KR20020022639A - 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

강판은, 질량퍼센트로, 0.01 내지 0.3%의 C, 0.01 내지 2%의 Si, 0.05 내지 3%의 Mn, 0.1% 이하의 P, 0.01% 이하의 S, 및 0.005 내지 1%의 Al로 제조되고, 및주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직인 미세조직, 3 내지 12인 제 2 상의 평균 입경으로 나누어진 제 2 상의 부피 퍼센트의 비율, 및 1.5 내지 7인 페라이트의 평균 경도로 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율을 구비한 버링 가공성이 우수한 혼합 조직 강판, 또는 강판은, 질량퍼센트로, 0.01 내지 0.3%의 C, 0.01 내지 2%의 Si, 0.05 내지 3%의 Mn, 0.1% 이하의 P, 0.01% 이하의 S, 및 0.005 내지 1%의 Al로 제조되고, 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직인 미세조직, 2μm 내지 20μm인 페라이트의 평균 입경, 0.05 내지 0.8인 페라이트의 평균 입경으로 나누어진 제 2 상의 평균 입경 비율, 및 0.2% 내지 3%인 제 2 상에서 탄소 농도를 구비한 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.

Description

버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법{HIGH FATIGUE STRENGTH STEEL SHEET EXCELLENT IN BURRING WORKABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
차량 구성요소를 위해 알루미늄 합금과 같은 경금속 및 고강도 강판의 적용은 차량 중량 감소를 통하여 연료 절약 및 다른 관계된 잇점을 성취하기 위해 증가되고 있다. 비록 알루미늄 합금과 같은 경금속은 높은 비강도의 장점을 가지지만, 그들의 적용은 강보다 훨씬 높은 비용으로 인하여 특별히 사용에 있어 제한되고 있다. 따라서 차량 중량을 더욱 감소시키기 위해서, 낮은 비용으로 폭 넓은 적용의 고강도 강판이 요구된다.
상기 형태인 고강도에 대한 요구에 부합하여, 지금까지 고강도, 디이프 드로잉성(deep drawability), 소부 경화성(bake-hardenability)등을 가진 다양한 새로운 강판이 전체 차량 중량의 1/4 정도를 고려하여 본체 및 패널을 위해 사용된 냉간 압연 강판의 분야를 통해 개발되었고, 및 상기 개발은 차량 중량 감소에 공헌하였다. 그러나, 차량 중량 감소를 위한 노력의 촛점은 전체 차량 중량의 약 20%를 고려하여 구조 부재 및 하부 구조 구성 요소로 뒤 늦게 맞춰지게 되었다. 상기 상황하에서, 상기 적용을 위한 고강도 열간 압연 강판의 개발이 요구되고 있다.
그러나, 일반적으로 말하자면, 고강도는 성형성(가공성)과 같은 다른 재료 특성의 비용에서 얻어지고 및, 따라서 고강도 강판의 개발에서 중요 논점은 어떻게 다른 재료의 특성을 해하지 않고 강도를 상승시키냐 하는 것이다. 구멍 확장성, 피로 저항성, 내식성등은 특히 구조 부재 및 하부 구조 구성 요소를 위해 사용된 강판에 필요한 특성중 중요하다 하겠다, 개발에 있어서, 상기는 잘 균형잡힌 방법을 통해 상기 특성들의 높은 차원과 함께 고강도를 실현시키는 것이 필수이다.
로드휠 디스크를 위한 강판에 요구된 특성 중, 예를 들면 구멍 확장성 및 피로 저항성은 특히 중요한 것으로 간주되었다. 상기는 허브(hub) 구멍을 형성하기 위한 버링(구멍 확장)이 로드휠 디스크를 형성하는데 있어 다양한 가공 단계중 특히 어렵기 때문이고 및 피로 저항은 바퀴 구성요소로 요구된 특성 중 가장 엄격한 표준하에 제어되는 양상에 있다.
바퀴 구성 요소의 피로 저항을 고려하여, 현재 피로 특성이 우수한 590 MPa 급 페라이트-마르텐사이트 혼합 구조용 강(이상(二想) 강)의 고강도 열간 압연 강판이 로드휠 디스크용으로 사용되었다. 그러나, 상기 구성 요소를 위한 강판에 요구된 강도의 수준은 590 MPa 내지 780 MPa로 상승한다. 구멍 확장성이 강 강도가 증가할 때 낮게되는 경향이 있는 사실에 더하여, 혼합 구조용 강판은 그들의 불균질한 조직으로 인하여 구멍 확장성에 관해 장애가 되는 것으로 믿어지고 있다. 상기 이유 때문에, 590MPa 급 혼합 구조용 강판에서 어떠한 문제가 일어나지 않은 상기 구멍 확장성은 780MPa 급 혼합 구조용 강판에서 문제가 발생되었다.
상기는 로드휠 및 차량의 다른 하부구조 구성 요소를 위해 고강도 강판의 적용에 중요한 조건으로써 피로 저항성에 추가하여 구멍 확장성이 강조되고 있음을 의미한다. 그러나, 강력한 요구사항에도 불구하고, 몇 몇의 발명가들은 제한된 수의 기대치를 위해 구하고, 피로 저항을 개선하기위해, 및 구멍 확장성이 우수한 페라이트-마르텐사이트 혼합 구조의 미세조직을 가진 고강도 강판을 제공하기 위해 제안하였다.
예를 들면, 일본 특개평 5-179396은 페라이트 및 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 구성하는 그의 미세조직을 형성하므로써 강판의 피로 저항을 확보하고, 및 TiC, NbC등의 석출물로 이루어진 강화 페라이트에 의해 구멍 팽창성을 확보하기 위한 기술을 나타내었고, 따라서 페라이트 입자와 마르텐사이트상사이의 강도 차이는 감소될 수 있고 및 변형은 페라이트 입자에 대하여 국부적으로 집중되지 않는다.
로드휠 디스크와 같은 약간의 하부구조 구성 부품용 강판에서, 상기는 버링 가공성 및 피로 저항성과 같은 성형성의 높은 수준 및 균형잡힌 결합을 실현하기 위해 필수적이지만, 상기 기술은 만족스러운 방법으로 상기 특성을 제공하지 못한다. 또한, 설령 성형성 및 피로 저항성이 만족스럽지만, 경제적이고 안정적인 상기 형태를 제공할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것이 중요하고, 이 점에서, 상기 종래 기술은 불충분하다.
특히, 일본 특개평 5-179396에서 나타낸 기술은 석출 경화를 통해 페라이트 입자를 강화시키기 위해 제안하였기 때문에 충분한 연신을 제공하는 것이 불가능하다. 상기 석출물은 제조동안 마르텐사이트상 주변에서 발생된 고밀도 전위를 차단하기 때문에 페라이트-마르텐사이트 혼합 조직의 균일한 특징인 낮은 항복 비율을 제공할 수 없다. 또한, Ti 및 Nb의 첨가는 제조 비용을 상승시키기 때문에 바람직할 수 없다.
상기 관점에서, 본 발명의 목적은 종래 기술의 상기 문제를 바람직하게 해결할 수 있고, 피로 저항 및 버링 가공성(구멍 확장성)이 우수하고 및 540MPa 이상의 인장강도를 가진 혼합 조직 강판, 및 경제적이고 및 안정적인 상기 강판을 제조하기 위한 방법을 제공하기 위한 것이다.
본 발명은 540MPa 이상의 인장강도를 가진 버링 가공성이 우수한 혼합 조직 강판 및 그의 재조 방법, 및 특히 구멍 확장성(버링(burring) 가공성)이 우수하고 및 구멍 확장성 및 내구성이 요구되어진 로드휠(roadwheel) 및 차량의 다른 하부 구조 부품용 재료로 적합한 고피로강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
도 1은 본 발명을 위한 첫 번째 시험의 결과로부터 얻어진 평균 페라이트 입경, 제 2 상의 크기 및 구멍 확장율사이의 관계를 나타낸 그래프이고,
도 2는 본 발명을 위한 첫 번째 시험의 결과로부터 얻어진 제 2 상내 탄소 농도와 구멍 확장율사이의 관계를 나타낸 그래프이고,
도 3은 본 발명을 위한 첫 번째 시험의 결과로부터 얻어진 제 2 상의 평균 입경에 의해 분할된 제 2 상의 부피 퍼센트의 비율, 페라이트의 평균 경도에 의해 분할된 제 2 상의 평균 경도의 비율과 구멍 확장율사이의 관계를 나타낸 그래프이고,
도 4는 피로 시험을 위한 시험편의 형상을 나타낸 도면이다.
현재 일반적으로 사용된 강판 제조 설비를 사용하여 산업 규모로 제조된 열간 압연 및 냉간 압연 강판의 제조 공정을 기억하여, 본 발명가들은 강판의 우수한 버링 가공성과 높은 피로 저항성을 성취하기 위한 수단을 아주 열심히 연구하였다. 결과적으로, 본 발명은 다음의 성취가 버링 가공성을 강화시키기 위해 매우 효과적임을 새로운 발명을 바탕으로 성립되었다. 미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직이고, 페라이트의 평균 입경이 2μm 내지 20μm이고, 페라이트의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 입경의 비율은 0.05 내지 0.8이고, 및 제 2 상의 탄소 농도는 0.2% 내지2% 이고, 제 2 상의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 부피 퍼센트의 비율은 3 내지 12 이고, 및 페라이트의 평균 경도에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율은 1.5 내지 7이다.
따라서 본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 강판은, 질량퍼센트로,
0.01 내지 0.3%의 C,
0.01 내지 2%의 Si,
0.05 내지 3%의 Mn,
0.1% 이하의 P,
0.01% 이하의 S, 및
0.005 내지 1%의 Al, 및
Fe와 불가피한 불순물을 구성하는 잔부를 포함하는 강으로 제조되고,
미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트를 가진 혼합 조직이고,
페라이트의 평균 입경은 2μm 내지 20μm이고,
페라이트의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 입경 비율은 0.05 내지 0.8이고, 및
제 2 상에서 탄소 농도는 0.2% 내지 3%인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(2)강판은, 질량퍼센트로,
0.01 내지 0.3%의 C,
0.01 내지 2%의 Si,
0.05 내지 3%의 Mn,
0.1% 이하의 P,
0.01% 이하의 S, 및
0.005 내지 1%의 Al, 및
Fe와 불가피한 불순물을 구성하는 잔부를 포함하는 강으로 제조되고,
미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트를 가진 혼합 조직이고,
제 2 상의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 부피 퍼센트의 비율은 3 내지 12이고, 및
페라이트의 평균 경도에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율은 1.5 내지 7인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량퍼센트로, 0.2 내지 2%의 Cu를 함유하고, 및 Cu는 순수하게 Cu를 구성하는 크기에 있어서 2nm 이하의 입자 석출의 상태로 및/또는 고용체의 상태로 강의 페라이트상에 존재하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(4) 상기 (1) 내지 (3)중 어느 하나에 있어서, 추가로, 질량퍼센트로, 0.0002 내지 0.002%의 B를 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(5) 상기 (1) 내지 (4)중 어느 하나에 있어서, 추가로, 질량퍼센트로, 0.1 내지 1%의 Ni을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(6) 상기 (1) 내지 (5)중 어느 하나에 있어서, 추가로, 질량퍼센트로, 0.0005 내지 0.002%의 Ca 및 0.0005 내지 0.02%의 REM중 하나 또는 둘을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(7) 상기 (1) 내지 (6)중 어느 하나에 있어서, 추가로, 질량퍼센트로,
0.05 내지 0.5%의 Ti,
0.01 내지 0.5%의 Nb,
0.05 내지 1%의 Mo,
0.02 내지 0.2%의 V,
0.01 내지 1%의 Cr, 및
0.02 내지 0.2%의 Zr 중 하나 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(8) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학 성분을 가진 강으로 제조되고, 미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 5% 내지 25%의 부피 분율을 고려한 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
(9) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 높은 온도로 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조 방법.
(10) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, 조압연 후 슬라브를 탈 스케일하기 위해 고압을 적용하고, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
(11) Ar3변태 온도 이상의 온도에서 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브의 열간 압연을 완성하고, 그 후 제조된 열간 압연 강판을 냉간 압연 및 피클링 처리하고, 30 내지 150초동안 Ac1변태 온도에서 Ac3변태 온도의 온도 범위로 냉간 압연 강판을 유지하고, 그 후 350℃ 이하의 온도 범위로 20℃/sec 이상의 냉각 속도에서 냉각하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
(12) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위에서 제조된 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 내지 450℃의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
(13) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, 조압연 후 슬라브를 탈 스케일하기 위해 고압을 적용하고, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 내지 450℃의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
(14) Ar3변태 온도 이상의 온도에서 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 화학성분을 가진 슬라브의 열간 압연을 완성하고, 그 후 제조된 열간 압연 강판을 냉간 압연 및 피클링 처리하고, 30 내지 150초동안 Ac1변태 온도에서 Ac3변태 온도의 온도 범위로 냉간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도에서 냉각하고, 350℃ 내지 450℃의 온도 범위로 유지하고, 및 150℃ 이하의 온도 범위로5℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
본 발명에 의해 도출된 근본적인 연구의 결과가 기술되었다.
구멍 확장성에 대한 페라이트의 입경 및 제 2 상의 크기의 영향이 첫 번째로 조사되었다. 시험을 위한 시편이 다음과 같은 방법으로 준비되었다. Ar3변태 온도 이상의 다른 온도에서 0.07%C-1.6%Si-2.0%Mn-0.01%P-0.001%S-0.03%Al의 화학성분을 가진 강 슬라브의 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 15초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도로 다른 온도 범위에서 제조된 열간 압연 강판을 유지하고,20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 및 그 후 상온에서 권취한다.
도 1은 페라이트의 입경 및 제 2 상의 크기에 관계에서 준비된 강판에 대한 구멍 확장 시험의 결과를 나타내었다.
결과로부터, 본 발명가들은 구멍 확장성과 각각의 페라이트 평균 입경 및 제 2 상의 크기사이에 강한 상관 관계(페라이트의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 입경의 비율)가 있고, 및 구멍 확장성은 페라이트의 평균 입경이 2μm 내지 20μm 일 때 뚜렷하게 강화되고 및 페라이트의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 입경 지수는 0.05 내지 0.8임을 새롭게 발견하였다.
상기를 위한 기구는 모두 분명하지 않지만, 다음과 같은 것으로 생각되어진다. 만약 제 2 상의 크기가 너무 크면, 공공(void)이 제 2 상과 그의 모상사이의 계면에서 용이하게 형성하고 및 공공은 구멍 확장동안 크랙의 시발점으로 이용되고, 만약 너무 작으면, 구멍 확장율과 상관관계인 국부 연성이 저하되고, 및 따라서 구멍 확장율은 제 2상이 바람직한 크기 및 간격을 가질 때 증가한다. 상기는 또한 만약 페라이트의 평균 입경이 너무 작으면, 항복 응력은 성형 후 형상 동결성(凍結性)에 악영향을 미치고, 및 만약 너무 크면, 미세조직은 불균일하게 되고 및 구멍 확장율과 상관 관계에 있는 국부 연성은 저하되는 것으로 생각되어진다.
페라이트의 평균 입경이 JIS G 0552강의 페라이트 결정립경의 시험 방법을 통해 규정된 부분 방법에 따라서 측정되었고, 및 제 2 상의 평균 입경은 상상 공정으로부터 얻어진 값 및 평균 원주의 평균 직경으로 한정되고 및 그와 같은 것이 사용됨을 주목해야 한다.
그 다음 구멍 확장성에 미치는 제 2 상에서 탄소 농도의 영향이 조사되었다. 도 2는 제 2 상내 탄소 농도에 관계한 상기 강판의 구멍 확장성을 나타내었다. 본 발명가들은 제 2상내 탄소 농도와 구멍 확장성사이의 강한 상관 관계가 있고 및 제 2 상내 탄소 농도가 0.2% 내지 2%일 때 구멍 확장성이 뚜렷히 개선되는 결과로부터 새롭게 발견하였다.
상기를 위한 기구는 둘 다 분명하지는 않지만, 다음과 같이 가정되어진다. 만약 제 2 상내 탄소 농도가 너무 높으면, 제 2상과 그의 모상 사이의 강도 차는 너무 크게되고 및 결과적으로, 공공은 펀칭 가공시 그들 사이의 계면에서 용이하게 형성되고 및 공공은 구멍 확장동안 크랙의 시발점으로 이용되고, 만약 제 2 상내 탄소 농도가 너무 낮으면, 한편으로 페라이트상의 연성이 불가피하게 낮게되고 및 구멍 확장율과 상관 관계인 국부 연성은 낮고 및 구멍 확장율은 감소하고 및 따라서 구멍 확장율은 제 2 상내에 탄소 농도가 바람직한 값을 가질 때 증가한다.
그러나, 만약 제 2 상내 탄소농도가 1.2%를 초과한다면, 열영향부는 스폿 용접으로 용접 또는 유사한 방법으로 용접하는 동안 현저히 연화되고 및 연화된 열영향부는 피로 실패를 일으킨다. 상기 이유로, 제 2 상내 탄소 농도가 0.2 내지 1.2%의 범위로 떨어지는 것이 바람직할 수 있다.
구멍 확장성(버링 가공성)은 일본 철과 강 연맹 규격 JEST T 1001-1996에 따른 구멍 확장 시험 방법에 따라 평가되었다.
다음, 본 발명에 따른 강판의 제 2 상내 탄소 농도 및 미세조직이 상세히 설명되었다.
피로 특성과 버링 가공성(구멍 확장성)에 대해 양호한 값을 얻기위해, 본 발명에 따른 강판의 미세 조직은 주상으로써 페라이트 및 주로 제 2상으로써 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직으로 형성되었다. 상기 제 2상은 불가피한 베이나이트 및 퍼얼라이트를 함유하는 것을 주목하라.
여기에서, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트, 퍼얼라이트 및 마르텐사이트의 부피 분율은 회전방향을 따라 표면 단면을 연마하고 및 일본 특개평 5-163590에 나타내어진 시약 및 질산 시약으로 에칭한 후, 강판의 1/4 또는 3/4 폭 부분을 절단한 시편의 1/4의 판 두께에 대한 표면 단면상의 미세 조직을 200 내지 500배의 확대로 광학 현미경에 의해 관찰된 각 면적 분율로써 형성된다.
오스테나이트는 그의 결정 조직이 페라이트와는 다르기때문에 결정학적으로 용이하게 입증될 수 있다. 따라서 잔류 오스테나이트의 부피 분율은 X-선 회절 방법을 통해 실험실적으로 얻어질 수 있다. 상기는 어래의 방정식을 사용하여, Mo의 kα-선에 의한 반사하에 반사 표면 강도에서 두 개 사이의 차이로부터 오스테나이트 및 페라이트의 부피 분율을 계산하기 위한 단순화된 방법이다.
Vγ = (2/3){100/(0.7 x α(211)/γ(220) + 1)} + (1/3){100/(0.78 x α(211)/γ(311) + 1)}
여기에서, α(211), γ(220) 및 γ(311)는 각 페라이트(α) 및 오스테나이트 (γ)의 x-ray 반사 표면 강도다.
광학 현미경 및 X-선 회절 방법은 잔류 오스테나이트의 부피 분율의 거의 동일한 측정을 산출하기 때문에, 상기 측정들중 하나만이 사용될 수 있다.
잔류 오스테나이트내 탄소 농도는 X-선 회절 방법 또는 Mossbauer 분광방법에 의해 실험실적으로 얻어질 수 있다. 예를 들면, X-선 회절 방법에 의해, 잔류 오스테나이트내 탄소 농도는 탄소 농도와 침입형 고용 성분인 C가 오스테나이트의 결정 격자로 배치된 이유로 발생된 격자상수의 변화사이의 관계로부터 측정된다. 상기 격자상수는 Co, Cu 및 Fe의 kα-선을 사용하여 오스테나이트의 (002), (022), (113) 및 (222)의 반사각을 측정하므로써, 및 문헌(B. D. Cullity : Agne에 의해 출간되고 Gentaro Matsumura에 의해 번역된 X-선 회절의 기초)내에 기술된 반사각으로부터 상기를 계산하므로써 얻어진다. 여기에서, cos2θ(θ : 반사각)와 격자상수(a)사이의 직선 관계로 인하여, 순수 격자 상수(a0)는 직선으로 cos2θ = 0을 추정하므로써 얻어진다. 또한 잔류 오스테나이트내 탄소 농도는 문헌(R.C.Ruhl 및 M.Cohen : AIME의 야금학회의 논문, 245권 241페이지 1269년)에서 기술된 방정식 a0= 3.572 + 0.033%C(탄소 농도)와 같이 오스테나이트의 격자상수와 오스테나이트내 탄소 농도사이의 관계를 사용하여 순수 격자 상수(a0)의 값으로부터 얻어질 수 있다.
만약 제 2 상이 마르텐사이트라면, 그 후 제 2상내 탄소 농도는 전자선 미세 분석기(EPMA)를 사용하여 문헌(히로요시 소에지마 : 전자빔 미세 분석, Nikkan Kogyo Shimbunsha에 의해 출간)내에서 기술된 검량선법에 따라 얻어진 값이다. 다 섯개 이상의 제 2 상 입자들이 측정되었기 때문에 탄소 농도값은 측정된 입자의 평균치임을 주목하라. 잔류 오스테나이트내 탄소 농도는 상기 방법으로 대신하므로써 다음의 단순화된 측정 방법, 즉 전체 강판(가장 큰 부피 분율 및 제 2상을 가진 상)의 탄소 농도로부터 상기를 계산하기위한 방법에 의해 얻어질 수 있는 것으로 전체 강판내 평균 탄소 농도, 및 페라이트내 탄소 농도다,
강 모두의 탄소 농도(가장 큰 부피 분율 및 제 2 상을 가진 상)는 강 화학 성분에서 탄소 농도이고, 및 페라이트내 탄소 농도는 소부 경화성 지수(다음에는 BH로 설명)로부터 계산된다. 여기에서 BH(MPa)의 양은 인장 시험을 위해 JIS 5번 시험편에 2.0% 선변형을 제공하고, 170℃에서 20분동안 열처리하고 및 다시 인장 시험을 행하여 얻어진 값으로, 값은 열처리전 2.0% 선변형하의 유동 응력과 열처리후 항복점사이의 차이를 나타낸다.
혼합 조직강의 BH양이 페라이트내 용질 탄소 양의 관계를 위해 간주되는 것은 단단한 제 2 상이 2.0%의 선변형하에 가소성적으로 변형하지 않음을 고려하여 안전하기 때문이다.
상기 혼합 조직강내에서 용질 탄소 양과 BH양사이의 관계는 문헌(A. T. Davenport : 성형가능한 HSLA 및 듀얼-페이스 강(1977), 131페이지 도 4)을 통해 나타내어졌다. 상기에서 주어진 관계로부터, 혼합 조직강내에서 용질 탄소 양과 BH양사이의 관계는 대략적으로 다음과 같을 수 있다.
Cs(용질 탄소량) = 1.5 x 10-4exp(0.033 x BH)
따라서 제 2 상내 탄소 농도는 다음과 같은 방정식에 의해 평가될 수 있다.
Cm = [C(강의 탄소 농도) - Cs] /fM(제 2 상의 부피분율)
상기에는 상기 방정식에 의해 평가된 제 2상내 탄소 농도와 EPMA를 사용하여 얻어진 것 사이에 매우 양호한 관계가 있다.
도 3은 제 2 상(dm)의 평균 입자 크기에 의해 나누어진 제 2 상(Vs)의 부피 분율의 비율 및 페라이트 평균 경도(Hvf)에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도(Hvs)의 비율의 표현으로 강판의 구멍 확장 시험의 결과를 나타내었다.
상기로부터, 본 발명가들은 구멍 확장성과 각각의 제 2 상의 평균 입자 크기에 의해 나누어진 제 2 상의 부피 분율의 비율 및 페라이트 평균 경도에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율사이의 강한 상관 관계, 및 제 2 상의 평균 입자 크기에 의해 나누어진 제 2 상의 부피 분율의 비율이 3 내지 12이고 및 페라이트 평균 경도에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도(Hvs)의 비율 1.5 내지 7일 때 구멍 확장성이 뚜렷히 개선됨을 발견하였다.
상기를 위한 기구는 둘 다 분명하지는 않지만, 다음과 같을 것으로 생각되어진다. 만약 제 2 상의 평균 입경에 의해 나누어진 제 2 상의 부피 분율의 비율(비율은 제 2 상의 입경을 나타낸다)이 너무 크면, 미세조직은 불균질하고 및 공공이 제 2상과 그의 모상사이의 계면에 형성하기 쉽고, 및 상기 공공은 구멍 확장하는 동안 크랙을 유발하기 쉽게되고, 만약 상기 비율이 너무 작으면, 구멍 확장율과 상관 관계인 국부 연성은 낮게되고, 및 따라서 구멍 확장율은 상기 비율이 바람직한 값을 이룰 때 증가한다.
또한 상기는 만약 페라이트 평균 경도에 의해 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율(비율은 페라이트와 제 2 상사이의 경도 차를 나타낸다.)이 너무 크면, 공공은 제 2 상과 그의 모상사이의 계면에서 형성되기 쉽고 및 공공은 구멍 확장 동안 크랙을 유발하기 쉽고, 만약 상기 비율이 너무 작으면, 피로 크랙을 저지하기위한 제 2 상의 효과는 상실하게되고, 및 따라서 동시에 양호한 구멍 확장성 및 양호한 피로 특성을 얻는 것을 어렵게 한다.
본 발명에 따른 강판의 화학성분의 한정 이유가 설명될 것이다. 각 성분의 함량은 질량 퍼센트로 한정된다.
C는 바람직한 미세조직을 얻기위한 필수불가결한 성분이다. 그러나, 그의 함량이 0.3%를 초과할 때, 가공성 및 용접성이 악화되고, 따라서 그의 함량을 0.3% 이하로 하였다. C 함량이 0.01% 이하일 때, 강 강도는 감소하고, 따라서 그의 함량을 0.01% 이상으로 하였다.
Si은 바람직한 미세조직을 얻기위한 필수불가결한 성분이고, 및 고용강화를 통하여 강도를 강화하기 위한 효과적인 성분이다. 그의 함량은 바람직한 강도를 얻기 위해 0.01% 이상으로 하였지만, 2%를 초과하여 함유될 때는 가공성이 악화된다. 따라서 Si 함량을 0.01% 내지 2%로 하였다.
Mn은 고용강화를 통하여 강도를 강화시키기 위한 효과적인 성분이다. 그의 함량이 바람직한 강도를 얻기위해 0.05% 이상을 함유하였지만, 3% 이상이 첨가될 때는 크랙이 슬라브내에서 발생한다. 따라서 그의 함량을 3% 이하로 하였다.
P는 바람직하지 않은 불순물이어서 그의 함량을 낮추는 것이 바람직하다. 그의 함량이 0.1%를 초과할 때 가공성 및 용접성은 격심하게 영향을 받으며, 및 그래서 피로 특성이 악화된다. 따라서, 그의 함량을 0.1% 이하로 하였다.
S은 바람직하지 않은 불순물이어서 그의 함량을 낮추는 것이 바람직하다. 그의 함량이 너무 클때, 구멍 확작성에 해로운 영향을 미치는 A 타입 개재물이 형성되고, 및 상기 이유로 그의 함량을 최소화하였다. 0.01% 이하의 S함량은 허용가능하다.
0.005% 이상의 Al은 용강의 탈산을 위해 요구되지만 그의 상한을 비용 증가를 피하기 위해 1%로 설정하였다. Al은 비금속 개재물의 형성을 증가시키고 및 극도로 첨가될 때 연신율을 악화시킨다. 따라서 상기를 이유로 Al의 바람직한 함량이 0.5% 이하로 설정되었다.
Cu는 고용체내에 적당한 양이 첨가되면 피로 특성을 개선시킨다. 그러나, 확실한 효과는 0.2% 이하의 첨가량으로 얻어지지 않지만, 효과는 2%를 초과할 때 과포화된다. 따라서 Cu 함량의 범위를 0.2 내지 2%로 하였다.
B은 Cu와 결합하여 첨가될 때 피로한계를 상승시키기 때문에 적당한 양으로 첨가되었다. 0.0002% 이하의 첨가는 효과를 얻기위해 충분하지는 않지만, 0.002%를 초과하여 첨가될 때 크랙이 슬라브내에서 발생하기 쉽게된다. 따라서 B 첨가는 0.0002% 내지 0.002%로 되었다.
적당한 양의 Ni은 Cu에 의해 발생된 고온 취성을 방지하기 위해 첨가되었다. 0.1% 이하의 첨가는 효과를 얻기위해 충분하지 않지만, 1% 이상의 첨가에서는 그 효과를 과포화된다. 상기 이유로, 그의 함량이 0.1 내지 1%로 되었다.
Ca 및 REM은 파괴를 유발하고 및 가공성을 악화시키는 비금속개재물의 형상을 변화시켜 그들을 해롭지 않게 만든다. 그러나 확실한 효과는 각각의 첨가량이 0.0005%이하일 때 얻어지지 않는다. Ca 가 0.002%의 초과로 첨가되고 또는 0.02% 이상으로 REM이 첨가될 때 그 효과는 과포화된다. 따라서 바람직하게 0.0005% 내지 0.002%의 Ca 또는 0.0005 내지 0.02% REM이 첨가되었다.
또한, 석출경화 성분 및/또는 고용강화성분, 즉 Ti, Nb, Mo, V, Cr 및 Zr중 하나 이상이 강도 강화를 위해 첨가되었다. 그러나, 첨가량이 각각 0.05%, 0.01%, 0.05%, 0.02%, 0.01% 및 0.02% 이하일 때, 확실한 효과는 나타나지 않았고, 및 각각 0.5%, 0.5%, 1%, 0.2%, 1% 및 0.2% 를 초과하여 첨가될 때, 그 효과는 과포화된다.
본 발명의 효과를 얻기 위해, 특별한 한계는 Sn에 관하여 설정되지는 않았지만, 열간 압연시 표면 결함의 발생을 피하기 위해 바람직하게 0.05% 이하로 그의 함량을 제한하였다.
지금 본 발명에 따른 제조방법의 조건을 한정하기 위한 이유가 아래에 상세히 기술될 것이다.
본 발명에서, 화학성분의 바람직한 양을 함유하기 위해서 준비된 용강으로부터 주조된 슬라브가 가열되어 열간 압연기로 직접 공급되었고 또는 상온으로 냉각되고 및 그 후 재가열로에서 가열된 후 열간 압연기로 공급되었다. 특별한 한계가 재가열 온도에 관계하여 설정되지는 않았지만, 재가열 온도가 1400℃ 이하인 것이 바람직하고, 1400℃ 이상일 때 스케일 박리의 양이 커지게되고 및 생산율이 저하된다. 또한 재가열 온도가 1000℃ 이상이 바람직한 것으로, 슬라브 온도가 1000℃ 이하일 때 그의 압연 스케쥴에 관계하여 압연기의 작업 효율성을 현저히 낮춘다.
열간 압연 공정의 조압연 후 마무리 압연에서, 상기 압연은 Ar3변태온도에서 Ar3변태온도보다 100℃의 범위내로 마무리 압연 온도(FT)가 완성되어야 한다. 상기는 만약 상기 압연 온도가 열간 압연동안 Ar3변태온도 아래로 떨어진다면, 변형은 강판내에 남게되고, 그의 연성은 저하되고, 및 따라서 가공성이 악화되고, 및 상기 압연 완성 온도가 Ar3변태온도보다 100℃ 이상으로 상승한다면, 마무리 압연 후 오스테나이트 입경은 너무 크게되고, 연속적인 냉각 공정동안 2상 영역에서 페라이트 변태의 불충분한 진행을 유발하고, 및 따라서 바람직한 미세조직이 얻어질 수 없기 때문이다. 상기 이유로, 마무리 온도는 Ar3변태온도에서 Ar3변태온도보다 100℃위로 형성되어야 한다.
만약 고압 탈스케일이 조압연 후 슬라브에 적용된다면, 물의 유속 L(1/cm2)에 의해 증가된 강판 표면상에 고압수의 충격 압력 P(MPa)의 값이 0.0025 또는 그 이상이 바람직하다.
상기 강판 표면상에 고압수의 충격 압력(P)은 다음과 같이 나타내어진다 (Tetsu-to-Hagane, 1991, 77권, 9번, 450페이지).
P(MPa) = 5.64 x Po x V x H2
여기에서, Po(MPa)는 액체의 압력이고, V(1/min)는 노즐의 액체 유속이고, H(cm)는 노즐과 강판사이의 거리이다.
유속 L(1/cm2)은 다음과 같이 표현된다.
L(1/cm2) = V / (W x v)
여기에서 V(1/min)은 노즐의 액체 유속이고, W(cm)는 노즐로 부터 품어나오는 액체가 강판 표면을 때리는 폭이고 및 v(cm/min)은 강판 표면의 이동 속도이다.
본 발명의 효과를 얻기 위해, 특별한 제한은 유속 L에 의해 증가된 충격 압력(P)의 값에 관하여 설정되지 않아야 하지만, 값은 노즐의 액체 유속이 증가될 때, 노즐의 증가된 마모와 같은 해로움이 발생하기 때문에 0.02이하로 되는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 후 강판의 최대 표면 조도(Ry)가 15μm(15μmRy, 12.5mm, ln12.5mm)이하인 것이 바람직하다. 상기에 대한 이유는 예를 들면, 일본 재료과학 학회에 의해 출간된 금속재료 피로 설계 핸드북의 84페이지에서 알려진 바와 같이, 열간 압연 또는 피클링 처리될 때 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 표면 조도 (Ry)와 관계가 있는 사실로부터 명백하다. 마무리 열간 압연은 스케일이 다시 형성하는 것을 막기 위해서 고압 탈 스케일 후 5초 내에 행해지는 것이 바람직하다.
마무리 압연 후 즉시, 강판은 1 내지 20 초 동안 Ar3변태 온도에서 Ar1변태온도(페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역)의 온도 범위에서 유지되어야 한다. 상기 유지는 2상 영역에서 페라이트 변태를 가속화하기 위한 것을 의미한다. 만약 상기 유지 시간이 1초 이하이면, 2상 영역에서 페라이트 변태는 충분한 연성을 얻기 위해 불충분하고, 및 다른 한편으로 만약 20초를 초과하면, 퍼얼라이트가 형성하고및 주상과 같은 페라이트 및 마르텐사이트, 또는 제 2 상으로써 잔류 오스테나이트의 바람직한 혼합 구조가 얻어지지 못한다.
1 내지 20초동안 유지시 온도 범위는 페라이트 변태의 촉진 목적을 위해 Ar1변태 온도에서 800℃인 것이 바람직하다. 결국, 상기는 마무리 압연을 완성한 후 20℃/sec의 냉각 속도로 가능한한 빨리 상기 온도 범위로 강판을 냉각시키는 것이 바람직하다. 또한, 생산성의 극한 감소를 피하기 위해서, 유지 시간이 1 내지 10초로 단축되는 것이 바람직하다.
그 후 강판은 20℃/sec 이상의 냉각 속도에서 상기 온도 범위로부터 권취 온도(CT)로 냉각되어진다. 만약 냉각 속도가 20℃/sec 이하이면, 많은 탄화물을 함유하는 퍼얼라이트 또는 베이나이트를 형성하고 및 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트는 충분한 양으로 형성되지 않아, 결과적으로 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가진 바람직한 미세조직을 얻지 못한다.
본 발명의 효과는 권취온도 아래로 냉각하는 동안 냉각 속도의 상한을 규정하기 위해 어떠한 난관없이 이용될 수 있지만, 열 변형에 의해 발생된 강판의 뒤틀림을 피하기 위해 200℃/sec 아래로 냉각 속도를 제어하는 것이 바람직하다.
상기 권취 온도는 미세조직이 제 2 상으로써 마르텐사이트 및 주요 상으로써 페라이트를 가진 혼합 조직인 강판을 제조할 때 350℃ 이하로되어야 한다. 상기에 대한 이유는, 만약 권취 온도가 350℃ 이상이면, 베이나이트가 형성하고 및 마르텐사이트는 충분한 양으로 형성되지 않고, 및 따라서 제 2 상으로써 마르텐사이트 및 주요 상으로써 페라이트를 가진 바람직한 미세조직을 얻지 못한다. 따라서, 권취 온도는 350℃이하로 되어야 한다. 상기는 권취 온도의 하한을 특별하게 설정하는 것이 필요하지는 않지만, 권취가 장기간동안 젖음 상태를 유지할 때 녹(rust)에 의해 발생된 나쁜 외관을 피하기 위해, 상기는 권취 온도를 50℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
미세 조직이 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 5% 내지 25%의 부피 분율을 가진 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직인 강판을 제조할 때, 권취 온도는 350℃ 내지 450℃로 되어야 한다. 상기에 대한 이유는, 만약 권취 온도가 450℃를 초과하면, 많은 탄화물을 함유하는 베이나이트가 형성되고 및 잔류 오스테나이트는 충분한 양으로 형성되지 않고, 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 않고, 만약 권취온도가 350℃ 이하이면, 거대한 양의 마르텐사이트가 형성되고 및 잔류 오스테나이트는 충분한 양으로 형성되지 않고, 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 않는다. 따라서, 권취 온도는 350℃ 내지 450℃로 설정되었다.
본 발명에서, 고피로강도 강판이 냉간 압연된 강판일 수 있다. 상기 경우에서, 비록 피클링 후 냉간 압연의 조건을 엄격하게 규정할 필요는 없지만, 냉간 압하율을 30 내지 80%로 하는 것이 바람직할 수 있다. 상기 이유에 대해서, 만약 압하율이 30% 이하이면, 연속하는 어닐링 공정에서 재결정이 불완전하게 되고 및 연성은 악화되고, 만약 80% 이상이면, 냉간 압연기상의 압연 하중은 너무 높게 된다.
마지막으로, 본 발명은 연속 소둔이 어닐링 공정에서 사용됨을 추정할 수 있다. 강판은 2상 온도 범위, 즉 Ac1온도에서 Ac3온도로 가열되어야 한다. 그러나, 만약 가열 온도가 상기 온도 범위 보다 너무 낮으면 및 만약 시멘타이트가 열간 압연 후 석출된다면, 시멘타이트가 고용체로 되돌아오는데 너무 긴 시간을 갖게되고, 만약 가열 온도가 상기 온도 범위보다 너무 높게되면, 오스테나이트의 부피 분율은 너무 크게되고, 오스테나이트내 탄소 농도는 감소하고 및 CCT 다이어그램내 냉각 곡선은 많은 탄화물을 함유한 베이나이트의 변태 노이즈(nose) 및 퍼얼라이트의 변태 노이즈와 교차하는 경향이 있는 것을 주목해야 한다. 상기 이유에 대해, 가열 온도는 780℃ 내지 850℃인 것이 바람직하다. 유지 시간에 관하여, 15초 이하인 유지 시간은 시멘타이트를 완전히 고용체로 되돌리기 위해 불충분하고, 및 만약 유지 시간이 600초를 초과하면, 상기는 강판의 바람직하지 않은 느린 이동 속도를 필요로 한다. 상기 이유에 대해, 유지 시간은 15 내지 600초이어야 한다. 그 후, 유지 후 냉각 속도에 대해서, 20℃/sec 이하의 속도로 냉각될 때, CCT 다이어그램내 냉각 곡선은 많은 탄화물을 함유한 베이나이트의 변태 노이즈 또는 퍼얼라이트의 변태 노이즈를 교차하는 경향이 있고, 및 따라서 냉각 속도는 20℃/sec 이상이 되어야 한다. 만약 냉각 말기 온도가 350℃ 보다 높으면, 바람직한 미세조직은 얻어질 수 없고, 및 따라서 강판은 350℃ 이하의 온도 범위로 냉각되어야 한다.
또한, 제 2 상으로써 잔류 오스테나이트를 가진 고피로강도 냉간 압연된 강판을 제조할 때, 강판은 350℃ 내지 450℃의 온도, 즉 베이나이트 변태를 가속화시키고 및 충분한 양으로 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위한 온도 범위로 유지되어야 한다. 만약 유지 온도가 450℃ 이상이면, 잔류 오스테나이트는 퍼얼라이트로 용해한다. 만약 350℃ 이하이면, 미세한 탄화물 석출물 및 잔류 오스테나이트는 바람직한 양으로 형성되지 않고, 연성의 악화를 초래한다. 상기 이유에 대해, 베이나이트 변태를 가속화하고 및 충분한 양에서 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위한 유지 온도는 350℃ 내지 450℃로 한정된다. 상기 유지 시간에 관하여, 만약 유 지 시간이 15초 이하이면, 베이나이트 변태의 가속화는 불충분하고 및 불안정한 잔류 오스테나이트는 냉각의 말기에서 마르텐사이트로 변태하고, 및 따라서 안정한 잔류 오스테나이트 상은 충분한 양으로 얻어지지 못한다. 만약 유지 시간이 600초를 초과하면, 베이나이트 변태는 너무 많이 가속화되고 및 안정한 잔류 오스테나이트상은 충분한 양으로 얻어지지 못한다. 상기에 대한 다른 문제는 강판의 바람직하지 않은 느린 이동 속도이다. 따라서 베이나이트 변태를 가속화시키고 및 충분한 양으로 잔류 오스테나이트상을 안정화시키기 위한 유지 시간은 15초 내지 600초이다. 마지막으로, 냉각 말기 온도에 대한 냉각 속도에 대해서, 만약 5℃/sec이하이면, 베이나이트 변태는 훨씬 가속화되고 및 안정한 잔류 오스테나이트상이 충분한 양으로 얻어지지 못한다. 상기 이유로, 냉각 속도는 5℃/sec이하로 되어야 한다.
실시예 1
본 발명이 추가로 실시예를 바탕으로 설명될 것이다.
표 1에 나열된 각 화학성분을 가진 강 A 내지 Q는 전로를 사용하여 제조되었고, 및 각각의 그들은 다음과 같은 제조 공정을 거친다. 슬라브로 연속 주조하고,표 2에 나열된 각 가열 온도(SRT)로 재가열하고, 조압연하고 및 그 후 표 2에 나열된 각 마무리 압연 온도(FT)에서 1.2 내지 5.4mm 의 두께로 마무리 압연하고, 및 그 후 표 2에 나열된 각 권취 온도(CT)에서 권취한다. 그들 중 약간은 조압연 후 2.7MPa의 충격 압력 및 0.001 l/cm2의 유속의 조건하에 고압 탈스케일되었다.
JIS Z 2201에 따른 5 번 시험편은 제조된 열간 압연 강판으로부터 절단되었고 및 JIS Z 2241내에 규정된 시험 방법에 따라서 인장 시험되었다. 시험 결과는 표 2에 나타내어졌다. 여기에서, 페라이트 및 제 2 상의 부피 분율은 압연 방향이 따른 표면 단면내 강판 두께의 1/4에서 200 내지 500배의 확대로 광학 현미경으로 관찰된 미세조직내 그들의 각 면적 분율로써 한정된다. 페라이트의 평균 입경은 JIS G 0552하에 강의 페라이트 결정립경의 시험 방법에서 규정된 방법에 따라서 측정되었고, 및 제 2 상의 평균 입경은 평균 원의 평균 직경으로써 한정되고 및 이미지 처리로부터 얻어진 값이 사용되었음을 주목해야 한다. 경도는 0.049 내지 0.098N의 인장력 및 15초의 유지 시간하에 JIS Z 2244내에서 규정된 비커스 경도 시험 방법에 따라서 측정되었다.
제 2 상내 탄소 농도는 EPMA(전자 주사 미세 분석기)를 사용한 문헌(히로요시 소에지마: 전자빔 미세 분석, Nikkan Kogyo Shimbunsha에 의해 출간)에 기술된 측정 곡선 방법에 의해 얻어진 값이다. 다섯 개 이상의 2상 입자들이 측정되었기 때문에, 탄소 농도값은 측정된 입자의 평균 값임을 주목해야 한다.
시험편 A 내지 Q 중 약간에 대하여, 제 2상내 탄소 농도가 단순화된 측정 방법을 통해 측정되었다.
또한, 완전히 역면 벤딩하에 피로 시험은 98mm의 길이, 38mm의 폭, 20mm의 최소 단면부의 폭 및 30mm의 노치 반경을 가진 도 4에서 나타낸 평면 벤딩 피로 시험을 위한 시험편으로 행해졌다. 상기 강판의 피로 특성은 강판의 인장 강도(σB)로 나누어진 벤딩의 10 x 107배 후 피로 한계(σW)의 비율의 표현으로 평가되었다(상기 비율은 σW/σB로 나타내어진 상대 피로 한계이다).
기계 가공은 피로 시험을 위한 시험 편의 표면에 대하여 행해지지 않았고 및 그들은 피클링 처리된 표면 좌측에 대해 시험되어 졌음을 주목하라.
버링 가공성은(구멍 확장성) 일본 철과 강 제조 JFS T 1001-1996의 규격에 따라서 다음의 구멍 확장 시험 방법을 통해 평가되었다.
11 강, 즉 강 A, B, C-6, G, K, L, M, N, O, P 및 Q 는 본 발명과 일치한다. 그들의 각각에서는, 규정된 구성 성분의 양, 큰 부피 분율을 고려하여 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트를 가진 혼합 조직의 미세조직, 2μm 내지 20μm인 페라이트의 평균 입경, 0.05 내지 0.8인 페라이트의 평균 입경으로 나누어진 제 2상의 평균 입경의 비율, 0.2% 내지 2%의 제 2 상내 탄소농도, 3 내지 12인 제 2 상의 평균 입경(dm)으로 나누어진 제 2 상의 부피 분율(Vs)의 비율, 및 1.5 내지 7인 페라이트의 평균 경도 (HvF)로 나누어진 제 2 상의 평균 경도(Hvs)의 비율을 가진 버링 가공성이 우수한 혼합 조직 강판이 얻어졌다.
모든 다른 강은 다음과 같은 이유로 본 발명의 범위를 벗어났다.
강 C-1에서, 최종 마무리 압연 온도(FT)는 본 발명위의 범위에 있고 및 페라이트(Df)의 입경, 제 2상의 크기(dm/Df), 제 2 상내 탄소 농도(Cm) 및 제 2 상의 입경(Vs/dm)이 각각 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 C-2에서, 최종 마무리 압연 온도(FT)는 본 발명 아래의 범위에 있고 및 제 2상의 크기(dm/Df) 및 페라이트와 제 2상사이의 강도차(Hvs/Hvf)가 각각 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다. 또한, 연신율(El)이 잔류 변형으로 인하여 낮았다.
강 C-3에서, 유지 시간 후 냉각 속도(CR)는 본 발명의 범위보다 낮았고 및 권취 온도는(CT) 본 발명의 범위보다 높았고 및 결과적으로, 페라이트(Df)의 입경, 제 2상의 크기(dm/Df), 제 2 상내 탄소 농도(Cm) 및 제 2 상의 입경(Vs/dm)이 각각 본 발명의 범위를 벗어났다. 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 C-4에서, 마무리 압연 후 및 권취전 유지 온도(MT)는 본 발명 범위의 아래이고, 및 제 2상의 크기(dm/Df), 제 2 상내 탄소 농도(Cm) 및 페라이트와 제 2 상 사이의 강도 차(Hvs/Hvf)가 각각 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 C-5에서, 유지 시간(Time)은 마무리 압연과 권취사이에서 확보되지 않았고, 및 제 2상의 크기(dm/Df), 제 2 상내 탄소 농도(Cm) 및 페라이트와 제 2 상 사이의 강도 차(Hvs/Hvf)가 각각 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 D에서, 바람직한 미세 조직은 C 함량이 본 발명의 범위를 벗어났기 때문에 얻어지지 못했고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 인장강도(Ts) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 E에서, Si의 함량이 본 발명의 범위를 벗어났고,및 결과적으로 충분한 양호한 값이 인장강도(Ts) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 F에서, Mn의 함량이 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 페라이트의 입경 (Df), 제 2상의 크기(dm/Df) 및 제 2 상의 입경(Vs/dm)이 각각 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 어떠한 인장강도(Ts), 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서도 얻어지지 못했다.
강 H에서, S의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 I에서, P의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 J에서, C의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 어떠한 연신율(El), 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
실시예 1
본 발명이 추가로 다음 실시예를 바탕으로 설명될 것이다.
표 3에 나열된 각 화학성분을 가진 강 A 내지 O는 전로를 사용하여 제조되었고, 및 각각의 그들은 다음과 같은 제조 공정을 거친다. 슬라브로 연속 주조하고, 표 4에 나열된 각 가열 온도(SRT)로 재가열하고, 조압연하고 및 그 후 표 4에 나열된 각 마무리 압연 온도(FT)에서 1.2 내지 5.4mm 의 두께로 마무리 압연하고, 및 그 후 표 4에 나열된 각 권취 온도(CT)에서 권취한다. 그들 중 약간은 조압연 후 2.7MPa의 충격압력 및 0.001 l/cm2의 유속의 조건하에 고압 탈스케일되었다.
JIS Z 2201에 따른 5번 시험편은 제조된 열간 압연 강판으로부터 절단되었고 및 JIS Z 2241내에 규정된 시험 방법에 따라서 인장 시험되었다. 시험 결과는 표 4에 나타내어졌다. 표 4의 "미세조직"에서 "기타"는 퍼얼라이트 또는 마르텐사이트를 나타낸다. 여기에서, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트, 퍼얼라이트 및 마르텐사이트 부피 분율은 압연 방향을 따라 표면 단면을 연마하고 및 일본 특개평 5-163590에서 나타내어진 시약 및 질산 시약으로 에칭한 후, 강판의 1/4 또는 3/4 폭 위치로부터 절단된 시편의 강판 두께의 1/4에서 표면 단면상의 미세조직 대하여 200 내지 500배의 확대로 광학 현미경으로 관찰된 각 면적 분율로써 한정된다. 그러나 일부는 X-선 회절 방법을 통해 얻어졌다. 잔류 오스테나이트의 평균 입경은 펴균 원주의 평균 직경으로 한정되고 및 이미지 처리로부터 얻어진 값이 사용되었다. 경도는 0.049 내지 0.098N의 시험 힘 및 15초의 유지 시간하에 JIS Z 2244내에서 규정된 비커스 경도 시험 방법에 따라 측정되었다.
또한, 완전히 역면 벤딩하에 피로 시험은 98mm의 길이, 38mm의 폭, 20mm의 최소 단면부의 폭 및 30mm의 노치 반경을 가진 도 4에서 나타낸 평면 벤딩 피로 시험을 위한 시험편으로 행해졌다. 상기 강판의 피로 특성은 강판의 인장 강도(σB)로 나누어진 벤딩의 10 x 107배 후 피로 한계(σW)의 비율의 표현으로 평가되었다(상기 비율은 σW/σB로 나타내어진 상대 피로 한계이다). 기계 가공은 피로 시험을 위한 시험 편의 표면에 대하여 행해지지 않았고 및 그들은 피클링 처리된 표면 좌측에 대해 시험되어졌음을 주목하라.
버링 가공성은(구멍 확장성) 일본 철과 강 제조 JFS T 1001-1996의 규격에 따라서 다음의 구멍 확장 시험 방법을 통해 얻어진 구멍 확장 값의 표현으로 평가되었다.
9 강, 즉 강 A-1, E, I, J, K, L, M, N 및 O가 본 발명과 일치한다. 그들의각각에서는, 규정된 구성 성분의 양, 5% 내지 25%의 부피 분율을 고려한 잔류 오스테나이트 및 페라이트 및 베이나이트를 구성한 잔부를 포함한 혼합 조직의 미세조직, 3 내지 12인 그의 평균 입경으로 나누어진 잔류 오스테나이트의 부피 분율의 비율, 및 1.5 내지 7인 페라이트의 평균 경도로 나누어진 잔류 오스테나이트의 평균 경도의 비율을 가지는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 가공유기 변태형 혼합 조직 강판이 얻어졌다.
모든 다른 강은 다음과 같은 이유로 본 발명의 범위를 벗어났다.
강 A-2에서, 최종 마무리 압연 온도(FT)는 본 발명 이하의 범위에 있고 및 결과적으로, 강도 연성 균형(TS x El)과 구멍 확장율(λ)이 잔류 변형으로 인하여 낮아진다.
강 A-3에서, 최종 마무리 압연 온도(FT)는 본 발명 이상의 범위에 있고 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고, 및 결과적으로, 강도 연성 균형(TS x El)과 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다.
강 A-4에서, 최종 압연 후 및 권취전 유지 시간(MT)는 본 발명 범위의 아래이고, 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고 및, 결과적으로 강도 연성 균형(TS x El)과 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다.
강 A-5에서, 최종 압연 후 및 권취전 유지 시간(MT)는 본 발명 범위의 이상이고, 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고 및, 결과적으로 강도 연성 균형(TS x El)과 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다.
강 A-6에서, 유지 시간(Time)은 마무리 압연과 권취사이에서 확보되지 않았고, 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고 및, 결과적으로 강도 연성 균형(TS x El)과 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다. 구멍 확장율(λ)의 충분한 값은 얻어지지 못했다.
강 A-7에서, 잔류 후 냉각 속도(CR)는 본 발명의 범위보다 낮고 및 따라서 바람직한 미세 조직은 얻어지지 못하고 및 결과적으로 강도 연성 균형(TS x El)과 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다. 구멍 확장율(λ)의 충분한 값은 얻어지지 못했다.
강 A-8에서, 권취온도(CT)는 본 발명의 범위 이상이고 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고, 결과적으로, 강도 연성 균형(TS x El)은 낮다.
강 A-9에서, 권취 온도(CT)는 본 발명의 범위 아래이고 및 따라서 바람직한 미세조직은 얻어지지 못하고 및 결과적으로, 강도 연성 균형(TS x El)은 낮다.
강 B에서, 바람직한 미세조직은 C 함량이 본 발명의 범위를 벗어났기 때문에 얻어지지 못했고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 인장강도(Ts) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 C에서, Si의 함량이 본 발명의 범위를 벗어났고,및 결과적으로 충분한 양호한 값이 인장강도(Ts) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 D에서, Mn의 함량이 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 바람직한 미세조직이 얻어지지 못했고, 및 결과적으로, 강도-연성 균형(TS x El) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)는 낮다.
강 F에서, P의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한양호한 값이 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 G에서, S의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 구멍 확장율(λ) 또는 상대 피로 한계(σW/σB)내에서 얻어지지 못했다.
강 H에서, C의 함량은 본 발명의 범위를 벗어났고, 및 결과적으로, 충분한 양호한 값이 어떠한 연신율(El), 구멍 확장율(λ) 및 상대 피로 한계(σW/σB)내에서도 얻어지지 못했다.
상기한 바와 같이, 본 발명은 540MPa의 인장강도를 가진 버링 가공성이 우수한 혼합 조직 강판 및 그의 제조 방법을 제공하였다. 본 발명에 따른 열간 압연 강판은 충분히 양호한 피로 특성을 유지하면서 버링 가공성(구멍 확장성)에 있어서 현저한 개선을 실현하였고, 및 따라서 본 발명은 산업상 가치가 높다.

Claims (14)

  1. 강판은, 질량퍼센트로,
    0.01 내지 0.3%의 C,
    0.01 내지 2%의 Si,
    0.05 내지 3%의 Mn,
    0.1% 이하의 P,
    0.01% 이하의 S, 및
    0.005 내지 1%의 Al, 및
    Fe와 불가피한 불순물을 구성하는 잔부를 포함하는 강으로 제조되고,
    미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트를 가진 혼합 조직이고,
    페라이트의 평균 입경은 2μm 내지 20μm이고,
    페라이트의 평균 입경으로 나누어진 제 2 상의 평균 입경 비율은 0.05 내지 0.8이고, 및
    제 2 상에서 탄소 농도는 0.2% 내지 3%인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  2. 강판은, 질량퍼센트로,
    0.01 내지 0.3%의 C,
    0.01 내지 2%의 Si,
    0.05 내지 3%의 Mn,
    0.1% 이하의 P,
    0.01% 이하의 S, 및
    0.005 내지 1%의 Al, 및
    Fe와 불가피한 불순물을 구성하는 잔부를 포함하는 강으로 제조되고,
    미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 마르텐사이트를 가진 혼합 조직이고,
    제 2 상의 평균 입경으로 나누어진 제 2 상의 부피 퍼센트의 비율은 3 내지 12이고, 및
    페라이트의 평균 경도로 나누어진 제 2 상의 평균 경도의 비율은 1.5 내지 7인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량퍼센트로, 0.2 내지 2%의 Cu를 함유하고, 및 Cu는 순수하게 Cu를 구성하는 크기에 있어서 2nm 이하의 입자 석출의 상태로 및/또는 고용체의 상태로 강의 페라이트상내에 존재하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량퍼센트로, 0.0002 내지 0.002%의 B를 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량퍼센트로, 0.1 내지 1%의 Ni을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량퍼센트로, 0.0005 내지 0.002%의 Ca 및 0.0005 내지 0.02%의 REM중 하나 또는 둘을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량퍼센트로,
    0.05 내지 0.5%의 Ti,
    0.01 내지 0.5%의 Nb,
    0.05 내지 1%의 Mo,
    0.02 내지 0.2%의 V,
    0.01 내지 1%의 Cr, 및
    0.02 내지 0.2%의 Zr 중 하나 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  8. 제 1 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    미세조직은 주상으로써 페라이트 및 제 2 상으로써 5% 내지 25%의 부피 분율을 고려한 잔류 오스테나이트를 가진 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학성분을 가진 슬라브를 열간 압연할 때, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 높은 온도로 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조 방법.
  10. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, 조압연 후 슬라브를 탈 스케일하기 위해 고압을 적용하고, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
  11. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ar3변태 온도 이상의 온도에서 상기 화학성분을 가진 슬라브의 열간 압연을 완성하고, 그 후 피클링 처리하고 및 제조된 열간 압연 강판을 냉간 압연하고, 30 내지 150초동안 Ac1변태 온도에서 Ac3변태 온도의 온도 범위로 냉간 압연 강판을 유지하고, 그 후 350℃ 이하의 온도 범위로 20℃/sec 이상의 냉각 속도에서 냉각하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
  12. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위에서 제조된 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 내지 450℃의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
  13. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학성분을 가진 슬라브를 열간압연할 때, 조압연 후 슬라브를 탈 스케일하기 위해 고압을 적용하고, Ar3변태 온도에서 Ar3변태 온도보다 100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연을 완성하고, 1 내지 20초동안 Ar1변태 온도에서 Ar3변태 온도의 온도 범위로 열간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고 및 350℃ 내지 450℃의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
  14. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ar3변태 온도 이상의 온도에서 상기 화학성분을 가진 슬라브의 열간 압연을 완성하고, 그 후 제조된 열간 압연 강판을 냉간 압연 및 피클링 처리하고, 30 내지 150초동안 Ac1변태 온도에서 Ac3변태 온도의 온도 범위로 냉간 압연 강판을 유지하고, 그 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도에서 냉각하고, 350℃ 내지 450℃의 온도 범위로 유지하고, 및 150℃ 이하의 온도 범위로 5℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 버링 가공성이 우수한 고피로 강도 강판 제조방법.
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