KR100415665B1

KR100415665B1 - 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100415665B1
Application number: KR10-1999-0056388A
Authority: KR
Inventors: 김재익
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1999-12-10
Filing date: 1999-12-10
Publication date: 2004-01-31
Also published as: KR20010055246A

Abstract

본 발명은 가공용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, Mn/S의 중량비 및 B/N의 원자비를 제어한 극저탄소 알루미늄 킬드강을 연속소둔방식에 의해 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써, 제조원가절감 및 생산성향상을 도모하고 우수한 가공성 및 피로특성을 얻을 수 있는, 가공용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로 C: 0.0035% 이하, Mn:0.5~1.0%, S:0.007~0.015%, Al:0.04~0.10%, N: 0.0035% 이하, B:0.0005~0.0025%, Mn/S의 중량비:60~100, B/N의 원자비:0.7~1.5, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 그리고 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 11.0~15.5인 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판, 및 그 제조방법을 그 기술적 요지로 한다.

Description

피로특성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법{A COLD ROLLED STEEL SHEET FOR FORMING WITH SUPERIOR FATIGUE PROPERTY AND A METHOD FOR PRODUCING IT}

본 발명은 성형성이 요구되는 용도에 적용되는 가공용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소 알루미늄 킬드강을 연속소둔방식에 의해 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써, 성형성과 아울러 피로특성을 개선할 수 있는, 가공용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

가공용 냉연강판은 주로 성형성이 크게 요구되는 용도에 적용되고 있지만, 최근에는 특히 자동차용으로 적용되는 소재와 같이 승객의 안정성 확보 및 환경규제(카페, CAFE 규정)와 같은 규제에 대응한 자동차사의 요구에 부응하기 위한 노력의 일환으로 소재의 고강도화를 통한 차체 경량화를 위해 소재의 게이지-다운(Gauge-down)이 적극적으로 진행되고 있다. 가공성이 요구되는 자동차용 강판의 경우, 통상적으로 프레스(Press) 가공후 부품의 체결을 위하여 대부분점용접(Spot Welding)과 같은 저항용접법을 실시하고 있다.

강판을 강화하는 방법으로는 크게 망간(Mn), 인(P)와 같은 고용강화원소를 이용하여 강화하는 고용강화법, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb)과 같이 첨가시 석출물을 이용하여 재질을 확보하는 석출강화법이 있으며, 또한 성분 및 냉각제어등에 의해 마르텐사이트나 베이나이트와 같이 경한 2상의 변태특성을 이용한 변태조직강화법 등이 있다. 석출물을 제어하여 강화하는 방법의 경우 미세석출물의 석출에 의해 소재의 재결정 온도를 상승시켜 소둔 작업성을 열화시키는 문제점이 있으며, 변태조직 강화법의 경우에도 열처리조건의 변화에 따라 재질이 급변하는 문제점이 있으며 또한 성형성의 확보가 곤란하여 심가공이 요구되는 용도에는 적용하기 곤란한 문제점이 있었다. 한편 냉연강판을 이용 성형성을 확보하기 위해 강을 청정화시킨 특수원소 첨가형의 극저탄소강(IF 강, Interstitial Free Steel)의 경우 강내 고용 원소를 저감시킴으로서 디잎-드로잉(Deep-drawing)성과 같은 가공특성은 확보할 수 있었지만, 입계가 취화됨에 따라 입계취성이 열화되는 문제점 및 저항용접부의 피로특성이 열화되어 가공시 파단의 원인을 제공하여 왔다.

이에 본 발명에서는 상기한 종래 방법들의 제반 문제점을 해결하기 위하여 연속소둔 방식에 의해 비교적 저온의 소둔 온도에서 가공성이 우수한 가공용 냉연강판을 제조함으로서 생산성을 향상시키고 또한 저항 용접성과 2차 가공특성을 개선함으로서 피로특성이 우수한 성형용 냉연강판을 제공하는 것이다.

즉, 본 발명은 Mn/S의 중량비 및 B/N의 원자비를 제어한 극저탄소 알루미늄 킬드강을 연속소둔방식에 의해 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써, 제조원가절감 및 생산성향상을 도모하고 우수한 가공성 및 피로특성을 얻을 수 있는, 가공용 냉연강판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로 C: 0.0035% 이하, Mn:0.5~1.0%, S:0.007~0.015%, Al:0.04~0.10%, N: 0.0035% 이하, B:0.0005~0.0025%, Mn/S의 중량비:60~100, B/N의 원자비:0.7~1.5, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 그리고 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 11.0~15.5인 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 가공용 냉연강판의 제조방법에 있어서,

중량%로 C: 0.0035% 이하, Mn:0.5~1.0%, S:0.007~0.015%, Al:0.04~0.10%, N: 0.0035% 이하, B:0.0005~0.0025%, Mn/S의 중량비:60~100, B/N의 원자비:0.7~1.5, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 알루미늄 킬드강을 재가열한 다음 890~940℃의 마무리열연압연온도에서 열간압연을 종료하고, 620~720℃에서 권취한 후 85~89%의 압하율로 냉간압연하고, 재결정온도~800℃의 온도범위에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

상기 C는 대표적인 고용강화원소이며, 또한 이용방안에 따라 시효 및 소부특성을 발휘할 수 있는 원소이다. 그 함량이 0.0035중량%(이하, %라고 함)를 초과하는 경우에는 C함량에 따른 재질변화가 급격히 발생하여 안정적인 가공용 냉연강판의 제조가 곤란하고, 특히 과다한 고용탄소에 의해 상온시효성을 열화시켜 가공시 스트레처 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공결함을 일으키는 요인으로 작용하므로, 그 첨가범위를 0.0035% 이하로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 고용강화효과를 발휘하는 대표적인 원소로서, 0.5%미만으로 첨가되는 경우에는 황에 의한 적열취성억제 및 변태온도의 저하효과가 감소하여 저항용접부의 결정립 이상성장을 억제하기 곤란한 반면에, 1.0%를 초과하는 경우에는 고용경화에 의해 재질은 경화되지만 밴드상의 조직(Band Structure)을 형성하여 가공성을 현저히 악화시키는 요인으로 작용하므로, 그 첨가량은 0.5~1.0%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 S은 일부가 고온에서 망간 등과 결합하여 황화물의 형태로 석출해 강의 재결정에 영향을 미친다. 만일, 황의 양을 엄격히 관리하지 않으면 망간과 같은 황화물 형성원소의 첨가량 범위도 커져서 제조원가의 상승요인으로 작용하므로, 그 첨가 범위를 단독 및 황화물 형성원소와의 비로서 관리할 필요가 있다. 상기 S의 함량이 0.015%를 초과하는 경우 열간취성의 요인으로 작용하며, 또한 0.007%미만인 경우에는 S제어를 위한 제조원가가 상승하므로, 그 첨가범위를 0.007~0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 열간압연단계에서 석출된 황화망간(MnS)은 냉연소둔시 고용원소의 석출원으로 작용하여 강의 시효특성 및 저항용접부의 결정립 성장을 제어하는 요인으로 작용하므로, Mn/S의 중량비는 60~100으로 관리하는 것이 바람직하다. 상기 Mn/S중량비가 60 미만이면 저항용접부의 결정립 성장에 따라 균열이 발생하고 시효에 따라 가공결함이 발생하게 되며, 100을 초과하면 대상조직이 형성되어 강이 연하게 될 뿐만 아니라 제조원가도 상승하게 된다.

상기 Al은 탈산을 위해 첨가되는 원소로, 강중의 질소를 알루미늄 나이트라이드(AlN)의 형태로 석출시켜 고용질소에 의한 시효경화 억제효과를 나타낸다. 그 함량이 0.04%미만인 경우에는 강중의 산화성 개재물이 증가하고 질소를 충분히 고착하지 못함에 따라 가공성이 열화되는 문제가 있는 반면에, 0.10%보다 많이 첨가되면 강중에 석출된 AlN에 의해 오히려 페라이트 결정립의 성장이 억제되어 소둔온도의 상승요인으로 작용하고 압연시 파단의 요인으로 작용할 뿐 아니라, 제조원가도 상승시키므로, 0.04~0.10%로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 N는 C와 함께 고용경화효과를 크게 나타내는 원소로서, 재질을 현저히 경화시키고, 또한 B, Al 등과 결합하여 질화물계 석출물로 석출되므로 적정강도 및 시효특성을 확보하면서 저항용접부의 결정립 이상성장을 억제하기 위해서는, 질소의 범위를 단독 및 보론과의 원자비로 관리할 필요가 있다. 상기 N의 함량이 0.0035%보다 많이 첨가되면 시효에 의한 가공성의 열화가 발생하고, 이를 억제하기 위해 합금원소의 첨가량을 증가시켜야 하므로, 제조원가가 상승하므로 그 첨가범위를 0.0035% 이하로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 B은 강내에 석출 및 고용상태로 존재하면서 시효성 및 용접부의 결정립 성장을 억제하는 역활을 수행하는 원소로서, 0.0005% 미만 첨가되면 이와 같은 효과를 발휘할 수 없고, 0.0025%보다 많이 첨가되면 강의 가공성을 현저히 저하시키는 요인으로 작용하므로, 그 첨가범위를 0.0005~0.0025%로 설정하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 B/N의 원자비가 0.7미만인 경우에는 B에 의한 질소의 고착효과가 불충분하여 상온 시효의 발생정도가 높고, 또한 대부분의 B이 BN의 형태로 석출됨에 따라 용접부의 피로특성을 개선할 수 없어 가공결함이 빈번히 발생하는 반면에, B/N의 원자비가 1.5보다 높으면 강내에 존재하는 고용 B의 량이 증가하여 작업온도를 올릴 뿐만 아니라 제조원가를 상승시키고, 특히 가공성을 열화시키는 요인으로 작용하므로, 상기 B/N의 원자비는 0.7~1.5로 설정하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 바람직하게는 오스테나이트역인 1180~1250℃에서 재가열한 후, Ar₃온도 직상인 890~940℃의 온도범위에서 마무리열간압연하고, 620~720℃에서 권취한 후 압하율을 85~89%로 하여 냉간압연한 다음, 재결정온도~800℃의 비교적 저온영역에서 연속소둔열처리한다.

상기 슬라브 재가열온도는 오스테나이트 단상역인 1180~1250℃범위로 하는 것이 바람직한데, 그 이유는 1250℃를 벗어나는 고온인 경우 스케일(Scale)의 과다 발생에 따른 손실이 따르고, 1180℃보다 낮은 온도에서는 혼립이 발생하여 제품의 가공성이 열화되기 때문이다.

상기 마무리 열연온도는 Ar₃온도 직상인 890~940℃의 온도범위인 것이 바람직하다. 즉, 상기 마무리 열연온도가 오스테나이트 단상역인 890℃ 미만으로 떨어질 경우 조직의 혼립화가 촉진되어 열연생산성을 저하시킬 뿐만 아니라, 열연 코일의 일부가 페라이트영역에서 가공을 받아 최종제품의 가공성을 열화시키는 문제가 있고, 상기 온도가 940℃보다 높으면 열연조대립이 형성되어 역시 가공성을 나쁘게 하는 문제가 있다.

상기 열연 권취온도가 620℃ 미만이면 AlN의 석출을 충분히 조장시키지 못하여 고용질소 등의 영향으로 인한 가공성이 열화되고, 720℃보다 높으면 고온권취시 열연판의 결정립이 조대화되어 가공시 오렌지-필(Orange-peel)과 같은 표면결함을 유발할 수 있으므로, 상기 열연권취온도는 620~720℃로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 냉간압하율은 소둔후 적정 집합조직비의 형성을 통한 드로잉성 및 귀발생(Earing)현상을 억제하기 위해서, 85~89% 범위로 설정하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압하율이 85% 미만으로 낮아지면 소둔후 압연방향과 압연직각방향의 소성변형비값이 압연 45°방향에 비하여 증가하기 때문에, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 적은 값을 나타내어 컵핑(Cupping)시 압연방향과 직각방향에서의 귀발생이 심해진다. 반면, 냉간압하율이 89%를 초과하는 경우에는 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 증가하여 압연방향과 45°를 이루는 방위에서의 귀발생이 증가하는 문제점이 있으므로, 적절한 성형특성을 확보하기 위해서 냉간압하율은 85~89%범위로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 연속소둔시 소둔온도는 충분한 가공성확보를 위해서 재결정온도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 소둔온도가 800℃보다 높게 되면 페라이트 결정립의 성장에 따른 재질연화 효과는 있지만, 연속소둔시 장력의 제어가 곤란하고 고온소둔에 따른 소둔작업성의 열화가 예상되기 때문에, 그 온도범위는 재결정온도~800℃로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 상기한 바와 같은 본 발명의 성분범위를 만족하고, 본 발명의 제조조건에 따르면, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 11.0~15.5인 가공용 냉연강판이 제조될 수 있다. 즉, 상기 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비는 가공용 냉연강판의 딥-드로잉시 성형컵의 형상 및 귀발생 거동에 큰 영향을 미치는데, 귀발생이 적고 성형성이 우수한 냉연소재를 제조하기 위해서는 집합조직 성분의 범위를 11.0~15.5로 관리하는 것이 바람직하다. 그 이유는, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 11.0 미만으로 낮아지면 딥-드로잉(Deep-Drawing)성에 불리한 (200)성분이 크게 발달하여 컵핑성을 현저히 열화시키고, 반면에, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 15.5를 초과하는 경우에는 딥-드로잉성은 크게 개선되지만, 압연방향에 대하여 45°방위에서의 소성변형비(r값, Lank ford value)가 현저히 증가하여 귀발생정도가 커지기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표1과 같이 조성되는 본 발명강과 비교강을 하기 표2와 같은 조건으로 열연, 냉연한 다음 연속소둔한 후, 성형성, 2차 가공취성, 용접부 결정립, 및 용접부 피로특성을 조사하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.

하기 표2에서, 성형성은 "○"는 우수, "△"는 보통, "X"는 불량으로 평가하였다.

2차 가공취성평가에서 "○"는 발생않함, "△"는 일부발생, X"는 대부분 발생한 것을 나타낸다.

용접부 결정립 측정결과에 대해서는, 열영향부 결정립의 이상성장이 없는 것을 "○"로, 열영향부 결정립이 성장한 것을 "△"로, 열영향부 결정립의 이상성장이 발생한 것을 "X"로 표시하였다.

용접부의 피로특성평가에서 "○"는 피로특성 우수, "△"는 피로특성 보통, X"는 피로특성 열위를 나타낸다.

구분	화학성분(중량%)	Mn/S중량비	B/N원자비
구분	C	Mn/S중량비	B/N원자비	Mn	S	Al	N	B	Ti	Nb
발명강1	0.0013	0.69	0.010	0.048	0.0021	0.0014	-	-	69.0	0.848
발명강2	0.0021	0.84	0.011	0.062	0.0017	0.0016	-	-	76.4	1.198
발명강3	0.0024	0.89	0.009	0.053	0.0015	0.0017	-	-	98.9	1.442
비교강1	0.0041	0.26	0.008	0.042	0.0022	0.0039	-	-	32.5	2.256
비교강2	0.0032	1.20	0.008	0.037	0.0029	-	-	0.024	150.0	0
비교강3	0.0029	0.51	0.010	0.044	0.0035	0.0004	0.048	-	51.0	0.145
비교강4	0.0210	0.15	0.011	0.038	0.0031	0.0012	-	-	13.6	0.492
비교강5	0.0072	0.55	0.012	0.048	0.0062	0.0015	0.012	-	45.8	0.308

구분	강종	권취온도(℃)	냉간압하율	소둔온도(℃)	{I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}집합조직비	성형성	2차가공취성	용접부결정립	용접부피로특성
발명재1	발명강1	700	85	760	12.31	○	○	○	○
발명재2	발명강1	700	88	780	13.45	○	○	○	○
비교재1	발명강2	640	75	720	8.25	×	△	○	○
발명재3	발명강2	640	86	780	12.59	○	○	○	○
발명재4	발명강3	660	89	740	14.21	○	○	○	○
비교재2	발명강3	660	92	740	18.89	×	×	○	○
비교재3	비교강1	680	88	760	9.85	△	×	△	×
비교재4	비교강1	680	88	820	11.43	○	△	×	×
비교재5	비교강2	620	86	770	4.84	×	×	×	×
비교재6	비교강2	660	88	850	11.84	○	×	×	×
비교재7	비교강3	660	86	800	8.97	×	×	×	×
비교재8	비교강4	620	86	760	7.84	×	○	○	○
비교재9	비교강5	680	88	760	5.28	×	×	△	△
비교재10	비교강5	680	88	820	9.79	×	×	○	△

상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 강성분 및 제조조건으로 제조된 발명재(1)~(4)는 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 12.3~14.2로 모두 본 발명범위를 만족함으로써, 연속소둔작업성 뿐 아니라 딥-드로잉성, 특히 면내 이방성이 우수한 냉연강판의 제조가 가능하였다. 또한, 이들 소재의 경우, 저항용접부의 결정립 이상성장이 억제됨에 따라 2차 가공취성을 막을 수 있고 열영향부의 피로특성도 우수하여 기존의 가공용 냉연강판에서 대두되었던 입계 및 용접부의 청정화에 따른 피로특성의 열화를 방지할 수 있다.

반면에, 본 발명의 성분범위를 만족하지만 냉간압하율 등의 제조조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교재(1),(2)는 용접부 조직의 이상성장을 억제하고 피로특성 및 소둔작업성을 확보하였지만, 냉간압하율이 관리기준을 벗어남에 따라 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 관리기준보다 낮거나 높았다. 이로 인해, 딥-드로잉시 압연방향에 대해 0°, 45°방위에서 높은 귀발생(Earing)을 나타냈는데, 이것은 성형작업시 성형 다이(Die)에 끼어 소재의 피딩(Feeding)을 저해하는 요인으로 작용하여 전체적인 가공성을 저하시키고, 또한 2차 가공취성현상도 나타내었다.

C 및 Mn의 함량이 본 발명강의 성분범위를 벗어나고, Mn/S의 중량비 및 B/N의 원자비가 본 발명을 벗어나는 비교강(2)를 이용해 본 발명법의 제조범위에서 연속소둔한 비교재(3)의 경우에는 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 11.0 보다 낮아서, 드로잉가공시 가공성이 현저히 열화되었으며, 특히 귀발생율이 높아서 제관시 성형컵이 다이에 걸려 진행되지 않는 잼(Jam)현상이 발생하는 문제가 있었다. 또한, 용접부의 피로특성이 나빠져 가공시 균열의 요인으로 작용하는 문제도 발생하였다.

비교강(1)을 이용하고 소둔온도를 높게 적용한 비교재(4)에서도 가공성의 개선은 이루었지만, 저항 용접부의 결정립 이상성장을 효과적으로 억제하지 못하여 본 발명에서 확보하고자 하였던 피로특성을 얻을 수 없었다.

B을 첨가하지 않고 특수원소로서 Nb가 첨가된 비교강(2)를 이용하여 본 발명의 범위에서 작업한 비교재(5)는 소재의 재결정이 일어나지 않아 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/ {I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 현저히 낮아서, 성형성 및 2차 가공취성에 대한 내력을 확보할 수 없었다.

상기 비교강(2)를 이용하고 소둔온도를 본 발명의 범위보다 높게 하여 소둔작업성을 떨어뜨린 비교재(6)에서도 성형성은 확보할 수 있었지만, 소재의 청정화에 의해 저항용접시 열영향부의 결정립 이상성장을 억제하지 못하여 피로특성을 개선하지 못했다.

한편, B의 첨가량이 본 발명범위에는 벗어나지만 이의 보충을 목적으로 Ti 이 첨가된 비교강(3)의 경우에는 B/N의 원자비 등이 본 발명의 범위를 벗어나서 고용 B에 의한 입계강화효과를 확보할 수 없었고, 또한 이 강으로 제조된 비교재(7)은 재결정온도가 높아서 가공성의 확보가 곤란하였다.

C의 함량이 높은 비교강(4)를 이용하여 본 발명의 범위로 냉연 및 연속소둔한 비교재(8)은 탄화물의 석출 등에 의해 저항 용접시 열영향부의 성장을 억제하는 효과를 얻을 수는 있었지만, 강내 고용원소의 잔존에 기인한 가공성의 열화를 극복할 수 없었으며, 특히 시효현상으로 인해 가공시 스트레치-스트레인과 같은 결함을 유발하는 문제점이 대두되었다.

또한, C, N의 함량 및 B/N의 원자비가 본 발명범위를 벗어나고, Ti이 일부 첨가된 비교강(5)를 이용하고 본 발명의 소둔온도로 제조된 비교재(9) 및 상기 비교강(5)를 이용하고 소둔작업성을 열화시키는 조건으로 소둔온도를 높여준 비교재 (10)의 경우에도, 상기 고용원소들의 영향 등에 의해 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 낮아 딥-드로잉시 가공성의 열화를 억제할 수 없었으며, 또한 본 발명에서 목적으로 하였던 피로특성의 확보에는 다소 미흡한 결과를 나타내었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 2차 가공취성 및 용접부의 결정립 이상성장에 의한 용접부 피로특성의 열화문제를 해결할 수 있기 때문에, 가공성 및 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판을 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims

중량%로 C: 0.0035% 이하, Mn:0.5~1.0%, S:0.007~0.015%, Al:0.04~0.10%, N: 0.0035% 이하, B:0.0005~0.0025%, Mn/S의 중량비:60~100, B/N의 원자비:0.7~1.5, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 그리고 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎} 성분의 집합조직비가 11.0~15.5인 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판
가공용 냉연강판의 제조방법에 있어서,

중량%로 C: 0.0035% 이하, Mn:0.5~1.0%, S:0.007~0.015%, Al:0.04~0.10%, N: 0.0035% 이하, B:0.0005~0.0025%, Mn/S의 중량비:60~100, B/N의 원자비:0.7~1.5, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 알루미늄 킬드강을 재가열한 다음 890~940℃의 마무리열연압연온도에서 열간압연을 종료하고, 620~720℃에서 권취한 후 85~89%의 압하율로 냉간압연하고, 재결정온도~800℃의 온도범위에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 피로특성이 우수한 가공용 냉연강판의 제조방법