KR100502040B1 - 2중압연튜브용강판및이의제조방법 - Google Patents

2중압연튜브용강판및이의제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100502040B1
KR100502040B1 KR10-1998-0705160A KR19980705160A KR100502040B1 KR 100502040 B1 KR100502040 B1 KR 100502040B1 KR 19980705160 A KR19980705160 A KR 19980705160A KR 100502040 B1 KR100502040 B1 KR 100502040B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
weight
steel sheet
tube
double
Prior art date
Application number
KR10-1998-0705160A
Other languages
English (en)
Other versions
KR19990077028A (ko
Inventor
아키오 토사카
카네하루 오쿠다
마사토시 아라타니
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR19990077028A publication Critical patent/KR19990077028A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100502040B1 publication Critical patent/KR100502040B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

C: 0.0005 내지 0.020 중량%와, Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하는 강 소재를 종료 온도 1000 내지 850℃에서 열간 압연하고, 750℃ 이하에서 권취한 후 냉간 압연하고, 650℃ 내지 850℃에서 20초 이하의 조건으로 연속 어니일링하고, 압하율 20% 이하로 2차 냉간 압연하여, Nb 및 Ti중 적어도 하나가 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하고, 페라이트 조직의 결정 입자 직경이 5 내지 10㎛이도록 조정한, 우수한 성형성을 가질 뿐만 아니라 관 성형-열처리 공정 후에 페라이트 입자 직경의 조대화를 억제하여 우수한 강도 및 인성을 갖는 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

Description

2중 압연 튜브용 강판 및 이의 제조방법{STEEL SHEET FOR DOUBLE-ROLLED TUBE AND METHOD FOR MAKING THE SAME}
본 발명은 표면에 구리 또는 이와 유사한 자기 납땜성을 갖는 금속을 도금하여 관형으로 성형한 후, 도금한 금속의 융점 이상으로 단시간 가열하여 제조되는 2중 압연 튜브(double-rolled tube)에 이용하기에 적합한 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
각종 컴프레서의 접속 튜브, 자동차의 브레이크 튜브 등의 분야에서는, 구리튜브와 같은 외관과 우수한 열적 특성 및 미관을 가지면서 철의 고강도와 강인성을 구비한 소위 2중 압연 튜브가 사용되고 있다.
2중 압연 튜브에 대해서는 예를 들면 문헌[철과 강, 제66년(1980), 제1호, p. 130]에 상세히 설명되어 있다. 2중 압연 튜브의 일반적인 제조방법을 개략적으로 설명하면, 판 두께 약 0.30mm 정도의 냉간 압연 강판을 소재로 하여, 우선 강판의 양면에 전기로 구리 도금을 한다. 그 후, 강판의 압연 방향이 튜브의 축 방향이 되도록 강판을 감는다. 그 때, 튜브의 벽이 2중의 판 두께가 되도록 2개분을 감는다. 그 후, 구리의 융점 이상으로 가열하여 구리를 용융시킴으로써 틈을 메워 강판끼리 접합시키는 "자기 납땜"을 한다. 이렇게 하여, 2중 압연 튜브를 얻는다. 그 후, 냉간으로 형상 교정, 치수 정제 등을 하여 제품을 제조한다.
또한, 상술한 바와 같이, 용도에 비추어, 2중 압연 튜브에는 일반적으로 기밀성 등의 신뢰성이 요구된다.
그런데, 2중 압연 튜브에 사용되는 강판은 판 두께가 0.35mm 이하인 극히 얇은 냉간 압연 강판이고 대단히 높은 성형성이 요구되기 때문에, 종래부터 일반적으로 저 탄소강의 상자-어니일링된 소재가 이용되어 왔다.
이 상자-어니일링된 소재는 재질적으로는 비교적 연질이며 양호한 성형성도 갖기 때문에, 2중 압연 튜브용의 소재로서 충분히 사용 가능하다. 그러나, 제조 공정에 수일이 요구되기 때문에 생산효율이 나쁘다. 또한, 코일의 길이 방향, 폭방향으로 재질의 불균일성이 크다는 문제점이 있다. 또한, 튜브 성형용 금형의 마모를 경감시키기 위해서, 또한 튜브 제조(권취) 공정에서의 형상 동결성을 향상시키기 위해서, 강도를 확보하면서도 보다 연질이며 성형성이 우수한 재료가 요구되고 있다.
최근, 탄소량을 대폭 저감한(0.020% 이하) 극저 탄소강이 일반의 냉간 압연 강판 분야에서 주목받고 있다. 극저 탄소강은 생산 효율 및 재질의 균일성이 우수한 연속 어니일링법에 적합하다. 또한, 연질이면서 성형성도 우수하다는 특징을 갖는다. 따라서, 상술한 문제점을 해결하기 위해서는, 연질인 극저 탄소강을 이용한 연속 어니일링법의 적용이 유망하다.
그러나, 2중 압연 튜브의 제조 공정에 있어서는, 튜브로 감은 뒤, 드로잉(drawing) 가공에 의해 약 7 내지 8% 정도의 냉간 변형이 가해진다. 그리고, 단시간이라고는 해도, 구리의 융점(1,083℃) 이상의 고온에서 자기 납땜을 위한 열처리가 적용된다. 따라서, 가공-열처리에 의해 구리 조직이 조대화될 염려가 있다. 실제로, 극저 탄소강을 소재로 하여 2중 압연 튜브를 제조하면, 종종 강도 및 인성에 현저한 악영향을 미치는 조대한 입자가 발생하는 것을 알 수 있었다.
따라서, 본 발명의 목적은 종래의 기술이 안고 있는 상기 문제점을 해결하는 것에 있다. 즉, 재질을 종래 재질에 비하여 각별히 향상시키면서, 높은 생산효율과 재질의 균일성을 동시에 갖는, 자기 납땜성을 이용한 2중 압연 튜브의 제조에 이용하기에 적합한 냉간 압연 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 구체적인 목표는 이하의 특성을 구비한 2중 압연 튜브의 제조에 이용하기에 적합한 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법을 제공하는 것이다.
1) 자기 납땜을 위한 열처리로 인해, 특성의 열화(劣化), 특히 조대한 입자에 의한 강도 및 인성의 열화를 발생하지 않는 것.
2) 튜브 제조시의 변형 저항이 낮아 금형의 마모를 최소한으로 함으로써 이의 수명을 연장시키는 것.
3) 튜브 제조시에는 연질이고 형상 동결성이 우수한 것.
4) 최종적으로 충분한 강도, 연성 및 인성을 갖는 것. 및
5) 판두께가 0.35 mm 이하인 극히 얇은 강판이고, 더구나 강판(강대)의 길이 방향 및 폭방향에 있어서의 재질의 균일성이 우수하여, 형상의 격차를 발생하지 않는 것.
본 발명자들은 상기의 과제를 해결하기 위한 실험과 연구를 수행한 결과, 석출물의 제어가 입자 성장 방지에 효과적이라는 종래의 생각과는 달리, 오히려 미석출 상태의 Nb 혹은 Ti를 일정량 이상 확보하는 것이 유효함을 밝혀내었다.
그리고, 강 성분의 규제, 마무리 압연의 종료 온도, 권취 온도 등의 열연 조건 뿐만 아니라, 어니일링 조건을 적정한 범위내로 제어함으로써, 상기 일정량 이상의 Nb 또는 Ti를 미석출 상태(즉, 고체 용액 상태)로 확보하고 결정 입자 크기를 최적 범위로 제어할 수 있게 되어, 튜브 제조 공정시의 열처리후에도 안정한 기계적 성질을 확보할 수 있다는 것을 발견함에 따라 본 발명을 완성하게 되었다.
발명의 개시
1) 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하며, 이 때, Nb 및 Ti중 1종 이상이 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하고, 페라이트 조직의 결정 입자 직경이 5 내지 10㎛인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판(청구항 1)에 관한 것이다.
2) 또한, 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, S: 0.02 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하며, 이 때, TiN, TiS, TiC 및 NbC가 이 순서대로 가능한 한 많이 형성되었다고 가정하여 계산된 잉여의 Nb 및 Ti 양이 모두 0.005 중량% 미만이고, Nb 및 Ti중 1종 이상이 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하며, 페라이트 조직의 결정 입자 직경이 5 내지 10㎛인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판(청구항 2)에 관한 것이다.
3) 또한, 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인, 상기 1) 또는 2)에 기재된 2중 압연 튜브용 강판(청구항 3)에 관한 것이다.
4) 또한, 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 또한 B: 0.0005 내지 0.0020 중량%, Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하로 구성된 군중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인, 상기 1) 또는 2)의 2중 압연 튜브용 강판(청구항 4)에 관한 것이다.
5) 본 발명은 또한 C: 0.0005 내지 0.020 중량%를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하는 강 소재를, 종료 온도 1,000℃ 내지 850℃에서 열간 마무리 압연하고, 750℃ 이하에서 권취하고, 이어서 냉간 압연하고, 650℃ 내지 850℃에서 20초 이하의 조건하에 연속 어니일링하고, 압하율 20% 이하에서 2차 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법(청구항 5)에 관한 것이다.
6) 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, S: 0.02 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 이 때, TiN, TiS, TiC 및 NbC가 이 순서대로 가능한 한 많이 형성되었다고 가정하여 계산된 잉여의 Nb 및 Ti 양이 모두 0.005 중량% 미만인 강 소재를, 종료 온도 1,000℃ 내지 850℃에서 열간 마무리 압연하고, 750℃ 이하에서 권취하고, 이어서 냉간 압연하고, 650℃ 내지 850℃에서 20초 이하의 조건하에 연속 어니일링하고, 압하율 20% 이하에서 2차 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법(청구항 6)에 관한 것이다.
7) 본 발명은 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인, 상기 5) 또는 6)에 기재된 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법(청구항 7)에 관한 것이다.
8) 본 발명은 또한 C: 0.0005 내지 0.020 중량%, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 또한 B: 0.0005 내지 0.0020 중량%, Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하로 구성된 군중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인, 상기 5) 또는 6)에 기재된 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법(청구항 8)에 관한 것이다.
도 1은 고체 용액 상태의 Nb 또는 Ti 양과 페라이트의 결정 입자 직경과의 관계를 도시한 도면이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대하여 설명한다.
(1) 강 성분에 대하여:
C: 0.0005 내지 0.020 중량%
C 함량이 극히 감소됨으로써 튜브 제조시의 성형성(변형 응력 저감화, 형상 동결성 개선)이 향상된다. 그러나, 0.0005 중량% 미만이 되면 결정 입자의 조대화가 현저하게 되어, 필요로 하는 강도 및 인성의 확보가 곤란해진다. 또한, 소위 오렌지 박리 현상과 유사한 표면 거칠음을 발생시킬 위험성이 증대된다. 한편, 0.020 중량%를 넘으면 강판의 연성 및 형상 동결성을 현저히 악화시켜, 강판의 두께 감소에 의한 가공성의 악화 경향을 한층 더 강화시킨다. 또한, 과다한 C 양은 냉간 압연성도 저하시킨다. 따라서, C 양은 0.0005 내지 0.020중량%의 범위로 한다. 또한, 재질의 안정성이 높고 우수한 연성을 필요로 하는 경우는 0.0010 내지 0.015 중량%의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Si: 0.10 중량% 이하
Si는 다량 첨가하면 표면 처리성의 저하 및 내식성의 저하를 야기하여, 강을 현저히 고체 용액 강화시키기 때문에, 성형시 변형 저항의 증가를 초래한다. 이 때문에, 그 상한을 0.10 중량%로 한다. 또한, 특히 우수한 내식성이 필요한 경우에는 0.02 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.1 내지 1.5 중량%
Mn은 S에 기인하는 열간 균열을 방지하는데 유효한 원소이다. 특히, Ti를 첨가하지 않은 강에 있어서는, 함유하는 S 양에 따라서 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 Mn은 결정 입자의 미세화 효과, 특히 고온 유지에 있어서의 결정 입자의 조대화를 억제하는 효과를 갖기 때문에 첨가하는 것이 바람직하다.
이들 효과를 발휘하기 위해서는, 적어도 0.1 중량%의 첨가가 필요하다. 그러나, 과도한 첨가는 내식성을 악화시켜 강판의 경질화에 의한 냉간 압연성을 악화시키기 때문에, 그 상한을 1.5 중량%로 한다. 또한, 보다 양호한 내식성과 성형성을 필요로 하는 경우에는 0.60 중량% 이하의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
P: 0.02 중량% 이하
P는 강을 경질화시켜 플랜지(flange) 가공성이나 형상 동결성을 악화시킨다. 또한, 내식성도 악화시키는 유해한 원소이기 때문에, 그 상한을 0.02 중량%로 한다. 또, 이들 특성이 특히 중요시되는 경우에는, 0.01 중량% 이하로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.02 중량% 이하
S는 강중에 개재물(介在物)로서 존재하여, 강판의 연성을 감소시키고 내식성의 열화를 가져오는 원소이기 때문에, 그 상한을 0.02 중량%로 한다. 또한, 특히 양호한 가공성이 요구되는 용도에 있어서는 0.01 중량% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.100 중량% 이하
Al은 강의 탈산에 유용한 원소이다. 그러나, 함유량이 과다해지면 표면 성상의 악화를 초래하기 때문에, 그 상한을 0.100 중량%로 한다. 또한, 재질의 안정성이라는 관점에서는, 0.008 내지 0.060 중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
N : 0.0050 중량% 이하
N은 함유량이 증가하면, 강판의 내부 결함의 발생을 촉진시키고 연속 주조 공정에서 슬랩 파열 등의 발생도 일으킨다. 또한, 강을 지나치게 경질화시키기 때문에, 상한을 0.0050 중량%로 한다. 또한, 제조 공정 전체를 고려한 재질의 안정성, 제품 수율 향상이라는 관점에서 보면, 0.0030 중량% 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.003 내지 0.040 중량%
Nb는 강판 조직의 미세화에 유효한 원소이고, 그 효과는 튜브 성형후 열처리뒤에도 지속된다. 이러한 강 조직의 미세화에 의해, 튜브로서 사용될 때의 2차 성형성(즉, 튜브 상태에서의 굽힘, 인장 등의 성형성)을 현저히 개선되고, 내충격 특성도 개선된다. 이와 같은 Nb의 효과는 0.003 중량% 이상을 첨가하여 발휘되지만, 0.040 중량%를 초과하여 첨가하면, 강이 경화하여 슬랩 균열이 발생하기 쉽게 되고, 동시에 열간 및 냉간의 압연성이 열화된다. 따라서, Nb의 첨가량은 0.003 내지 0.040 중량%의 범위로 한다. 또한, 재질상 보다 바람직한 범위는 0.020 중량% 이하이다.
Ti: 0.005 내지 0.060 중량%
Ti도 Nb와 거의 마찬가지로 조직 미세화의 효과를 갖는다. 이 효과를 얻기위해서는 0.005 중량% 이상의 첨가가 필요하지만, 0.060 중량%를 초과하여 첨가하면 표면 결함의 발생을 증대시킨다. 따라서, 티탄 첨가량은 0.005 내지 0.060 중량%의 범위로 한다. 또한, 재질상 보다 바람직한 범위는 0.015% 이하이다. 또한, Nb 및 Ti는 단독으로 첨가하거나 복합하여 첨가하더라도 각각의 효과가 상쇄되지 않는다.
고체 용액 상태의 Nb 및 Ti
고체 용액 상태의 니오븀 및 티탄은 본 발명에 있어서 대단히 중요한 구성 요건중 하나이다. 상세한 기작은 분명하지 않지만, 고체 용액 상태의 Nb 및 Ti중 적어도 하나를 0.005 중량% 이상 존재시킴으로써, 도 1에 도시하는 바와 같이 2중 압연 튜브의 성형 가공-열처리를 거친 뒤의 조직의 조대화를 현저히 방지할 수 있다. 또한, 도 1의 실험에 사용한 강 조성은 다음과 같다: 0.0025 C - 0.02 Si - 0.5 Mn - 0.01 P - 0.010 S - 0.040 Al - 0.0020 N - 변화된 양의 Nb 또는 Ti(이 때, Nb는 0.018%와 0.015%, Ti는 0.040%와 0.060%의 각각 2개의 수준을 이용하였다). 열연 조건 및 열처리 조건은 열연 종료 온도가 950 내지 870℃, 권취 온도가 720 내지 540℃이고, 어니일링 조건이 750℃-20초이고, 어니일링 후에 2%의 2차 냉간 압연을 하였다. 이 결과, 고체 용액 상태의 니오븀 함량을 0 내지 0.015% 범위안에서 변화시킬 수 있었다.
이러한 니오븀 및 티탄중 1종 이상이 존재해야 하고, 둘을 합하여 0.005 중량% 이상 존재시켜도 상기의 효과가 증가하지 않는다. 또한, Nb 및 Ti의 고체 용액량이 함께 0.005 중량% 이상 존재하더라도, 그들의 효과는 서로 상쇄되지 않는다. 따라서, 니오븀 및 티탄중 적어도 하나가 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하는 것이 필요하다.
또한, 여기서 말하는 고체 용액 상태의 Nb 또는 Ti의 함량은 각각 강중에 포함되기 전의 Nb 또는 Ti의 양으로부터, 전해 추출 분석에 의해서 정량한 석출물로서의 Nb 또는 Ti의 양을 뺀 값으로 정의한다. 또한, 전해 추출 분석법이란 비 수용성 전해액 정전위 전해법을 이용한 분석법이고, 시료를 10% 아세틸아세톤 - 1% 염화 테트라메틸암모늄 - 메틸알콜 전해액으로 전해하여, 0.2㎛의 핵 기공 필터위에서 잔사를 추출하고, 흡광 광도법으로 각 원소량을 정량한다.
잉여의 Ti 및 Nb
상술한 바와 같이, Ti 및 Nb는 본 발명에 있어서의 중요한 원소이지만, 각 원소의 지나친 첨가는 하기에서 언급하는 이유로 바람직하지 못한 측면을 갖는다.
즉, Ti 및 Nb는 일반의 냉간 압연 강판에 있어서는 성형성, 특히 연질화, r 값 및 연성의 향상에 바람직한 원소가 된다. 그러나, 본 발명과 같은 극히 얇은 강판에서는, 제조공정에 있어서 극히 높은 냉간 압하율(현재 최고의 얇은 열연 제조 기술을 이용하더라도, 적어도 70% 이상, 통상 80% 이상)을 필요로 하기 때문에, 냉간 압연의 부하가 크고, Nb 또는 Ti의 지나친 첨가는 압연시의 변형 저항을 현저히 증가시켜, 표면 성상이 열화하는 결점이 있어 바람직하지 못하다. 또한, 강도, r 값, 연성 등의 각 특성의 가공 방향에 의한 차, 즉 이방성이 커지는 결점을 갖는다. 이것을 막기 위해서는 Ti 또는 Nb의 과잉 첨가를 피할 필요가 있다. 또한, Ti 및 Nb 함량은 첨가 비용의 면에서 필요 최소량인 것이 바람직하다.
이상과 같은 이유로부터, 본 발명의 발명자들은 Ti 및 Nb의 첨가의 상한을 그 석출과정에서 검토한 결과, 하기의 첨가량을 상한으로 하는 것이 바람직함을 발견하였다. 즉, 강의 성분치를 이용하여, TiN, TiS, TiC 및 NbC가 이 순서대로 가능한 한 많이 형성되었다고 가정하여 계산된 잉여의 Nb 및 Ti가 각각 0.005 중량% 미만일 필요가 있다.
구체적으로는, 잉여의 Ti(이하, Tiex로 나타낸다)는 TiN, TiS 및 TiC를 형성한 후 남는 Ti 중량%로서, 하기 식으로 화학량론적으로 계산할 수 있다.
Tiex = Ti - (48/14)·N - (48/32)·S - (48/12)·C
잉여의 Nb(이하, Nbex로 나타낸다)의 계산은 이하의 각 경우에 따라 계산한다.
1) 티탄이 첨가되어 있지 않은 경우에는, TiN, TiS 및 TiC는 형성되지 않기 때문에, NbC만을 고려하여 하기 식으로 계산한다:
Nbex = Nb - (93/12)·C
2) Ti가 첨가되어 있고 Tiex≥0의 경우, NbC를 형성하는 C는 잔류하지 않기 때문에, 하기 식으로 계산한다:
Nbex = Nb
3) Ti가 첨가되어 있고 Tiex≤0인 경우, 우선 TiN 및 TiS로서 형성된 Ti(이하, TiNS로 한다)를 산출하여, TiNS = Ti - (48/14)·N - (48/32)·S로부터 계산한 후, TiNS 값에 따라서, 각각 3a) TiNS ≤0의 경우에는, C는 전부 NbC를 형성하기 때문에, Nbex = Nb - (93/12)·C(상기 1)에서 언급한 바와 같다)이거나, 또는 3b) TiNS> 0의 경우, TiNS에 대응하여 TiC가 형성된 후, 나머지의 C가 NbC를 형성하기 때문에, Nbex = Nb - (93/12)·(C - (12/48)·TiNS)에 의해 계산한다.
또한, Ti 및 Nb 첨가량에 상기와 같은 상한을 마련하는 것은 고체 용액량을 확보하기 어렵게 한다. 그러나, 이러한 제약하에 고체 용액 상태의 Ti 및 Nb를 필요량 확보하여, 강판 제조상의 문제점을 해결하고, 재질 특성과 2중 압연 튜브 성형후의 강도 및 인성 확보를 양립시키는데 본 발명의 의의가 있다.
또한, B: 0.0005 내지 0.0020 중량%(A 군), Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하(이상 B 군)의 군중 1군 또는 2군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다.
B: 0.0005 내지 0.0020 중량%
B는 튜브 제조후의 조직의 미세화에 의한 강도 확보에 유효한 원소이다. 이러한 효과는 0.0005 중량% 이상의 첨가로 발휘되지만, 0.0020 중량%를 초과하여 첨가하면 강판의 면내 이방성이 증가하여 바람직하지 못하다. 따라서, B 양은 0.0005 내지 0.0020 중량%, 바람직하게는 0.0005 내지 0.0010 중량%의 범위로 첨가한다.
Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하
이들 원소는 모두 강판 강도, 특히 튜브 제조시에 실시되는 가열 처리후의 강도를 높이는 작용을 하므로, 필요에 따라 첨가한다. 그러나, 0.5 중량%를 초과하여 첨가한 경우에는, 냉간 압연성을 악화시키기 때문에, 0.5 중량% 이하의 범위로 첨가한다.
상기의 선택적 첨가 원소인 B의 군 및 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 군에 속하는 각 원소는 각각 단독으로 1종 이상 첨가할 수도 있고, 양군에 걸쳐 2종 이상 복합하여 첨가할 수도 있다.
(2) 결정 조직 등에 대하여:
페라이트의 결정 입자 직경은 5 내지 10㎛으로 정한다. 결정 입자 직경이 5㎛ 미만에서는, 강이 경질화되어 관 성형시에 형상 불량이나 공구 마모 증가 등의 불량 발생이 현저히 증가된다. 한편, 결정 입자 직경이 10㎛을 넘으면, 성형-열처리후의 조직을 균일하고 미세하게 유지하는 것이 곤란해져, 제품으로서의 사용 특성중 강도 및 인성이 저하한다. 따라서, 강판에서의 결정 입자 직경은 5 내지 10㎛로 한다.
또한, 강판의 경도(조질도)는 T1 내지 T3으로 하는 것이 바람직하다. 조질도가 T3을 넘으면, 성형성의 열화 및 공구의 수명 단축화가 현저해진다. 관 성형-열처리후에 충분한 강도를 확보할 수 있으면, 소재의 강도는 낮은 것이 바람직하다고 할 수 있다.
또한, 상기 2중 압연 튜브용 강판의 성형-열처리후의 강도와 함께 인성도 중요한 특성의 하나이다. 그 평가법으로서는 튜브 상태로 노치(하프)를 넣어 인장하거나 또는 고속 인장하여 평가하는 등이 있다.
(3) 제조 조건에 대하여:
열간 마무리 압연:
열간 마무리 압연의 종료 온도가 850℃보다 낮으면, 열연후 조직의 균일성이 저하하여, 이것이 냉간 압연 어니일링후에도 계속되기 때문에, 재질의 격차 증가 및 기계적 특성의 신뢰성 저하와 관련하여 바람직하지 못하다. 한편, 1,000℃를 넘으면 스케일에 기인하는 표면의 결함이 현저히 발생한다. 따라서, 열간 마무리 압연의 종료 온도는 1,000℃ 내지 850℃의 범위로 하는 것이 좋다. 또, 열간 압연성을 고려하면 950℃ 내지 850℃의 범위가 바람직하다.
또한, 열간 마무리 압연을 종료한 후의 Ti 및 Nb의 석출 기회를 감소시키기 위해서, 마무리 압연 종료후 1초 이내에 30℃/초 이상의 속도로 급냉하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 거친 압연을 끝낸 시이트 바아를 마무리 압연할 때에, 마무리 압연기의 입구 측에서 시이트 바아를 접합함을 포함하는 연속적인 압연(무한 압연)을 적용하는 것이 바람직한데, 이는 강대의 선단 및 후단에 있어서의 통판(通版)이 안정화되어, 마무리 압연 직후의 강철대를 전장에 걸쳐 급냉하는 것이 용이하게 달성되기 때문이다.
열간 압연후의 권취:
열간 압연후의 권취온도가 750℃를 넘으면, 첨가한 강중의 Nb나 Ti가 고체 용액 상태에서는 잔류하기 어렵게 된다. 따라서, 고체 용액 상태의 Nb 및 Ti에 의한, 튜브 제조시의 결정 입자 조대화의 억제 효과가 충분히 발휘되지 않게 된다. 또한, 이 경우에는, 길이 방향으로 균일한 재질을 얻는 것도 곤란하다. 따라서, 열연후의 권취 온도는 750℃ 이하, 바람직하게는 650℃ 이하로 한다.
그 후 실행하는 산 세척이나 냉간 압연의 조건에 대해서는 특별히 정할 필요는 없고, 통상의 극히 얇은 강판의 제조방법에 따르면 된다.
냉간 압연후의 어니일링:
어니일링 온도가 650℃보다 낮으면 조직의 대부분이 미재결정 조직이 되어, 강판의 연질화가 달성되지 않게 된다. 이 때문에, 튜브 제조시의 부하를 경감하고자 하는 목표가 달성되지 않게 된다. 650℃ 이상으로 어니일링하면, 완전한 재결정 조직이 형성되지는 않지만, 본 발명의 용도로서는 충분한 연질화가 달성된다. 어니일링 온도가 750℃ 이상이면, 구조의 대부분이 재결정 조직이 되어, 지극히 우수한 가공성이 확보된다. 그러나, 일반적인 극저 탄소 가공용 냉간 압연 강판에서 실행되고 있는 것과 같이, 850℃를 넘어 고온으로 어니일링한 경우에는, 강 조직의 조대화 및 불균일 조직화가 진행됨과 동시에, 어니일링중에 Ti 또는 Nb의 석출이 촉진되어, 튜브 제조-열처리후의 조직의 균일화 및 미세화가 달성되지 않는다.
따라서, 어니일링 온도는 650℃ 내지 850℃의 범위가 바람직하고, 재질의 안정성 등을 고려하는 경우 700℃ 내지 800℃ 범위가 바람직하다. 또한, 경제성 및 열처리후의 재질의 안정성을 고려하면, 780℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
어니일링의 균열 시간도 중요한 구성요건중 하나이다. 종래의 어니일링에서는 안정한 재결정 조직을 얻기 위해서, 30초 이상 어니일링을 하는 것이 통상적이었다. 그러나, 이러한 경우에는 어니일링중에 Ti 또는 Nb가 석출되어, 본 발명이 필요로 하는 고체 용액 상태의 Ti 또는 Nb의 확보가 곤란하게 된다. 전술한 바와 같이 어니일링 온도를 850℃ 이하로 하고, 또한 균열 시간을 20초 이하라는 단시간으로 하여, 고체 용액 상태의 Ti 또는 Nb를 확보하는 것이 가능해진다. 이러한 단시간의 어니일링에 의해서는, 종래, 딥 드로잉(deep drawing) 용도에서의 사용을 전제로 한 극저 탄소강에 있어서 r 값 및 연성이 불충분하다고 생각되었지만, 본 발명의 용도에서는 문제없이 적용할 수 있다.
어니일링후의 2차 냉간 압연:
어니일링후에 실행하는 2차 냉간 압연은, 표면 조도의 조정 이외에 판 두께를 감소시키는 역할을 갖고 있다. 이 2차 냉간 압연 압하율은 1.0% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 20%를 넘어 2차 냉간 압연을 하면, 기계적 특성중 특히 항복 응력이 증가하기 때문에 튜브 제조성이 나빠진다. 따라서, 어니일링후의 2차 냉간 압연의 압하율은 20% 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 내지 10%로 한다.
상술한 공정을 경유하여 본 발명에 의한 강판을 제조할 수 있다. 이 강판의 최종 판두께에 대해서는 특별히 정하지는 않지만, 0.35mm 이하의 범위로 본 발명에 적용하는 것이 보다 효율적이다.
표면처리:
이상 설명한 강판에 구리와 같이 자기 납땜 작용을 갖는 금속을 도금하여, 튜브 제조후의 열처리로 납땜 처리를 한다. 따라서, 추가의 표면처리가 기본적으로 불필요하지만, 상기 금속 도금의 작용을 보충하기 위해 화학적 또는 전기 화학적 처리를 필요에 따라 실행할 수 있다.
실시예 1
표 1에 나타낸 성분 조성으로 이루어지며 잔부가 실질적으로 Fe인 강을 컨버터(converter)에서 용융하여, 이 강 슬랩을 표 2에 나타낸 조건으로 열간 압연(열연 종료후 0.5초 이내에 50℃/sec의 급냉)을 하였다. 열간 압연은 260mm 두께의 슬랩을 7 패스로 거친 압연하여 30mm 두께의 시이트 바아를 형성하고, 7 스탠드의 탄댐(tandem) 압연기로 2.6mm 두께의 열연 모판을 제조하였다. 그 후, 산 세척하고, 탄댐 압연기로 냉간 압연하고, 어니일링 및 2차 냉간 압연을 수행하였다.
이 강판에 30㎛ 두께의 전기 구리 도금을 수행하고, 통상적인 공법으로 3.45 mmФ의 2중 압연 튜브를 성형하고, 5%의 인발 가공한 후, 1,120℃에서 20초간 열처리를 수행하여, 구리 도금 층을 용융시켜 납땜하였다.
이와 같이 제조한 강판 및 자기 납땜 처리한 2중 압연 튜브에 대하여 이하의 조사를 실시하였다.
1) 횡단면 부분의 페라이트 결정 입자 직경
2) 정적 인장 시험에 의한 인장 강도
3) 저온(-40℃) 인장 시험에 의한 면적 감소(인성 평가); 고속에서의 충격 인장 강도와 같다,
4) 굽힘 시험(180° 굽힘 )
모든 시험에서, 2중 압연 튜브에 대해서는 추가의 가공없이 튜브 그 상태대로 수행하는 것을 제외하고는, 통상적인 기계적 특성 조사 방법을 사용했다.
얻어진 시험 결과를 표 3에 나타낸다. 고체 용액 상태의 Ti 또는 Nb 양은 적정 범위안에 있고, 본 발명예는 고온의 열처리시에도 결정 입자의 조대화를 초래하지 않고, 충분한 강도와 연성, 양호한 저온 인성(인장 시험에 의한 드로잉), 양호한 굽힘 가공성, 양호한 형상 동결성을 갖고 있다.
또한, 강 12, 13 및 14는 강판이 경질이기 때문에, 최종적인 냉간 압연 강판의 단계에서 양호한 형상을 확보할 수 없고, 또한, 굽힘 가공성도 떨어진다.
실시예 2
표 1의 No. 1의 조성으로 이루어진 슬랩을, 표 4에 나타낸 조건으로 열간 압연(냉각 조건은 실시예 1과 같다), 산 세척, 냉간 압연한 후, 연속 어니일링 및 2차 냉간 압연을 수행하여, 대단히 얇은 냉간 압연 강판을 제조하였다. 또한, 종래의 상자-어니일링된 강인 저 탄소 알루미늄-킬드(killed) 강을 비교예로서 사용하였다.
이어서, 이 강판 표면에, 실시예 1과 동일한 구리 도금을 수행하여, 2중 압연 튜브를 제조하였다.
평가 시험 항목은 실시예 1에서 수행한 시험 이외에, 튜브 제조에 이용한 금형의 마모량(금형 수명)을 추가하였다. 금형 수명의 평가는 비교예(상자-어니일링된 저 탄소 알루미늄-킬드 강)의 수명을 1로 하는 상대비로 평가하였다.
얻어진 시험결과를 표 4에 함께 나타낸다. 표 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예는 연질이기 때문에 비교예보다 높고, 대체로 1.5배 정도 우수한 금형 수명을 보이고 있다. 또한, 본 발명의 범위의 고체 용액 상태의 Ti 또는 Nb을 함유하는 경우에는, 튜브 제조 후의 조직의 조대화가 효율적으로 억제되는 것이 분명하다.
이상 설명한 바와 같이 본 발명에 의해, 강판은 튜브 제조시에 연질이기 때문에, 변형 저항이 낮고, 금형의 마모를 감소시켜 공구 수명을 연장시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 의해, 우수한 성형성 뿐만 아니라, 관 성형-열처리의 공정을 수행한 후에도, 페라이트 입자 직경의 조대화가 억제되기 때문에, 강도 및 인성 등의 특성이 우수한 2중 압연 튜브를 제조하는 것이 가능하게 된다.
또한, 본 발명에 의해, 연속 어니일링법을 채용하기 때문에, 높은 생산 효율과 재질의 균일화를 달성할 수 있다.
따라서, 본 발명에 의해, 품질이 높고 기밀성이 높은 2중 압연 튜브를 효율적이며 경제적으로 제조할 수 있게 된다.

Claims (8)

  1. C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만을 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하며, 이 때, Nb 및 Ti중 1종 이상이 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하고, 페라이트 조직의 결정 입자 직경이 5 내지 10㎛인 것을 특징으로 하는,
    성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브(double-rolled tube)용 강판.
  2. C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, S: 0.02 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하며, 이 때, TiN, TiS, TiC 및 NbC가 이 순서대로 형성되고 Ti 및 Nb가 소비된 것으로 가정하여 계산된 잉여의 Nb 및 Ti 양이 모두 0.005 중량% 미만이고, Nb 및 Ti중 1종 이상이 고체 용액 상태로 0.005 중량% 이상 존재하며, 페라이트 조직의 결정 입자 직경이 5 내지 10㎛인 것을 특징으로 하는,
    성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 2중 압연 튜브용 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 또한 B: 0.0005 내지 0.0020 중량%, Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하로 구성된 군중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 2중 압연 튜브용 강판.
  5. C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만을 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하는 강 소재를, 종료 온도 1,000℃ 내지 850℃에서 열간 마무리 압연하고, 750℃ 이하에서 권취하고, 이어서 냉간 압연하고, 650℃ 내지 850℃에서 20초 이하의 조건하에 연속 어니일링하고, 압하율 20% 이하에서 2차 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는,
    성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법.
  6. C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, S: 0.02 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 이 때, TiN, TiS, TiC 및 NbC가 이 순서대로 형성되고 Ti 및 Nb가 소비된 것으로 가정하여 계산된 잉여의 Nb 및 Ti 양이 모두 0.005 중량% 미만인 강 소재를, 종료 온도 1,000℃ 내지 850℃에서 열간 마무리 압연하고, 750℃ 이하에서 권취하고, 이어서 냉간 압연하고, 650℃ 내지 850℃에서 20초 이하의 조건하에 연속 어니일링하고, 압하율 20% 이하에서 2차 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는,
    성형성이 우수하고 성형 및 열처리후의 튜브 강도 및 인성이 우수한 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법.
  7. 제 5 항 또는 제 6 항에 있어서,
    C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, 또한 Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법.
  8. 제 5 항 또는 제 6 항에 있어서,
    C: 0.0005 중량% 이상 0.020 중량% 미만, Si: 0.10 중량% 이하, Mn: 0.1 내지 1.5 중량%, P: 0.02 중량% 이하, S: 0.02 중량% 이하, Al: 0.100 중량% 이하 및 N: 0.0050 중량% 이하를 함유하고, Nb: 0.003 내지 0.040 중량% 및 Ti: 0.005 내지 0.060 중량%중 1종 또는 2종을 함유하고, 또한 B: 0.0005 내지 0.0020 중량%, Cu: 0.5 중량% 이하, Ni: 0.5 중량% 이하, Cr: 0.5 중량% 이하 및 Mo: 0.5 중량% 이하로 구성된 군중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 2중 압연 튜브용 강판의 제조방법.
KR10-1998-0705160A 1996-12-06 1997-11-25 2중압연튜브용강판및이의제조방법 KR100502040B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP32669796 1996-12-06
JP96-326697 1996-12-06

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR19990077028A KR19990077028A (ko) 1999-10-25
KR100502040B1 true KR100502040B1 (ko) 2005-09-26

Family

ID=18190665

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-1998-0705160A KR100502040B1 (ko) 1996-12-06 1997-11-25 2중압연튜브용강판및이의제조방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US6110299A (ko)
EP (1) EP0885978B1 (ko)
KR (1) KR100502040B1 (ko)
CN (1) CN1078911C (ko)
DE (1) DE69721509T2 (ko)
ES (1) ES2197338T3 (ko)
TW (1) TW467957B (ko)
WO (1) WO1998024942A1 (ko)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2353804B (en) * 1998-05-29 2003-04-02 Toyo Kohan Co Ltd Steel sheet coated with a resin layer suitable for a can thinned, deep drawn and ironed and steel sheet therefor
FR2795742B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a moyen carbone calme a l'aluminium pour emballage
US6695201B2 (en) * 2001-08-23 2004-02-24 Scroll Technologies Stress relieved lower shell for sealed compressors
JP3863818B2 (ja) * 2002-07-10 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 低降伏比型鋼管
JP4341396B2 (ja) * 2003-03-27 2009-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯
WO2005018020A2 (en) * 2003-08-13 2005-02-24 Hille & Müller GMBH Plate for housing and/or lids for button cells and process for manufacturing such a plate
JP4507851B2 (ja) * 2003-12-05 2010-07-21 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
WO2006086853A1 (en) * 2005-02-21 2006-08-24 Bluescope Steel Limited Linepipe steel
AU2006214807B2 (en) * 2005-02-21 2011-11-03 Bluescope Steel Limited Linepipe steel
CN103286156B (zh) * 2013-06-08 2015-05-27 新兴铸管股份有限公司 双层钢管的斜轧成型工艺
CN106755862A (zh) * 2016-11-11 2017-05-31 合鸿新材科技有限公司 一种适用于冷变形工艺的低温软化方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232225A (ja) * 1983-06-13 1984-12-27 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高張力高靭性曲り管の製造方法
JPH0331423A (ja) * 1989-06-29 1991-02-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温靭性の優れた高張力電縫鋼管の製造法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3849209A (en) * 1972-02-01 1974-11-19 Nippon Steel Corp Manufacturing method of high tension, high toughness steel
US4504326A (en) * 1982-10-08 1985-03-12 Nippon Steel Corporation Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability
JPS59150066A (ja) * 1983-02-14 1984-08-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性継目無鋼管
US4675650A (en) * 1985-04-22 1987-06-23 Ibm Corporation Run-length limited code without DC level
US4889566A (en) * 1987-06-18 1989-12-26 Kawasaki Steel Corporation Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability
US5356494A (en) * 1991-04-26 1994-10-18 Kawasaki Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet having excellent non-aging property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same
EP0565066B1 (en) * 1992-04-06 1997-07-02 Kawasaki Steel Corporation A tin mill black plate for canmaking, and method of manufacturing
US5496420A (en) * 1992-04-06 1996-03-05 Kawasaki Steel Corporation Can-making steel sheet
JP3508162B2 (ja) * 1993-06-30 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性と耐衝撃性に優れる薄鋼板の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232225A (ja) * 1983-06-13 1984-12-27 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高張力高靭性曲り管の製造方法
JPH0331423A (ja) * 1989-06-29 1991-02-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温靭性の優れた高張力電縫鋼管の製造法

Also Published As

Publication number Publication date
CN1207142A (zh) 1999-02-03
US6110299A (en) 2000-08-29
TW467957B (en) 2001-12-11
WO1998024942A1 (fr) 1998-06-11
EP0885978A1 (en) 1998-12-23
CN1078911C (zh) 2002-02-06
EP0885978B1 (en) 2003-05-02
DE69721509D1 (de) 2003-06-05
KR19990077028A (ko) 1999-10-25
ES2197338T3 (es) 2004-01-01
EP0885978A4 (en) 2000-02-09
DE69721509T2 (de) 2004-04-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100611541B1 (ko) 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
EP1493832B1 (en) High tensile strength hot-rolled steel sheet having superior strain aging hardenability and method for producing the same
KR950013188B1 (ko) 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법
US7608156B2 (en) High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
WO2018036918A1 (de) Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband
KR100502040B1 (ko) 2중압연튜브용강판및이의제조방법
EP4086362A1 (en) Low-silicon and low-carbon equivalent gpa grade multi-phase steel plate/steel strip and manufacturing method therefor
JP3726371B2 (ja) 時効硬化性が大きく、材質安定性に優れる缶用鋼板およびその製造方法
EP0659890A2 (en) Method of manufacturing small planar anisotropic high-strength thin can steel plate
JPH03277741A (ja) 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
JP4519373B2 (ja) 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4265582B2 (ja) 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2004270006A (ja) 形状凍結性に優れた部品の製造方法
JP3373983B2 (ja) プレス成形性、耐リジング性および表面性状に優れるフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
JP3288620B2 (ja) ２重巻パイプ用鋼板およびその製造方法
JP4465805B2 (ja) 耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP3861931B2 (ja) 缶用鋼板の製造方法
JPH03170618A (ja) 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法
JP4747473B2 (ja) 伸びフランジ加工性に優れた熱延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP4094498B2 (ja) 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2003064446A (ja) 歪時効硬化特性に優れるとともに室温時効劣化のない冷延鋼板および冷延めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
WO2019203251A1 (ja) 熱延鋼板
JP2006152361A (ja) 薄鋼板およびその製造方法、並びに形状凍結性に優れた部品の製造方法
JP2000212690A (ja) 成形性および表面性状が優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JPH11117038A (ja) 加工性と耐肌荒れ性および耐リジング性に優れた冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
LAPS Lapse due to unpaid annual fee