KR100512343B1 - 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

C 0.008중량% 이하, Si 0.5중량% 이하, Mn 1.0중량% 이하, P 0.15중량% 이하, S 0.02중량% 이하, Al 0.01 내지 0.10중량%, N 0.008중량% 이하, Ti 0.035 내지 0.20중량% 및 Nb 0.001 내지 0.015중량%를 포함하되, 상기 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유하고, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강슬랩을, 950℃ 이하 Ar3 변태점 이상의 온도 범위에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도 범위에서 윤활하면서, 압하율이 65% 이상이고 평균 전단 변형량이 0.06 이하가 되도록 온간 윤활 압연으로 열간 마무리 압연한 후, 산으로 세정하고, 700 내지 920℃에서 모판을 어닐링하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 어닐링한다.
본 발명은 판두께가 1.2mm 이상이더라도 r값 2.9 이상인 특성을 갖는 후물의 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법을 제공한다:
수학식 2

Description

딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조 방법{THICK COLD ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN DEEP DRAWABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 컴프레서 커버 및 자동차의 오일 팬 등의 용도에 사용하기에 바람직한 냉간 압연 강판에 관한 것으로, 특히 딥 드로잉(deep drawing) 가공성이 우수한, 판두께 1.2mm 이상의 냉간 압연 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
컴프레서 커버 및 자동차의 오일 팬 등의 부품은 판두께가 두꺼운 강판을 사용하고 딥 드로잉 가공을 하여 제조되는 것이 많으며, 이러한 용도에는 높은 r값이 요구된다. 판두께가 1.2mm 이상인 후물(厚物)의 경우, 통상의 열간 압연-냉간 압연 강판의 공정으로 r값이 2.0 정도인 것을 수득할 수 있지만, 최근 성형량의 증가 및 형상의 복잡화에 의해 더욱 높은 r값화가 요구되고 있다.
높은 r값의 냉간 압연 강판을 얻는 방법으로서는, 열간 마무리 압연을 Ar3 변태점 이하의 온도 부근에서 윤활 조건하에 실시하는 방법(온간 윤활 압연)이 일본국 특허공개공보 제 76-119621호 및 일본국 특허공개공보 제 91-150316 호 등에 개시되어 있고, 일본국 특허공개공보 제 91-150916 호에서는 r값 2.9 정도를 달성하고 있다.
그러나, 이와 같은 방법으로 높은 r값을 얻기 위해서는, 압하율이 90%를 초과하는 온간 윤활 압연을 실시한 후, 추가로 75% 이상의 냉간 압연을 실시할 필요가 있다. 예를 들면, 일본국 특허공개공보 제 76-119621 호에 개시되어 있는 온간 윤활 압연의 압하율이 90% 이하, 또는 냉간 압연의 압하율이 75% 미만인 조건에서는 최대한 2.0 정도의 r값밖에 얻지 못한다.
이와 같이, 온간 윤활 압연과 냉간 압연의 압하율이 낮은 영역에서는 온간 윤활 압연의 효과가 충분히 발휘되지 않기 때문에, 이들의 압하율을 충분히 얻기 곤란한 후물의 냉간 압연 강판에 대해 r값을 향상시키는 것은 매우 곤란하였다.
즉, 슬랩의 두께가 최대 200mm 정도라는 점, 온간 윤활 압연의 경우 마무리 압연 전 결정 입자를 충분히 세분하기 위해서 조압연의 압하율이 85% 이상일 필요가 있다는 점 등에서, 실제 생산라인에서의 시이트 바의 두께는 30mm 정도가 상한이다. 또한, 시이트 바와 시이트 바를 접합하는 연속 압연을 하는 경우에도 시이트 바 코일러의 권취능을 고려하여, 시이트 바 두께의 상한은 최대한 30mm 정도까지이다.
이와 같이, 시이트 바 두께는 최대한 30mm 정도이기 때문에, 종래 방법에 따라 온간 윤활 압연의 압하율이 90% 이상이면서 냉간 압연의 압하율이 75% 이상인 조합을 만족시켜서, 판두께가 1.2mm 이상인 냉간 압연 강판을 얻는 것은 매우 곤란하며, 온간 윤활 압연의 압하율을 86% 이하, 냉간 압연의 압하율을 75% 이하로 하고, 추가로 다양한 조건을 검토하더라도, 실제적으로 얻어지는 r값은 최대한 2.6 정도까지였다.
이에, 본 발명의 목적은, 판두께가 1.2mm 이상이더라도 2.9 이상의 r값을 얻을 수 있는 후물 냉간 압연 강판을 제공하는 데 있다.
또한, 본 발명의 다른 목적은, r값이 2.9 이상인 특성을 갖는 판두께 1.2mm 이상의 후물 냉간 압연 강판의 실제 생산을 위한 제조 방법을 제공하는 데 있다.
발명의 개시
발명자들은 상기 과제를 해결하는 데에 있어, 상기 문제점에도 불구하고, 온간 윤활 압연과 냉간 압연의 조합이 재질 향상 효과 및 경제성 모두에 대해 우수하다고 생각하여 예의 검토한 결과, 이하의 구성을 요지로 하는 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
즉, 본 발명은,
(1) 판두께가 1.2mm 이상이고, 하기 수학식 (1)로 정의되는 r값이 2.9 이상임을 특징으로 하는 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판;
상기 식에서, r0, r45, r90은 각각 압연 방향, 압연 방향에 대해 45°방향, 압연 방향에 대해 90°방향의 랭크 포드(Lankford)값이다.
(2) C 0.008중량% 이하, Si 0.5중량% 이하, Mn 1.0중량% 이하, P 0.15중량% 이하, S 0.02중량% 이하, Al 0.01 내지 0.10중량%, N 0.008중량% 이하, Ti 0.035 내지 0.20중량% 및 Nb 0.001 내지 0.015중량%를 포함하고(이때, 이들 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유된다) 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강슬랩을, 950℃ 이하 Ar3 변태점 이상의 온도에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도에서 윤활하면서, 압하율이 65% 이상이고 평균 전단 변형량이 0.06 이하가 되도록 온간 윤활 압연으로 열간 마무리 압연한 후, 산으로 세정하고, 700 내지 920℃에서 모판을 어닐링(annealing)하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 어닐링하는 것을 특징으로 하는, 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(3) 열간 마무리 압연에 의해 수득되는 열연 강판의 두께를 5mm 이상으로 하는 상기 (2)에 기재된 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(4) 상기 (2) 또는 (3)에 있어서, 성분조성이 B 0.0001 내지 0.01중량%를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(5) 상기 (2) 내지 (4)중 어느 하나에 있어서, 성분조성이 Sb 0.001 내지 0.05중량%, Bi 0.001 내지 0.05중량% 및 Se 0.001 내지 0.05중량% 중 임의의 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(6) 상기 (2)에 있어서, 시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.6% 미만인 경우, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상에서의 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법이다.
도 1은 전단 변형량의 측정 방법을 도시한 도면이다.
도 2는 냉간 압연 강판의 r값에 미치는 마무리 압연에서의 평균 전단 변형량의 영향을 도시한 도면이다.
도 3은 온간 윤활 압연시의 전단 변형량의 판두께 방향의 변화를 나타내는 도면이다.
도 4는 평균 전단 변형량과 열연 강판의 마무리 판두께(열연판 판두께)의 관계를 도시한 도면이다.
도 5는 냉간 압연 강판의 r값에 미치는 열연 강판의 마무리 판두께(열연판 판두께)의 영향을 도시한 도면이다.
도 6은 본 발명에 있어서, 전단 변형량을 측정하기 위한 슬릿(흠집)의 설명도이다.
이하에 발명의 근거가 된 실험 결과에 의거하여 설명한다.
통상의 온간 압연의 경우에는 표층 부분에 전단 변형층이 발생하여 r값이 저하된다는 것이 알려져 있다. 이러한 이유로, 전단 변형층의 발달을 억제하기 위해서는 압연시 윤활시키는 것이 유효하지만, 한편 윤활 압연은 강판을 롤에 끌어들이게 하는 마찰력을 약화시키므로, 윤활만으로는 전단 변형층을 완전히 제거하는 것이 곤란하였다. 특히, 본 발명에서 목적으로 하는 판두께가 두꺼운 냉간 압연 강판과 같이, 온간 윤활 압연 및 냉간 압연의 압하율을 충분히 취할 수 없는 경우에는 이 전단 변형의 영향이 현저히 나타나 r값이 저하된다고 생각된다.
이에, 발명자들은 온간 압연시의 전단 변형의 영향을 억제하는 방법에 대해 다양하게 검토하였다. 전단 변형량의 측정 방법은 도 1에 도시되어 있다. 도 1에 도시된 바와 같이, 압연 방향과 수직으로 미리-넣은 슬릿의 압연 후의 경사 θ로부터, ((1 ＋ r)2 tanθ(단, r :압하율))로 계산하여, 이 전단 변형량을 판두께 방향으로 등간격으로 50개의 지점에서 측정하고, 이의 판두께 방향의 평균으로부터 평균 전단 변형량을 구하였다.
검토 결과의 요점은 도 2 내지 도 5에 도시되어 있다. 도 2는, r값에 미치는 온간 윤활 압연에서의 평균 전단 변형량 및 압하율의 영향을 도시한 것이다. 도 2로부터 온간 윤활 압연의 압하율을 65% 이상 또는 온간 윤활 압연에서의 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 함으로써, 냉간 압연 강판의 r값이 상당히 향상되는 것을 알 수 있다. 도 3은 이 전단 변형량의 판두께 방향에서의 변화를 측정한 결과이고, 전단 변형량은 열연 강판의 마무리 판두께에 상관없이 표층으로부터 약 0.5mm의 위치까지 집중되어 있다는 점에서, 열연 강판의 마무리 두께를 적절히 두껍게 하면 평균 전단 변형량을 작게 할 수 있다는 것을 나타내었다.
그리고, 실제로 열연 강판의 마무리 두께를 5mm 이상으로 함으로써, 도 4에 도시되어 있는 바와 같이, 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 저하시킬 수 있고, 도 5에 도시되어 있는 바와 같이 냉간 압연 강판의 r값을 2.9 이상으로 향상시킬 수 있다는 것을 발견하였다.
또한, 도 2는 하기 실시예에서 설명하고 있는 표 2, 표 3의 데이터중, No. 2, 3, 12, 19, 20, 24, 25, 34, 41, 42, 46, 47, 56, 63, 64(이상, 온간 윤활 압연 압하율 65% 이상)와, No. 52, 60, 66을 정리한 것이다. 도 3은, 실험실에서 온도 700℃, 압하율 40%, 마찰계수 0.15 내지 0.3의 온간 윤활 압연을 다양한 판두께로 실시하였을 때의 전단 변형량을 판두께 방향으로 측정한 결과이다. 또한, 도 4 및 도 5는, 실시예에서 설명하고 있는 표 2, 표 3의 데이터중 온간 윤활 압연의 압하율이 65% 이상이고 또한 냉간 압연 압하율이 65% 이상인 것에 대해, 열연 강판의 마무리 판두께가 각각 평균 전단 변형량 및 냉간 압연 강판의 r값에 미치는 영향을 정리한 것이다.
각 요건의 한정 이유를 하기에 설명한다.
(1) 판두께 및 r값
종래 기술에서는 판두께가 1.2mm 이상인 강판의 r값이 최대한 2.6이었으므로 충분한 드로잉 가공성을 갖고 있다고는 할 수 없었다. 본 발명에서는 판두께가 1.2mm 미만인 강판에서 얻어지는 최고 레벨의 r값의 2.9 이상이 됨을 목표로 한다.
여기서, r값은 하기 수학식 (1)로 표시된다:
수학식 1
상기 식에서, r0, r45, r90은 각각 압연 방향, 압연 방향에 대해 45°방향, 압연 방향에 대해 90°방향의 랭크 포드값이다.
(2) 성분조성
C : 0.008중량% 이하
C는 적으면 적을수록 딥 드로잉 성형성의 향상에 바람직하지만, 이의 함량이 0.008 중량% 이하에서는 그다지 악영향을 미치지 않기 때문에 0.008 중량% 이하로 한다. 또한, 0.002중량% 이하가 바람직하다.
Si : 0.5중량% 이하
Si는 강철을 강화하는 작용이 있어 요구되는 강도에 따라 필요량으로 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.5중량%를 초과하면 딥 드로잉 성형성에 악영향을 미치기 때문에 0.5중량% 이하로 한다. 또한, 0.1중량% 미만이 바람직하다.
Mn : 1.0중량% 이하
Mn은 강철을 강화하는 작용이 있고, 요구되는 강도에 따라 필요량으로 첨가되지만, 이의 첨가량이 1.0중량%를 초과하면 딥 드로잉 성형성에 악영향을 미치기 때문에 1.0중량% 이하로 한정한다. 또한, 0.05 내지 0.15중량%가 바람직하다.
P : 0.15중량% 이하
P는 강철을 강화하는 작용이 있고, 요구되는 강도에 따라 필요량으로 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.15중량%를 초과하면 딥 드로잉 성형성에 악영향을 미치기 때문에 0.15중량% 이하로 한정한다. 또한, 0.01중량% 미만이 바람직하다.
S : 0.02중량% 이하
S는 적으면 적을수록 딥 드로잉 성형성의 향상에 바람직하지만, 이의 함량이 0.02중량% 이하에서는 그다지 악영향을 미치지 않기 때문에 0.02중량% 이하로 한정한다. 또한, 0.008중량% 미만이 바람직하다.
Al : 0.01 내지 0.10중량%
Al은 탈산작용을 가져서 탄질화물-형성 원소의 수율 향상을 위해 첨가되지만, 0.01중량% 미만에서는 첨가의 효과가 없고, 한편, 0.10중량%를 초과하여 첨가하여도 추가 효과를 얻을 수 없기 때문에, 0.01 내지 0.10중량%로 한정한다. 또한, 0.02 내지 0.06중량%가 바람직하다.
N : 0.008중량% 이하
N은 적으면 적을수록 딥 드로잉 성형성의 향상에 바람직하지만, 이의 함량이 0.008중량% 이하에서는 그다지 악영향을 미치지 않기 때문에 0.008중량% 이하로 한정한다. 또한, 0.004중량% 미만이 바람직하다.
Ti : 0.035 내지 0.20중량%
Ti는 탄질화물-형성 원소이고, 온간 윤활 압연 전, 냉간 압연 전의 강철중의 고용(solute) C, N을 저감시키고, 마무리 압연 및 냉간 압연 후의 어닐링시에 {111｝방위를 우선적으로 형성하는 작용으로 인해, r값(평균)을 높게 하는 효과를 갖는다. 첨가량이 0.035중량% 이하에서는 이의 효과가 없고, 한편, 0.20중량%를 초과하여 첨가하더라도 그 이상의 효과를 기대할 수 없고, 오히려 표면 품질의 저하로 이어지기 때문에, 0.035 내지 0.20중량%의 범위로 한정한다. 또한, 0.04 내지 0.08중량%가 바람직하다.
Nb : 0.001 내지 0.015중량%
Nb는 탄질화물-형성 원소이고, Ti와 마찬가지로 온간 윤활 압연 전, 냉간 압연 전의 강철중의 고용 C, N을 저감시켜 온간 윤활 압연 후 및 냉간 압연 후의 어닐링시에 {111} 방위를 우선적으로 형성하는 작용이 있거나, 온간 윤활 압연 전 조직을 세분하여 후속적인 어닐링시에 {111｝방위를 우선적으로 형성하는 작용이 있어, r값(평균)을 높게 하기 위해 첨가된다. 또한, 고용 Nb에는, 마무리하여 압연시의 변형을 축적하는 효과도 있으며 집합 조직의 발달을 촉진하는 효과도 있다. 이의 함량이 0.001중량% 미만에서는 이들의 효과가 없고, 한편, 0.015중량% 이상으로 첨가하더라도 그 이상의 효과를 기대할 수 없으며, 재결정 온도를 높이게 되기 때문에, 0.001 내지 0.015중량%으로 한정한다. 또한, 0.01 내지 0.015중량%가 바람직하다.
B : 0.0001 내지 0.01중량%
B는 내이차가공취성의 개선에 유효한 원소로서 필요에 따라 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.0001중량% 미만에서는 첨가의 효과가 없고, 한편, 0.01중량%를 초과하면 딥 드로잉 성형성이 열화되기 때문에 0.0001 내지 0.01중량%으로 한정한다. 또한, 0.0002 내지 0.0012중량%가 바람직하다.
Sb : 0.001 내지 0.05중량%, Bi : 0.001 내지 0.05중량%, Se : 0.001 내지 0.05중량%
이들 원소는 모두 슬랩 재가공시 및 모판 어닐링시의 산화 및 질화를 억제하기에 유효하며, 필요에 따라 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.001중량% 미만에서는 첨가 효과가 없고, 한편, 0.05중량%를 넘으면 딥 드로잉 성형성을 열화시키기 때문에 0.001 내지 0.05중량%으로 한정한다. 또한, 0.005 내지 0.015중량%가 바람직하다.
수학식 2
온간 윤활 압연 전에 고용 C, N이 존재하지 않을 경우, 모판 어닐링 후의 집합 조직은 {111｝방위가 발달하게 되고, 후속적으로 냉간 압연, 어닐링에 의해 {111} 방위가 더욱 발달하여, r값의 평균이 향상된다. 본 발명에서는, 상기 수학식 (2)를 만족시키도록 C, N에 대하여 당량 이상의 Ti 및 Nb를 첨가함으로써 고용 C, N이 온간 윤활 압연 전에 존재하지 않도록 할 수 있다.
(3) 제조 조건
시이트 바 두께
시이트 바를 충분히 두껍게 할 수 있으면, 본 발명에 따르지 않더라도, 예를 들면, 일본국 특허공개공보 제 91-150316 호에 개시되어 있는 방법에 따라 r값이 2.9 이상인 후물 냉간 압연 강판을 얻을 수 있다. 그러나, 실제로는 하기 2개의 이유로 인해, 시이트 바의 상한이 존재하므로, 종래 기술에서는 r값이 2.9 이상인 후물 냉간 압연 강판을 얻을 수 없었다.
하나의 이유는, 조압연의 압하율을 85% 이상으로 할 필요가 있고, 또한 연속 주조설비 및 조압연기의 성능으로 인해 슬랩 두께의 상한이 200mm 정도라는 점이다. 이 때문에, 시이트 바의 상한은 30mm 정도가 된다.
또 하나의 이유는 연속 압연설비에서 사용되는 시이트 바 코일러의 권취능의 상한이, 통상적으로 30mm 정도라는 점이다. 이는, 강판의 단면 2차 모멘트가 판두께의 세제곱에 비례한다는 점, 및 본 발명에 있어서는 시이트 바 코일러의 권취 온도가 Ar3 변태점 정도로 낮고 변형 저항이 크기 때문에, 시이트 바가 두꺼워지면 권취가 현저히 곤란해지는 동시에 재질의 열화도 일어나기 쉽기 때문이다.
이상으로부터, 실제 생산라인에서 사용할 수 있는 시이트 바 두께의 상한은 30mm 정도가 된다. 이러한 이유로, 2.9 이상의 r값을 얻을 수 있는 종래의, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도에서의 압하율을 90% 이상으로 하거나 냉간 압연의 압하율을 75% 이상으로 하는 방법에서는, 판두께가 0.75mm을 초과하는 냉간 압연 강판을 제조하기가 곤란하였다. 또한, 냉간 압연 강판의 두께에 맞춰 마무리 압연의 압하율을 작게 하면, r값도 저하되어 마무리 압연의 압하율이 86%에서는 2.6 정도의 r값밖에 얻어지지 않았다.
그러나, 본 발명자들은 더욱 연구를 계속하여, 온간 윤활 압연의 압하율을 더욱 저하시키면 r값은 반대로 향상한다는 점을 발견하여 본 발명에 이르렀다. 이 효과는 온간 윤활 압연에서의 압하율 감소에 따른 r값 저하의 효과를, 열연판의 판두께가 두꺼워져서 평균 전단 변형이 감소함에 따른 r값의 향상 효과가 상회하였기 때문이다. 이것은 냉간 압연 강판뿐만 아니라 모판 어닐링의 r값도 향상되고 있는 점으로 확인되고 있다. 또한, 온간 윤활 압연의 압하율을 저하시킨 만큼 냉간 압연의 압하율도 크게 할 수 있으므로, 이들 효과에 따라 Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도에서의 압하율이 85% 이하가 되어 r값이 반대로 향상되었다고 생각된다.
전술한 바와 같이, 이상의 효과는 시이트 바 상한이 존재하거나 냉간 압연 강판의 판두께가 두꺼운 경우에 있어 특유의 현상이다. 즉, 시이트 바 두께가 두껍거나 냉간 압연판의 판두께가 얇은 경우에는, 온간 윤활 압연의 압하율, 및 냉간 압연의 압하율을 충분히 크게하여 종래 기술에 의해 높은 r값을 얻을 수 있다. 그러나, 이들을 충분히 크게 할 수 없는 경우, 구체적으로는 시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.5% 미만인 경우에는, 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로 하여 열연판의 판두께를 두껍게 함으로써 r값이 현저히 향상될 수 있다.
평균 전단 변형량 :
온간 윤활 압연시에 있어서의 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 하는 이유는 도 2, 도 4 등에 의해 앞서 설명한 바와 같다.
열간 압연 :
냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는, 열간 압연, 모판 어닐링 후의 집합 조직에서 {111} 방위를 발달시킬 필요가 있다. 이러한 이유로, 온간 윤활 압연 전의 조직을 세분하면서 균일하게 하고, 후속적인 마무리 압연시 강판에 다량의 변형을 매우 균일하게 축적시켜, 모판 어닐링시에 {111} 방위를 우선적으로 형성시키는 것이 중요하다.
열간조압연은 온간 윤활 압연 전의 조직을 세분하면서 균일하게 하기 위하여 Ar3 변태점 바로 전에 종료하고, 온간 윤활 압연 직전에 γ→α 변형을 생기게 할 필요가 있다. 한편, 조압연의 종료 온도가 950℃를 초과하면, γ→α 변형이 발생하는 Ar3 변태점까지 냉각되는 과정에서, 회복 및 입자 성장이 발생하여 마무리 압연 전의 조직이 거칠고 불균일한 것이 되기 때문에 피해야만 한다. 또한, 조압연의 압하율은 조직 세분화를 위해 85% 이상이 필요하다.
열간 마무리 압연은 열연시 다량의 변형이 축적되기 때문에 Ar3 변태점 이하의 온간에서 행할 필요가 있다. 열간 마무리 압연을 Ar3 변태점을 넘어서 실시하면 열연중에 γ→α 변형이 발생하여 변형이 발생하거나, 압연 집합 조직이 랜덤하게 되어, 후속적인 어닐링시에 {111} 방위가 우선적으로 형성되지 않게 된다. 한편, 열간 마무리 압연 온도가 600℃를 하회하면, 압연 하중이 현저히 증가되기 때문에 실제적이지 않다.
또한, 온간 압연시에 다량의 변형을 균일하게 축적하기 위해서 온간 압연시 윤활을 필요로 한다. 윤활을 하지 않으면, 롤 및 강판 표면의 마찰력에 의해, 강판의 표층부에 부가적 전단력이 작용하고, 열간 압연, 어닐링 후에 {111} 방위가 아닌 집합 조직이 발달하여 냉간 압연 강판의 r값이 저하된다.
또한, 온간 윤활 압연의 압하율을 65% 이상으로 하거나 열연 강판의 마무리판두께를 5mm 이상으로 하는 이유는, 도 2 등을 이용하여 앞서 설명한 바와 같다. 또한, 마무리 판두께는 6mm 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
모판 어닐링(열연 강판 어닐링) :
냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는, 열연, 어닐링 후의 집합 조직에서｛111} 방위가 발달되어 있는 것이 중요하다. 그를 위해서는 평균 전단 두께가 작은 열연 강판을 냉간 압연하기 전에 700 내지 920℃로 유지하여 재결정시키는 것이 필요하다. 이에 따라, 최초로 집합 조직이 {111}가 된다. 이 때, 700℃ 미만의 유지온도에서는 공업적으로 생산하는 범위로 재결정 및 입자 성장이 충분히 진행되지 않고 {111｝방위가 발달하지 않는다. 한편, 920℃를 초과하면, α→γ 변형이 생겨 집합 조직이 랜덤하게 된다. 어닐링 방법은 상자형 어닐링법 및 연속 어닐링법중 어떠한 것도 바람직하다.
또한, 냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는 냉간 압연 전의 페라이트(ferrite) 입경을 작게 하는 것이 유리하며, 페라이트 입경이 50㎛ 이하가 되는 어닐링 조건이 바람직하다.
냉간 압연 :
냉간 압연에 있어서의 압하율은, 집합 조직을 발달시켜 높은 r값을 얻기 위해 65% 이상으로 하는 것이 필수적이다. 단, 판두께가 1.2mm 이상인 냉간 압연 강판의 경우 냉간 압연 압하율을 85% 이상으로 하는 것은 설비의 부하가 매우 커지므로 곤란하다.
재결정 어닐링(마무리 어닐링) :
냉간 압연 공정을 거친 냉간 압연 철강대는 재결정 어닐링을 실시할 필요가 있다. 어닐링 방법은 상자형 어닐링법 및 연속 어닐링법중 어떠한 것도 좋지만, 가열 온도는 재결정 온도(약 700℃)부터 920℃로 한다. 더욱 바람직하게는 830 내지 900℃에서 20 내지 60초의 고온 연속 어닐링을 실시한다. 이에 따라, ｛111} 방위가 한층 발달한다. 또한, 어닐링 후의 강철대에는 형상 교정, 표면 거침도 등의 조정을 위해 10% 이하의 조질 압연을 가하여도 바람직하다.
이상 서술한 방법에 의해 수득된 냉간 압연 강판은 가공용 표면 처리 강판의 원판으로서도 사용할 수 있다. 여기서, 표면 처리로는 아연도금(합금계 포함), 주석도금, 에나멜 등이 있다.
이하, 본 발명을 실시예에 의해 구체적으로 설명한다.
실시예 1
표 1의 No. 1에 제시된 조성을 갖는 강철을 표 2 및 표 3에 제시된 조건하에 열간조압연, 열간 마무리 압연을 하고, 후속적으로 산으로 세정, 모판 어닐링, 마무리 어닐링을 하였다. 또한 열간 마무리 압연은 반경 370mm의 롤을 갖는 7단 탠덤 압연기로 하였다. 또한 열간 마무리 압연시의 마찰계수는 각 스탠드 모두 0.2 내지 0.25이었다.
그 때에, 열연 강판의 평균 전단 변형량은 하기 방법으로 구하였다.
즉, 도 6과 같이 미리 슬랩의 폭방향 중앙의 위치에 압연 방향과 수직으로 두께 1mm이고 폭 20mm인 슬릿(흠집)을 넣고, 이 슬랩을 이용하여 열간 압연하고, 슬릿의 변형으로부터, 열간 마무리 압연 후의 전단 변형량을 측정하고, 이의 값으로부터 같은 조건으로 열간 압연하였을 때의 조압연 후의 전단 변형량을 공제하여, 열간 마무리 압연하였을 때의 각 판두께 위치마다의 전단 변형량을 시이트 바로부터 구하고, 이를 판두께 방향으로 평균하여 산출하였다. 그리하여, 열간 마무리 압연에 따른 평균 전단 변형량을 표에 제시한다.
수득된 냉간 압연 강판으로부터, JIS 5호 인장 시험편을 채취하여 15% 인장 으로 미리-신장시킨 후, 3점법으로 r값(평균)을 수학식 (1)에 의해 구하였다. 표 2 및 표 3에 이들을 함께 제시한다.
표 1 내지 3으로부터, 본 발명에 따라 열간 마무리 압연을 압하율을 65% 이상의 윤활 압연으로 하거나, 열간 마무리 압연 판두께를 5mm 이상, 열간 마무리 압연의 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 하고, 추가로 65% 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써, 비교재로는 얻을 수 없는 2.9 이상의 우수한 r값을 갖는 판두께 1.2mm 이상의 후물 냉간 압연 강판을 얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.
실시예 2
표 1에 나타내는 각 조성이 되는 강슬랩을, 표 4에 나타내는 조건하에 열간조압연, 열간 마무리하여 압연을 하고, 후속적으로 산으로 세정, 모판 어닐링, 냉간 압연, 마무리 압연을 하였다. 실시예 1과 동일하게 평균 전단 변형량을 측정하고, 동시에 r값을 구하였다.
그 결과를 표 4에 함께 제시한다.
표 4로부터, 본 발명에 따라 제조한 냉간 압연 강판은 비교재로서는 얻을 수 없는 2.9 이상의 우수한 r값을 갖는 판두께 1.2mm 이상의 후물 냉간 압연 강판을 얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, r값이 2.9 이상이고, 판두께가 1.2mm 이상인 딥 드로잉 가공성을 갖는 후물 냉간 압연 강판을 공업적으로 제공할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따르면, 종래 몇몇의 성형부품을 용접하거나, 드로잉 공정을 여러번에 걸쳐서 제조하였던 컴프레서 커버 및 자동차 오일 팬 등을 프레스에 의해 용이하게 제조할 수 있게 되어 이들 제품의 대폭적인 비용 절감이 가능해진다.
또한, 본 발명의 제조 방법에 따르면, 전술한 바와 같은 공업적으로 매우 가치가 있는 높은 r값의 후물 냉간 압연 강판을 실제적으로 제조할 수 있게 된다. 종래 방법에서는, 예를 들면 슬랩 두께, 시이트 바 두께를 두껍게 했을 경우, 두께 압하량이 증가하고, 압연시에 서로 맞물림 불량이 발생하거나, 압연 부하가 너무 커지거나, 연속 압연에서 시이트 바 코일러의 권취능을 넘거나 하는 문제가 있거나, 또는 윤활할 때 맞물림 불량 및 슬립이 발생하는 문제가 있어 실제적으로는 제조할 수 없었다.
본 발명은 이러한 종래, 실제에 제조할 수 없었던 높은 r값의 후물 냉간 압연 강판을 제조할 수 있게 한다.

Claims (9)

  1. 판두께가 1.2mm 이상이고, 하기 수학식 (1)로 정의되는 r값이 2.9 이상임을 특징으로하는, 딥 드로잉(deep drawing) 가공성이 우수한 후물(厚物) 냉간 압연 강판:
    수학식 1
    상기 식에서, r0, r45, r90은 각각 압연 방향, 압연 방향에 대해 45°방향, 압연 방향에 대해 90°방향의 랭크 포드(Lankford)값이다.
  2. C 0.008중량% 이하, Si 0.5중량% 이하, Mn 1.0중량% 이하, P 0.15중량% 이하, S 0.02중량% 이하, Al 0.01 내지 0.10중량%, N 0.008중량% 이하, Ti 0.035 내지 0.20중량% 및 Nb 0.001 내지 0.015중량%를 포함하되, 상기 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유하고, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강슬랩을, 950℃ 이하 Ar3 변태점 이상의 온도에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도에서 윤활하면서, 압하율이 65% 이상이고 평균 전단 변형량이 0.06 이하가 되도록 온간 윤활 압연으로 열간 마무리 압연한 후, 산으로 세정하고, 700 내지 920℃에서 모판을 어닐링(annealing)하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 어닐링하는 것을 특징으로 하는
    후물 냉간 압연 강판의 제조 방법:
    수학식 2
  3. 제 2 항에 있어서,
    열간 마무리 압연에 의해 수득되는 열연 강판의 두께를 5mm 이상으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  4. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
    성분조성이 B 0.0001 내지 0.01중량%를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  5. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
    성분조성이 Sb 0.001 내지 0.05중량%, Bi 0.001 내지 0.05중량% 및 Se 0.001 내지 0.05중량% 중 임의의 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  6. C 0.008중량% 이하, Si 0.5중량% 이하, Mn 1.0중량% 이하, P 0.15중량% 이하, S 0.02중량% 이하, Al 0.01 내지 0.10중량%, N 0.008중량% 이하, Ti 0.035 내지 0.20중량% 및 Nb 0.001 내지 0.015중량%를 포함하되, 상기 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유하고, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강슬랩을, 950℃ 이하 Ar3 변태점 이상의 온도에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상의 온도에서 윤활하면서, 압하율 65% 이상이고 평균 전단 변형량이 0.06 이하가 되도록 온간 윤활 압연으로 열간 마무리 압연한 후, 산으로 세정하고, 700 내지 920℃에서 모판을 어닐링하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 어닐링하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법으로서,
    시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.6% 미만인 경우에, Ar3 변태점 이하 600℃ 이상에서의 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로 하는 것을 특징으로 하는
    후물 냉간 압연 강판의 제조 방법:
    수학식 2
  7. 제 6 항에 있어서,
    성분조성이 B 0.0001 내지 0.01중량%를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
    성분조성이 Sb 0.001 내지 0.05중량%, Bi 0.001 내지 0.05중량% 및 Se 0.001 내지 0.05중량%중 임의의 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  9. 제 4 항에 있어서,
    성분조성이 Sb 0.001 내지 0.05중량%, Bi 0.001 내지 0.05중량% 및 Se 0.001 내지 0.05중량% 중 임의의 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
KR10-1999-7002921A 1997-08-05 1998-08-03 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법 KR100512343B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

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WO (1) WO1999007907A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101185024B1 (ko) 2010-12-27 2012-10-02 주식회사 포스코 박 슬라브 연속주조법을 이용한 연질 냉연강판의 제조방법

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11305987A (ja) * 1998-04-27 1999-11-05 Matsushita Electric Ind Co Ltd テキスト音声変換装置
FR2795005B1 (fr) * 1999-06-17 2001-08-31 Lorraine Laminage Procede de fabrication de toles aptes a l'emboutissage par coulee directe de bandes minces, et toles ainsi obtenues
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
KR100957999B1 (ko) * 2002-12-09 2010-05-17 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법
JP4403038B2 (ja) * 2004-08-06 2010-01-20 新日本製鐵株式会社 圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR100685030B1 (ko) * 2005-07-08 2007-02-20 주식회사 포스코 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
RU2428489C2 (ru) * 2006-11-21 2011-09-10 Ниппон Стил Корпорейшн Стальной лист, имеющий высокую интеграцию плоскостей {222}, и способ его производства
JP5262242B2 (ja) * 2008-03-31 2013-08-14 Ｊｆｅスチール株式会社 製缶用鋼板の製造方法
CN102628140A (zh) * 2012-03-22 2012-08-08 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种超深冲if钢及其二次冷轧工艺
JP5958630B2 (ja) * 2014-10-10 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 王冠用鋼板およびその製造方法
CA2975068C (en) 2015-02-26 2019-09-24 Jfe Steel Corporation Steel sheet for crown cap, method for manufacturing steel sheet for crown cap, and crown cap
MX2018006851A (es) 2015-12-11 2018-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo de produccion de producto moldeado y producto moldeado.
CN111334716B (zh) * 2020-03-25 2021-04-13 江西理工大学 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用
CN112941418B (zh) * 2021-02-07 2022-08-05 首钢集团有限公司 一种冷轧搪瓷用高强钢及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03150316A (ja) * 1989-11-07 1991-06-26 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4504326A (en) * 1982-10-08 1985-03-12 Nippon Steel Corporation Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability
JPH07812B2 (ja) 1984-11-16 1995-01-11 新日本製鐵株式会社 深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPS6386819A (ja) * 1986-09-30 1988-04-18 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0753889B2 (ja) * 1986-10-15 1995-06-07 川崎製鉄株式会社 厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法
JP2503224B2 (ja) * 1987-03-19 1996-06-05 株式会社神戸製鋼所 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法
JP3150316B2 (ja) 1987-10-21 2001-03-26 株式会社日立製作所 文書編集装置
JPH07107179B2 (ja) * 1988-08-05 1995-11-15 川崎製鉄株式会社 超深絞り用冷延鋼板の製造方法
AU624992B2 (en) * 1989-09-11 1992-06-25 Kawasaki Steel Corporation Cold-rolled steel sheet for deep drawings and method of producing the same
JP3092128B2 (ja) 1989-11-07 2000-09-25 カシオ計算機株式会社 補間装置
US5360493A (en) * 1992-06-08 1994-11-01 Kawasaki Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
JP3096165B2 (ja) * 1992-08-18 2000-10-10 川崎製鉄株式会社 深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法
JP3401297B2 (ja) * 1993-09-21 2003-04-28 川崎製鉄株式会社 深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法
US5587027A (en) * 1994-02-17 1996-12-24 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing canning steel sheet with non-aging property and superior workability
JP3370443B2 (ja) * 1994-08-01 2003-01-27 川崎製鉄株式会社 深絞り性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0892656A (ja) * 1994-09-29 1996-04-09 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法
JP3420370B2 (ja) * 1995-03-16 2003-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法
US5855696A (en) * 1995-03-27 1999-01-05 Nippon Steel Corporation Ultra low carbon, cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved fatigue properties and processes for producing the same
EP0903419A4 (en) * 1996-12-24 2000-03-22 Kawasaki Steel Co THIN STEEL SHEET WITH HIGH RECTANGULAR TUBE DRAWN CAPABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
JP3150916B2 (ja) 1997-02-10 2001-03-26 富士写真フイルム株式会社 カラー画像形成方法及び画像形成装置

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03150316A (ja) * 1989-11-07 1991-06-26 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101185024B1 (ko) 2010-12-27 2012-10-02 주식회사 포스코 박 슬라브 연속주조법을 이용한 연질 냉연강판의 제조방법

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Publication number Publication date
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