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KR0128986B1 - 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법 - Google Patents

상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법

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Publication number
KR0128986B1
KR0128986B1 KR1019940701624A KR19940071624A KR0128986B1 KR 0128986 B1 KR0128986 B1 KR 0128986B1 KR 1019940701624 A KR1019940701624 A KR 1019940701624A KR 19940071624 A KR19940071624 A KR 19940071624A KR 0128986 B1 KR0128986 B1 KR 0128986B1
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KR
South Korea
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hot
manganese
phosphorus
temperature
weight
Prior art date
Application number
KR1019940701624A
Other languages
English (en)
Inventor
고사꾸 우시오다
나오끼 요시나가
요시까즈 마쓰무라
오사무 아끼스에
구니오 니시무라
히데꾸니 무라까미
Original Assignee
다나까 미노루
신니뽄 세이데스 가부시끼 가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=27454804&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR0128986(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
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Priority claimed from JP24530692A external-priority patent/JP3175063B2/ja
Priority claimed from JP5007817A external-priority patent/JPH06212354A/ja
Priority claimed from JP5060782A external-priority patent/JP2984884B2/ja
Application filed by 다나까 미노루, 신니뽄 세이데스 가부시끼 가이샤 filed Critical 다나까 미노루
Application granted granted Critical
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Abstract

본 발명은 무게 %로 탄소 0.0001% - 0.0015%, 규소 1.2% 이하, 망간 0.03-3.0%, 인 0.01-0.15%, 황 0.0010-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0001-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030%와 추가로 크롬 0.1-3% 와 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지는 슬랩을 1,000-1,350℃ 범위에서 가열하고, 상기 가열된 슬랩을 (Ar3-100)℃ 이상의 최종온도에서 열압연하고, 상기 열압연에 의해 열압연된 코일을 열압연 후 1초 내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 600-750℃ 범위의 온도로 냉각시키고, 상기 냉각된 코일 스트립을 위의 온도범위에서 코일링시키고, 상기 열압연된 코일을 감소율 60%이상으로 냉간압연시키고, 상기 냉간압연된 코일을 600-900℃범위에서 연속적 어닐링 또는 열간침지 아연도금시키는 것으로 이루어지는, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간압연 강판 또는 열간침지 아연도금 강판을 제공한다.

Description

[발명의 명칭]
상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법
[도면의 간단한 설명]
제1도는 (100℃에서 1시간 열처리한 후의 ) BH 수준과 YP-E1 관계를 나타낸 다이아그램이다.
제2도는 망간 함량이 0.15%일 때 P의 함량과 r값과 r45값과의 관계를 나타낸 다이아그램이다.
제3도는 망간 함량이 0.5%-1% 일 때 P의 함량과 r값과의 관계를 나타낸 다이아그램이다.
[발명의 상세한 설명]
본 발명은 상온에서 비시효성인 페라이트성(ferritic) 단일상 냉간 압연된 강판과 가공취성 저항성 (fabrication embrittlement resistance)과 벗겨짐에 대한 내성(paint-bake hardenability)이 우수한 인발성형용(deep-drawaing) 열간 침지 아연도금 및 그것의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 냉간압연 강판과 인발성형성 아연도금 강판은 자동차, 가전용 전기 기구, 빌딩 등에 사용되기 전에 가압 성형되기 쉽다. 본 발명에 따른 강판은 강도와 성형성이 모두 좋으므로 기존의 강판보다 강판의 두께를 줄여 사용할 수 있다. 즉, 무게를 줄일 수 있다. 따라서 본 발명의 강판은 환경 보호에 공헌할 수 있다. 종래 기술 용융 공정에 의해 탄소가 매우 적은 강을 생산하는 것은 최근 용융 강의 진공 탈기 공정이 발전함에 따라 매우 쉬워졌다. 이것은 조립성이 우수한 탄소 함량이 매우 낮은 강판의 수요를 증가시켰다. 이러한 탄소함량이 매우 낮은 강판은 일반적으로 Ti와 Nb중 최소한 하나를 함유한다고 알려져 있다. 특히, Ti 와 Nb는 강 내에서 격자간 고체 용액 요소(탄소, 질소)와 강한 친화력으로 반응하여 쉽게 카보나이트라이트를 형성한다. 그러므로, 생성된 강은 격자간 고체용액 원소가 없는 강이 된다. (IF 강 : 격자간이 없는 강). IF강은 변형 에이징과 성형성에 나쁜 영향을 주는 격자간 고체 용액 원소를 가지지 않으므로 비에이징 상태에서의 성형성이 매우 좋다. 또한 Ti와 Nb의 첨가는 부식되기 쉬운, 탄소 함량이 매우 낮은 강의 열압연강의 입자를 정제함에 의해 냉간압연된 어닐링 강판의 인발성형성을 개선하는데 중요하다. 그러나 Ti와 Nb를 함유하며 탄소 함량이 매우 낮은 강은 다음과 같은 문제점을 가진다. 첫째. 생산비가 비싸다. 특히 탄소 함량을 매우 낮추기 위한 진공처리 비용 외에, 비싼 Ti와 Nb 첨가가 필요하다. 둘째, 고체 용액 형태에서의 탄소와 질소 모두 제품에는 남아 있지 않으므로, 가공시 깨지거나 벗겨짐이 일어난다. 셋째 Ti와 Nb는 강력한 산화물을 만드는원소이며, 만들어진 산환루은 표면의 질을 저해한다. 위에서 지적한 IF강의 문제점을 해결하기 위하여 많은 연구와 발전이 이루어졌다. 예를 들면 심사되지 않은 일본특허 공개(Kokai)제 60-197846호 및 63-72830 호에서는 Ti와 Nb를 함유하지 않으며 탄소 함량이 매우 낮은 강판 및 그것의 제조방법을 공개하였으며 근본적으로는 다음의 기술에 의해 위의 문제점은 해결된다. 탄소함량이 0.0010-0.0080%인 강판을 연속적으로 어닐링하는 경우,α에서γ로 이동시키기 위해 고온 어닐링이 이용되고,γ로부 터의 저온변형제품은α와γ로 이루어지는 혼합구조를 제공하기 위하여 냉각속도를 조절함에 의해γ로 부터의 저온 변형 제품이 얻어진다. 그러나 탄소 함량이 매우 낮은 강의 rm (α+γ)이중상 지역은 매우 좁기 때문에 높은 정확도로 온도를 조절하는 것은 어렵다. 뿐만 아니라, 고온에서의 어릴링과 관련하여 여러 가지 문제가 발생한다. 예를 들면, 고온에서 강판의 이동성이 나쁘고 강판구조가 저하되며 에너지 소모가 크다. 이러한 이유로, 본 발명의 강판은 단일 alpha`상의구 조로 이루어진다.
또, 심사되지 않은 일본 특허공보(Kokai) wp 59-80727 gh, 60-103129호 및 1-184151호 등에는 Ti와 Nb와 같은 비싼 원소를 전혀 함유하지 않으며 탄소 함량이 0.0015%보다 많지 않은 냉간 압연 강판 및 그것의 제조방법이 공개되어 있다. 그러나 이러한 강판에서 본 발명의 특징 중 하나인 붕소의 첨가는 행해지지 않는다. 총 탄소 함량이 0.0015%를 넘지 않을 때, Ti와 Nb가 첨가되지 않아도 입자 경계에 존재하는 탄소의 양은 매우 적어 조작할 때 부스러짐이 일어나게 한다. 또 심사되지 않은 일본특허공보(Kokai) 제 58-141335호에서 총탄소함량이 0.0015%보다 적고 붕소 0.0005-0.0020%를 함유하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 탄소함량이 0.0015%보다 적으며 열압연된 강판의 결정입자의 직경이 일반적으로 너무 커서 냉간 압연된 어닐링 판의 r값(평균 Lankford 값)이 보장되지 않는다. 이러한 이유로 첨가되는 성분과 열압연 방법에 대한 고려가 필요하다. 한편 센지미르(sendzimir) 방법에 따라 연속 열간 침지 아연도금 기구를 사용하여 열간침지 아연도금된 강판을 제조할 때, 강판이 안정화되기 위해 쉽게 산화물을 형성하는 Ti와 Nb같은 원소를 포함하는 경우, 강판이 도금 전에 환원되기 쉬운 경우에라도 강판의 표면에 산화물 필름이 남아 있기 쉽다. 이 산화물 필름은 도금에 의한 강판의 젖음성과 철과 아연과의 합금 반응 모두에 영향을 주어 고품질의 강판을 안정하게 생산하는 것을 어렵게 한다.
[본 발명의 설명]
본 발명의 목적은 Ti와 Nb와 같은 비싼 부가적 원소를 포함하지 않으며 탄소 함량이 매우 낮은 강을 사용하여 상온에서 비시효성이고 가공취성 저항성(fabrication embrittlement resistance), 벗겨짐에 대한 내성(paint-bake hardenability) 및 인발성형성(deep drawability)이 우수한 냉간강판 또는 열간침지 아연도금 강판을 제공하는 것이다. 본 발명의 발명자들은 Ti와 Nb와 같이 카보나이트라이드를 형성하는 비싼 원소를 사용하지 않으면서 상온에서 비시효성을 가지도록 하기 위하여 연구하였으며, 그 결과 총 탄소 함량이 특정 값 이하로 조절되고α단일상구조로 이루어지는, 탄소 함량이 극히 낮은 알루미늄이 제거된 강판이 이러한 목적에 유용하다는 것을 알게 되었다. 이러한 새로운 발견은 다음의 실험에 의해 이루어졌다. 실험실 규모에서 진공용융 방법에 의해 표 1에 기재된 조성의 강을 제조하였다. 특히 A그룹(A-1 내지 A-5)의 강과 B그룹9B-1 내지 B-5)강에서 탄소의 함량은 0.0003% - 0.0030% 범위에서 5단계로 달라진다. 이 그룹에서 P함량은 A강에서는 0.0015%이고 B강에서는 0.050%이다. C그룹(C-1 내지 C-6)강과 D그룹 (D-1내지 D-6)강에서의 P함량은 0.0002%-0.04% 범위에서 6단계로 달라지고, 탄소 함량은 C그룹에서는 0.0005%이고 D그룹에서는 0.0012%이다. 두께가 4.0mm인 강판을 제조하기 위하여, 위에서 언급한 화학 조성을 가지는 인고트를 슬랩 가열온도 1150℃, 종료온도 910℃, 냉각온도 710℃의 조건으로 열압연하였다. 산세척(PICKING)한 후, 두께 0.8mm인 냉간압연 강판으로 만들기 위해 강 조각을 감소율 80%로 냉간압연하였다. 그 후, 가열 속도 15℃/sec, 750℃에서 50초간 담금, 냉각속도 20℃/sec의 조건으로 연속 어닐링하였다. 또, 이 어닐링한 강판을 감소율 0.8%로 조질압연하고 인장 실험을 하였다. 인장 실험은 JIS2241에 기재된 방법에 따라 수행되었다. 벗겨짐에 대한 내성(BH특성)은, 장력에 의해 미리 2% 변형되어 있는 재료가 170℃에서 20분 간의 굽기에 상응되는 열처리 후 다시 영향을 받을 때 항복점(yield point)의 증가 수준이다.
실험 결과를 제 1도에 나타내었다. 제 1도에서 명확히 알 수 있듯이, Ti 및 또는 Nb등이 첨가되지 않은 경우에도 100℃에서 1시간 열처리한 후의 항복점(YP-E1)의 연신율은 총 탄소함랴이 0.0015% 이하인 경우에는 0.2%이며, 따라서 상온에서 비시효성이다.
Ti 및 또는 Nb를 함유하는 탄소 함량이 매우 낮은 강에서, 총 탄소 함량이 0.0001%이상이면 BH특성이 좋아지기 힘들다. 그러나 제 1도에서 알 수 있듯이 본 발명의 강은 총 탄소함량이 0.0001%-0.0015% 인 경우에도 BH특성이 우수하다.
본 발명자들은 가고우치성에 대한 저항성에 대해서도 연구하였다. 그 결과, 가공취성 문제는 앞에서 설명한 바와 같이 총 탄소 함량이 15ppm보다 높은 경우 발생하기 시작했다. 이것은 입자 경계를 강화하기 위한 탄소함량이 매우 감소하는데 기인한다고 생각된다.
또, 인발성형성을 개선하고자 또는 강도를 증가시키고자 P를 첨가하는 것이 위의 문제를 더 심화시킬 수 있다는 것을 알게 되었다.
셋째, 본 발명자들은 Ti 와 Nb등의 부가 원소를 함유하지 않으며 탄소 함량이 매우 낮은 강판의 인발성형성에 대해서도 연구하였다. 일반적으로 Ti와 Nb를 모두 함유하지 않는 강에서, 열압연 강의 결정입자 지름은 총 탄소 함량이 적어짐에 따라 커지게 된다. 특히 총 탄소 함량이 15ppm 이하가 되면 심각하게 커지며, 어떤 경우 강의 두께 방향으로 커져 조악한 원주가 되기도 한다. 그러나 강의 평면에서, 인발성형성에 좋은 111방향을 가지는 입자에서 초기 입자경계로부터 우선적으로 핵화(nucleation)가 일어나서 탄소 함량이 매우 낮은 경우라도 r값이 떨어진다. 이러한 이유로 Ti나 Nb같은 비싼 금속을 첨가하지 않고도 열압연 강판의 결정입자 지름을 감소시킬 수 있는 방법을 연구하게 되었다. 그 결과. 1) 인을 0.015이상 첨가하는 것이 효과적이고 2) 이 효과는 인이 붕소와 같이 존재할 때 더욱 중요하며, 3) 더욱 바람직하게는 열압연이 끝난 후 50℃/sec 이하의 속도로 냉각시키면 입자를 더욱 정제할 수 있다. 비록 1)에 대한 이유가 아직 밝혀지지는 않았지만 인의 첨가에 의해 a) gamma`입자의 정제와, b) 변형된 alpha`입자의 성장이 억제되기 때문이라고 생각된다. 붕소 첨가에 의해 변형 속도가 감소되므로 붕속의 첨가는 변형 후 alpha`입자의 지름을 줄여준다고 추측된다. 열압연 후 급격한 냉각은 입자 성장 억제, gamma / alpha`비의 증가 및 기타 유리한 현상에 의해 입자 정제에 유용하다고 생각된다.
제1도에 나타난 실험에서와 같은 조건에서 인 첨가에 의한 r값의 변화에 대한 실험으 수행하였다. 그 결과를 제 2도에 나타내었다. 제 2도에서 알 수 있듯이, 인을 0.01%이상 첨가함에 의해 Ti 와 Nb를 함유하지 않으며 탄소함량이 매우 낮은 강의 결점인 낮은 r값을 개선할 수 있으며, 특히 r45값 (압연 방향에 대해 45°방향에서의 r값)이 인발성형용 강판으로 충분하도록 한다. 망간은 항복 강도를 크게 증가시키지 않고 강도를 증가시키기 위한 고체용액 강화 원소로 유용하다. 그러나 r값을 개선하기 위해서는 망간 함량이 감소하는 것이 바람직하다. 그러나 연구 결고, 본 발명자들은 망간과 인이 함께 존재하면 탄소 함량이 매우 낮은 강으로 이루어진 열압연 강판의 입자 정제에 유리하다는 것을 알게되었다. 이러한 현상은 이 두 원소가 열역학적인 반작용과 Ar3온도를 제공하며 gamma`에서 alpha`로의 변형을 역학적으로 지연시키기 때문이라고 생각된다. 따라서 본 발명자들은 r값에 매우 좋지않을 정도로 망간 함량이 증가하더라도 망간을 3.0%까지 첨가하는 것은 본 발명에 따른 인함량이 0.01% 이상이고 탄소함량이 매우 낮은 강판의 경우에는 r값에 심각한 해를 주지 않는다는 것을 알게 되었다. 특히, 제 2도에 나타난 실험에서 알 수 있듯이, 첨가되는 망간양이 0.15%정도라 하더라도 인을 0.01% 첨가함에 의해 높은 r값을 얻을 수 있다. 본 발명자들은 망간과 인의 관계에 대해서도 연구하였다. 그 결과 0.2% 이상의 망간과 0.01% 이상의 인을 망간 +20인 ≥ 0.3 의 범위에서 첨가하면 열압연 강판의 구조에서 입자 정제가 우수해질 수 있으므로 높은 r값을 유지하면서 강도를 향상시킬 수 있음을 알게 되었다. 이러한 결과는 다음 실험을 통해 얻어졌다.
실험실 규모로 용융공정에 의해 Fe, C 0.0010%, Si 0.01%, S 0.003%, Al 0.04% 및 P 0.05% 과, 여기에 망간 0.0%-1% 와 인 0-0.0%를 첨가하여 이루어지는 강을 제조하였다. 제조된 강 슬랩을 1100℃로 가열하고, 종료온도가 880-930℃ 범위 (Ar3 변형점 바로 위의 온도)가 되도록 열압연하였다. 열압연이 완료된 후 냉각속도 70℃/sec로 0.5초 냉각시키고 700℃에서 식혔다. 식힌 강판을 두께 0.7mm인 냉간압연 강판이 되도록 85%의 감소율로 냉간압연하고, 가열 속도 15℃/sec, 750℃에서 50초간 담금, 냉각속도 20℃/sec의 조건으로 연속 어닐링하였다. 제조된 시료의 실험결과를 제 3도에 표시하였다. 제 3도에서 알 수 있듯이 인 함량이 0인 경우 첨가되는 망간의 양이 많기 때문에 r값은 1.1-1.2로 낮았으나 첨가되는 인 함량이 0.01%인 경우 r값이 1.6-1.7로 급격히 증가하였다. 즉 0.2% 이상의 망간과 0.01%이상의 인을 망간 +20 인 ≥ 0.3 의 범위에서 첨가하면 높은 r값을 유지하면서 열압연 강판의 구조에서 입자 정제가 우수해질 수 있으므로 강도를 향상시킬 수 있음을 알게 되었다.
붕소는 본 발명의 강에서 가공취성에 대한 저항성을 개선시키는 동시에 열압연 강판의 구조를 정제하는데 도움을 주므로 본 발명의 목적을 달성하는데 매우 중요한 원소이다.
특히, 붕소는 변형을 억제하고 결과적으로 변형 후에 alpha`입자의 지름을 감소시킨다고 추측되며, 입자 정제 효과는 붕소와 인이 함께 있을 때 더욱 중요하다. 규소, 망간 및 인과같이, 크롬도 강도를 증가시키는데 유용한 원소이다.
따라서 본 발명에서 크롬을 미리 정해진 양만큼, 특히 크롬 + 20 인 ≥ 0.2% 의 양으로 첨가하면 본 발명에서 제시되는 탄소 함량이 0.0015% 이하인 탄소 함량이 극히 낮은 강으로 이루어지는 열압연 강판 구조의 잊자 정제에 의해 강도를 증가시키는데 매우 유용하다. 본 발명에서는 열간침지 아연도금 강판도 고려된다. 본 발명의 강은 원칙적으로 도금성(platability)에 해로운 Ti와 Nb를 함유하지 않으므로 도금성이 우수하다. 본 발명의 강판 제조에서 열압연은 강 제품의 성형성(r값)을 보장할 수 있도록 (Ar3-100)℃ 이상에서 완료되며, 망간 + 20 인 ≥ 0.3 의 양으로 망간 0.2% 또는 크롬 + 20 인 ≥ 0.2 의 양으로 크롬 0.1% 첨가될 때, 이 열압연된 강의 구조에서 입자 정제를 위하여, 냉각은 열압연 완료 후 1초 이내, 특히 0.5초 이내에 냉각 속도 50℃/sec의 조건으로 수행된다.
아래에서는 본 발명에 따른 강판의 화학 성분을 기재한다.
탄소 : 탄소는 강제품의 질을 결정하는 매우 중요한 원소이다. 탄소함량이 0.0015%를 넘으면 강판은 상온에서 비시효성을 잃어버린다. 따라서 탄소함량의 상한치는 0.0015%이다. 한편, 탄소함량이 0.0001%보다 적으면 가공시 깨진다. 또 이러한 탄소 함량 범위는 비용을 많이 발생시키므로 현재의 강 제조 기술로는 얻어지기 매우 힘들다. 따라서 탄소함량의 하한치는 0.001%이다. 본 발명의 강판을 열간침지 아연도금하는 경우 상온에서의 비시효성 특성보다는 압착 성형성이 더 중요하므로 열간침지 아연도금이 입자 경계의 침입을 억제하기 위하여 탄소함량의 상한치는 0.0018%이다.
규소 : 규소는 적은 비용으로 강도를 증가시킬 수 있는 원소이다. 그러나 규소함량이 1.2%를 초과하면 전환처리능(conversion treatibility)과 도금성이 감소되는 등의 문제가 발생하게 되므로 상한치는 1.2%이다. 강판을 열간침지 아연도금하고자 하는 경우 규소함량이 0.7%를 넘으면 도금이 잘 되지 않으므로 바람직하게는 상한치가 0.7%이다.
망간 : 규소와 마찬가지로 망간도 강도를 증가시키는데 유용한 원소이다. 더욱이 Ti등 다른 원소를 함유하지 않는 본 발명의 강에서는 망간이 황을 고정시키므로 열압연 중의 부스러짐을 막는데 도움을 준다. r값을 개선하기 위해서 망간함량을 줄이는 것이 좋다고 기재하였지만, 망간함량이 0.03%보다 적으면 열압연시 부스러짐이 발생하므로 망간함량의 하한치는 0.03%이다. 한편, 인을 0.01%이상 함유하며 탄소 함량이 극히 적은 강에서 망간 함량이 3.0%까지는 r값이 크게 낮아지지 않으므로 망간함량의 상한치는 3.0%이다. 따라서 본 발명에서, 인이 0.01%-0.15% 첨가된다는 가정하에 망간함량의 상한치는 3.0%이다.
인 : 규소와 망간과 마찬가지로 인도 강도를 증가시키는데 유용한 원소이다. 인의 첨가량은 원하는 강도에 따라 달라진다. Ti 도 Nb도 함유하지 않으면서 탄소함량이 극히 낮은 열압연 강판에서 일반적으로 입자 지름이 증가하는 것이 관찰된다. 그러나 인을 0.01% 이하 첨가하면 입자가 상당히 정제되므로 인함량의 하한치는 0.01%이다. 그러나 인이 0.15%를 초과하여 첨가되면 냉간압연 및 가공취성이 나빠지는 등의 문제가 발생하므로 인함량의 상한치는 0.15%이다. 또한 앞에 기재된 바와같이 인에 의한 입자 정제 효과는 인과 망간이 함께 존재할 때 더욱 중요하다.
본 발명의 강에서 망간함량이 0.2% 이상일 때 망간 + 20 인 ≥ 0.3% 의 양으로 망간과 인을 첨가하면 열압연 강판의 입자 정제가 더욱 효율적이다.
황 : 황함량이 낮을수록 더 좋은 결과를 얻을 수 있다. 그러나, 황 함량이 0.0010% 미만이면 제조 비용이 너무 비싸지므로 하한치는 0.0010%이다. 그러나 황함량이 0.020%를 초과하면 다량의 MnS가 침전되므로 성형성에 나쁘다. 따라서 황함량의 상한치는 0.020%이다.
알루미늄 : 알루미늄은 황산화를 위해 사용된다. 알루미늄함량이 0.005%미만이면 안정한 항산화성이 기대되기 어렵고, 0.1%를 초과하면 비용이 증가하므로 함량의 하한치는 0.005%이고 함량의 상한치는 0.1%이다.
질소 : 질소함량이 낮을수록 더 좋은 결과를 얻을 수 있다. 그러나 함량이 0.0001% 미만이면 제조 비용이 너무 비싸지므로 하한치는 0.0001%이다. 그러나 질소함량이 0.0080%를 초과하면 알루미늄에 의한 질소 고정이 어려우므로 스트레인 에이징을 유발하는 고체 용액내의 질소가 잔류하거나 A1N비율이 증가하므로 함량의 상한치는 0.0080%이다.
붕소 : 붕소는 입자 경계에 응집하는데 이것은 가공취성을 방지하는데 유용하며 열압연 강판의 입자 지름을 감소시키는데도 유리하다. 붕소를 0.0001%-0.0030% 범위로 첨가하면 위의 효과를 얻을 수 있다. 붕소함량이 0.0001%보다 적으면 위의 효과가 만족스럽지 못하고, 0.0030%를 초과하면 붕소 첨가에 의한 비용 상승이 문제가 되며 슬랩이 갈라지기 쉽다.
크롬 : 규소, 망간 및 인과 마찬가지로 크롬도 강도를 증가시키는데 유용한 원소이다. 크롬함량이 3%를 넘으면 r값이 낮아질 뿐아니라 전환 처리성(conversion treatability)과 도금성이 나빠지므로 함량의 상한치는 3%이다. 첨가되는 크롬의 양이 0.1%미만이면 강도 증가 효과가 만족스럽지 못하다.
본 발명에서 고려되는 강에 인이 0.01%이상 첨가되면 크롬과 인을 크롬 + 20 인 ≥ 0.2% 가 되도록 첨가하여야 한다. 일반적으로 크롬, 인 및 붕소는 각각 0.2-1.0%, 0.01-0.1% 및 0.0002-0.0010% 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
gamma`저역에서의 재결정을 억제하고 변환에서 핵화 횟수를 증가시키기 위하여 gamma `→ ` alpha`변환을 낮추기 위하여 망간, 크롬, 인, 붕소 및 기타 다른 원소도 고려될 수 있다.
본 발명에 따른 강의 제조 조건을 설명하고자 한다. 위에서 설명한 원소로 이루어지는 슬랩을 1,000-1,350℃에서 가열하고 열압연한다. 종결 온도(열압연 종결 온도)는 강제품의 성형성(r값)을 보장하기 위하여 (Ar3-100)℃이상이다. 냉각은 열압연 완료 후 1초 이내에 특히 0.5초 이내에 냉각 온도까지 50℃/sec 의 조건으로 수행한다.
얻어진 강 스트립은 600-750℃에서 코일링된다. 코일링 온도가 750℃를 넘으면 산처리 수용능이 나빠지거나,는 코일의 씨줄 방향으로의 질이 불균일해지므로 상한치는 750℃이다. 코일링 온도가 600℃미만이면 열압연 강판에서 A1N 침전이 만족스럽지 않게되므로 강제품의 성형성에 좋지 않다. 따라서 하한치는 600℃이다.
이러한 강 스트립은 냉간압연된다. 이 경우 강제품의 r값을 보장하기 위하여 감소율은 60%이상이다. 이 냉간압연된 강 스트립은 600-900℃에서 연속적으로 어닐링된다. 어닐링 온도가 600℃미만이면 재결정이 매우 만족스럽지 못하여 강 제품의 성형성이 문제가 되는데, 성형성은 어닐링 온도를 증가시키면 개선된다. 그러나 어닐링 온도가 900℃보다 높으면 강판의 부서짐 또는 편평성에 나쁜 영향을 준다. 이 냉간압연된 강 스트립이 열간침지 아연도금되는 경우 강 스트립은 예를 들면 센디지미르 형의 연속적 열간침지 아연도금 기구로 옮겨지며 여기에서 연화 어닐링, 열간 침지 아연도금 및 선택적으로 합금을 위한 열처리가 수행된다. 어닐링 온도는 600-900℃이다. 어닐링 온도가 600℃미만이면 재결정이 매우 만족스럽지 못하여 강 제품의 성형성이 문제가 되는데, 성형성은 어닐링 온도를 증가시키면 개선된다. 그러나 어닐링 온도가 900℃보다 높으면 강판의 부서짐 또는 편평성에 나쁜 영향을 준다. 따라서 본 발명은 위에서 언급된 사상과 새로운 발견을 기초로 완성되며, 본 발명에 따라 Ti 와 Nb와 같은 비싼 원소를 첨가하지 않으면서 상온에서 비시효성을 가지고 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성, 인발성형성 및 도금성이 우수한 얇은 강판 또는 열간침지 아연도금 강판이 제공된다.
[실시예 1]
2에 기재된 화학조성을 가지는 강을 용융 공정에 의해 상업적 규모로 제조하여 주조하고 열압연( 가열온도 : 1200℃, 종료온도 : 930℃, 코일링온도 : 710℃), 냉간압연(감소율 : 80%), 연속적 어닐링 (780℃에서 40초간 유지하고 400℃에서 2분간 오버에이징하는 것으로 이루어짐)하고 조질압연(0.8%)하였다. JIS2241 에 기재된 방법에 따라 인장시험을 수행하였다. 인장 시험은 장력에 의해 미리 2% 변형된 재료를 170℃에서 20분 굽기에 상당하는 열처리를 한 후 인장 시험이 다시 영향을 받는 경우, 벗겨짐에 대한 내성(BH 특성)은 항복점의 증가 지표이다. 가공성은 어닐링된 강판을 펀칭하여 디스크를 형성하고 그 디스크를 인발율 1.6으로 컵으로 인발하고, 그 컵을 다양한 온도에서 원주대 모양으로 변화시키고, 그 컵에 1m 높이에서 300kg의 추를 떨어뜨리고, 컵이 부서졌으면 인성-깨짐 전이 온도를 결정하였다. 이 경우, 인성-깨짐 전이 온도가 -20℃이하라면 가공성이 좋다고 평가되었다.
표 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에 의해, Ti와 Nb 등의 비싼 원소를 함유하지 않는 강을 이용하여, 강도 30-45kgf/mm2이며 상온에서 비시효성인 인발 성형용 냉간압연 강판이 제공될 수 있다. 이와같은 상온에서 비시효성인 인발 성형용 냉간압연 강판은 BH 특성도 가질 수 있다. 또한 붕소를 아주 조금 첨가하여 가공취성 저항성을 매우 향상시킬 수 있다. 이러한 것으로부터 인과 망간을 함께 첨가함에 의해 강도가 증가하는 강 3-1 및 3-2은 망간함량이 높음에도 불구하고 우수한 r 값 및 r45값을 가졌다. 이것은 인과 망간을 동시에 첨가하는 것이 열압연 강판의 입자 정제에도 유용하다는 것을 제안한다.
[실시예 2]
표 2에 기재된 강1-1과 2-1을 이용하여 상업적 기구로 열압연이 완료된 후의 냉각 조건에 대해 알아보았다. 열압연 조건과, 강제품의 r값 및 r45값의 관계를 표4에 기재하였다. 이 경우 열압연 종료 후 특히 급속 냉각이 시작될 때까지의 시간 및 냉각 속도를 열압연 조건과 관련하여 알아보았다. 냉간압연은 감소율 80%로 수행되었으며, 강판의 두께는 0.8mm였다. 이 강판을 780℃에서 40초 동안 어닐링하고 감소율 0.8%로 조질압연하였다. 표 4에서 알수 있듯이 이 강판은 보통 조건에서 생산되는 경우에도 인발 성형성을 위해 필요한 r값 및 r45값을 상당히 향상시킬 수 있으므로 바람직하다. 이 현상은 열압연 직후 급속 압연이 열압연 강판의 입자 정제에 이바지하는 것으로 생각된다.
주) SRT : 슬랩 가열 온도, FT : 종료 온도, t : 종료 후 냉각시작 시간, CR : 냉각 속도, CT : 코일링 온도, 괄호안의 숫자 : Ar3 온도
[실시예 3]
용융 공정에 의해 표 5에 기재된 조성을 가지는 강을 실험실 규모로 제조하였다. 강 A에서 탄소함량은 0.0004-0.0030% 범위에서 다르게 하였다. B강에서 망간함량은 0.10-1.200% 이고, 인함량은 0.005-0.06%다. 얻어진 강판을 다음 조건에서 열압연하였다. 특히 슬랩을 1150℃에서 가열하고, 종료 온도 910℃에서 열압연하였다. 종료 후 0.2초 내에 냉각속도 80℃/sec 로 냉각하고 710℃에서 코일링하였다. 강판 두께가 4.0mm였다. 산세척(PICKING)한 후, 두께 0.8mm인 냉간압연 강판으로 만들기 위해 감소율 80%로 냉간압연하였다. 그후, 가열 속도 15℃/sec, 800℃에서 50초간 담금, 냉각 속도 20℃/sec의 조건으로 연속 어닐링하였다. 또 이 어닐링한 강판을 감소율 0.8%로 조질압연하고 인장 실험을 하였다. 조질압연된 강판으로부터 지름 110mm인 블랭크를 펀칭하고 지름 50mm인 펀치를 이용하여 컵을 성형하고, 그 컵을 수직에 대해 53°의 각을 가지는 원주 모양 펀치로 리세싱시키고, 컵이 부서졌으면 인성-깨짐 전이 온도를 결정함에 의해 가공성을 결정하였다. 이 경우, 인성-깨짐 전이 온도가 -50°이하라면 가공성이 좋다고 평가되었다.
실험결과를 표 6에 기재하였다.
표 6에서 알 수 있듯이 Ti와 Nb 및 기타 부가적인 원소를 함유하지 않는 경우에도, 총 탄소함량이 0.0015% 이하인 경우 100℃에서 1시간 (YP-E1) 열처리한 후 항복점이 0.2% 이하가 되므로 본 발명이 목적하는 상온에서의 비시효성이 얻어졌다. 또한 탄소함량이 약 0.0007%이고 망간≥0.2%, 인≥0.0010% 이고 망간+20≥0.3 의 조건을 만족하고, 열압연 후에 강판을 인발성형에 충분할 정도로 조절되게 냉각시킴에 의해 r값 특히 r45값이 매우 개선되었다. 따라서, 본 발명에 의해 Ti 와 Nb와 같은 비싼 부가적 원소를 포함하지 않으면서 상온에서 비시효성이고 인성형성이 우수한 냉간압연 강판이 제공될 수 있다. 본 발명에 의한 강은 가공취성 내성도 우수하다.
[실시예 4]
실시예 3에서의 발견을 기초로 실험실 규모로 용융 공정에 의해 표 7에 기재된 조성을 가지는 강을 제조하였다. 얻어진 강판을 열압연하고 (가열온도 : 1200℃, 종료온도 : 930℃, 종료 후 냉각 : 열압연 종료 후 740℃에서 100℃/sec로 0.3초간 냉각, 코일링 온도 : 680℃) 감소율 80%로 냉간압연하였다. 그 후, 연속 열간침지 아연도금(최고 가열온도 : 820℃, 열간침지 아연도금 : 460℃, (용기 내의 알루미늄 농도 : 0.11%), 합금처리 : 520℃ × 20초 ) 한 후 감소율 0.8%로 조질압연하고 실시예 1에서와 같이 인장 실험을 하였다. 도금 부착력과 도금 내의 철함량을 측정하여 도금성을 측정하였다.
도금 부착력 평가에서, 도금된 강판을 폐쇄교차(close overlapping)를 위해 180℃에서 구부리고, 휨점(bending point)에 부착 테이프를 부착시켰다. 평가는 다음 5가지 등급을 기초로 하였다.
1 : 많이 벗겨짐. 2: 중간 정도로 벗겨짐. 3: 조금 벗겨짐. 4: 아주조금 벗겨짐. 5: 전혀 벗겨지지 않음 도금에서 철의 농도는 X-선 분광기로 결정하였다. 가공성은 실시 예3에서와 같이 평가되었다. 표 8에서 알 수 있듯이, 본 발명은 상온에서의 비시효성이고 열간침지 아연도금에서 도금성이 뛰어난, 인발성형용 합금된 열간침지 아연도금 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 의한 강은 가공취성 저항성도 우수하다.
[실시예 5]
연속적 열간침지 아연도금에서 합금처리를 하지 않는 것을 제외하고는 실시예 4의 방법을 반복하였다. 실시예 4의 강 3을 시료로 사용하였으며, 최고 가열온도 780℃, 열간침지 아연도금 온도 460℃의 조건에서 연속적 열간침지 아연도금을 수행하였다. 조질압연(0.8%) 후에 실시예 2에서와 같은 방법으로 평가하였으며 특성값은 표5에 기재되어 있다.
본 발명에 의해 상온에서의 비시효성인, 인발성형용 열간침지 아연도금 강판을 제공할 수 있다.
[실시예 6]
상업적 규모의 기구에 의해 표7의 강 2 및 강3을 이용하여 열압연 완료 후의 냉각조건에 대해 알아보았다. 열압연 조건과 제조된 강의 r값과 r45값과의 관계를 표 10에 나타내었다. 이 경우, 열압연종료 후의 냉각 조건, 특히 급속 냉각을 시작할 때까지의 시간과 냉각 속도를 열압연 조건과 관련하여 알아보았다. 냉간압연은 감송율 80%로 수행되었으며 강판의 두께는 0.8mm였다. 780℃에서 40초 동안 연속 어닐링시키고, 감소율 0.8%로 조질압연하였다. 표 10에서 알 수 있듯이 본 발명에서 특정된 강 성분에서 열압연 완료 후에 0.5초 안에 냉각속도 50℃/sec 이상으로 750℃ 이하로 냉각시키는 것이, 열압연의 종료 온도에 관계없이 r값 특히 r45값의 개선에 매우 중요하다.
주) SRT : 슬랩 가열 온도, FT : 종료 온도, t : 종료 후 냉각시작 시간, CR : 냉각 속도, CT : 코일링 온도, 괄호안의 숫자 : Ar3온도
[실시예 7]
진공용융 공정에 의해 표11에 기재된 조성을 가지는 강을 실험실 규모로 제조하였다. 강 A에서 탄소함량은 0.0004-0.0030% 범위에서 다르게 하였다. B강에서 크롬함량은 0.01-1.50%이고, 인함량은 0.005-0.120%다. 얻어진 강판을 다음 조건에서 열압연하였다. 특별히 슬랩을 1150℃에서 가열하고, 종료 온도 910℃에서 열압연하였다. 종료후 0.2초 내에 냉각속도 80℃/sec 로 냉각하고 710℃에서 코일링하였다. 강판 두께가 4.0mm였다. 산세척한 후, 두께 0.8mm인 냉간압연 강판으로 만들기 위해 감소율 80%로 냉간압연하였다. 그 후, 가열 속도 15℃/sec, 800℃에서 50초간 담금, 냉각속도 20℃/sec의 조건으로 연속 어닐링하였다. 또 이 어닐링한 강판을 감소율 0.8%로 조질압연하고 JIS2241에 따라 인장 실험을 하였다. 스트레인 에이징 특성은 100℃에서 1시간 (YP-E1) 열처리한 후의 항복점에서의 연신율로 측정하였다. 항복점에서의 연신율이 0.2%이하이면 상온에서 비시효성이라고 간주하였다. 장력에 의해 미리 2% 변형된 재료를 170℃에서 20분 굽기에 상당하는 열처리를 한 후 인장 시험이 다시 영향을 받는 경우, 벗겨짐에 대한 내성(BH특성)은 항복점의 증가 지표이다. 가공성은 조질압연된 강판으로부터 지름 110mm인 블랭크를 펌칭하고 지름 50mm인 펀치를 이용하여 컵을 성형하고, 그 컵을 수직에 대해 53°의 각을 가지는 원주모양 펀치로 리세싱시키고, 컵이 부서졌으면 인성-깨짐 전이온도를 결정함에 의해 가공성을 결정하였다. 이 경우, 인성-깨짐 전이 온도가 -50°이하라면 가공성이 좋다고 평가되었다.
표 126에서 알 수 있듯이, Ti와 Nb 및 기타 부가적인 원소를 함유하지 않는 경우에도 총 탄소함량이 0.0015% 이하인 경우 100℃에서 1시간 (YP-E1) 열처리한 후 항복점이 0.2%이하가 되므로 본 발명이 목적하는 상온에서의 비시효성이 얻어졌다. 또한, 탄소함량이 0.0006%-0.0013% 이며, 크롬≥0.1%, 인≥0.01% 이고 크롬+20 인≥0.2% 의 조건을 만족하고, 열압연 후에 강판을 인발성형에 충분할 정도로 조절되게 냉각시킴에 의해 r값 특히 r45값이 매우 개선되었다. 따라서 본 발명에 의해 Ti와 Nb와 같은 비싼 부가적 원소를 포함하지 않으면서 상온에서 비시효성이고 인성형성이 우수한 냉간압연 강판이 제공될 수 있다. 표 12에서 알 수 있듯이 본 발명에 의한 강은 벗겨짐에 대한 내성과 가공취성 저항성도 우수하다.
[실시예 8]
실시예 7의 결과를 기초로, 진공용융 공정에 의해 표 13에 기재된 조성을 가지는 강을 상업적 규모로 제조하여 성형한 후 열압연하고(가열온도 : 1200℃, 종료온도 : 930℃, 종료 후 냉각 : 열압연 종료 후 740℃에서 100℃/sec로 0.3 초간 냉각, 코일링 온도 : 710℃), 감소율 84%로 냉간압연하였다. 그 후, 연속 열간침지 아연도금(최고 가열온도 : 820℃ 열간침지 아연도금 : 460℃, (용기 내의 알루미늄 농도 : 0.11%), 합금처리 : 520℃×20초)한 후 감소율 0.8%로 조질압연하고 실시예 7에서와 같이 인장 실험을 하였다. 도금 부착력과 도금 내의 철함량을 측정하여 실시예 4에서와 같이 도금성을 측정하였다. 도금에서 철의 농도는 X-레이 분광기로 결정하였다. 가공성은 실시예 7에서와 같이 평가되었다.
표 14에서 알 수 있듯이, 본 발명은 상온에서의 비시효성이고 열간침지 아연도금에서 도금성이 뛰어난, 인발성형용 합금된 열간침지 아연도금 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 의한 강은 가공취성 내성도 우수하다.
[실시예 9]
연속적 열간침지 아연도금에서 합금처리를 하지 않는 것을 제외하고는 실시예 8의 방법을 반복하였다. 실시예 8의 강 3을 시료로 사용하였으며, 최고 가열온도 780℃, 열간침지 아연도금 온도 460℃의 조건에서 연속적 열간침지 아연도금을 수행하였다. 조질압연(0.8%) 후에 실시예 2에서와 같은 방법으로 평가하였으며 특성값은 표 15에 기재되어 있다.
본 발명에 의해 상온에서의 비시효성인, 인발성형용 열간침지 아연도금 강판을 제공할 수 있다.
[실시예 10]
상업적 규모의 기구로 표13의 강2 및 강3을 이용하여 열압연 완료 후의 냉각조건에 대해 알아보았다. 열압연 조건과 제조된 강의 r값과 r45값과의 관계를 표16에 나타내었다. 이 경우, 열압연 종료 후의 냉각 조건, 특히 급속 냉각을 시작할 때까지의 시간과 냉각 속도를 열압연 조건과 관련하여 알아보았다. 냉간압연은 감소율 84%로 수행되었으며 강판의 두께는 0.8mm였다. 780℃에서 40초 동안 연속 어닐링시키고, 감소율 0.8%로 조질압연하였다. 표 16에서 알 수 있듯이 본 발명에서 특정된 강 성분에서, 열압연 완료후에 0.5초 안에 냉각속도 50℃/sec 이상으로 750℃ 이하로 냉각시키는 것이, 열압연의 종료 온도에 관계없이 r값, 특히 r45값의 개선에 매우 중요하다.
주) SRT : 슬랩 가열 온도, FT : 종료 온도, t : 종료 후 냉각시작 시간, CR : 냉각 속도, CT : 코일링 온도, 괄호안의 숫자 : Ar3 온도
[실시예 11]
진공용융 공정에 의해 표 17에 기재된 조성을 가지는 강을 실험실 규모러 제조하였다. 강 A (A-1 내지 A-5)에서 탄소함량은 0.0003-0.0030% 범위에서 5종류로 다르게 하였고 인함량은 0.050%였다. 강 B(B-1 내지 B-6) 에서의 인함량은 0.0002-0.04% 범위에서 6종류로 다르게 하였고 탄소 함량은 0.0009%였다. 얻어진 강판을 다음 조건 즉, 슬랩을 가열온도 1150℃, 종료 온도 910℃ 및 코일링 온도 710℃에서 열압연하여 두께 4.0mm의 강판을 제조하였다. 산세척 후 두께 0.8mm인 냉간압연 강판으로 만들기 위해 감소율 80%로 냉간압연하였다. 냉간압연 강판으로 만들기 위해 감소율 80%로 냉간압연하였다. 냉간압연 강판을 최고 가열온도 820℃, 가열 속도 15℃/sec로 가열하고, 10℃/sec으로 냉각한 후, 열간침지 아연도금 온도 460℃의 조건에서 연속적 열간침지 아연도금을 수행하였다. (용기 내의 알루미늄 농도 : 0.1% ). 합금처리 (520℃×20초)한 후 10℃/sec 의 속도로 상온으로 식혔다. 감소율 0.8%로 조질압연하고 JIS2241에 따라 인장 실험을 하였다. 항복점에서의 연신율이 0.2%이하이면 상온에서 비시효성이라고 간주하였다. 장력에 의해 미리 2% 변형된 재료를 170℃에서 20분 굽기에 상당하는 열처리를 한 후 인장 시험이 다시 영향을 받는 경우, 벗겨짐에 대한 내성(BH특성)은 항복점의 증가 지표이다. Ti와 Nb 및 기타 부가적인 원소를 함유하지 않는 경우에도 총탄소함량이 0.0018% 이하인 경우 100℃에서 1시간 (YP-E1) 열처리한 후 항복점에서의 연신율이 0.2%이하가 되므로 본 발명이 목적하는 상온에서의 비시효성이 얻어졌다. 또한, 탄소함량이 0.0013% 이상인 경우, Ti 또는 Nb를 함유하며 탄소함량이 극히 적은 강에서는 얻기 어려운 BH특성을 부여할 수 있다. 인함량이 0.01% 이상이면 Ti와 Nb를 함유하지 않으면 탄소함량이 극히 적은 강의 문제점, 즉 r값 특히 r45값이 낮다는 점이, 인발성형용 강판으로 사용하기 충분할 정도로 많이 개선되었다.
[실시예 8]
실시예 1의 결과를 기초로, 진공용융 공정에 의해 표 18에 기재된 조성을 가지는 강을 상업적 규모로 제조하여 성형한 후 열압연하고 (가열온도 : 1200℃, 종료온도 : 930℃, 코일링 온도 : 710℃), 감소율 80%로 냉간압연하였다. 그 후, 연속 열간침지 아연도금(최고 가열온도 : 820℃, 열간침지 아연도금 : 460℃, (용기 내의 알루미늄 농도 : 0.11%), 합금처리 520℃×20초)한 후 감소율 0.8%로 조질압연하고 실시예 1에서와 같이 인장 실험을 하였다. 도금 부착력과 도금 내의 철함량을 측정하여 실시예 4에서와 같이 도금성을 측정하였다. 도금에서 철의 농도는 X-레이 분광기로 결정하였다. 가공성은 어닐링된 강판을 펀칭하여 디스크를 형성하고 그 디스크를 인발율 1.6으로 컵으로 인발하고 그 컵을 다양한 온도에서 원주대 모양으로 변화시키고, 그 컵에 1m 높이에서 300kg의 추를 떨어뜨리고, 컵이 부셨으면 인성-깨짐 전이 온도를 결정하였다. 이 경우, 인성-깨짐 전이 온도가 -20℃이하라면 가공성이 좋다고 평가되었다. 표 19에서 알 수 있듯이, 본 발명에 의해, Ti와 Nb 등의 비싼 원소를 함유하지 않는 강을 이용하여, 강도 30-45kgf/mm2 이고 열간침지 아연도금에서 도금성이 뛰어나며 상온에서 비시효성인 인발 성형용 냉간압연 강판이 제공될 수 있다. 이와같은 열간침지 아연도금에서 도금성이 뛰어나며 상온에서 비시효성인 인발 성형용 냉간압연 강판은 BH특성도 우수하다. 또한 붕소를 아주 조금 첨가하여 가공 취성 저항성을 매우 향상시킬 수 있다. 이러한 것으로부터 인과 망간을 함께 첨가함에 의해 강도가 증가하는 강 3-1 및 3-2은 망간함량이 높음에도 불구하고 우수한 r값 및 r45값을 가졌다. 이것은 인과 망간을 동시에 첨가하는 것이 열압연 강판의 입자 정제에도 유용하다는 것을 제안한다.
[산업상 이용가능성]
위의 상세한 설명에서 알 수 있듯이 본 발명에 의해, Ti와 Nb등의 비싼 원소를 함유하지 않는 강을 이용하여, 상온에서 비시효성인 인발 성형용 냉간압연 강판이 제공될 수 있으며, 가공취성 저항성 및 벗겨짐에 대한 내성도 부여된다. 또한 본 발명은 전기도금이나 열간침지를 위한 표면 처리 강판 및 그것의 제조방법에도 응용될 수 있다. 따라서 본 발명은 본 발명에 따른 강도가 높은 강판을 이용함에 의해, 종래 기술에 비해 더욱 경제적이고 안정되며 또한 환경 보호에도 공헌할 수 있는 우수한 특성을 가지는 강판을 제조할 수 있을 것으로 기대되며, 본 발명의 이러한 효과는 매우 중요하다.

Claims (10)

  1. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0015%, 규소 1.2% 이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0010-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0001-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030%와, 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지며, 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥0.3 (무게 %)로 가공취성 저항성(fabrication embrittlement resistance)과 벗겨짐에 대한 내성(paint-bake hardenability)이 우수하고, 인발성형(deep-drawaing)을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성(ferritic)단일상 냉간압연 강판.
  2. 무게%로 탄소 0.0001%-0.0015%, 규소 1.2% 이하, 망간 0.035-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0010-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0001-0.0080%, 붕소 0.0001-0.0030% 및 크롬 0.1-3 무게%와, 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지며, 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥0.3(무게 %)이고 크롬과 인의 관계가 크롬 + 20인 ≥0.2 (무게 %)인 , 가공취성 저항성(fabrication embrittlement resistance)과 벗겨짐에 대한 내성(paint-bake bardenability)이 우수하고, 인발성형(deep-drawaing)을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성(ferritic)단일상 냉간압연 강판
  3. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030%와, 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지며, 망간과 인의 관계가 망간 + 20인≥0.3 (무게%)인, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성(ferritic) 단일상 열간침지 아연도금 강판
  4. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030% 및 크롬 0.1-3무게 %와, 철 및 피할수 없는 불순물로 이루어지며, 망간과 인의 관계가 망간+20인≥0.3 (무게 %)이고 크롬과 인의 관계가 크롬+20인≥0.2 (무게%)인, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성(ferritic) 단일상 열간침지 아연도금 강판.
  5. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030% 와, 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지고 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥ 0.3 (무게 %)인 슬랩을 1,000-1,350℃ 범위에서 가열하고 상기 가열된 슬랩을 (Ar3-100)℃ 이상의 최종온도에서 열압연하고 상기 열압연에 의해 열압연된 코일을 열압연 후 1초 내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 600-750℃ 범위의 온도로 냉각시키고, 상기 냉각된 코일을 온도범위에서 코일링시키고 상기 열압연된 코일을 감소율 60% 이상으로 냉간압연시키고 상기 냉간압연된 코일을 600-900℃범위에서 연속적 어닐링시키는 것으로 이루어지는, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간압연 강판의 제조방법
  6. 제 5항에 있어서 상기 열압연 후에 열압연된 코일을 열압연 후 0.5초내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 600-750℃ 범위의 온도로 냉각시키는 것으로 이루어지는 페라이트성 단일상 냉간압연 강판의 제조방법
  7. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030% 및 크롬 0.1-3 무게 %와 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지고 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥ 0.3 (무게 %)인 슬랩을 1,000-1,350℃ 범위에서 가열하고 상기 가열된 슬랩을 (Ar3-100)℃ 이상의 최종온도에서 열압연하고 상기 열압연에 의해 열압연된 코일을 열압연 후 1초 내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 600-750℃ 범위의 온도로 냉각시키고, 상기 냉각된 코일을 온도범위에서 코일링시키고 상기 열압연된 코일을 감소율 60% 이상으로 냉간압연시키고 상기 냉간압연된 코일을 600-900℃범위에서 연속적 어닐링시키는 것으로 이루어지는, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간압연 강판의 제조방법
  8. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030% 와 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지고 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥ 0.3 (무게 %)인 슬랩을 1,000-1,350℃ 범위에서 가열하고 상기 가열된 슬랩을 (Ar3-100)℃ 이상의 최종온도에서 열압연하고 상기 열압연에 의해 열압연된 코일을 열압연 후 1초 내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 500-750℃ 범위의 온도로 냉각시키고, 상기 냉각된 코일을 온도범위에서 코일링시키고 상기 열압연된 코일을 감소율 60% 이상으로 냉간압연시키고 상기 냉간압연된 코일을 600-900℃범위에서 연속적 어닐링되는 연속 열간침지 아연도금 기구에 옮겨 열간침지 아연도금이 수행되도록 열간침지 아연도금조에 담그는 것으로 이루어지는, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 열간침지 아연도금 강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 냉간압연된 강 스트립이 열간침지 아연도금된 후, 상기 아연도금된 강 스트립이 합금화되도록 추가로 열처리되는 것으로 이루어지는 페라이트성 단일상 열간침지 아연도금 강판의 제조방법
  10. 무게 %로 탄소 0.0001%-0.0018%, 규소 0.7%이하, 망간 0.03%-3.0%, 인 0.01%-0.15%, 황 0.0005%-0.020%, 알루미늄 0.005-0.1%, 질소 0.0002-0.0080% 및 붕소 0.0001-0.0030% 및 크롬 0.1-3무게%와 철 및 피할 수 없는 불순물로 이루어지고 망간과 인의 관계가 망간 + 20인 ≥ 0.3 (무게 %)이고 크롬과 인의 관계가 크롬 + 20인 ≥ 0.2(무게(%)인 슬랩을 1,000-1,350℃ 범위에서 가열하고 상기 가열된 슬랩을 (Ar3-100)℃ 이상의 최종온도에서 열압연하고 상기 열압연에 의해 열압연된 코일을 열압연 후 1초 내에 50℃/sec 이상의 속도로 종료온도로부터 500-750℃ 범위의 온도로 냉각시키고, 상기 냉각된 코일을 온도범위에서 코일링시키고 상기 열압연된 코일을 감소율 60% 이상으로 냉간압연시키고 상기 냉간압연된 코일을 600-900℃범위에서 연속적 어닐링되는 연속 열간침지 아연도금 기구에 옮겨 열간침지 아연도금이 수행되도록 열간침지 아연도금조에 담그는 것으로 이루어지는, 가공취성 저항성과 벗겨짐에 대한 내성이 우수하고, 인발성형을 위한, 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 열간침지 아연도금 강판의 제조방법.
KR1019940701624A 1992-09-14 1993-09-14 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법 KR0128986B1 (ko)

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JP4245307A JPH0693377A (ja) 1992-09-14 1992-09-14 めっき特性に優れたフェライト単相溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP24530692A JP3175063B2 (ja) 1992-09-14 1992-09-14 常温非時効深絞り用フェライト単相冷延鋼板およびその製造方法
JP5007817A JPH06212354A (ja) 1993-01-20 1993-01-20 非時効性深絞り用薄鋼板およびその製造方法
JP7817/1993 1993-01-20
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JP60782/1993 1993-03-19
PCT/JP1993/001314 WO1994006948A1 (en) 1992-09-14 1993-09-14 Ferrite single phase cold rolled steel sheet or fused zinc plated steel sheet for cold non-ageing deep drawing and method for manufacturing the same

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Application Number Title Priority Date Filing Date
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105007B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 소부경화형 냉연강판과 그 제조방법
KR101105098B1 (ko) * 2003-12-29 2012-01-16 주식회사 포스코 가공성이 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101105132B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 소부경화형 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101104981B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 내2차가공취성이 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판과 그제조방법
KR101105025B1 (ko) * 2003-12-29 2012-01-16 주식회사 포스코 면내이방성이 작은 소부경화형 고강도 냉연강판과 그제조방법

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100308003B1 (ko) * 1994-02-15 2001-11-30 에모토 간지 고강도합금화용융아연도금강판
KR100221349B1 (ko) * 1994-02-17 1999-09-15 에모또 간지 가공성이 우수한 비시효성 캔용 강판의 제조방법
WO1996030555A1 (fr) * 1995-03-27 1996-10-03 Nippon Steel Corporation Tole laminee a froid, a teneur en carbone ultra-faible, et tole galvanisee, excellentes par leurs caracteristiques de fatigue, et procede de production
NL1003762C2 (nl) * 1996-08-08 1998-03-04 Hoogovens Staal Bv Staalsoort, staalband en werkwijze ter vervaardiging daarvan.
US6143100A (en) * 1998-09-29 2000-11-07 National Steel Corporation Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method of producing same
ATE464402T1 (de) * 1999-09-16 2010-04-15 Jfe Steel Corp Verfahren zur herstellung einer dünnen stahlplatte mit hoher festigkeit
EP1571229B1 (en) * 2000-02-29 2007-04-11 JFE Steel Corporation High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof
US20030015263A1 (en) 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
CA2379698C (en) * 2000-05-26 2009-02-17 Kawasaki Steel Corporation Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability
DE60110586T2 (de) * 2000-05-31 2005-12-01 Jfe Steel Corp. Kaltgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaftenund herstellungsverfahren für ein solches stahlblech
WO2001098551A1 (fr) * 2000-06-23 2001-12-27 Nippon Steel Corporation Tole d'acier emaillable a la porcelaine se pretant particulierement bien au formage, au vieillissement et a l'emaillage, et procede de production correspondant
JPWO2004001084A1 (ja) 2002-06-25 2005-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2005061748A1 (en) * 2003-12-23 2005-07-07 Posco Bake-hardenable cold rolled steel sheet having excellent formability, and method of manufacturing the same
CN1898403B (zh) * 2003-12-23 2010-05-05 Posco公司 具有优异可成形性的烘烤可硬化冷轧钢板及其制造方法
US20070137739A1 (en) * 2003-12-23 2007-06-21 Jeong-Bong Yoon Bake-hardenable cold rolled steel sheet having excellent formability, and method of manufacturing the same
KR101348857B1 (ko) * 2010-11-29 2014-01-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 베이킹 경화형 냉연 강판 및 그 제조 방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3827924A (en) * 1971-05-21 1974-08-06 Nippon Steel Corp High-strength rolled steel sheets
SU434128A1 (ru) * 1973-02-07 1974-06-30 Оренбургский политехнический институт , Орско Халиловский ордена Трудового Красного Знамени металлургический комбинат ФОСФОРИСТАЯ СТАЛЬ:•:• :i:- •-•'••..v:^ -. l'^:-.- ::..=' ; ^i ;.i I
JPH0621334B2 (ja) * 1986-05-06 1994-03-23 川崎製鉄株式会社 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法
JPS6383230A (ja) * 1986-09-27 1988-04-13 Nkk Corp 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH06102816B2 (ja) * 1990-03-28 1994-12-14 川崎製鉄株式会社 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法
US5384206A (en) * 1991-03-15 1995-01-24 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel strip and molten zinc-plated high-strength cold-rolled steel strip having good formability and method of producing such strips
JPH0578783A (ja) * 1991-09-12 1993-03-30 Nippon Steel Corp 成形性の良好な高強度冷延鋼板

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105007B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 소부경화형 냉연강판과 그 제조방법
KR101105132B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 소부경화형 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101104981B1 (ko) * 2003-12-23 2012-01-16 주식회사 포스코 내2차가공취성이 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판과 그제조방법
KR101105098B1 (ko) * 2003-12-29 2012-01-16 주식회사 포스코 가공성이 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101105025B1 (ko) * 2003-12-29 2012-01-16 주식회사 포스코 면내이방성이 작은 소부경화형 고강도 냉연강판과 그제조방법

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