KR0185218B1 - 우수한 가공성을 갖는 강판, 그것의 제조방법 및 아연도금 강판과 수지피복 강판 - Google Patents

Abstract

강판을 개시하며, 상기 강판은 탄소, 규소, 망간, 인, 황, 질소 및 티타늄의 특정량을 함유하는 강으로 이루어지고, 또한 상기 강은 하기의 식의 조건을 만족하고 :

(Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 1.0 내지 3.0

Ti^*= Ti - (48/14)N

강판 및 그것의 제조방법은 우수한 기계적 성질, 성형성 및 펀치가공특성을 가지며, 내부적으로 추출물이 주로 Ti₄C₂S₂또는 Ti₄C₂S₂및 TiS로 이루어지는 상기 강판을 제공한다. 상기 강판은 추가로 아연이나 아연도금표면으로 형성되고, 표면은 내식성, 내지문성 수지피복막으로 피복된다.

Description

우수한 가공성을 갖는 강판, 그것의 제조방법 및 아연도금 강판과 수지피복 강판

제1도는 펀치가공동안 버르(burr) 높이와 r 값에 대한 강(鋼)중의 황 함유량의 효과를 나타내는 그래프이다.

제2도는 표면결함 발생지수와 강중의 황 함유량의 관계를 나타내는 그래프이다.

[발명의 배경]

[발명의 분야]

열압연강판 및 냉압연강판은 각 상이한 적용에 대하여 요구되는 여러 가지 특성을 가지고 자동차 및 가정전기용품용 외장재로서 다양한 적용에 넓게 사용된다. 예컨대, 컴퓨터와 VTR(video tape recoders) 및 테이프 레코더 샤시와 같은 가정용품에 사용되는 금속판은 주로 움직이는 샤시부품의 펀치가공이 필요하다. 이상적으로 이들 부품의 에지는 부품표면에서부터 어떤 특정 높이 이상으로 돌출하는 어떠한 버르도 갖지 않아야 한다. 예컨대, VTR 헤드의 샤프트를 형성하는 핀을 위하여 여러번 구멍을 뚫지만, 그러나 버르가 존재할 때 이 핀은 조립공정동안 끼워질 수 없다. 또한 슬라이딩부가 결합하거나 또는 펀치된 표면에 위치하게 되어 적용하지 않을 때, 또는 버르가 파괴되고 전기적 쇼트를 일으킬 때 문제가 발생한다.

[종래 기술]

종래에는, 저탄소 Al 진정강(killed steel)이 보통 펀치가공성과 같은 이들 종류의 재료 적용에 사용된다. 저탄소 Al 진정강에서 탄소는 펀치가공동안 크랙의 발생에 효과적인 취성인 시멘타이트(탄화철)의 조대한 결정입자층으로 추출되어, 버르가 거의 발생하지 않고, 마찰마모 및 전단부하가 적게 유지될 수 있다. MnS 추출물은 크랙의 발생에서 동일한 효과를 가지며, 시멘타이트로서의 동일한 결과가 확인되고 있다.

그러나 시멘타이트 및 MnS 와같은 추출물은 임계의 금속 변형성을 제어하는 우성의 원소하며 크랙발생의 원인인 그것의 이차상(phase) 단계에서 압출플랜지 및 신장-플랜지성형 공정동안 문제를 일으킨다. 그러므로, 저탄소 Al 진정강이 펀치가공성이 양호하더라도, 펀치된 표면의 에지가 플랜지 성형성이나 신장 -플랜지성형성과 같은 이차 가공을 해야 하는 적용에는 부적합하다.

다른 한편으로 최근에는, 최종 절삭된 제조품에 대한 더 완성된 모양을 제조하고 또한 더 간단한 프레스 성형에 대한 소비자의 요구에 부응하기 위해 제조품에 대한 플랜지 특성 및 신장-플랜지 성형성 가공이 여전히 우수한 수준으로 이루어져야만 한다. 일반적으로, 이들 요구에 응하기 위해 틴이나 니오븀 등의 탄소- 질소 화합물 원소가 기술된 양만큼 첨가된 극저탄소강인 IF계 강이 다용된다.

낮은 항복응력, 고신도 및 우수한 프레스 성형성을 갖는 이러한 IF계 강은 자동차 차체등과 같은 고난도 재료 변형을 수반하는 가공에 부품재료로써 넓게 사용되고 있다. 그러나 종래의 IF계는 저탄소 Al 진정강과 비교하여 펀치 가공성이 좋지 않고 펀칭후 에지에서 큰 버르를 갖는다. 또한 절삭동안 최종 표면거칠기 및 절단 칩 처리가 불만족스러워 IF계 강이 특별 적용에 따르는 사용에 대해서는 비실용적이다.

즉, 주로 금속 블랭크로부터 펀치하여 제조되는 가정용품이나 자동차 부품을 프레스 성형하기 위해서 상술한 IF-계 강은 일반적으로 성형성이 우수하지만, 저탄소 Al 진정강과 비교하여 좋지 않은 펀치가공성 및 펀치가공후 강의 에지에서의 큰 버르 때문에 적합하지 않다. 예를 들면, 자동차 부품에서 사용될 때, 이들 버르를 갖는 강의 부분은 부식과 같은 나쁜 영향으로 인하여 전착가공후 불량한 부착을 가져서, 부식과 같은 나쁜 영향을 끼친다. 선박에서 펀치된 금속시트의 판을 적층할 때, 운송동안 버르로부터 마찰마모로 인한 금속분말이 발생하여 그 다음에 제조표면이 긁혀지는 다른 문제가 있다. 그러나 많은 적용이 드릴링이나 드레드 절삭을 필요로 하며, 절삭으로부터 IF계 강의 좋지 않은 표면거칠기와 절단 칩 처리가 결점으로서 지적되고 있다.

펀치 가공성(및 절삭동안 절삭성)을 개선하기 위해서는, 후에 기술된 방법이 적당하다. 그러나 금속이 실제로 단지 한 부분에만 펀치되는 점에도 불구하고, 금속의 다른 부분의 기계적 성질이 포기되어야만 하므로, 심각한 문제가 되는 강로불량을 일으킨다.

여러 가지 기술적 방법이 다른 클리어런스 등의 강판의 펀치된 부분의 품질을 개선하고 여러 가지 펀치 및 틀 모양을 활용하기 위해 시도되고 있다. 방법은 워크피스 재료에 대하여 강판의 경화나 강판의 표면층 경화 등이 제안 되고 있다. 강판 경화방법의 구체예중의 하나는 인등의 고용강화원소를 첨가하는 것이다. 강판의 표면경화의 또다른 구체예는 소둔(annealing) 후 강판의 압연에 의한 표면층에 소성변형을 가하는 방법이나 표면을 질화처리나 탄화처리하는 방법 등이다(일본 특개평 1-255626, 2-133561, 3-199343 및 3-202442). 그러나 전자의 방법에서, 펀치가공성은 개선되지만, 신도나 r 값 등의 강의 본질적인 기계적 성질은 크게 저하한다. 질화처리나 탄화처리의 후자방법에서는, 특별한 장비가 필요하다. 또한 망간 및 황의 첨가에 의한 MnS 추출물의 대량 생산방법도 개시되어 있다(일본 특개평 1-230748 및 6-73457 참조). 그러나 이들 방법은 강중의 황의 함유랑이 크게 증가함에 따라 가공동안 강에 크랙이 생기기 쉬울 뿐만 아니라, 블루 홀(blow hole) 및 블리스터(blisters)라고 일컬어지는 점상 결함 및 슬리버라고 불리는 표면결함이 자주 발생하는 새로운 문제가 생긴다.

상기의 관점에서, 전체적으로 만족할 만한 성형성에 대한 요구를 충족하는 것보다, 강은 가정용품 및 자동차 제조품중의 강에 대하여 요구되는 우수한 펀치가공성 및 절삭성에 대한 요구도 충족되어야만 한다. 긴급하게 요구되는 것은 황과 같은 첨가제의 큰 증가가 아니라, 우수한 성형성 및 펀치가공특성을 가지면서 극저탄소 IF계 강과 유사한 조성성분 원소를 갖는 개선된 강의 개발이다.

강의 아연도금과 그 후에 아연도금된 표면에 소성층을 가하는 것은 부식방지 및 외관의 개선이나 취급시 지문이 나타나지 않도록 하는(내지문성 개선) 기본 가공으로서 공지되어 있다. 그러나, 보통 전기판넬이나 전기장치 박스로 사용되는 강판은 전기적으로 접지된 박스이어야 하므로 박스의 근본적 특성은 전기도전성으로 만들어진다. 그러나 보장하기 위해, 소성층의 이 전기적 도전성은 부식이나 지문에 대한 저항을 보장하기에 충분한 두께로 만들어지지 않는다. 이 문제는 해결하기 위해, 강의 아연도금화 및 다음에 강판의 접지를 위한 적당한 표면도전성을 제공하는데 충분히 얇으면서 지문 저항성을 개선하는 극도로 얇은 유기 소성층을 사용하는 방법이 개시되었다. 그러나 극도로 얇은 유기 소성층은 전기접지 및 지문 저항성 모두에 대한 요구를 동시에 만족시키는데 불충분하다. 그러므로, 만족할 만한 전기적 접지성 및 지문 저항성을 제공하는 표면- 처리된 강의 개발이 아직도 요구되고 있다.

[발명의 개요]

상기의 상황을 고려할 때, 본 발명의 목적은 화학적 조성성분의 바른 조절에 의하여 내부 결함이나 표면결함과 같은 문제를 발생하지 않고, 종래의 IF-계 강의 우수한 성형성 및 기계적 성질을 유지하고, 또한 버르 발생 없이 좋은 펀치 가공성을 제공하는 강판을 제공하는 것이다.

다른 목적은 본 발명에서, 디프드로우 및 돌기부의 성형성뿐만 아니라, 강의 펀칭후 플랜지 가공성 및 신장-플랜지 성형성의 우수한 가공성을 증명하는 성질인 우수한 성형성을 제공하는 것이다.

본 발명의 추가의 목적은 기재로서 상술한 강판을 사용하여 표면을 아연도금 함으로써 좋은 가공성이나 절삭성을 갖는 아연도금된 강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 추가의 목적은 아연도금된 표면 위에 소성층을 가하여 부식 및 지문에 대한 좋은 저항성을 가지며, 접지성의 손실이 없는 소성층을 갖는 강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 추가의 목적은 상술한 특성을 갖는 즉 공업규모에서의 제조에 적합하고 안정된 강의 제조에 대한 실현 가능한 방법을 제공하는 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위해 본 발명의 강은 0.0010 내지 0.010 중량% 및 더욱더 바람직하게는 0.0010 내지 0.008 중량% 의 탄소; 1 중량% 이하 및 더욱더 바람직하게는 0.25 중량% 이하의 규소; 0.1 내지 1 중량% 및 더욱더 바람직하게는 0.2 내지 1 중량%의 망간; 0.1 중량% 미만 및 더욱더 바람직하게는 0.05 중량% 미만의 인; 0.01 내지 0.025 중량%의 황; 0.01 중량% 미만의 질소; 0.2 중량% 미만 및 더욱더 바람직하게는 0.15중량% 미만의 주석의 조건을 만족하고, 더욱이 (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0 단, Ti^*= Ti - (48/14)N을 만족함과 동시에 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어지고 잔부가 철이나 불가피한 불순물로 이루어지는 추가의 조건을 만족해야 한다.

바람직하게는 주로 Ti₄C₂S₂로 구성된 추출물은 1,000 내지 10,000Å의 크기와 5×10³pcs/㎟(바람직하게는 5×10⁵미만)의 추출물 수를 갖는다.

본 발명의 강은 냉간압연이나 열간압연되고, 열간압연시 상기(Ti^*/48)/(C/12 + S/32)로부터 계산된 값은 1.0 내지 3.0의 범위이고 주로 Ti₄C₂S₂인 추출물의 크기는 1,000 내지 10,000Å이고 바람직하게는 상기 추출물은 5×10³pcs/㎟의 수를 가진다.

냉간압연시, 상기 (Ti^*/48)/(C/12 +S/32)로부터 계산된 값은 0.8 내지 4.0 의 범위이고 더욱더 바람직하게는 1.0 내지 2.5의 범위이다. 주로 Ti₄C₂S₂인 추출물의 크기는 Ti₄C₂S₂에 더하여 TiS도 함유하고, 추출물의 크기는 1,000 내지 10,000Å이며 바람직하게는 5×10⁵pcs/㎟의 수를 갖는다.

상기 열압연강 또는 냉압연강이 현상태로 지금 활용될 수 있지만, 내부식성 및 외관을 개선하기 위해 표면이 아연도금화 될 수 있다. 본 발명에서 이 가공은 열압연강이나 냉압연강판의 적어도 한 면에 아연도금된 층을 3 내지 4g/㎡ 형성하고 그리고 그 다음에 추가로 강의 아연도금된 층에 1 내지 2.5g/㎡의 소성피복막을 형성하는 것을 포함한다. 강의 이 소성피복막은 내식성 및 내지문성의 추가의 개선을 도와준다.

본 발명은 또한 냉압연강 및 열압연강판에 대한 제조방법에 따라 특징지어진다. 열압연강 제조방법의 바람직한 구성에서는, 열압연강판 조건에 대한 상기 원소의 조성이 바람직하고 더욱이, 상기 (Ti^*/48)/(C/12 +S/32)로부터 계산된 값은 1.0 내지 3.0의 범위 이내이고, 강이 1,1000 내지 1,200℃의 온도 범위내로 가열되고 난 후, 열간압연(heat form rolling)은 (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃)의 온도범위내에서 종료되고 다음에, 700℃ 이하의 온도 범위로 감고, 1,000 내지 10,000Å의 크기와 5×10³pcs/㎟의 수를 갖는 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂인 추출물을 생산한다.

냉압연강 제조방법의 바람직한 설명은 이미 나열된 상기 원소를 만족하는 화학적 조성물에 따라 특징지워지는데, 상기 (Ti^*/48)(C/12 + S/32)로 계산된 값은 0.8 내지 4.0의 범위내이다. 강이 1,100 내지 1,200℃의 온도 범위내로 가열되고 난 후, (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃) 내에서 열간압연이 종료된다. 다음에 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 감고, 강의 냉간압연후에 1,000 내지 10,000Å의 크기를 가지고 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟의 수를 가지는 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어진 추출물을 제조하기 위해 소둔을 실시한다.

[바람직한 구체예의 자세한 설명]

상술한 바와 같이, 본 발명의 강(여기에서는 냉압연강 및 열압연강 모두를 포함함)은 강중의 특정한 조성성분을 갖는 것과 동시에 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂나 Ti₄C₂S₂및 TiS 인 추출물로 이루어지며, 상기 추출물은 바람직하게는 특정한 크기와 양으로 존재한다. 기본적으로 종래의 극저탄소 IF 강의 조성과 유사한 이들 조건은 펀치 및 절삭특성의 실질적인 개선을 이루는 것이 유지되고 계속되도록 우수한 프레스 특성을 허용한다.

좀더 구체적으로, 펀치가공성을 개선하기 위해 황 함유량을 최소한으로 유지하여, 황이 주로 Ti₄C₂S₂나 Ti₄C₂S₂및 TiS 인 추출물로 형성되고, 이 추출물의 크기와 양을 바람직하게 제어하여 종래 기술의 예에서 지적된 결점을 피하고, 우수한 성형성 및 펀치가공성과 또한 다음의 가공에서 만족할 만한 플랜지 가공성 및 신장-플랜지 성형성을 갖는 강을 얻을 수 있다. 이러한 우수한 펀치가공성을 보증하기 위해서 펀치가공후의 버르 높이는 25㎛미만, 바람직하게는 15㎛ 미만이어야 한다.

일반적으로, 프레스 및 펀치가공성은 재료온도가 실질적으로 승온하지 않는 상온에서 실시된다. 왜냐하면 추출물 및 함유물의 조건, 크기 및 분산상태에 관하여 얻어진 상기 개선된 결과는 상온에서 가공될 필요가 있기 때문이다. 또한 절삭가공동안, 재료중에 함유물이 절삭가공동안 일어나는 온도범위에서 융해(함유물의)에 의한 바람직한 재료 절삭특성을 제공하는 것이 가능한 종류이어야 하기 때문에 온도가 나주 높다. Ti₄C₂S₂로 주로 이루어진 추출물은 이들 특성 모두가 제공되고 펀치가공성과 같은 절삭성의 큰 개선이 확인되고 있다. TiS 추출물은 Ti₄C₂S₂재료와 더 비교하여 크며 표면결함을 일으킬 수 있으나, 크기가 1,000 내지 10,000Å의 범위 이내일 때 이런 표면결함은 일어나지 않으며, 개선된 절삭 및 펀치가공특성이 Ti₄C₂S₂재료에 대한 특성과 동일하다는 것이 확인되었다.

그러나 현미경 수준으로 펀치된 강판을 관찰할 때, 먼저 강판과 함께 펀치의 접촉하강을 수반하여 전단표면이 강판의 앞뒤에 형성된다. 상기 전단표면의 집중응력은 강한 전단변형을 일으켜 보이드가 형성되며, 즉 판의 앞뒤에서 크게 성장하는 크랙이 발생되고, 이들 크랙을 함유하는 펀치강을 얻을 수 있다. 그러므로 상술한 보이드나 크랙을 유발하는 발달은 펀치가공후 버르의 크기의 감소로 효과적으로 실시될 수 있다. 그러나 Ti₄C₂S₂및 TiS 에서는 추출물이 비교적 크므로 강한 전단변형의 근방에서 크랙이나 보이드가 발달이 진전할 수 있다. 결론적으로 펀치가공성이 현저하게 개선되고 버르의 크기도 또한 감소된다.

다른 한편으로 신장-플랜지 성형성에서, 펀칭에 의해 형성된 구멍의 에지는 원뿔형이나 원통형의 펀치에 의해 가공된 소위 플랜지 업 가공으로 넓어지게 된다. 경계 접속에서 형성된 보이드는 크랙이 되고 판을 통해 관통한다. 그러므로 이들 보이드 및 크랙의 형성을 촉진하는 추출물 및 함유물의 양을 줄이는 것이 바람직하다.

나타낸 바와 같이, 펀칭성 및 버르 특성에서 상이한 효과가 추출물 및 함유물의 크기에 따라 나타난다. 하기에 언급된 바와 같이 본 발명자에 의한 연구로 여러 가지 추출물 및 함유물 사이에서 특히 Ti₄C₂S₂나 Ti₄C₂S₂및 TiS 의 크기와 분산량이 최적의 양으로 제어된다면, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성의 두 개의 목표가 표면결함없이 달성될 수 있다는 것을 확인한다.

또한 극저 탄소 IF 강중의 추출물 및 함유물로는 통상적으로 강에 함유된 MnS 및 Al₂O₃이외에 TiC, Ti₄C₂S₂, TiS, TiN, FeTiP, Ti₂O 와 같은 티타늄 첨가제로도 이루어지고, 또한 강중의 Nb(C, N) 등의 니오븀 첨가제로도 이루어진다. 이들은 크기와 분포 각각에 상대적인 그들만의 특정의 특성을 가지며, 강의 성형성, 절삭성, 펀칭성 및 버링특성에 효과를 관찰한 후, 하기의 정보를 확인하고 있다.

Ti₄C₂S₂, TiS;

Ti₄C₂S₂추출물의 크기가 1,000 내지 10,000Å이고, 열압연강에 대한 양이 5×10³pcs/㎟ 이상이고, 냉압연강에 대한 양이 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟이면, 절삭성 및 펀치가공성이 현저하게 개선될 뿐만 아니라, 버르 등에 대한 성형성에 사실상 역효과가 없다.

상기 열 및 냉압연강 사이의 허용가능한 품질의 차이는 냉압연강에 필요한 높은 표면 정밀도 때문이다. 이러한 제한은 표면정밀도에 역효과를 내는 과도한 양의 상기 추출물의 가능성 때문에 냉압연강에 대하여 성립되었다. 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어지는 추출물의 조성 성분에 대하여 후술된 조건을 만족하는 강의 슬랩(slab)은 1,100 내지 1,200℃의 온도범위로 가열되고, 그 후에 (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃)의 온도범위로 열간압연이 종료되었다. 다음에 열압연강에 있어서, 재료는 700℃ 이하의 온도범위로 감겼다. 그러나 냉압연강철에 있어서는 열압연후 600 내지700℃의 설정범위내에서 감김이 수행되었고, 다음의 통상의 방법에 의해 냉간압연 실시후, 효율적 가공으로 소둔을 수행하였다. 상기 슬랩의 가열동안, TiS 는 Ti₄C₂S₂생성의 최종단계동안 추출되었다. 열간압연의 완료시 TiS 재료의 크기는 Ti₄C₂S₂재료의 크기보다 현저하게 크므로, 열간압연에 사용될 때 표면결함이 발생할 가능성이 있다. 그러므로 실제상 강이 사용될 때, 조건은 가능한 한 TiS 추출물을 제한하도록 설정해야만 한다.

그러나, 열간압연후 수행되는 냉간압연에서, 이렇게 큰 TiS 추출물은 냉간압연공정에서 미분으로 절단되고, 이렇게 개선된 펀치가공성이 다음의 소둔공정에서 일어나는 TiS 추출물의 성장이 거의 없도록 유지되고, 표면결함에 미치는 악영향을 제거하여 사실상 Ti₄C₂S₂재료와 동일한 효과를 나타낸다. 그러므로 주로 Ti₄C₂S₂인 추출물에 TiS가 포함된 냉압연강으로서 사용할 때, 추출물의 크기가 1,000 내지 10,000Å내로, 그 양이 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟로 유지된다면 펀치가공성의 현저한 개선이 달성될 수 있다.

더욱이, 가열온도 및 열간압연에 대한 바람직한 조건에서의 편차는 주로 Ti₄C₂S₂나 Ti₄C₂S₂및 TiS 로 이루어진 추출물의 품질이 감소하여 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성에 대한 개선이 불량하게 나타낼 뿐만 아니라, TiC가 강성형성에 악영향을 초래하도록 제조되고 본 발명의 목적을 이룰 수 없게 된다.

TiC, Nb(C, N); 추출물이 약 100Å일 때, 크기가 너무 작아, 강성형성에 악영향을 만들 뿐만 아니라, 펀치가공성의 개선이 불량하다. 공지된 방법(일본 특개평 6-73457)에서는 냉압연강에 티타늄 및 노븀의 화합물을 첨가하여 극저탄소 IF강에서의 펀치가공성 및 성형성을 개선한다. 그러나, 본 발명자들의 검토에 의해 강중에 0.003 내지 0.03%의 범위내의 노븀의 첨가는 강중에 Nb(C, N)이 생성되고 탄소를 소비하여 그 결과 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성 개선에 유효한 Ti₄C₂S₂가 제조되지 않았고 본 발명의 목적은 달성되지 않는 것을 확인하였다.

FeTiP; 추출물 FeTiP 로서 그 크기는 Ti₄C₂S₂의 크기와 같은 정도이고, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성 개선에 유효하지만, 막추출이 결정경계에서 발생하여 강성형성을 크게 약화시킨다.

TiN; 추출물 TiN 으로서 그 크기는 Ti₄C₂S₂의 크기와 같은 정도이고, 그 결과 동등한 개선을 달성하지만, 실제 사용에는 너무 연질이고, 펀치가공성의 개선이 거의 없고, 신장-플랜지 성형성 효과에 좋지 않은 개선을 나타낸다. 더욱이, 절삭동안 온도의 상승으로 절삭효과가 떨어져 절삭성은 만족스럽지 못하다. 또한 질소 함유량을 제어하기 어려워, 이들 Ti 화합물로는 강의 절삭성, 펀치성 및 신장-플랜지 성형성의 효과적인 개선을 달성하기 어렵다.

Ti₂O; 추출물의 크기는 Ti₄C₂S₂보다 더 큰 규모이고, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성의 좋지 않은 재질을 갖는다. 더욱이 Ti₂O는 표면결함의 가능성 때문에 바람직하지 않다.

MnS; MnS는 미크론 단위인 함유물과 그 크기의 1/10인 추출물을 갖는다. 황이 증가된 함유물 상태의 양을 증가시키는 경우, 펀치가공성은 개선되나 상술한 일본국 특개평 6-73457에서 나타낸 바와 같이 펀치가공성의 개선은 0.02% 이상의 황을 필요로 한다. 많은 양의 황은 나쁜 성형성 및 표면 결함을 일으킬 수 있다.

상술한 바와 같이, 극저탄소 티타늄을 함유하는 IF-계 강판내에 함유물 및 추출물을 얻고 제조하기 위해, 많은 조합의 화합물이 가능하다. 이들 여러 가지 화합물 사이에서, 1,000 내지 10,000Å의 추출물 크기를 갖는 Ti₄C₂S₂또는 (Ti₄C₂S₂및 TiS)는 성형성에 약영향을 일으키지 않으면서, 펀칭성 및 신장-플랜지 성형성에 유리한 효과를 준다. 더욱이 강판 조성성분과 절삭조건이; 열압연강판에 대해서는 주로 Ti₄C₂S₂나 (Ti₄C₂S₂및 TiS)로 구성되는 추출물의 양이 5×10³PCS/mm²이상이며, 그리고 다른한편으로 냉압연강에 대해서는 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟의 범위로 유디되도록 알맞게 조절되면 매우 효과적인 방법으로 특징을 증명할 수 있다.

이 새로운 지식은 본 발명의 기초가 되었다. 다음에 본 발명의 강판의 화학적 조성성분을 설정하는 이유를 설명한다.

C : 0.0010 내지 0.010

탄소는 Ti₄C₂S₂를 제조하기 위하여 티타늄과 혼합하는 분산원소이다. 탄소 함유량은 적어도 0.0010% 이어야 하지만, 탄소 함유량이 너무 크면, TiC 의 제조량이 증가하고, 금속의 신도나 연성의 감소와 함께 항복응력이 상승하고, 성형성 및 신장-플랜지 성형성을 악화시킨다. 이러한 사실에 따라 0.010%의 상한은 좋은 성형성을 보장하도록 설정되었다.

Si : 1.0% 이하

규소는 신도나 연성의 손실없이 강도를 개선하는 유효한 원소이지만, 규소 함유량이 너무 많으면, 소둔동안 제조된 산화막이 크게 증가하고, 아연도금층의 불균일한 분포를 일으키는 다음의 성형가공에 악영향을 나타낸다. 이들 이유로 인하여, 규소 함유량은 1.00% 이하로 제한된다. 또한 상기 산화막의 형성으로 인해 미아연도금 부분이 강판의 합금 융해 아연도금화동안 발생하기 쉬워지므로 규소 함유량은 0.20%으로 억제하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.1 내지 1.0%

망간은 MnS를 제조하고 개선된 신장-플랜지 성형성 및 펀치가공성에 대하여 보조적인 원소이다. 망간 함유량은 이들 개선을 효과적으로 증명하기 위하여 0.10% 이상이어야만 한다. 그러나, 함유량이 너무 클 때는 성형성 및 신장-플랜지 성형성에 악영향을 미치므로 망간 함유량은 1% 이하로 제한되어야만 한다.

P : 0.1% 이하

인은 강중에 고형되거나 FeTiP 추출물을 형성한다. 전자의 경우에, 인은 강화원소이고, 반대로 성형성에 악영향을 나타낸다. 추출물이 되는 후자의 경우에는, 펀칭성 및 신장-플랜지 성형성이 어느 정도 개선되는 것이 발견되었지만, 성형성에 대한 효과는 매우 좋지 않으므로 인은 0.1% 이하로 바람직하게는 0.05% 이하로 제한되어야 한다.

S : 0.01 내지 0.025%

황은 후술하는 Ti와 결합되고, 주로 Ti₄C₂S₂나 (Ti₄C₂S₂및 TiS)로 이루어지는 추출물을 형성하는데 필수적인 원소이다. 이들 추출물이 펀치가공성을 개선한다는 것을 나타내기 위해, Ti₄C₂S₂나 (Ti₄C₂S₂및 TiS)의 양은 5×10³pcs/㎟ 이상이어야 한다. 그러므로 황의 함유량은 0.010% 이상이 되어야 한다. 그러나 이들 효과는 0.025%에서 최대가 되고, 함유량이 높아지면 프레스 성형성에 역효과를 나타낼 뿐만 아니라 표면결함이 증가하기 쉬워 상한은 0.025%로 설정된다.

부수적으로 제1도는 탄소 0.0052%, 규소 0.01%, 망간 0.4%, 인 0.014% 알루미늄 0.03%, 티타늄 0.08% 및 질소 0.006% 기본 조성물을 가진 강판에서 황 함유량이 0.002%에서 0.037%로 변할 때, 펀치가공성 및 r 값을 나타내는 그래프이다. 도면에서, 우수한 펀칭성 및 기계적 특성을 갖는 박스 소둔된 타입의 Al 진정강(C: 0.044%, Al: 0.045%)이 비교예로서 사용된다. 제2도는 황 함유량에 대한 표면결함의 %를 나타낸다.

물리적 성질시험은 하기와 같이 실시하였다. 진공용해되고 연마된 40kg 금속 잉곳을 1200℃로 가열하여 300㎜^t에서 조대하게 압연하였다. 다음에 이 슬랩을 1200℃로 가열한 후 4㎜^t의 판두께, 920℃ 이상의 최종온도, 680℃의 압연온도 조건하에서 열간압연하고, 그 후에 32㎜^t로 절살하였다. 후에 금속을 0.8㎜^t로 냉간압연하였고, 평균 800℃의 온도로 1분 동안 연속적으로 소둔한 후, 1% 압연조절을 실시하여 시험샘플 냉압연판을 제조하였다. 10㎜×110㎜ 시험샘플을 r 값에 대하여 활용하였고, 0 내지 15%의 인장변형을 가할 때 폭과 판두께를 측정하였다. 9%의 클리어런스를 가진 8㎜^t냉압연강중에 10㎜ 직경의 원형모양을 펀칭한 후 그 에지에 버르의 높이를 측정하고 평가하였다. 냉압연강판의 표면은 표면결함에 대하여 눈으로 평가하였고 고정길이에서 발생하는 표면결함의 퍼센트의 상태로 평가하였다.

제1도 및 제2도에서 명백하게 나타낸 바와 같이, 황 함유량이 0.01% 미만일 때, 펀칭동안 버르의 높이는 극도로 커지고, 본 발명의 목적을 이룰 수 없다. 그러나 황 함유량이 0.025%를 초과할 때, 표면결함이 격렬하게 증가하여 다시 본 발명의 목적을 방해한다. 그러나, 황 함유량이 0.01% 이상 및 0.025% 미만일 때, 표면결함 및 버르높이는 가능한 한 제한될 수 있고 높은 정도의 값을 얻을 수 있다.

제1도 및 제2도는 데이터는 냉압연강의 물리적특성에 미치는 황 함유량의 효과를 나타낸다. 이 효과는 냉간압연을 실시하기 전 열압연강에 대한 효과와 거의 동일하였다. 0.001 내지 0.025%의 범위 이내의 황 함유량의 설정은 우수한 펀치가공성을 갖고 표면결함이 없는 열압연강판을 수득함으로써 확인할 수 있었다.

N : 0.01% 이하

질소는 티타늄과 조합하여 TiN을 제조하지만, 이 TiN은 펀치가공성 개선에 사실상 효과가 없다. 탄소와 함께인 경우의 질소는 강의 신장-플랜지 성형성 및 인장성질을 약화시키므로, 이런 단점을 피하기 위해 상한를 0.01%로 제한한다.

Ti : 0.2% 이하

티타늄은 Ti₄C₂S₂또는 (Ti₄C₂S₂및 TiS) 추출물을 강중에 제조하고 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성의 개선을 제공하기 때문에 가장 중요한 원소중의 하나이다. 티타늄 함유량에 대한 하한은 강중의 질소, 황 및 탄소 함유량에 따라 결정되어야만 한다. 그러나, 본 발명의 효과를 이룰 수 있는 최대 함유량은 0.2%이며, 더 높은 함유량은 제조단가 효율성이 없다. 티타늄의 함유량은 0.15% 이하가 바람직하다.

Ti₄C₂S₂및 TiS 형성 이외에도, 또한 티타늄은 TiN을 제조하기 위하여 고용체중의 질소와 함께 또는 TiC를 제조하기 위하여 고용체중의 탄소와 함께 형성하는 조건에 따를 수 있다. 티타늄의 하한은 하기(1) 식을 기준으로 하여 탄소, 황 및 질소함유량에 따라 그들의 각각의 효과를 고려하여 결정되어야만 한다. 열압연강을 형성할 때, 이 값은 1.0 내지 3.0의 범위이어야 하고, 냉압연강의 경우는 0.8 내지 4.0의 범위이어야 하며, 각 원소의 함유량은 다른 원소와의 관계에 따라 조절된다.

(Ti*/48)/(C/12 + S/32) 식(1)

단 Ti* = Ti - (48/14)N

그러나, 열압연강의 경우, 값이 식(1)보다 작을 경우, 티타늄의 양은 탄소와 황과의 결합에 대해 불충분하고, 펀치가공성의 개선에 필요한 Ti₄C₂S₂제조에 불충분하다. 그러나, 값이 3.0을 초과하고 탄소 함유량이 과하면, 고용체중의 탄소양이 증가하고 또는 황의 함유량이 과하면, MnS와 많은 TiS가 제조되어, 이들의 어떤 경우에도 연성이나 신도가 나빠지게 되고 불충분한 성형성 및 신장-플랜지 성형 가공성이 얻어진다. 냉압연강에서, 상기 식(1) 에서의 값이 0.8 미만일 때, 탄소 및 황과 결합하는 티타늄의 양이 불충분하고, 펀치가공성을 개선하는데 필요한 Ti₄C₂S₂의 양이 부적합하다. 그러나, 이 값이 4.0을 초과하고 탄소 함유량이 과도할 때, 고용체중 탄소가 증가하거나 황이 과도하면, MnS가 제조되므로 이들 중 어떤 경우에도 연성이나 신도가 나쁘고 불충분한 성형성 및 신장-플랜지 성형 가공성이 얻어진다. 냉압연강의 경우에서, 냉간압연에 앞서 수행된 열간압연의 끝에서 약간 많은 (조대) TiS 가 제조될지라도 다음의 냉간압연이 미세입자로 TiS를 파쇄하기 때문에 식(1) 에서부터 얻어진 값에서 약간의 공차를 허용하여 표면정밀도에 영향을 주는 유의한 문제는 없다.

Al : 0.1% 이하

알루미늄은 본질적이고 산화방지제로서 불가피한 원소이다. 너무 높은 알루미늄 함유량은 기계적 특성 및 절삭성에 악영향을 미치는 비금속계 Al₂O₃계 함유물의 제조원이므로, 알루미늄의 함유량은 0.1% 이하로 제한된다. 주로 Ti₄C₂S₂(또는 Ti₄C₂S₂및 TiS)로 이루어지고 1,000 내지 10,000Å의 범위내의 크기인 추출물을 갖는 본 발명의 강판이 강중에 특정 비율로 포함될 때, 절삭성, 펀칭성 및 신장-플랜지 성형성이 성형에 악영향 없이 현저하게 개선된다. 그러나 강판제조조건 및 추가로 열간압연시 온도 및 감는 조건은 강중의 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어진 이러한 추출물의 최적의 양을 제조하는데 중요하다. 본 발명의 목적을 달성하기 위해서 화학적 조성성분에 대하여 상술된 요건을 만족하는 강슬랩을 1,100 내지 1,200℃의 범위내로 가열하고, (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃) 온도범위내에서 열간압연을 완료하고, 그 후에 600 내지 700℃의 온도범위로 감는 것으로 충분하다는 것이 확인되고 있다.

이때 가열온도가 1,100℃ 이하이면, 제조된 MnS의 양이 증가하고 강중의 Ti₄C₂S₂추출물의 양이 부적합하게 된다. 1,200℃를 초과하여 가열되면, 사실상 추출물 모두가 용해되고 바른 Ti₄C₂S₂추출물 양을 얻을 수 없다. 또한, 열간압연동안 온도가 700℃를 초과하면 Ti₄C₂S₂계 추출물은 FeTiP계 추출물로 변화하고 본 발명의 원하는 개선된 절삭성 및 펀치가공성을 얻을 수 없다. 감는 온도에 대한 하한으로서 특별히 설정하지는 않지만, 너무 낮다면 Ti계 추출물이 제조되지 않거나 제조되더라도 Ti₄C₂S₂추출물로서 TiC를 얻을 수 없으므로 500℃ 이상의 온도가 바람직하다. 냉압연강판 제조시 감는 온도가 너무 낮다면, TiC 추출물이 미완성되고 고용체중 탄소의 잔여량은 소둔에 대한 r 값을 저하시키므로 감는 온도는 600 내지 700℃ 범위내로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 가열온도 및 감는 온도가 유지되는 한은 열간압연 최종온도가 어느 정도 변화되어도, 제조된 Ti₄C₂S₂의 양에는 거의 영향을 미치지 않는다. 그러나, 안정한 기계적 특성 및 제조품 모양을 갖는 원활한 열간압연 및 열압연강판을 얻기 위해서, 최종온도는 (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃)의 범위내로 설정되는 것이 바람직하다. 그러나 열간압연 최종온도가 너무 낮을 때, FeTiP가 제조된다. 이 FeTiP 및 고용체중 탄소는 프레스 - 성형특성을 악화시킨다. 반대로, 열간압열 최종온도가 너무 높을때, 제조된 Tis의 많(조대)양이 증가하여 특히 열압연강판의 사용동안 표면결함의 근원이 될 수 있다. 그러나, 이것이 냉간압연되고 냉압연강판으로서 사용될 때, 상술한 많은(조대) TiS는 냉강압연가공에서 미분으로 파쇄되고 따라서 표면결합의 근원이 되지 않는다. 냉압연강판이 실제로 사용될 때, 이들 TiS 추출물은 펀치가공성을 개선의 하기 위한 효과적인 조성성분이다.

열간압연후 수행되는 냉간압연 및 소둔에 대한 조건에 특별한 제한은 없지만, 원하는 효과를 유지하기 위한 열간압연가공에서 제조된 Ti₄C₂S₂추출물의 바람직한 크기 및 분산량은 하향압력설정이 60 내지 85% 이고 온도가 700℃ 이상이고 후자 소둔가공에서는 Ac₃점이나 그 이하임과 동시에 750 내지 850℃의 온도범위로의 설정하는 것이 더욱더 바람직하다. 상술한 하향압력설정이 냉간압연에 대해서 사용되면, 열압연의 종료후 많은(조대) TiS계 추출물이 내부에 존재하더라도 이들 추출물은 냉간압연가공에서 미분으로 파쇄되고 따라서 표면결함의 근원이 되지 않으면 추출물이 개선된 펀치가공성을 얻는데 유효한 원소인 것을 알 수 있게 된다.

따라서 얻어진 열압연강판이나 냉압연강판은 그대로 사용할 수도 있고, 추가로 방청의 목적을 위해 전기아연도금이나 용융아연도금되거나, 산염가공이나 크롬산염 처리가공 같은 화학가공을 실시할 수 있다. 더욱이 유기수지피복이나 유사한 가공 등의 표면처리를 실시하는 것도 물론 유효하다.

실제상으로는 어떠한 종류의 표면피복막을 갖지 않고 사용되는 강판샤시의 경우는 거의 없다. 이것은 냉이나 열압연강판을 그대로 사용하면 외부대기에서 짧은 시간내에 적청이 발생하기 때문이다. 이러한 녹은 금속을 부식시켜 그 강도를 감소시킬 뿐만 아니라, 거친 녹분말로 인하여 구동부 및 전기적 회로에 악영향을 미친다. 표면처리의 이용은 녹의 발생을 방지하는데 매우 유효한 방법이다. 본 발명은 성형성 및 펀치가공성에 악영향을 미치지 않고 녹을 방지하는데 우수한 효과를 나타내는 아연합금 전기도금화를 활용한다.

여러 가지 아연도금방법은 강판을 용액중 융해아연에 침지하여 실시하는 용융아연도금, 아연이온을 함유하는 전해질유체로 전하를 가하여 강판표면에 금속아연을 추출하는 전기아연도금 및 강판의 표면에 증기상태의 아연을 부착하는 증착 아연도금방법 등이 가능하다. 그러나, 본 발명에서는, 아연도금층 중의 재료의 양호한 외관 및 균일한 분포에 더하여 재료가 비교적 얇게 부착되더라도 표면결함이 없는 사실 때문에 전기아연도금방법이 바람직하다.

이 전기적 아연도금층이 녹을 방지하는데 유효하기 위하여, 아연도금층은 3g/㎡ 이상의 두께로 부착되어야 한다. 이 부착층이 불충분하면 내식성을 보장할 수 없거나 아연도금층 위에 형성된 수지피복막이 과도하게 두꺼워져야만 하고, 전기접지성이 소실된다. 내식성의 관점에서 부착된 아연도금층 두께는 제한되지 않지만, 40g/㎡을 초과하면, 층이 과도하게 두꺼워도 내식성 효과가 얻어지지 않는다. 아연도금 가공시간이 너무 길거나 아연도금층의 밀착성이 너무 낮으면 이 층의 박피가 일어나므로 40g/㎡ 두께로 제한되어야만 한다.

또한 순수아연도금 이외에도 여기서 사용된 아연전기도금층은 아연과 함께 Ni, Co 및 Fe를 함유하는 아연계 도금을 포함하거나, 순수아연도금이나 아연계 도금과 동일하거나 선아연도금의 다른 종류의 하부피복막일 수도 있으며, 아연도금 종류에서 아연 함유량은 50중량% 이상이다.

아연전기도금층의 형성은 강판중의 항청의 목적을 얻는데 그 자체로서 충분하다. 샤시 등의 재료로서 사용되기 위해, 지문 저항성은 아연도금층 자체의 항청성과 동시에 바람직하다. 이것을 달성하는데 가장 유효한 방법은 아연전기도금층 위에 추가로 수지피복막을 적용하는 것이다. 수지피복막에 대한 바람직한 부착량은 0.1 내지 2.5g/㎡의 범위이다. 부착된 수지피복막의 양이 불충분할 때 만족스러운 내식성 및 지문 저항성이 얻어지지 않는다. 반대로, 양이 너무 많을 때, 최상층의 전기도전성은 감소하고, 접지성은 크게 불량하다.

수지층을 구성하는 수지의 조성성분 종류는 특별히 제한되지 않지만, 가장 일반적으로는 에폭시수지나 에틸렌불포화 카르복실산의 중합체를 함유하는 에틸렌중합체 수지, 폴리에스테르수지, 폴리비닐수지, 아크릴수지, 우레탄수지 또는 폴리아미드수지이다. 이들 수지 종류는 단독으로나 필요에 따라 둘 이상 혼합하여 사용될 수 있다. 유리한 수지조성성분을 형성하기 위해, 통상의 방법으로 이들 수지내 관능기를 변성하거나 가교제로 수지를 강화시키는 것을 추천한다. 더욱이, 예컨대 유기나 무기 규소 화합물이 지문 저항성을 개선하는데 적용될 수 있고 또는 왁스조성성분이 프레스 가공동안 표면형의 스크푸(scuffing)성을 개선하기 위해 수지에 소량 첨가될 수 있고 또는 왁스조성성분이 수지중의 관능기에 개질원소를 도입할 수 있다. 수지피복막은 프레스 성형후 내식성 및 지문 저항성에 제공하기 위하여 보호표면층으로서 바람직하다. 이 목적을 위해 에폭시수지, 에틸렌중합체 수지, 폴리에스테르수지 및 우레탄수지의 하나 이상 종류의 혼합수지가 기초수지로서 바람직하다.

수지피복막의 내식성은 예컨대 규소 무기화합물과 같은 실리카입자를 기초수지에 대하여 약 5 중량% 이상 첨가하여 더욱더 개선된다. 그러나, 실리카 입자 함유량이 너무 크면, 증마(anti-slip) 재로서 작용하여, 피복막의 마찰계수가 높아지고 윤활성이 낮아진다. 철삭후 나타나는 내식성이 감소하는 추가의 결점이 있어, 함유량은 약 30중량% 미만 또는 더욱더 바람직하게는 10중량% 미만이어야 한다.

이들 실리카 입자는 1 내지 20㎛의 입자크기를 사용할 때 가장 큰 효과를 얻는다. 즉, 실리카 입자가 작을수록 더욱더 양호하게 피복되고 따라서 밀착성이 개선된다. 결론적으로 피복막의 내식성 및 피복성(층추출)은 개선되기는 하지만, 1㎛보다 더 작은 입자가 사용되면, 더욱더 큰 효과가 얻어지지 않으므로 입자크기의 하한은 1㎛가 충분하다. 반대로, 크기가 20㎛를 초과할 때, 피복막의 표면이 조대해져, 양호한 막이 형성될 수 없고 또한 내식성도 불량하다. 따라서 입자크기는 4 내지 6㎛가 바람직하다. 이러한 실리카 입자의 종류는 콜로이드 실리카로서 공지되어 있고 예컨대, Snow-Tex XS 또는 Snow-Tex SS(모두 니산 가가쿠 고교에서 제조: 상품명)의 시판명으로 시중구입이 가능하다.

수지피복막을 형성하는 방법에서는 어떠한 제한이 없다. 전술한 바와 같은 방법에 의해 제조된 열압연강판 또는 냉압연강판의 한쪽면 또는 양쪽면 모두에 통상의 방법으로 전기 아연도금층을 형성한 후, 수지피복막은 롤 피복(roll coating), 딥 피복(dip coating), 또는 스프레이 피복과 같은 원하는 방법으로 아연도금표면 위에 적용될 수 있다. 아연도금강판의 표면에 크롬산염가공 또는 산- 염가공과 같은 화학처리를 실시한 후, 이때 수지층의 형성은 아연도금층의 밀착성을 높이는데 유효하며, 물론 수지피복은 본 발명의 기술적 범위내에 포함된다.

[실시예]

본 발명의 구조 및 효과의 특정한 실시예를 여기에 나열된 구체예에서 설명하는 것은 이하에 기술된 구체예에 의해 본 발명을 제한하는 것은 아니고, 본 발명의 적용 성격내에서 적당히 더 변경할 수 있고 상술한 것은 본 발명의 기술적 범위내에 포함된다.

인장성질, 절삭성, 펀치가공성 및 종류에 대한 확인방법과 강판중의 추출물 양에 대하여 하기 구체예에서 사용된 성능시험을 하기에 기술한다.

[추출물의 종류와 양 확인법]

투과형 전자현미경을 사용하여 레플리커(replica) 추출법에 의해 관찰을 실시하였다. 10,000 배율에서 0.15㎟의 시야내에서 추출물의 양을 발견하여, 그 다음에 1㎟내 추출물 양을 얻기 위해 환산하였다.

[인장성질]

인장시험기에서 JIS5에 대하여 설정된 시험편을 사용하였다. 항복점(YP), 인장강도(TS), 신도(EI) 및 작업경화계수(n값)를 각각 평가하였다. 100℃에서 60분동안 추가로 가공한 후, 항복점의 상승량으로부터 내시효성(耐時效性)(A.I.)를 평가하였다.

[r 값]

10㎜×110㎜의 시편을 활용하였다. 0% 내지 15%의 인장변형이 가해졌을 때 편의 폭과 두께를 측정하였다.

[펀치가공성]

약 12%의 클리어런스와 30㎜의 직경을 갖는 원형시편을 펀치하여 에지에서 발생한 버르의 높이를 측정하고 평가하였다.

[절삭성]

각 시험판에 대하여 고주파 유도 가열용접 방법을 활용하여 60㎜의 외경을 갖는 관을 제조하였다. 125m/분의 절삭속도 및 0.06m/회전의 삭입(notching) 속도로 절삭하였다. 돌절(突切) 횟수(공구수명에 대하여) 및 절층(절삭쓰레기) 상태(양호 = 짧은 컬모양의 절층, 불량 = 긴 컬모양의 절층)로 평가하였다.

[신장-플랜지 성형성]

각 시험판에 20㎜ 직경의 구멍을 뚫었다. 뚫린 구멍(dia./㎜)을 크랙이 판두께를 통과할 때까지 30.0의 정각에서 원추형 펀치로 벌렸다. 이전의 구경(dfinm)로부터 하기 식에 의해 구멍확대속도를 구하여, 신장-플랜지 성형성을 평가하였다.

구멍확대속도 = [(df-di)/ di] × 100(％)

[제 1 구체예]

표 1에 나타낸 화학적 조성으로 강슬랩을 1180℃로 가열한 후, 약 920℃의 열간압연 최종온도 및 630℃의 감는 온도로 세트하여 열간압연을 실시하여 3.2㎜ 두께의 열압연 강판을 얻었다.

열간압연으로부터 얻은 강중에 제조된 추출물 종류 및 양을 인장성질, 절삭성 및 펀치가공성에 따라 조사하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.

표 1 및 2에서의 결과는 하기와 같이 해석할 수 있다.

본 발명에 대한 규정된 조건을 만족하는 강종류 D는 고강도인 반면 강종류 A, B 및 C는 유연하다. 이들 종류 모두는 우수한 인장성질을 갖음과 동시에 또한 펀칭성 및 절삭성에 대해서도 우수한 성능을 제공한다.

반대로 강종류 E 내지 J 모두는 불충분한 황 함유량 때문에 좋지 않은 펀치가공성 및 절삭성을 갖는다. 더욱이, 강종류 E는 탄소 함유량이 너무 높아 TiC를 제조하기 때문에 인장성질이 나쁘다. 강종류 H는 망간 함유량이 너무 높아 MnS를 제조하기 때문에 펀치가공성이 나쁘다. 강종류 M은 탄소량이 불충분하여, 인장성질이 나쁘고 더욱이 불충분한 양의 TiCS추출물이 제조되어 나쁜 펀치가공성을 갖는다. 표 2에 나타내지는 않았으나 강종류 F 중의 규소 함유량이 너무 크기 때문에, 전기아연도금동안 산화 규소층은 아연도금층에 변형을 일으키고 아연도금층의 밀착성은 불량하였다. 강종류 K에서는 황 함유량이 너무 크기 때문에, 펀치가공성이 만족스럽더라도 인장성질이 불량하였고 더욱이, 압연후 강판표면에서 블리스터 및 슬리버와 같은 표면결함이 확인됨을 알 수 있었다. 강종류 F 및 L에서는 Ti 의 양과 탄소 및 강의 양 사이의 균형이 불량하여 상술한 식(1)의 조건을 만족하지 않는다. 따라서, 인장성질 균형이 나쁜 것 외에도, 펀치가공성이 좋지 않고 내시효성이 만족스럽지 못하다.

[제 2 구체예]

표 1에 나타낸 강종류 B(Ar3 점에서 877℃)를 활용하였다. 가열온도, 최종온도 및 감는 온도를 표 3에서 나타낸 바와 같이 변형한 것 이외에는 제 1 구체예와 동일한 방법으로 열간압연을 실시하였다. 열압연강판을 3.2㎜의 폭으로 제조하였다. 실시예 1과 동일하게 각 시험편에 추출물 종류 및 수를 조사함과 동시에, 인장성질 및 펀치가공성도 조사하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.

표 3 및 4에서 부호 B내지 B는 열간압연 최종온도 및 감는 온도에 대하여 적당한 온도범위를 나타낸다. 특히, 가열온도의 효과를 조사할 때, 1,100 내지 1200℃의 범위로 가열되는 강종류에서, TiCS계 추출물이 적당한 크기의 양으로 제조되었고 인장성질과 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로. 비교시편(부호 B)을 1,200℃ 이상으로 가열할 때, 주로 TiS로 이루어지는 추출물이 형성되었고, 비교예(부호 B)에서 1,100℃ 이하로 온도를 떨어뜨렸을 때, 주로 MnS로 이루어진 추출물이 형성되었고 둘 모두의 경우에서 펀치가공성 및 절삭성이 좋지 않았다.

부호 B내지 B은 가열온도 및 감는 온도에 대한 적당한 온도범위를 나타낸다. 특히, 최종온도의 효과를 조사할 때, 1,100 내지 1200℃ 범위로 가열되는 강종류에서(부호 B), TiCS계 추출물이 적당한 크기와 양으로 제조되었고 인장성질과 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로 비교시편(부호 B)중의 최종온도가 너무 높을 때, 주로 MnS로 이루어지는 추출물이 형성되었고, 비교예(부호 B)에서 최종온도가 너무 낮을 때, 주로 FeTiP로 이루어진 추출물이 형성되었고 둘 모두의 경우에는 펀치가공성이 좋지 않았다.

부호 B내지 B은 가열온도 및 최종온도에 대하여 적당한 온도범위를 나타낸다. 특히 감는 온도의 효과를 조사할 때, 강종류에서, 감는 온도가 바른 범위(부호 B, B) 일 때 TiCS계 추출물은 적당한 크기와 양으로 제조되었고, 인장성질 및 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로 비교예(부호 B)에서 감는 온도가 너무 높을 때, 주로 FeTiP로 이루어진 추출물이 형성되었고, 만족할 만한 절삭성이 얻어지지 않았다.

[제 3 구체예]

표 5에 나타낸 화학조성을 갖는 강슬랩을 1180℃로 가열한 후, 약 920℃의 최종온도와 630℃의 감는 온도로 세트하고 열간압연을 실시하였다. 3.2㎜ 두께를 가진 열압연강을 얻은 후 각 열압연강판을 0.8㎜ 두께로 냉간압연하였다. 800℃에서 1분 동안 연속소둔을 실시한 후, 1% 조질압연을 수행하였다. 각 인장성질과 펀치가공성을 조사하여 얻어진 결과를 표 5에 나타내었다.

상술한 냉압연강으로 제조된 추출물 종류 및 양을 조사하는 것과 함께, 인장성질, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성도 조사하였고 그 결과를 표 6에 나타낸다.

표 5 및 6에서의 결과는 하기와 같이 해석할 수 있다.

구체예에서, 본 발명에 대한 규정된 조건을 만족하는 강종류 D는 고강도인 반면, 강종류 A, B 및 C는 유연하다. 강종류 O는 원소로서 보론을 포함한다. 구체예이다.

이들 모든 종류는 우수한 인장성질을 갖음과 동시에 또한 펀칭성 및 절삭성에 대해서도 우수한 성능을 제공한다.

반대로 강종류 E 내지 J 모두는 불충분한 황 함유량 때문에 좋지 않은 펀치가공성을 갖는다. 더욱이, 강종류 E는 탄소 함유량이 너무 높아 TiC를 제조하기 때문에, 인장성질이 불량하다. 강종류 H는 망간 함유량이 너무 높아 MnS를 제조하기 때문에 인장성질 및 신장-플랜지 성형성이 나쁘다. 강종류 M은 탄소량이 불충분하여, 인장성질이 나쁘고 더욱이 불충분한 양의 TiCS추출물이 제조되어 나쁜 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성을 갖는다. 표 2에 나타내지는 않았으나 강종류 F중의 규소 함유량이 너무 크기 때문에, 전기아연도금동안 형성된 산화 규소층은 아연도금층에 변형을 일으키고 아연도금층의 밀착성은 나쁘다. 강종류 K에서는 황 함유량이 너무 크기 때문에, 펀치가공성이 만족스럽더라도 인장성질이 나쁘고 더욱이, 압연후 강판표면에서 블리스터 및 슬리버와 같은 표면결함이 확인됨을 알 수 있었다. 강종류 F 및 M 에서는 Ti의 양과 탄소 및 강의 양 사이의 균형이 불량하여 상술한 식(1)의 조건을 만족하지 않고 따라서, 인장성질이 균형이 나쁜 것 외에도, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성이 좋지 않고 내시효성이 만족스럽지 못하다.

[제 4 구체예]

표 5에 나타낸 강종류 B(Ar점에서 877℃)를 활용하였다. 가열온도, 열간압연 최종온도 및 감는 온도를 표 7에 나타낸 바와 같이 변형한 것 이외에는 제 3 구체예와 동일한 방법으로 열간압연을 실시하였다. 3.2㎜의 폭으로 열압연강판을 제조한 후에 0.8㎜의 두께로 냉간압연하였다. 800℃에서 1분 동안 연속적 소둔을 실시한 후 1% 조질압연을 수행하여 냉압연강을 얻었다. 각각의 인장성질, 신장-플랜지 성형성 및 펀치가공성을 조사하여 그 결과를 표 8에 나타내었다.

표 7 및 8에서 부호 B내지 B는 열간압연 최종온도 및 감는 온도에 대하여 적당한 온도범위를 나타낸다. 특히, 가열온도의 효과를 조사할 때, 1,100 내지 1200℃의 범위로 가열되는 강종류에서 TiCS계 추출물의 적당한 크기와 양으로 제조되었고 인장성질, 신장-플랜지 성형성 및 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로, 비교시편(부호 B)을 1,200℃ 이상으로 가열할 때, 주로 MnS로 이루어지는 추출물이 형성되었고, 비교예(부호 B)에서 1,100℃ 이하로 온도를 떨어뜨렸을 때, 주로 TiS로 이루어진 추출물이 형성되었고 둘 모두의 경우에는 펀치가공성이 좋지 않았다.

부호 B내지 B은 가열온도 및 감는 온도에 대한 적당한 온도범위를 나타낸다.

특히, 최종온도의 효과를 조사할 때, 1,100 내지 1200℃의 범위로 가열되는 강종류(부호 B)에서 TiCS계 추출물이 적당한 크기와 양으로 제조되었고 인장성질, 신장-플랜지 성형성 및 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로, 비교시편(부호 B)중의 최종온도가 너무 높을 때, MnS 만으로 이루어지는 추출물이 형성되었고, 비교예(부호 B)에서 열간압연 최종온도가 너무 낮을 때, 주로 FeTiP로 이루어진 추출물이 형성되었고 둘 모두의 경우에는 펀치가공성이 좋지 않았다.

부호 B내지 B은 가열온도 및 열간압연 최종온도에 대하여 적당한 온도범위를 나타낸다. 특히 감는 온도의 효과를 조사할 때, 강종류에서, 감은 온조가 바른 범위(부호 B) 일 때, TiCS및 TiS 계 추출물이 적당한 크기와 양으로 제조되었고, 인장성질, 신장-플랜지 성형성 및 펀치가공성이 각 경우에서 우수한 것을 알았다. 반대로 비교예(부호 B)에서 감는 온도가 너무 높을 때, 주로 FeTiP로 이루어진 추출물이 형성되었고, 만족할 만한 신장-플랜지 성형성이 얻어지지 않았다. 비교시편(부호 B)에서 감는 온도가 너무 낮을 때, TiCS및 TiS 계 추출물이 충분한 양으로 제조되지 않았고, 펀치가공성 및 신장-플랜지 성형성 성능이 어느 정도 낮았다.

[제 5 구체예]

제 3 구체예의 냉압연강판중에서 강종류 A, B 및 C를 활용하여 얻어진 냉압연강판을 1 내지 50g/㎡의 아연도금층을 형성하기 위해 통상의 방법에 따라 표면을 아연도금하였다. 그 다음에 크롬산염처리를 실시하여, 아연도금층 위에 형성된 크롬 추출물을 10mg/㎡에서 금속성 크롬으로 변환하였다.

표면처리된 강판을 얻기 위해, 고용형으로 변환된 4 내지 6㎛ 크기인 콜로이드 규소입자가 10%부 혼합된 에틸렌, 에스테르 및 우레탄 수지의 수지 기재로 0.05 내지 3g/㎡으로 부착하였다. 내식성, 지문 저항성 및 접지성을 평가하였고 표 9에 그 결과를 나타낸다.

[내식성]

JIS Z 2371에 기재된 방법에 따라 염수분무법을 실시하여 1% 백청 발생시간을 평가하였다.

○ = 240시간 이상

× = 240 시간 미만

[지문 저항성]

40℃의 50% 백색 바셀린 수용액중에 시편을 침지한 후 추출하였다. 바셀린 피복부와 미피복부의 색조변화를 측정하고 평가하였다. 바셀린 피복부와 미피복부간의 색차(ΔE)가 3 이하 이면 지문 저항성이 양호하였다.

○ = 3 이하의 ΔE

× = 3 이상의 ΔE

[접지성]

시험편 표면의 도전성을 단자간격이 100㎜ 인 시험기로 표면저항을 측정하였고 그 결과를 평가하였다.

○ = 표면저항 200Ω 미만

× = 표면저항 200Ω 이상

[종합평가]

○ = 양호

× = 불량

표 7에서의 결과는 하기와 같이 해석할 수 있다. 구체예 제1 내지 5의 화학조성 및 전기아연도금층 및 수지피복막 강재의 양은 본 발명의 특정 조건을 만족한다. 또한 내식성, 지문 저항성 및 접지성에 대하여 매우 우수한 효과가 얻어진다.

반대로 제6은 전기아연도금층과 수지피복막의 불충분한 부착량으로 인해 불량한 내식성 및 지문 저항성을 갖는다. 제7은 수지피복막이 너무 크기 때문에 접지성이 불량하다. 제8은 수지피복막이 적용되지 않아서 불량한 내식성 및 지문 저항성을 갖는다. 제9는 수지피복막의 양이 불충분하기 때문에 만족스러운 내식성 및 지문 저항성을 제공하지 못한다.

[발명의 효과]

본 발명은 상기와 같이 이루어지고, 강재의 조성원소에 따라 특히 티타늄, 황, 망간 및 질소의 함유량이 조절되고, 동시에 황, 질소 및 탄소 양과 티타늄 양의 상호관계를 적당히 제어하여 적절한 양과 크기의 TiCS2 추출물을 제조한다. 이것은 성형성이나 금속의 기계적 성질의 손실없이 제공되어지는 매우 우수한 펀치가공성을 갖는 얇은 강판을 허용한다.

또한 본 발명의 방법은 이들 특성을 갖는 얇은 강판을 허용하여 공업수준에서 신뢰적으로 제조된다.

Claims (8)

1. 주로 Ti₄C₂S₂로 구성되는 추출물을 포함하고 중량%로 특정양의 원소에 대한 하기의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는 것을 특징으로 하는 우수한 기계적 성질을 갖는 강판.
2. 주로 Ti₄C₂S₂로 구성되는 추출물을 포함하고 중량%로 특정양의 원소에 대한 하기의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는, 추출물이 내부적으로 1,000 내지 10,000Å의 크기인 Ti₄C₂S₂로 주로 이루어지고 5×10³pcs/㎟ 이상의 수를 갖는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 우수한 강판.
3. 주로 Ti₄C₂S₂로 구성되는 추출물을 포함하고 중량%로 특정양의 원소에 대한 하기의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는, 추출물이 내부적으로 1,000 내지 10,000Å의 크기인 Ti₄C₂S₂로 주로 이루어지고 5×10₃pcs/㎟ 이상의 수를 가지며 강판이 열압연강판이고 하기식을 만족하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 우수한 강판.

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 1.0 내지 3.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N
4. 주로 Ti₄C₂S₂로 구성되는 추출물을 포함하고 중량%로 특정양의 원소에 대한 하기의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는, 추출물이 내부적으로 1,000 내지 10,000Å의 크기인 Ti₄C₂S₂로 주로 이루어지고 5×10³pcs/㎟ 이상의 수를 가지며 강판이 냉압연강판이고, 추출물이 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어지고, 또한 TiS와 Ti₄C₂S₂를 포함하고, 상기 추출물의 크기가 1,000 내지 10,000Å이고, 상기 추출물이 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟의 수를 갖는 것을 특징으로 하는 기계적 성질이 우수한 강판.
5. 제1항에 있어서, 강판의 적어도 한 면이 3 내지 40g/㎡ 양의 아연 및 아연합금으로 아연도금되며, 아연도금은 전기아연도금, 용융아연도금 또는 증착도금에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는 아연도금강판.
6. (정정) 제5항에 있어서, 수지피복막에 0.1 내지 2.5g/㎡의 부착량으로 상기 아연 또는 아연합금도금판 위에 형성되며, 수지의 피복은 롤피복, 딥피복 또는 스프레이 피복방법에 의해 실행되는 것을 특징으로 하는 수지피복강판.
7. 우수한 기계적 성질을 제공하고, 중량%로 특정량의 원소에 대한 하기식의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*48)/(C/12 + S/32) = 1.0 내지 3.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는 열압연강판 제조방법에 있어서, 1,100 내지 1,200℃의 온도범위 내에서 상기 강을 가열하는 단계와 (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃)의 온도범위 내에서 열간압연을 완료하는 단계와 그 후에 700℃ 미만의 온도범위에서 감는 단계로 이루어져 1,000 내지 10,000Å의 크기와 5×10³pcs/㎟ 이상의 수를 갖는 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂로 이루어진 추출물을 제조하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
8. 우수한 기계적 성질을 제공하고, 중량%로 특정량의 원소에 대한 하기식의 조건 :

   탄소 : 0.0010 내지 0.010%

   규소 : 1.0% 이하

   망간 : 0.1 내지 1.0%

   인 : 0.1% 이하

   황 : 0.01 내지 0.025%

   질소 : 0.01% 이하

   티타늄 : 0.2% 이하

   잔부 : Fe 및 불가피한 불순물

   을 만족하고 상기 원소들은 하기식 :

   (Ti^*/48)/(C/12 + S/32) = 0.8 내지 4.0

   Ti^*= Ti - (48/14)N의 조건을 만족하는 냉압연강판 제조방법에 있어서, 1,100 내지 1,200℃의 온도범위 내에서 상기 강을 가열하는 단계와 (Ar₃변형온도 +80℃) 내지 (Ar₃변형온도 -40℃)의 온도범위 내에서 열간압연을 완료하는 단계와 그 후에 600 내지 700℃의 온도범위에서 감는 단계와 강의 냉간압연후, 소둔을 실시하는 단계로 이루어져, 1,000 내지 10,000Å의 크기와 1×10⁴내지 5×10⁵pcs/㎟의 수를 갖는 내부적으로 주로 Ti₄C₂S₂또는 Ti₄C₂S₂및 TiS로 이루어진 추출물을 제조하는 것을 특징으로 하는 방법.