 는 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 측정된 정적 인장시험에서의 인장강도 (TS: MPa)이다.

위에서 언급한 바와 같이, 프런트 사이드 부재와 같은 충격 흡수 부재는 모자 형상의 단면 형상을 가지며, 고속 충돌에 의한 압괴시의 그러한 부재의 변형의 분석 결과, 본 발명자들은 비록 변형이 최고 40 % 를 넘는 변형율까지 진행하나,전체 흡수 에너지의 적어도 70% 는 고속 응력-변형율 다이어그램에서 10% 이하의 변형율 범위에서 흡수된다는 것을 발견하였다. 그러므로, 10% 이하에서의 고속 변형에 대한 동적 변형저항이 고속 충돌 에너지 흡수 특성의 지표로 사용되었다. 특히, 3 내지 10% 범위에서의 변형율의 양이 가장 중요하므로, 충격 에너지 흡수 특성을 위해 사용된 지표는 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 고속 인장 변형될 때 3 내지 10% 상당 변형율 범위에서의 평균응력 σdyn 였다.

고속 변형시 3 내지 10% 의 상기 평균응력 σdyn 은 예변형 또는 베이킹 처리 전의 강 재료의 정적 인장강도 {5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 측정된 정적 인장시험에서의 최대 응력 (TS: MPa)} 가 증가함에 따라 일반적으로 증가한다. 결과적으로, 강 재료의 정적 인장강도 (정적 재료강도와 동의어임) 를 증가시키는 것은 부재의 충격 에너지 흡수 특성의 향상에 직접적으로 기여한다. 그러나, 강의 증가된 강도는 부재로 형성할 때의 취약한 프레스 성형성을 초래하여, 필요한 형상을 가진 부재를 얻는 것을 불가능하게 한다. 결과적으로, 동일한 인장강도 TS 에서 높은 σdyn 을 갖는 강이 바람직하다. 이러한 관계에 기초하여, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때 3 내지 10 % 의 상당 변형율 범위에서의 변형응력의 평균값 σdyn (MPa) 이 예변형 전에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 측정된 정적 인장시험에서의 인장강도를 TS (MPa) 라 할때 σdyn ≥0.766 × TS + 250 의 부등식을 만족하는 강판이 다른 강에 비해 실제 부재로서 보다 큰 충격 에너지 흡수 특성을 가지는 것과, 부재의 전체 중량을 증가시키지 않고도 충격 에너지 흡수 특성이 향상된다는 것이 발견되었고, 높은 동적 변형저항을 갖는 고강도 강판을 제공하는 것이 가능하게 되었다.

또한, 상세한 것은 아직 명확하지 않으나, 도 9 에 도시된 바와 같이, YS(0)/TS'(5) 가 0.7 이하인 때에 우수한 동적 변형 특성을 갖는 강판이 얻어질 수 있음이 발견되었는데, YS(0)/TS'(5) 는 최초 현미경 구조와, 마르텐사이트상 및 페라이트상외의 저온생성상에서의 고용체 원소의 양과, 그리고 탄화물, 질화물, 및 침탄질화물(carbonitrides)의 석출된 상태에 의존한다. 여기서, YS(0) 는 항복강도이고, TS'(5) 는 5 % 상당 변형율의 예변형 후 또는 추가적인 베이크 경화 처리 (BH 처리) 후의 정적 인장시험에서의 인장강도 (TS') 이다. 항복강도 YS(0) × 가공경화지수가 70 이상일 때 더욱 우수한 동적 변형 특성을 갖는 강판이 얻어질 수 있음이 또한 판명되었다.

더욱이, 동적변형 강도는 보통 정적 인장강도의 멱의 형으로 표현되고, 정적 인장강도가 증가함에 따라 동적변형 강도와 정적변형 강도의 차이는 줄어드는 것으로 알려졌다. 그러나, 동적변형 강도와 정적변형 강도의 작은 차이는 충격흡수 성능의 더 큰 향상이 기대될 수 없다는 것을 의미할 것이다. 이러한 관점으로부터, (σd - σs) 의 값은 부등식 (σd - σs) ≥ 4.1 × σs^0.8- σs 를 만족하는 범위에 있는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 강판의 현미경 조직을 상세히 설명한다. 이미 언급한 바와 같이, 마르텐사이트는 3 내지 50% 의 점적율로, 바람직하게는 3 내지 30% 의 점적율로 존재한다. 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 바람직하게는 5 ㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정 입경은 바람직하게는 10 ㎛ 이하이다. 다시 말해, 마르텐사이트는 단단하고, 주로 인접한 페라이트 결정립에 이동가능한 전위(mobile dislocation)들을 생성시키는 것에 의해 항복비의 감소와 가공경화지수의 향상에 기여한다. 그러나, 위에서 언급한 제한들을 만족시키므로써 강에 미세한 마르텐사이트를 분산시키는 것이 가능하여, 특성의 향상이 전체 강판에 걸쳐 퍼지게 된다. 또한, 이렇게 강에 미세한 마르텐사이트를 분산시키는 것은 단단한 마르텐사이트의 좋지 않은 효과인 구멍 확장비 악화 및 인장강도 × 전체 연신율의 악화를 회피하는 것을 도울 수 있다. 또한, 가공경화지수를 신뢰성 있게 0.130 이상으로 얻을 수 있으므로, 인장강도 × 전체 연신율 ≥ 18,000 이고 구멍 확장비 ≥ 1.2 이며, 그에 따라 충격흡수 성능 및 프레스 성형성을 향상시키는 것이 가능하다.

마르텐사이트의 점적율이 3% 보다 작은 경우에는, 항복비가 더 커지게 되는 한편 프레스 성형된 부재가 충돌 변형을 겪은 후에 우수한 가공경화 특성 (가공경화지수 ≥ 0.130) 을 나타내지 못하고, 변형저항 (하중) 이 낮은 수준에 머무르므로 또 동적 에너지 흡수가 낮으므로 충격흡수 성능의 향상을 막는다. 또 한편, 마르텐사이트의 점적율이 50% 보다 큰 경우에는, 항복비가 더 커지게 되는 한편 가공경화지수는 감소되고, 인장강도 × 전체 연신율 및 구멍 확장비의 악화도 또한 일어난다. 프레스 성형성의 관점에서는, 마르텐사이트의 점적율은 30% 보다 크지 않은 것이 바람직하다.

또한, 페라이트는 바람직하게는 50% 이상의 점적율로, 더욱 바람직하게는 70% 이상의 점적율로 존재하며, 그 평균 결정 입경은 바람직하게는 10 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ㎛ 이하이고, 바람직하게는 마르텐사이트가 페라이트에 인접해있다. 이는 페라이트기지 내에 마르텐사이트를 미세하게 분산시키는 것을 도와, 특성 향상 효과를 단순한 국지적 효과를 넘어 전체 강판으로 효과적으로 확장시키는 한편, 마르텐사이트의 좋지 않은 효과를 방지하는데 유리하게 작용한다. 마르텐사이트 및 페라이트와 함께 존재하는 잔부의 조직은 펄라이트, 베이나이트, 잔류 γ 등 중 하나 이상의 조합으로 구성되는 혼합 조직일 수 있는데, 구멍 확장 특성을 요구하는 경우에는 주로 베이나이트가 바람직하나, 잔류 γ 가 프레스 성형에 의해 마르텐사이트로 가공유기 변태를 겪으므로, 프레스 성형에 앞서 잔류 오스테나이트를 포함하는 것은 바람직한 작은 양 (5% 이하) 에서도 효과가 있는 것으로 실험결과 판명되었다. 또한, 충격흡수 성능 및 프레스 성형성의 관점으로부터 마르텐사이트와 페라이트 입경의 비는 0.6 이하인 것이 바람직하고, 경도의 비는 1.5 이상인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판의 화학적 조성의 한정과 그러한 한정에 대한 이유가 이하에서 설명된다.

본 발명에 따라 사용되는 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판은 화학 조성이 중량 퍼센트로 C 는 0.02 내지 0.25 %, Mn 과 Cr 일방 또는 쌍방이 전체로 0.15 내지 3.5 %, Si, Al, P 중 하나 이상이 전체로 0.02 내지 4.0%, 만약 필요한 경우에는 Ni, Cu, Mo 중 하나 이상이 전체로 3.5 % 이하, Nb, Ti, V 중 하나 이상이 0.30 % 이하, 그리고 Ca 와 REM 일방 또는 쌍방이 Ca 는 0.0005 내지 0.01 %, REM 은 0.005 내지 0.05 % 이고, 잔부는 주성분으로서 Fe 이다. 그것들은 또한 만약 필요한 경우에는 B (≤0.01%), S (≤0.01%), N (≤0.02%) 중 하나 이상을 함유하는 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판이다. 이제 이들 화학적 성분들과 그들의 함량 (중량 퍼센트) 이 논의된다.

C: C 는 강판의 현미경 조직에 가장 강하게 영향을 주는 원소이고, 만약 그 함량이 너무 낮다면 바라는 양과 강도를 갖는 마르텐사이트를 얻기가 어렵게 될 것이다. 너무 많은 양을 첨가하면 원하지 않는 탄화물 석출이 일어나고, 높은 변형속도에서 변형저항의 증가가 방해되며, 강도가 지나치게 높게 되고, 프레스 성형성과 용접성이 나쁘다. 그러므로 그 함량은 0.02 내지 0.25 중량% 이다.

Mn, Cr: Mn 과 Cr 은 오스테나이트를 안정화시키고 충분한 마르텐사이트를 보장하는 효과를 가지며, 또한 고용체 경화 원소들이다. 그들은 따라서 최소 0.15 중량% 의 양으로 첨가되어야만 하나, 지나치게 많은 양이 첨가되면 위에서 말한 효과가 포화되고 그리하여 페라이트 변태를 방해하는 것과 같은 좋지 않은 효과를 낳게 된다. 따라서, 그들은 최대 3.5 중량% 로 첨가된다.

Si, Al, P: Si 와 Al 은 마르텐사이트를 생성하는데 유용한 원소이고, 페라이트의 생성을 촉진하며 탄화물의 석출을 억제하여, 그에 따라 충분한 마르텐사이트를 보장하는 효과를 가지며 아울러 고용체 경화 효과와 탈산 효과를 갖는다. P 도 또한 Si 와 Al 에 유사하게 마르텐사이트 형성과 고용체 경화를 촉진할 수 있다. 이러한 관점으로부터, Si + Al + P 의 첨가량의 최소값은 적어도 0.02 중량% 이다. 한편, 과도한 첨가는 이 효과를 포화시키고 취성(brittleness)을 낳게 되므로, 최대 첨가량은 4.0 중량% 보다 크지 않다. 특히, 우수한 표면조건이 요구되는 때는, Si 를 0.1 중량% 이하로 첨가하는 것에 의해 Si 스케일을 회피할 수 있고, 역으로 그것을 0.1 중량% 이상 첨가하므로써 Si 스케일이 두드러지지 않도록 전체 표면에 생성될 수 있다. 또한, 우수한 이차 가공성, 인성, 점용접성 및 재생 특성이 요구되는 때는, P 함량이 0.05% 이하로, 바람직하게는 0.02 중량% 이하로 유지될 수 있다.

Ni, Cu, Mo: 이들 원소들은 필요한 경우에 첨가되며, 강의 경화능을 증가시키는, Mn 과 유사한 오스테나이트 안정화 원소이며, 강도의 조절에 효과적이다. 용접성 및 화학적 처리의 관점으로부터, 그것들은 C, Si, Al, Mn 의 양이 제한될 때 사용될 수 있으나, 이들 원소들의 총 첨가량이 3.5 중량% 를 초과하면 주상인 페라이트상이 경화되어 큰 변형속도에 의한 변형저항의 증가를 방해하며 또한 강판의 비용을 상승시킨다. 따라서 이들 원소들의 첨가량은 3.50 중량% 이하이다.

Nb, Ti, V: 이들 원소들은 필요한 경우에 첨가되며, 탄화물, 질화물, 그리고 침탄질화물의 형성을 통해 강판을 강화시키는데 효과적이다. 그러나, 0.3 중량% 를 초과하는 양으로 첨가되는 때는 주상인 페라이트상 내에 다량으로 또는 결정립계에 탄화물, 질화물, 침탄질화물로 침적되어 고속 변형시에 이동가능한 전위의 원천이 되므로써 큰 변형속도에 의한 변형저항의 증가를 방해한다. 또한, 주상의 변형저항이 필요한 정도 보다 높게되므로써 C 를 낭비하고 높은 비용을 초래하게 된다. 따라서 최대 첨가량은 0.3 중량% 이다.

B: B 는 페라이트의 생성을 억제하므로써 강의 경화능을 향상시키므로 강화에 효과적인 원소이나, 0.01 중량% 를 초과하여 첨가되면 그것의 효과는 포화될 것이므로 최대 0.01 중량% 로 첨가된다.

Ca, REM: Ca 는 황화물에 기초한 개재물의 형상 제어 (구상화) 에 의해 프레스 성형성 (특히 구멍 확장비) 을 향상시키기 위하여 0.0005 중량% 이상 첨가되며, 효과의 포화와 상기 개재물의 증가에 기인한 좋지 않은 효과 (구멍 확장비의 감소) 를 감안하여 그것의 최대 첨가량은 0.01 중량% 이다. 동일한 이유로, REM 은 0.005 중량% 내지 0.05 중량% 첨가된다.

S: 황화물에 기초한 개재물에 의한 프레스 성형성 (특히 구멍 확장비) 과 점용접성의 감소의 관점으로부터, S 의 양은 0.01 중량% 이하이고, 바람직하게는 0.003 중량% 이하이다.

이제 본 발명에 따라 예변형을 적용하는 방법이 설명된다. 상기 예변형은 부재 성형을 위한 프레스 성형일 수도 있고, 또는 프레스 성형에 앞서 강판 재료에 가해지는 조질 압연이나 텐션 레블러에 의한 가공일 수 있다. 이 경우에는, 조질 압연기와 텐션 레블러 일방 또는 쌍방이 사용될 수 있다. 다시 말해, 사용되는 수단은 하나의 조질 압연, 하나의 텐션 레블러를 포함하거나 또는 조질 압연기 및 렌션 레블러를 포함할 수 있다. 강판 재료는 또한 조질 압연 또는 텐션 레블러로 가공된 후에 프레스 성형될 수도 있다. 조질 압연 및/또는 텐션 레블러로 적용된 예변형의 양, 즉 소성 변형량 (T) 는, 최초 전위 밀도에 따라 다를 것이고, 만약 최초 밀도가 크면 T 는 작을 것이다. 또한, 적은 고용체 원소들로는 도입된 전위들이 고정될 수 없고, 높은 동적변형 특성이 보장될 수 없다. 결과적으로, 소성 변형량 (T) 는 항복강도 YS(0) 와 5 % 상당 변형율의 예변형 후 또는 추가적인 베이크 경화 처리 (BH 처리) 후의 정적 인장시험에서의 인장강도 TS'(5)와의 비, 즉 YS(0)/TS'(5) 에 기초하여 결정된다. 다시 말해, YS(0)/TS'(5) 는 최초 전위 밀도와 5% 변형에 의해 도입된 전위 밀도의 합과 고용체 원소들의 양의 지표이다. 더 작은 YS(0)/TS'(5) 는 더 높은 최초 전위 밀도와 더 많은 고용체 원소들을 의미한다고 결론내릴 수 있다. 그러므로 YS(0)/TS'(5) 는 0.7 이하이고, 바람직하게는 다음의 식에 따라 제공된다:

2.5 {YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 15 ≥ T ≥ 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 0.5

여기서 T 에 대한 상한은 충격흡수 성능 및 유연성을 포함하는 프레스 성형성의 관점으로부터 결정되었다.

이제 본 발명에 따른 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 열연 강판 및 냉연 강판의 제조방법을 설명한다. 이 제조방법에서는, 연속 주조 슬라브가 주조 단계로부터 열간 압연 단계로 직접 공급되거나, 또는 단시간의 냉각 후에 재가열시 열간 압연된다. 일반적인 연속 주조에 더해 씬 게이지 연속 주조 (thin gauge continuous casting) 및 연속 열간 압연 기술 (엔드리스 열간 압연) 이 열간 압연을 위해 적용될 수 있으나, 얇은 강판의 현미경 조직에서 페라이트 점적율이 낮아지고 평균 결정 입경이 조대해지는 것을 방지하기 위하여, 열간 압연에 접근하는 측에서의 봉강 (주조대(cast strip)) 두께 (최초 봉강 두께) 는 바람직하게는 25 mm 이상이다. 25 mm 보다 작은 때에는 강판의 페라이트의 평균 결정 입경이 조대하게 되는 한편, 요망되는 마르텐사이트를 얻는데에도 불리하다. 위에서 설명한 문제점들에 비춰, 열간 압연을 위한 다듬질 공형(finishing pass) 압연 속도는 바람직하게는 500 mpm 이상이고 더욱 바람직하게는 600 mpm 이상이다. 500 mpm 보다 작은 때에는 강판의 페라이트 평균 결정 입경이 조대하게 되는 한편, 또한 요망되는 마르텐사이트를 얻는데에도 불리하다.

열간 압연을 위한 다듬질 온도는 Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 이다. Ar₃- 50℃ 보다 낮은 때에는, 열등한 가공경화 성능과 프레스 성형성을 갖는 변형된 페라이트가 생성된다. Ar₃+ 120℃ 보다 높은 때에는, 강판의 페라이트의 평균 결정 입경이 조대하게 되는 한편, 또한 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵게 된다.

런아웃 테이블에서의 냉각을 위한 평균 냉각속도는 5℃/sec 이상이다. 5℃/sec 보다 작은 때에는 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵게 된다.

권취온도는 350℃ 이하이다. 350℃ 보다 높은 때에는 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵게 된다.

본 발명에 따르면, 열간 압연 단계에서의 다듬질 온도와, 다듬질 접근 온도 그리고 권취 온도들 간에 상관관계가 존재하는 것이 발견되었다. 다시 말해, 도 10 및 도 11 에 보여진 바와 같이, 주로 다듬질 온도와, 다듬질 접근 온도 그리고 권취 온도 간에서 결정되는 특정한 조건들이 존재한다. 보다 명확하게는, 상기 열간 압연은, 열간 압연을 위한 다듬질 온도가 Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 범위에 있을때, 금속학적 파라미터 A 가 부등식 (1) 및 (2) 를 만족하도록 수행된다. 위에서 언급한 금속학적 파라미터 A 는 아래의 식에 의해 표현될 수 있다.

A = ε* × exp{(75282 - 42745 × C_eq)/[1.978 × (FT + 273)]}

여기서

FT: 다듬질 온도 (℃)

C_eq: 탄소 당량 = C + Mn_eq/6 (%)

Mn_eq: 망간 당량 = Mn + (Ni + Cr + Cu + Mo)/2 (%)

ε*: 최종 공형(final pass) 변형속도 (s^-1)

ε* = (v/√R×h₁) × (1/√r) × ln{1/(1-r)}

h₁: 최종 공형 접근 판두께

h₂: 최종 공형 이탈 판두께

r: (h_{1 -}h₂)/h₁

R: 로울 반경

v: 최종 공형 이탈 속도

△T: 다듬질 온도 (다듬질 최종 공형 이탈 온도) - 다듬질 접근 온도 (다듬질 최초 공형 접근 온도)

Ar₃: 901 - 325 C% + 33 Si% - 92 Mn_eq

그 후에, 런아웃 테이블 상에서의 평균 냉각 속도는 5℃/sec 이상인 것이 바람직하고, 상기 권취는 상기한 금속학적 파라미터 A 및 권취온도 (CT) 사이의 관계가 아래의 부등식 (3) 을 만족하도록 수행되는 것이 바람직하다.

9 ≤ logA ≤ 18 (1)

△T ≤ 21 × logA - 61 (2)

CT ≤ 6 × logA + 242 (3)

위의 부등식 (1) 에서, 9 미만의 logA 는 잔류 마르텐사이트의 생성 및 현미경 조직의 미세화의 관점으로부터 수용될 수 없는 한편, 그것은 또한 열등한 동적변형 저항 σdyn 과 열등한 5 ~ 10% 가공경화 특성을 낳을 것이다. 또한, 만약 logA 가 18 보다 크려면, 무거운 설비가 그것을 달성하기 위하여 요구될 것이다. 부등식 (2) 에 관해서는, 만약 부등식 (2) 의 조건이 만족되지 않는다면 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 불가능할 것이고, 동적변형 저항 σdyn 과 5 ~ 10% 가공경화 특성 등이 열등할 것이다. 부등식 (2) 에 의해 나타내어진 바와 같이 logA 가 더 작으면 △T 의 하한은 보다 융통성이 있을 것이다. 나아가, 만약 부등식 (3) 의 권취 온도와의 관계가 만족되지 않는다면, 마르텐사이트의 양을 보장하는데 대해 좋지 않은 효과가 있을 것인 한편, 설사 잔류 γ 가 얻어질 수 있을 지라도 과도하게 안정적이어서, 변형시, 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 불가능할 것이고, 동적변형 저항 σdyn 과 5 ~ 10% 가공경화 특성 등이 열등할 것이다. 권취 온도의 상한은 logA 가 더 클수록 보다 융통성이 있다.

열간 압연과 권취에 이어 본 발명에 따른 상기 냉연 강판은 그 다음에 다른단계들을 겪게되며 냉간 압연되고 그리고 소둔된다. 상기 소둔은 이상적으로는 도 12 에 보인 바와 같은 소둔 사이클을 따르는 연속 소둔이며, 상기 연속 소둔 단계의 소둔시 Ac₁과 Ac₃사이의 온도 범위에서 10 초 이상 유지되어야 한다. Ac₁보다 작은 때에는 오스테나이트가 생성되지 않을 것이고 따라서 그 후의 마르텐사이트를 얻는 것이 불가능할 것인 한편, Ac₃보다 큰 때에는 오스테나이트 단일상 조직이 조대할 것이고 따라서 요망되는 마르텐사이트 평균 결정 입경을 얻는 것이 불가능할 것이다. 또한, 10 초 보다 작은 때에는 오스테나이트 생성이 불충분하여 그 후에 요망되는 마르텐사이트를 얻는 것이 불가능하게 될 것이다. 현미경 조직의 조대화 및 설비를 추가하는 것을 회피하기 위한 관점에서, 최대 체류 시간은 바람직하게는 200 초 이하이다. 이 소둔 이후의 냉각은 5℃/sec 이상의 평균 냉각 속도에서 이루어져야 한다. 5℃/sec 보다 작은 때에는 마르텐사이트에 대한 요망되는 공간 팩터가 달성될 수 없다. 여기에 특별한 상한은 없으나, 냉각시의 온도 제어를 고려할 때 상한은 300℃/sec 인 것이 바람직하다.

본 발명에 따르면, 상기 냉각된 강판은 도 12 에 보여진 연속 소둔 사이클에서 Ac₁과 Ac₃사이의 온도 To 까지 가열되고, 어떠한 수단에 의해 제공되는 냉각 조건하에 냉각되는데, 먼저 550℃ 내지 To 범위의 이차 냉각 시작 온도 Tq 까지 1 내지 10℃/sec 의 일차 냉각 속도로 냉각되고, 그 다음 강의 화학적 조성과 과 소둔 온도 To 에 의해 결정되는 온도 Tem 보다 높지 않은 이차 냉각 종료 온도 Te 까지 10 내지 200℃/sec 의 이차 냉각 속도로 냉각된다. 이는 그것에 의해 도 12 에보여진 연속 소둔 사이클에서의 냉각 종료 온도 Te 가 화학적 조성과 소둔 온도의 함수로서 나타내어지는 방법이며, 주어진 임계값 아래에서는 지켜진다. Te 까지 냉각한 후에는, 상온까지 냉각하기에 앞서 최대 20 분 동안 Te - 50℃ 내지 400℃ 의 범위로 온도가 유지되는 것이 바람직하다.

여기서, Tem 은 담금질 시작점 Tq 에 있는 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태 시작 온도이다. 다시 말해, Tem 은 T1 - T2 으로 혹은 오스테나이트에서 C 농도의 효과를 배제한 값 (T1) 과 C 농도의 효과를 나타내는 값 (T2) 의 차로 정의된다. 여기서, T1 은 C 를 제외한 고용체 원소 농도로부터 계산된 온도이고, T2 는 강의 화학적 조성에 의해 결정되는 Ac₁과 Ac₃에서의 잔류 오스테나이트의 C 농도와 소둔 온도 To 에 의해 결정되는 Tq 로부터 계산된 온도이다. C_eq* 는 소둔 온도 To 에서의 잔류 오스테나이트 내의 탄소 당량을 나타낸다. 따라서, T1 은

T1 = 561 - 33 × {Mn% + (Ni + Cr + Cu + Mo)/2}

로 나타내어지고,

T2 는

Ac₁= 723 - 0.7 × Mn% - 16.9 × Ni% + 29.1 × Si% + 16.9 × Cr%,

Ac₃= 910 - 203 × (C%)^1/2- 15.2 × Ni% + 44.7 × Si% + 104 ×V% + 31.5 × Mo% - 30 × Mn% - 11 × Cr% - 20 × Cu% + 70 × P% + 40 × Al% + 400 × Ti%, 그리고 소둔 온도 To 의 항으로 나타내어지고,

C_eq* = (Ac₃- Ac₁) × C/(To - Ac₁) + (Mn + Si/4 + Ni/7 + Cr + Cu + 1.5 Mo)/6 가 0.6 보다 클 때에는,

T2 = 474 × (Ac₃- Ac₁) × C/(To - Ac₁) 이고,

0.6 이하일 때는,

T2 = 474 × (Ac₃- Ac₁) ×C/{3 × (Ac₃- Ac₁) × C + [(Mn + Si/4 + Ni/7 + Cr + Cu + 1.5 Mo)/2 - 0.85)] × (To - Ac₁) 이다.

달리 말하면, Te 가 Tem 이상인 때는 요망되는 마르텐사이트가 얻어질 수 없다. 또한, 만약 Toa 가 400℃ 이상인 때는, 냉각에 의해 얻어진 마르텐사이트가 뜨임되어 만족스러운 동적 특성과 프레스 성형성을 얻는 것을 불가능하게 한다. 한편, 만약 Toa 가 Te - 50℃ 보다 작다면, 추가적인 냉각설비가 필요하고, 연속 소둔로의 온도와 강판의 온도간의 차이에 의해 재료에 보다 큰 편차가 생길 것이다. 그러므로 이 온도가 하한으로 결정되었다. 또한, 유지시간의 상한은 20 분으로 결정되었는데, 왜냐하면 20 분 보다 긴 경우에는 설비를 확장시키는 것이 필요하게 되기 때문이다.

위에서 설명한 화학 조성과 제조방법을 채용하므로써, 강판의 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 5 % 상당 변형율의 성형 및 가공 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10^-4내지 5 ×10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 준정적변형 강도 σs 와 전술한 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 동적변형 강도 σd 사이의 차, 즉 (σd - σs) 가 적어도 60 MPa 이며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 적어도 0.13 인, 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판을 제조하는 것이 가능하다. 본 발명에 따른 강판은 소둔, 조질 압연, 전기 코팅 또는 핫딥 코팅(hot-dip coating) 에 의해 임의의 요망되는 제품으로 만들어질 수 있다.

(예들)

이하에서 예들에 의해 본 발명을 설명한다.

(예 1)

열간 압연 강판을 제조하기 위해 표 1 에 나열된 26 개의 강 재료들 (강 번호 1 내지 26) 이 1050 내지 1250℃ 로 가열되었고, 표 2 에 나열된 제조 조건하에 열간 압연, 냉각 및 권취되었다. 표 3 에 보인 바와 같이, 본 발명에 따른 화학 조성 조건과 제조 조건을 만족하는 강판들은 마르텐사이트 점적율이 3 내지 50% 인 듀얼 페이즈 조직을 가지며, 도 4 에 보여진 바와 같이, 상기 열간 압연된 강판들은 5 내지 10% 변형율에서의 0.13 이상의 가공경화지수, σd - σs ≥ 60 MPa, 그리고 σdyn ≥ 0.766 × TS + 250 으로 대표되는 바와 같이 우수한 충격흡수 특성을 나타내는 한편, 적합한 프레스 성형성과 용접성을 나타낸다.

(예 2)

냉간 압연 강판을 제조하기 위해, 표 5 에 나열된 22 개의 강 재료들 (강 번호 27 내지 48) 이 1050 내지 1250℃ 로 가열되었고, 표 6 에 나열된 조건하에 열간 압연, 냉각 및 권취, 산세척되고, 그 다음에 냉간 압연되었다. 그 다음에 온도 Ac₁과 Ac₃가 각각의 강의 조성으로부터 계산되었고, 상기 강판은 가열, 냉각 그리고 상온까지 냉각되기에 앞서 표 6 에 나열된 소둔 조건하에 유지되었다. 표 7 에 보인 바와 같이, 본 발명에 따른 화학 조성 조건과 제조 조건을 만족하는 강판들은 마르텐사이트 점적율이 3 내지 50% 인 듀얼 페이즈 조직을 가지며, 도 8 에 보여진 바와 같이, 상기 강판들은 5 내지 10% 변형율에서의 0.13 이상의 가공경화지수, σd - σs ≥ 60 MPa, 그리고 σdyn ≥ 0.766 × TS + 250 으로 대표되는 바와 같이 우수한 충격흡수 특성을 나타내는 한편, 적합한 프레스 성형성과 용접성을 나타낸다.

현미경 조직은 다음의 방법으로 평가되었다.

페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 그리고 잔류 조직의 확인과, 위치의 관찰과, 그리고 평균 결정 입경의 측정은 강판의 압연 방향 단면이 나이탈(nital)과 일본 특허 공개공보 59-219473 에 개시된 시약에 의해 식각되어 1000 배율 광학 현미경 사진을 사용하여 이루어졌다.

성질들은 다음의 방법으로 측정되었다.

인장강도 (TS), 항복강도 (YS), 전체 연신율 (T. El) 그리고 가공경화지수 (1 내지 5% 변형율에 대한 n 값) 를 결정할 때는 0.0001/s 의 변형속도로 JIS 5 (표점거리: 50 mm, 평행부폭: 25 mm) 에 따라 인장시험이 행해졌고, YS × 가공경화지수 및 TS × T. El. 들이 계산되었다.

인장 플랜징 성질 (stretch flanging property) 은 20 mm 의 펀칭된 구멍을 30°원뿔 펀치로 버리스 면(burrless side) 으로부터 확장시켜 균열이 판 두께를 관통하는 순간의 구멍 직경 (d) 과 원래의 구멍 직경 (do, 20 mm) 사이의 구멍 확장비 (d/do) 를 결정하는 것에 의해 측정되었다.

강판 두께의 제곱근의 5 배되는 팁 반지름을 갖는 전극을 사용하여 중간 플레쉬가 형성되는 전류의 0.9 배의 전류하에 결합된 점용접 시편이 정 (chisel) 으로 파괴 (rupture) 될 때 만약 박리 파열을 경험한다면 용접성이 적합하지 않은 것으로 판정되었다.

위에서 설명한 바와 같이, 본 발명은 종래에는 얻을 수 없었던 우수한 충격흡수 성능 및 프레스 성형성을 제공하는 자동차용 고강도 열연 및 냉연 강판을 경제적이고 안정적인 방식으로 제공하는 것이 가능하며 따라서 고강도 강판의 사용을위한 현저히 더 넓은 범위의 물품과 조건을 제안한다.

Claims

듀얼 페이즈형 고강도 강판으로서, 최종 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 강판의 5 % 상당 변형율(equivalent strain)의 변형 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형(pre-deformation) 후에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 준정적변형 강도 σs 와 전술한 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때의 동적변형 강도 σd 사이의 차이 (σd - σs) 가 60 MPa 이상이며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 0.13 이상인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
듀얼 페이즈형 고강도 강판으로서, 최종 현미경 조직이 주상은 페라이트이고 부상은 상기 강판의 5 % 상당 변형율의 변형 후에 3 % 내지 50 % 의 점적율로 마르텐사이트를 함유하는 다른 저온 생성상인 복합 현미경 조직이고, 0 % 보다 크고 10 % 이하인 상당 변형율의 예변형 후에 5 × 10²내지 5 × 10³(s^-1) 의 변형속도 범위에서 변형될 때 3 내지 10 % 의 상당 변형율 범위에서의 변형응력의 평균값 σdyn (MPa) 은 예변형 전에 5 × 10^-4내지 5 × 10^-3(s^-1) 의 변형속도 범위에서 측정된 준정적 인장시험에서의 인장강도를 TS (MPa) 라 할때 σdyn ≥ 0.766 × TS + 250 의 부등식을 만족하며, 5 내지 10 % 변형에서의 가공경화지수가 0.13 이상인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

항복강도 YS(0) 와 5 % 상당 변형율의 예변형 후 또는 추가적인 베이크 경화 처리(BH 처리) 후의 인장시험에서의 인장강도 TS'(5)와의 비는 YS(0)/TS'(5) ≤ 0.7 의 부등식을 만족하며, 항복강도 YS(0) × 가공경화지수 ≥ 70 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,

마르텐사이트의 평균 결정 입경은 5 ㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정 입경은 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 4 항에 있어서,

인장강도 (MPa) × 전체 연신율 (%) ≥ 18,000 의 부등식을 만족하고, 구멍 확장비 (d/d₀) ≥ 1.2 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 우수한 동적변형 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 5 항에 있어서,

조질 압연(tempering rolling)과 텐션 레블러(tension leveller) 일방 또는 쌍방에 의한 소성 변형량 (T) 는 2.5 {YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 15 ≥ T ≥ 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5} + 0.5 의 부등식을 만족하는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 6 항에 있어서,

화학 조성이 중량 퍼센트로 C 는 0.02 내지 0.25 %, Mn 과 Cr 일방 또는 쌍방이 전체로 0.15 내지 3.5 %, Si, Al, P 중 하나 이상이 전체로 0.02 내지 4.0 %, Ni, Cu, Mo 중 하나 이상이 전체로 3.5 % 이하, Nb, Ti, V 중 하나 이상이 0.30 % 이하, 그리고 Ca 와 REM 일방 또는 쌍방이 Ca 는 0.0005 내지 0.01 %, REM 은 0.005 내지 0.05 % 이고, 잔부는 주성분으로서 Fe 인 것을 특징으로 하는 우수한 동적변형 특성을 겸비한 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
제 7 항에 있어서, 추가로 B (≤0.01%), S (≤0.01%), N (≤0.02%) 중 하나 이상이 상기 강에 첨가되는 것을 특징으로 하는 우수한 동적변형 특성을 겸비한 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 강판.
연속 주조 슬라브가 주조 단계로부터 열간 압연 단계로 직접 공급되거나 또는 단시간의 냉각 후에 재가열되면서 열간 압연된 후에, Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 의 다듬질 온도에서 열간 압연되고, 런아웃 테이블에서 5℃/sec 보다 큰 평균 냉각속도로 냉각되며, 그 다음 350℃ 이하의 온도에서 권취되는 것을 특징으로 하는 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 하나에 따른 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 열연 강판의 제조방법.
제 9 항 에 있어서, 열간 압연을 위한 Ar₃- 50℃ 내지 Ar₃+ 120℃ 범위의 다듬질 온도에서, 상기 열간 압연은 금속학적 파라미터 A 가 아래의 부등식 (1) 및 (2) 를 만족하도록 행해지고, 이어지는 런아웃 테이블에서의 평균 냉각속도는 적어도 5℃/sec 이며, 그리고 상기 권취는 상기한 금속학적 파라미터 A 및 권취온도 (CT) 사이의 관계가 아래의 부등식 (3) 을 만족하도록 이루어지는 것을 특징으로 하는 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 열연 강판의 제조방법.

9 ≤ logA ≤ 18 (1)

△T ≤ 21 × logA - 61 (2)

CT ≤ 6 × logA + 242 (3)
연속 주조 슬라브가 주조 단계로부터 열간 압연 단계로 직접 공급되거나 또는 단시간의 냉각 후에 재가열되면서 열간 압연된 후에, 열간 압연되고, 열간 압연되고 이어서 권취된 강판은 산세척 후에 냉간 압연되며, 최종 제품을 준비하기 위한 연속 소둔 단계에서의 소둔시, Ac₁과 Ac₃사이의 온도까지 가열되고 이 온도 범위에 10 초 이상 유지되는 동안 소둔되며, 그 다음 5℃/sec 보다 큰 냉각속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 하나에 따른 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 냉연 강판의 제조방법.
제 11 항에 있어서, 상기 연속 소둔 단계에서, 상기 냉연 강판은 Ac₁과 Ac₃사이의 온도 (To) 까지 가열되고, 이 온도 범위에 10 초 이상 유지되는 동안 소둔되며, 550℃ 내지 To 범위의 이차 냉각 시작 온도 (Tq) 까지 1 내지 10℃/sec 의 일차 냉각 속도로 냉각되고, 그 다음 화학적 조성과 소둔 온도 (To) 에 의해 결정되는 Tem 보다 높지 않은 이차 냉각 종료 온도 (Te) 까지 10 내지 200℃/sec 의 이차 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 하나에 따른 높은 충격 에너지 흡수 특성을 갖는 듀얼 페이즈형 고강도 냉연 강판의 제조방법.