KR101406454B1 - Soft tempered black plate steel sheet having excellent aging resistance and manufacturing method thereof - Google Patents
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Abstract
중량%로, C: 0.0005~0.0015%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 10 ≤ Mn/S ≤ 100을 만족하며, 그 조직은 등축정 페라이트 단상이고, 평균입경이 40㎚이하(0nm 제외)인 미세 MnS석출물을 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 나노 사이즈의 MnS 석출물을 갖는 강판의 제조를 통해 T2 수준의 경도 치를 가지며, 고용 원소의 적극적인 제어로 인하여, 항복점 연신 현상이 발생하지 않아 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.0.001 to 0.03% of P, 0.01 to 0.03% of P, 0.001 to 0.02% of S, 0.001 to 0.02% of S, and 0.001 to 0.03% of Al and 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.08% Wherein the structure is an equiaxed ferrite single phase and contains fine MnS precipitates having an average particle diameter of 40 nm or less (excluding 0 nm), and contains an inevitable impurity and satisfies 10? Mn / S? And a method for producing the same.
According to the present invention, a steel sheet having a nano-sized MnS precipitate is produced, and a hard stone having a hardness of T2 level and having excellent processability and productivity without an elongation at yield point due to active control of a solid element, A disc can be provided.
Description
본 발명은 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a soft stone disk excellent in endurance and a method of manufacturing the same.
식음료용 관으로 사용되는 석도원판에는 내시효성이 요구된다. 내시효성이란, 캔용 강판의 가공 중 새로이 생성되는 전위가 강 중의 고용원소와 고착되어 변형 중 응력 고점(peak stress)을 형성하고 전위와 고용원소의 고착이 풀리면서 급격한 응력의 하락-상승-하락이 반복되는 현상에 대한 저항성을 일컫는다. 일반적으로 시효 현상이 발생하면 일축 인장 시험 시 항복점 이후 응력-변형율 곡선의 경향이 시효현상이 일어나지 않는 재료와 확연히 다르며, 이러한 현상을 불연속 항복 거동이라고 부른다.
Seaweed discs used for food and beverage tubes are required to have antiseptic properties. The endurance Hyosung means that the newly generated dislocations are fixed to the solid element in the steel during the processing of the can steel plate to form the peak stress during deformation and the dislocation of the dislocation and the solid element is released, It refers to resistance to repeated phenomena. Generally, when the aging phenomenon occurs, the tendency of the stress-strain curve after the yield point in the uniaxial tensile test is significantly different from the material in which the aging phenomenon does not occur, and this phenomenon is called a discontinuous yielding behavior.
일반적으로 극저탄소계 석도 원판의 경우 위와 같은 내시효 특성을 만족하기 위해 가공 시 전위와의 고착을 형성하는 강 중 고용원소들을 제거하는 방법을 사용하는데, 특히 가장 널리 사용되고 있는 방법이 IF강 (Interstitial Free Steel)으로 제조하여 사용하는 것이다. IF강이란, 극저탄소계 석도원판에 탄질화물을 쉽게 형성할 수 있는 Ti, Nb 등의 탄질화물 석출원소 (Scavenger)를 첨가하여 강 중 고용되어 움직이는 고용원소가 거의 없는 상태의 강종을 의미한다. 이러한 강종의 경우 일축 인장 시험 시 연속 항복 거동을 보이며, 시효가 발생하지 않기 때문에 가공 중의 플류팅 결함 등이 발생하지 않게 된다.
In general, in order to satisfy the above-mentioned aging characteristics, a method of removing hiring elements among the steels forming a fixation with a dislocation during processing is used. In particular, the most widely used method is an interstitial Free Steel). IF steel is a steel grade in which there is almost no employment element moving in the steel by addition of carbonitride element (Scavenger) such as Ti and Nb which can easily form carbonitride in the ultra-low carbon marble base plate. These steels exhibit continuous yielding behavior during uniaxial tensile tests and do not cause aging, thereby avoiding fluting failures during processing.
이와 같은 기술은 특허문헌 1에서는, 극저탄소계(3ppm<C<100ppm)의 강종에 티탄(Ti)을 첨가하여 내시효성을 확보하였으나, 소둔온도가 높아 소둔시 히트버클, 찍힘 결함 발생 등의 문제점이 있다. 또한, 특허문헌 2에서는 극저탄소계 강종에 니오븀(Nb)을 첨가하고 MnS, Nb(C,S) 등의 제어를 통해 내시효성을 확보하는 강종이 개시되어 있으나, 역시 소둔 온도가 높아 각종 결함이 발생하는 문제가 있다. Such a technique is disclosed in Patent Document 1, in which titanium (Ti) is added to an extremely low carbon steel (3 ppm <C <100 ppm) to secure endurance. However, since the annealing temperature is high, problems such as heat buckling and occurrence of shot defects . In addition, in Patent Document 2, a steel type in which niobium (Nb) is added to an extremely low carbon steel type and the endurance is ensured through control of MnS, Nb (C, S) and the like is disclosed. However, There is a problem that arises.
본 발명의 일 측면은 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법을 제시하고자 한다.
One aspect of the present invention is to provide a soft stone master having excellent anti-aging properties with improved processability and productivity, and a method of manufacturing the same.
그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.However, the problems to be solved by the present invention are not limited to the above-mentioned problems, and other problems not mentioned can be clearly understood by those skilled in the art from the following description.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.0005~0.0015%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/S의 비가 관계식 1을 만족하며, 그 조직은 등축정 페라이트 단상이고, 평균입경이 40㎚이하(0nm 제외)인 미세 MnS석출물을 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공한다.
In order to attain the above object, one aspect of the present invention provides a steel sheet comprising: 0.0005 to 0.0015% of C, 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.5% of Mn, 0.002 to 0.006% of N, 0.01 to 0.03% of S, 0.001 to 0.02% of S, the balance of Fe and unavoidable impurities, the ratio of Mn / S satisfies the relational expression 1, the structure is an equiaxed ferrite single phase, And a fine MnS precipitate which is excellent in endurance.
관계식 1: 10 ≤ Mn/S ≤ 100
Relation 1: 10? Mn / S? 100
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.0005~0.0015%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/S의 비가 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 2을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 3를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75% 이상 95% 이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계, 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법을 제공한다.
Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a semiconductor device, comprising, by weight, 0.0005 to 0.0015% of C, 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.5% of Mn, 0.002 to 0.006% of N, 0.01 to 0.03% of P, 0.02%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and heating the steel slab having a ratio Mn / S satisfying the following relational expression 1 to 1150 to 1300 캜, hot-rolling the heated steel slab, Rolling at a satisfactory temperature to produce a hot-rolled steel sheet, cooling the steel sheet at a cooling rate of not less than 1 ° C / sec and not more than 30 ° C / sec after finishing hot rolling, Cold rolling a cold-rolled steel sheet by cold rolling at a reduction ratio of 75% or more and 95% or less after the winding, annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 600 to 750 ° C, and subjecting the annealed steel sheet to temper rolling The present invention also provides a method of manufacturing a soft stone disk excellent in endurance.
관계식 1: 10 ≤ Mn/S ≤ 100
Relation 1: 10? Mn / S? 100
관계식 2: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)Relation 2: Cooling Temperature (CT) + 100 占 폚 Hot Rolling Finish Temperature (FDT) (占 폚)? Cond1 (占 폚)
(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5*Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2) 또는 850℃ 중 작은 값)
(The smaller of Cond1 = 864.57-95.25 * C-43.5 * Mn + 26.39 * Si + 21.16 * C * Mn-23.1 * C * Si- 128.65 * C (1/2 )
관계식 3: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)Relation 3: FDT (占 폚) -250 占 폚? CT (占 폚)? Cond1-50 (占 폚)
본 발명의 일 측면에 따르면, 나노 사이즈의 MnS 석출물을 갖는 강판의 제조를 통해 T2 수준의 경도 치를 가지며, 고용 원소의 적극적인 제어로 인하여, 항복점 연신 현상이 발생하지 않아 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, there is provided a process for producing a steel sheet having nano-size MnS precipitates, which has a hardness value of T2 level and which has a hardness of yield point elongation due to active control of a solid element, An excellent soft stone disc can be provided.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 석도 원판 내에 미세하게 석출되어 존재하는 MnS의 형태를 보여주는 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른, 석도 원판 내에서 MnS를 핵으로 생성되는 Fe3C 탄화물의 석출양상을 보여주는 사진이다.FIG. 1 is a photograph showing the shape of MnS present in a quartz disc according to an embodiment of the present invention. FIG.
FIG. 2 is a photograph showing precipitation patterns of Fe 3 C carbide produced by nucleation of MnS in a quartz disk according to an embodiment of the present invention. FIG.
본 발명자들은 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 고가의 합금원소의 첨가를 줄이면서 강재의 성분계 및 제조공정을 최적화함으로써, 평균 직경 40㎚이하(0nm 제외)의 MnS의 크기 및 등축정 페라이트 단상 조직을 가지며, 항복점 연신 현상이 발생하지 않는 내시효성이 우수한 캔용 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
The inventors of the present invention conducted studies to derive a soft stone disc having excellent endurance and found that by optimizing the composition of the steel material and the manufacturing process while reducing the addition of expensive alloying elements, MnS having an average diameter of 40 nm or less (excluding 0 nm) Size and an equiaxed ferrite single phase structure, and can produce a can steel sheet excellent in endurance against elongation at yield point, and has arrived at the present invention.
이하, 본 발명의 일 측면인 연질 석도원판에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a soft stone disk as one aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면인 내시효성이 우수한 연질 석도원판은 중량%로, C: 0.0005~0.0015%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/S의 비가 10 ≤ Mn/S ≤ 100을 만족하며, 그 조직은 등축정 페라이트 단상이고, 평균입경이 40㎚이하(0nm 제외)인 미세 MnS석출물을 포함한다.
In one aspect of the present invention, there is provided a soft stone having excellent anti-aging properties, comprising 0.0005 to 0.0015% of C, 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.5% of Mn, 0.002 to 0.006% of N, 0.03%, S: 0.001 to 0.02%, the balance being Fe and unavoidable impurities, the ratio of Mn / S satisfying 10? Mn / S? 100, the structure being isosteric ferrite single phase, Or less (excluding 0 nm).
이하, 각 성분 또는 조건을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
Hereinafter, reasons for limiting each component or condition will be described.
탄소(C): 0.0005~0.0015중량%Carbon (C): 0.0005 to 0.0015 wt%
C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 고용 원소로 강중에 존재할 경우 시효를 일으키는 원소이다. C의 함량이 0.0005중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표강도를 구현하기 어렵고, 강도를 상승시키기 위하여 Mo, Ni 등과 같은 고가의 합금원소를 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하다. 반면에 C의 함량이 0.0015중량%를 초과하는 경우에는 강 중 고용원소의 량이 증가하여 내시효성을 저하시킨다. 따라서, 상기 C는 0.0005~0.0015중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
C is the most effective element to strengthen the steel, but it is an element that causes aging when it is present in the steel as an employment element. When the content of C is less than 0.0005% by weight, it is difficult to realize the target strength intended in the present invention, and it is not economical because a large amount of expensive alloying elements such as Mo and Ni should be added in order to increase the strength. On the other hand, when the content of C exceeds 0.0015% by weight, the amount of the solid element in the steel increases and the endurance is deteriorated. Accordingly, the content of C is preferably 0.0005 to 0.0015% by weight.
알루미늄(Al): 0.03~0.08중량%Aluminum (Al): 0.03 to 0.08 wt%
상기 Al은 용강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 강중 고용원소와 결합되어 시효특성을 개선하는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Al의 함량이 0.08중량%를 초과하는 경우에는 강중 개재물의 양을 증가시켜 표면결함을 유발하고 가공성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Al은 0.03~0.08중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
The Al is an element added for deoxidation of molten steel and has an effect of improving the aging property by being combined with a solid solution element in steel. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable that it is contained in an amount of 0.03% by weight or more. However, when the content of Al exceeds 0.08% by weight, the amount of inclusions in the steel is increased to cause surface defects, and the workability may be deteriorated. Therefore, the content of Al is preferably 0.03 to 0.08% by weight.
망간(Mn): 0.03~0.5중량%Manganese (Mn): 0.03-0.5 wt%
상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 강의 강도 향상 및 열간 가공성을 향상시킨다. Mn의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 특별히 Mn 함량을 줄이기 위한 제강 처리를 해주어야 하므로, 본 발명에서 Mn의 함량은 0.03 중량% 이상으로 한다. 반면에, Mn의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 제조공정에서 Mn의 중심 편석을 유발할 가능성이 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.03~0.5 중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 아울러, 본 발명에서는 Mn의 함량을 S의 함량과 함께 관계식 1을 만족하는 범위로 한정하고 있다.
The Mn is an effective element for strengthening the steel and enhances the steel strength and hot workability. When the content of Mn is less than 0.03% by weight, the steelmaking treatment is required to reduce the Mn content. Therefore, the content of Mn in the present invention is 0.03% by weight or more. On the other hand, if the content of Mn exceeds 0.5% by weight, there is a possibility of causing central segregation of Mn in the manufacturing process. Therefore, it is preferable that the content of Mn is 0.03 to 0.5% by weight. In addition, in the present invention, the content of Mn is limited to the range satisfying the relational expression 1 together with the content of S.
질소(N): 0.002~0.006중량%Nitrogen (N): 0.002 to 0.006 wt%
상기 N은 강 내부에 고용 상태로 존재하면서 재질 강화에 유효한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.002중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, N의 함량이 0.006중량%를 초과하는 경우에는 고용원소의 과다로 시효의 원인이 되어 경화가 일어나 성형성을 악화시킬 수 있다. 따라서, 상기, N는 0.002~0.006중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
N is an element effective for reinforcing a material while being present in a solid state in a steel. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable that it is contained in an amount of 0.002% by weight or more. However, when the content of N exceeds 0.006% by weight, excessive aging of the solid solution element causes curing and may deteriorate the moldability. Accordingly, N is preferably contained in an amount of 0.002 to 0.006% by weight.
인(P): 0.01~0.03중량%Phosphorus (P): 0.01 to 0.03 wt%
상기 P은 강의 강도 및 내식성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 인은 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, P의 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우에는 주조시 중심 편석 및 가공성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 P는 0.01~0.03중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
P is an element for improving the strength and corrosion resistance of steel. In order to exhibit such effects in the present invention, the content of phosphorus is preferably 0.01 wt% or more. However, if the content of P exceeds 0.03% by weight, center segregation and workability may be lowered during casting. Therefore, it is preferable that P is included in the amount of 0.01 to 0.03% by weight.
황(S): 0.001~0.02중량%Sulfur (S): 0.001 to 0.02 wt%
상기 S은 강중 망간과 결합하여 부식 개시점 역할을 하는 비금속 개재물을 형성하고, 적열취성의 요인이 되는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 MnS 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제 효과가 크게 저하될 수 있다. 반면에, S의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 MnS 형태로가 아니라 고용 S으로 존재하게 되어 미세한 MnS를 확보하는데 문제가 있으므로, 그 상한을 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 S은 0.001~0.02중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 아울러, 상기 성분 범위를 만족하면서도 Mn의 함량과의 비가 상기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
The S is an element which forms a nonmetallic inclusion which is combined with manganese in the steel to serve as a corrosion starting point, and is a factor of the heat brittleness. When the content of S is less than 0.001% by weight, the content of MnS precipitates is small, and the effect of inhibiting grain growth can be greatly lowered. On the other hand, when the content of S exceeds 0.02% by weight, it is not in the form of MnS, but exists in the form of solid solution S, which is problematic in securing fine MnS. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 0.02% by weight. Accordingly, it is preferable that S is included in an amount of 0.001 to 0.02% by weight. And a ratio of the content of Mn to the content of Mn satisfying the relation (1), while satisfying the above-mentioned composition range.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment in the course of ordinary production can be inevitably incorporated, so that this can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
본 발명의 일 측면에 따르면, 석도 원판은 MnS 석출물을 포함하며, 상기 MnS 석출물의 평균크기는 40㎚이하가 바람직하다. 망간과 황은 결합하여 MnS로 석출되는데, 이 MnS 석출물은 망간과 황의 첨가량에 따라 석출상태가 달라져 시효지수, 항복강도, 면내 이방성 지수에 영향을 미친다. 본 발명의 연구결과에 따르면 MnS석출물의 크기가 시효지수와 항복강도, 면내 이방성 지수에 직접적으로 영향을 미치는데, MnS의 평균 크기가 40nm를 초과하여 조대하게 생성될 경우 그 상대적인 개수 분율이 작아지게 된다. 이는 MnS를 석출핵으로 하여 생성되는 Fe3C탄화물의 분율을 작게 만들고 결론적으로 내시효성에 나쁜 영향을 끼치게 될 수 있다. 따라서, MnS 석출물의 평균크기는 40㎚이하가 바람직하다.According to one aspect of the present invention, the platinum master disk includes MnS precipitates, and the average size of the MnS precipitates is preferably 40 nm or less. Manganese and sulfur bind to MnS precipitates. The MnS precipitates vary in precipitation depending on the amount of manganese and sulfur added, affecting the age index, yield strength, and in-plane anisotropy index. According to the results of the present invention, the size of the MnS precipitates directly affects the aging index, the yield strength and the in-plane anisotropy index. When the average size of MnS is excessively larger than 40 nm, the relative number of fractions do. This makes the fraction of Fe 3 C carbide produced from MnS as precipitation nuclei small and consequently may have a negative effect on endurance. Therefore, the average size of the MnS precipitates is preferably 40 nm or less.
도 1은 본 발명의 석도 원판 내에 미세하게 석출되어 존재하는 MnS의 형태를 보여주며, 도 2는 MnS를 석출핵으로 하여 생성되는 Fe3C탄화물 석출 양상을 보여준다.
FIG. 1 shows the morphology of MnS present in the quartz disc according to the present invention, and FIG. 2 shows the Fe 3 C carbide precipitation pattern produced by using MnS as a nucleation nucleus.
또한, 상기 성분계를 만족함으로써, 내시효성이 우수한 석도원판을 제공할 수 있다. 본 발명은 C의 함량이 5ppm ≤ C ≤ 15ppm인 극저탄소강에 해당되므로, 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어진다. 보다 바람직하게는 등축상 페라이트 단상조직으로 이루어져 있다. 그러나, 본 발명의 보다 바람직한 미세조직인 등축상 페라이트 조직은 8~10mm정도를 갖는 일반 IF계 냉연강판의 등축상 페라이트에 비해 그 결정립도가 20% 이상 조대한 것을 특징으로 한다.
Further, by satisfying the above-mentioned component system, it is possible to provide a stone disc having excellent anti-aging properties. Since the present invention corresponds to an extremely low carbon steel having a content of C of 5 ppm? C? 15 ppm, the microstructure is composed of a ferrite single phase structure. More preferably an equiaxed phase ferrite single phase structure. However, the more preferable microstructure of the present invention is characterized in that the crystal structure of the equiaxed ferrite structure is 20% or more as compared with the equiaxed ferrite of the general IF-series cold rolled steel sheet having about 8 to 10 mm.
상기 석도원판은 T2 이상의 조질도를 갖는 것이 바람직하다. 조질도가 T2 미만인 경우에는 일반적으로 초연질 강판으로 사용되는 소재로 그 강도가 낮아 용도에 제한이 있게 된다. 조질도는 석도 원판의 강도를 나타내는 값으로 일반적으로 Rolkwell hardness superficial number를 기준으로 삼으며, 30kgf의 하중으로 입자를 시험편 표면을 눌러 측정한 값을 HR30T라고 지칭하며 이를 기준으로 삼는다. 조질도 T2는 이 HR30T 경도값이 53±3의 범위를 갖는 것을 의미한다.
Preferably, the plaster disc has a degree of quality of T2 or higher. When the temper- ature is less than T2, it is generally used as a super soft steel plate, and its strength is low, which limits its use. The roughness is a value indicating the strength of the stone disc. Generally, the Rolkwell hardness superficial number is used as a reference. The value measured by pressing the surface of the specimen with a load of 30 kgf is referred to as HR30T. The temperability T2 means that this HR30T hardness value has a range of 53 +/- 3.
이하, 본 발명의 다른 측면인 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method for manufacturing a soft stone disk having excellent anti-aging properties, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.
본 발명의 다른 측면인 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0005~0.0015%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mn/S의 비가 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 2을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 3를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75% 이상 95% 이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계, 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함한다.
A method for producing a soft stone having excellent anti-oxidation properties, which is another aspect of the present invention, comprises the steps of: 0.0005 to 0.0015% of C, 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.5% of Mn, 0.002 to 0.006% of N, 0.002 to 0.006% of N, : 0.01 to 0.03%, S: 0.001 to 0.02%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and heating a steel slab having a Mn / S ratio satisfying the following relational expression 1 to 1150 to 1300 캜, Rolling the slab at a temperature satisfying the following relational expression 2 to produce a hot-rolled steel sheet, cooling the steel sheet at a cooling rate of not less than 1 占 폚 / sec and not more than 30 占 폚 sec after completion of hot rolling, Rolling at a temperature satisfying the following relational expression (3), cold rolling the steel sheet at a reduction ratio of not less than 75% and not more than 95% after the rolling, annealing the cold rolled steel sheet at a temperature of 600 to 750 캜, And temper rolling the annealed steel sheet.
관계식 1: 10 ≤ Mn/S ≤ 100
Relation 1: 10? Mn / S? 100
관계식 2: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)Relation 2: Cooling Temperature (CT) + 100 占 폚 Hot Rolling Finish Temperature (FDT) (占 폚)? Cond1 (占 폚)
(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5*Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2) 또는 850℃ 중 작은 값)
(The smaller of Cond1 = 864.57-95.25 * C-43.5 * Mn + 26.39 * Si + 21.16 * C * Mn-23.1 * C * Si- 128.65 * C (1/2 )
관계식 3: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)를 포함한다.
Relation 3: FDT (占 폚) -250 占 폚 CT (占 폚) 占 폚 cond1-50 (占 폚).
가열단계Heating step
상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1150~1300℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 가열온도가 1150℃ 미만인 경우에는 충분히 석출물이 재고용되지 못하고, 고용 상태로 석출물이 존재할 가능성이 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 조대한 MnS 석출물 등이 형성되어 시효특성을 보일 수 있는 문제가 있다.It is preferable to heat the slab satisfying the above-mentioned component system at 1150 to 1300 占 폚. If the heating temperature is lower than 1150 占 폚, the precipitates may not be sufficiently reused and precipitates may exist in the solid state. If the heating temperature is higher than 1300 占 폚, coarse MnS precipitates may be formed and aging characteristics may be exhibited.
열간압연단계Hot rolling step
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연한다. 열간압연은 마무리압연온도를 하기 관계식 2의 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도가 Cond1의 온도보다 높은 경우에는 오스테나이트역 혹은 페라이트+오스테나이트 이상역에서 열간 압연이 종료되어 열간압연 중 혼립이 발생할 가능성이 높고, 본 발명에서 한정하고 있는 결정립 크기를 미세화할 가능성이 있으므로 cond1 이하의 온도에서 마무리압연을 하는 것이 바람직하다. 또한 열간압연 마무리 온도는 권취온도(CT: Cooling Temperature)+100℃ 이상의 온도에서 수행하는 것이 바람직한데, 이는 마무리 압연 후 냉각과정에서의 최소 냉각 속도를 가정하였을 경우 재결정이 100% 완료될 수 있는 권취 온도를 보상하기 위함이다.
The heated slab is hot-rolled as described above. The hot rolling is preferably carried out under the conditions of the following formula (2). When the finishing rolling temperature is higher than the temperature of Cond1, there is a high possibility that the hot rolling is terminated in the austenite zone or the ferrite + austenite zone to cause blistering during hot rolling, and there is a high possibility that the grain size defined in the present invention Therefore, it is preferable to perform finish rolling at a temperature of not more than cond1. Also, it is preferable that the hot rolling finishing temperature is performed at a cooling temperature (CT) + 100 ° C or higher. This is because when the minimum cooling rate in the cooling process after finishing rolling is assumed, This is to compensate the temperature.
관계식 2: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)Relation 2: Cooling Temperature (CT) + 100 占 폚 Hot Rolling Finish Temperature (FDT) (占 폚)? Cond1 (占 폚)
(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5*Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2) 또는 850℃ 중 작은 값)
(The smaller of Cond1 = 864.57-95.25 * C-43.5 * Mn + 26.39 * Si + 21.16 * C * Mn-23.1 * C * Si- 128.65 * C (1/2 )
냉각단계Cooling step
상기 온도로 마무리 압연된 다음에는 냉각 과정을 거치는데, 냉각 과정에서 1℃/sec 이상 30℃/sec 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우, 특별히 열간압연판의 온도를 보전하기 위한 장치가 필요하며 그 느린 냉각 속도로 인해 내부 결정립 조대화가 일어날 가능성이 생기기 때문이며, 냉각 속도가 30℃/sec 초과일 경우 하기 권취온도를 보상하지 못해 최종 열연재의 조직이 완전 재결정된 조직으로 바뀌지 않기 때문에 평균 냉각 속도의 상한은 30℃/sec 이하로 한정한다.
After finishing rolling to the above-mentioned temperature, it is subjected to a cooling process, and it is preferable to cool at a cooling rate of 1 ° C / sec or more and 30 ° C / sec or less in the cooling process. This is because, if the cooling rate is less than 1 ° C / sec, a device for maintaining the temperature of the hot-rolled sheet is required, and the slow cooling rate is likely to cause internal grain coarsening. If the cooling rate exceeds 30 ° C / sec , The upper limit of the average cooling rate is limited to 30 ° C / sec or less because the rewinding temperature can not be compensated for and the final thermal laminate structure is not changed to a completely recrystallized structure.
권취단계Winding step
상기와 같이 열간압연-냉각한 다음에는 권취를 행하는데, 권취온도는 하기 관계식 3을 만족하는 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 권취온도가 FDT(℃)-250℃ 미만인 경우에는 권취구간에서 재결정이 완료되지 않아, 최종 열연 조직이 연신립이 되어 향후 냉간 압연 과정에서 연신된 결정립을 얻게 되는 문제가 있고, 권취온도가 cond1-50℃ 초과인 경우에는 최종 열연재의 결정립이 이상 결정립 성장으로 인해 불균일한 문제가 발생할 수 있으므로 권취 온도는 하기 관계식 3을 따르는 것이 바람직하다.
After the hot rolling and cooling as described above, winding is performed, and the coiling temperature is preferably performed at a temperature satisfying the following relational expression (3). When the coiling temperature is lower than FDT (占 폚) -250 占 폚, the recrystallization is not completed in the winding section, and the final hot rolled structure becomes a drawn lips and the drawn crystal grains are obtained in the cold rolling process in the future, If the temperature is higher than 50 ° C, the grain size of the final heat-treated graphite may be uneven due to abnormal grain growth, so that the coiling temperature is preferably as follows.
관계식 3: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
Relation 3: FDT (占 폚) -250 占 폚? CT (占 폚)? Cond1-50 (占 폚)
냉간압연단계Cold rolling step
냉간압연은 75~95%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 냉간압하율이 75% 미만인 경우에는 소둔재결정 핵생성양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 성형성이 저하한다. 또한 냉간 압하율은 95%이하로 한정한다. 냉간 압하율이 95%초과일 경우 냉간 압연판의 압연 시 그 압연 하중이 증대되어 판파단 등의 문제가 발생할 수 있으므로, 95% 이하로 그 냉간 압하율을 한정한다.
The cold rolling is preferably performed at a reduction rate of 75 to 95%. When the cold rolling reduction rate is less than 75%, the amount of annealed recrystallized nuclei is small, so that the grain size grows too large during annealing and the strength and formability are lowered due to coarsening of the annealed recrystallized grains. The cold rolling reduction is limited to 95% or less. When the cold rolling reduction rate is more than 95%, the cold rolling reduction rate is limited to 95% or less, because the rolling load during rolling of the cold rolling plate may increase and problems such as plate breakage may occur.
소둔단계Annealing step
연속소둔 온도는 제품의 재질을 결정하는 중요한 역할을 한다. 본 발명에서는 600~750℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속소둔 온도가 750℃초과인 경우에는 소둔 과정에서 생성될 수 있는 히트버클 및 찍힘 결함 등의 가공결함이 발생되며, 650℃미만의 온도에서 연속 소둔을 행할 경우 재결정이 완료되지 못해 최종 미세조직이 연신된 형태로 존재하여 그 연속 소둔 온도는 650℃이상, 750℃ 이하의 온도가 바람직하다.
The continuous annealing temperature plays an important role in determining the material of the product. In the present invention, it is preferable that the temperature is in the range of 600 to 750 ° C. When the continuous annealing temperature is higher than 750 ° C, processing defects such as heat buckles and stamping defects that can be generated in the annealing process are generated. When continuous annealing is performed at a temperature lower than 650 ° C, recrystallization is not completed and the final microstructure And the continuous annealing temperature is preferably 650 ° C or more and 750 ° C or less.
조질압연단계Temper rolling step
상기 연속소둔을 거친 강판에 조질압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 조질압연을 행함으로써, 생성된 전위가 일부 탄소를 고착하여 내시효성을 향상시키는 효과가 있다. 본 발명에서는 이러한 효과를 나타내기 위해서 1% 이상의 압하율인 것이 바람직하다. 그러나, 압하율이 2%를 초과하는 경우에는 연신율이 하락할 수 있는 문제가 발생한다. 따라서, 상기 조질압연은 1~2%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다.
It is preferable to subject the steel sheet subjected to the continuous annealing to temper rolling. By performing the above-described temper rolling, there is an effect that the generated electric potential fixes some carbons and improves the endurance. In the present invention, it is desirable that the reduction rate is 1% or more in order to exhibit such effects. However, when the reduction rate exceeds 2%, there is a problem that the elongation rate may decrease. Therefore, it is preferable that the temper rolling is performed at a reduction rate of 1 to 2%.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples.
다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate the invention in more detail and not to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.
[[
실시예Example
]]
하기 표 1과 같은 성분계를 가지는 발명강과 비교강을 준비하였다.Inventive steels and comparative steels having the same composition as the following Table 1 were prepared.
각 조성의 함량 단위는 특별히 언급이 없는 한 중량%임을 주의할 필요가 있다.
It should be noted that the content units of each composition are, unless otherwise stated,% by weight.
하기 표 2는 표 1의 성분계를 가지는 발명강 및 비교강들을 이용하여 최종 소둔된 석도원판을 제작하기 위한 공정 조건을 나타낸다.
Table 2 below shows the process conditions for producing a master disk of a final annealed using the inventive steel and the comparative steels having the component system of Table 1.
(℃)SRT
(° C)
(℃)FET
(° C)
(℃)FDT
(° C)
(℃/sec)Cooling rate
(° C / sec)
(℃)CT
(° C)
(%)Reduction rate
(%)
(℃)Annealing temperature
(° C)
저온소둔General hot rolling
Low temperature annealing
고온소둔General hot rolling
High temperature annealing
저온소둔Low temperature hot rolling
Low temperature annealing
고온소둔Low temperature hot rolling
High temperature annealing
**
SRTSRT
: 슬라브 재가열 온도, : Slab reheating temperature,
FETFET
: :
사상압연Finish rolling
시작온도, Starting temperature,
FDTFDT
: :
사상압연Finish rolling
마무리 온도, Finishing temperature,
SPMSPM
: :
조질압연Temper rolling
표 3은 표 1의 강종에 대하여 표2의 공정조건으로 각각 제작 시 나타나는 기계적 특성치를 나타낸다.Table 3 shows the mechanical properties shown in Table 2 for the steel types in Table 1, respectively.
발명예는 표 1의 발명강에 대하여 표 2의 공정조건 중에서 저온열연-저온소둔을 도입한 것이며, 비교예 0는 표 1의 발명강에 대하여 일반열연-저온소둔, 일반열연-고온소둔, 저온열연-고온소둔을 도입한 것이다. 또한, 비교예 1 은 표 1의 비교강 1에 대하여, 비교예 2는 표 1의 비교강 2에 대하여, 비교예 3은 표 1의 비교강 3에 대하여, 비교예 4는 표 1의 비교강 4에 대하여, 비교예 5는 표 1의 비교강 5에 대하여 표 2의 각각의 공정조건을 도입한 것이다.
The inventive example was obtained by introducing low-temperature hot-cold annealing in the process conditions of Table 2 for the inventive steels of Table 1, and Comparative Example 0 was conducted by using general hot-cold annealing, general hot- Hot rolling - high temperature annealing. Comparative Example 1 is comparative steel 1 in Table 1, Comparative Example 2 is Comparative Steel 2 in Table 1, Comparative Example 3 is Comparative Steel 3 in Table 1, Comparative Example 4 is Comparative Steel 3 in Table 1, 4, and Comparative Example 5 introduces the respective process conditions shown in Table 2 for the comparative steel 5 in Table 1.
(ppm)MnS volume fraction
(ppm)
(nm)MnS average particle size
(nm)
Comparative Example 0
상기 표 3에서 고온소둔이라 함은 소둔 온도가 청구 범위를 넘어서는 온도를 의미한다. 이러한 고온소둔 또는 일반열연 시에는 MnS가 조대하게 형성되어 본 발명에서 원하는 효과를 보이지 못하는 것으로 확인된다. In Table 3, the term "high-temperature annealing" means a temperature at which the annealing temperature exceeds the claimed range. In such a high-temperature annealing or general hot-rolling, it is confirmed that MnS is formed to a great extent and the desired effect is not exhibited in the present invention.
또한, 일반열연을 하게 되면 MnS 입도가 커지고 YP연신 현상이 발생한다. 발명강과 동일한 성분을 갖더라고 제조 방법에서 압연온도를 낮취 페라이트역 열간압연을 수행하지 않은 비교예 0에서는 원하는 효과를 보이지 못하는 것으로 확인된다.
In addition, when the hot-rolled steel is subjected to general hot-rolling, the MnS grain size increases and YP elongation occurs. The steel sheet had the same composition as that of the steel of the present invention. In Comparative Example 0 in which the rolling temperature was lowered in the production process and the ferrite reverse rolling was not performed, it was confirmed that the desired effect was not exhibited.
또한, 최종 기계적 물성, 특히 가공 중 가공면에 결함을 일으키는 항복점(YP) 연신 현상의 발생에 MnS의 평균 입도와 체적 분율이 중요함을 알 수 있다. 즉, 체적 분율이 클수록, 평균 입도가 작을수록 YP연신 현상을 방지하는데 도움이 된다. 이는 본 연구와 함께 연구된 TEM 조직 사진으로 그 현상의 이유를 짐작할 수 있는데, 40nm 이하의 미세한 MnS를 석출핵으로 Fe3C가 석출되는 현상을 관찰할 수 있었기 때문이다.
In addition, it can be seen that the average grain size and the volume fraction of MnS are important for the final mechanical properties, particularly, the yield point (YP) stretching which causes defects on the processed surface during processing. That is, the larger the volume fraction is, the smaller the average particle size is, the more the YP stretching phenomenon is prevented. This is due to the observation of the precipitation of Fe 3 C with precipitation nuclei of fine MnS below 40 nm.
구체적으로 비교예0의 데이터를 살펴보면, 발명강을 일반역에서 열간압연 시('일반열연'으로 표시함) MnS의 석출 온도가 상승하여 상대적으로 저온 열간압연('저온열연'으로 표시함)에 비해 조대한 MnS가 생성되고, 이는 석출핵으로 작용할 수 있는 매트릭스(Matrix)와의 계면이 상대적으로 줄어드는 역할을 하게 되어 강 내 존재하는 고용 C을 적절히 제거하지 못하게 될 수 있다. 이 결과로 발명강을 일반적인 열간압연 온도에서 압연할 경우, 시효 현상이 발생하고 있음을 알 수 있다. 하지만, 열간압연 온도를 낮춰 페라이트역에서 열간압연 할 경우에는 MnS의 석출이 낮은 온도에서 시작되고, 열간 압연 시 석출 사이트가 증가하여 미세한 크기의 MnS가 석출될 수 있어, 이를 석출핵으로 Fe3C와 같은 탄화물이 석출되어 고용 C을 제거하는 효과를 가져온다. 이러한 간접적인 효과에 기인해 YP연신 현상이 발생하지 않는다. 고온 소둔 시 결정립 크기를 증가시키는 효과로 인해 그 경도치가 약간 하락하지만, YP연신이 미발생하는 양상에는 변화가 없다. Specifically, in the data of Comparative Example 0, the precipitation temperature of MnS rises at the time of hot rolling ("general hot rolling") of the inventive steel in a general region, and relatively low temperature hot rolling A relatively coarse MnS is generated, which may reduce the interface with the matrix capable of acting as a precipitation nucleus relatively to decrease the solid solution C present in the steel. As a result, it can be seen that when the inventive steel is rolled at a general hot rolling temperature, an aging phenomenon occurs. However, when lowering the hot rolling temperature the hot rolling in the ferrite station, the precipitation of MnS is started at low temperature, it is to the time of hot rolling, the precipitation site increases the fine size MnS to be precipitated, in this precipitation nuclei Fe 3 C The carbide is precipitated and the effect of removing the solid solution C is obtained. YP elongation does not occur due to such an indirect effect. The hardness value is slightly lowered due to the effect of increasing the grain size at the time of high-temperature annealing, but there is no change in the manner in which YP stretching does not occur.
C의 함량이 40ppm으로 증가한 비교강1과 200ppm 수준으로 증가한 비교강 2의 경우에는 앞서 언급한 것과 같은 종류의 메커니즘이 작용한다고 하더라도, 이미 강 내에 많은 양의 고용 C가 존재하고 있어 고용 C을 효과적으로 모두 제거하지 못한다. 이로 인해 YP연신 현상이 발생할 수 있다. In the case of the comparative steel 1 with the content of C increased to 40 ppm and the comparative steel 2 which increased to the level of 200 ppm, even though the same kind of mechanism as described above exists, there is already a large amount of employment C in the steel, All can not be removed. As a result, the YP stretching phenomenon may occur.
비교강 3의 경우, Ti을 첨가한 IF형 석도원판인데 이는 기본적으로 TiC를 강내에 형성하여 C을 스캐빈징(Scavenging)시켜 강내에 YP연신 현상을 방지할 수 있게 해준다. 하지만 냉간압연 후 소둔 시 소둔 온도가 낮은 경우 Ti의 첨가로 인한 재결정온도의 상승으로 인해 미재결정 형태의 결정립이 존재하게 되고, 연신율이 5%가 되지 않는 열악한 강종이 만들어진다. Ti 첨가형 강재의 경우 이로 인해 고온 소둔이 필수적이다. In the case of comparative steel 3, it is an IF sheet with Ti added, which basically forms TiC in the steel and scavenges C to prevent YP stretching in the steel. However, when the annealing temperature is low during the annealing after cold rolling, there is a non-recrystallized grains due to the increase of the recrystallization temperature due to the addition of Ti, and a poor grade steel having an elongation of 5% is produced. In the case of Ti-added steel, high temperature annealing is essential.
비교강 4와 5는 Mn과 S의 비로 본 특허에서 제시된 10과 100을 만족하지 않는 경우의 예이다. 비교강 4의 경우 Mn함량이 낮아 기본 강도가 낮고 미세한 MnS를 다량 형성할 만큼의 Mn함량을 갖고 있지 않아, 시효 현상이 발생한다. 비교강 5의 경우는 Mn의 함량은 부족하지 않지만, S의 함량이 낮아, MnS 체적분율이 작고, 이로 인한 시효 현상이 발생한다.Comparative steels 4 and 5 are examples of cases where the ratio of Mn and S does not satisfy 10 and 100 as presented in this patent. In the case of Comparative Steel 4, the Mn content is low, so that the basic strength is low and the Mn content is not sufficient to form a large amount of fine MnS, so that an aging phenomenon occurs. In the case of the comparative steel 5, the content of Mn is not sufficient, but the content of S is low and the MnS volume fraction is small and the aging phenomenon occurs due to this.
Claims (4)
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 2을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 40nm이하의 MnS 석출물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
냉각 후 하기 관계식 3를 만족하는 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 75% 이상 95% 이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔 처리된 강판을 1~2%의 압하율로 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법.
관계식 1: 10 ≤ Mn/S ≤ 100
관계식 2: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)
(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5*Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2) 또는 850℃ 중 작은 값)
관계식 3: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ Cond1-50 (℃)0.001 to 0.03% of P, 0.01 to 0.03% of P, 0.001 to 0.02% of S, 0.001 to 0.02% of S, and 0.001 to 0.03% of Al and 0.03 to 0.08% of Al, 0.03 to 0.08% Heating a steel slab containing unavoidable impurities and having a ratio of Mn / S satisfying the following relational expression 1 to 1150 to 1300 캜;
Subjecting the heated steel slab to hot rolling and subjecting the hot slab to finish hot rolling at a temperature satisfying the following relational expression 2 to produce a hot rolled steel sheet containing MnS precipitates of 40 nm or less;
Cooling at a cooling rate of not less than 1 占 폚 / sec and not more than 30 占 폚 / sec after finish hot rolling;
After cooling, winding at a temperature satisfying the following formula 3;
Cold rolling at a reduction ratio of 75% or more and 95% or less after the winding to produce a cold-rolled steel sheet;
Annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 600 to 750 ° C; And
And subjecting the annealed steel sheet to temper rolling at a reduction ratio of 1 to 2%.
Relation 1: 10? Mn / S? 100
Relation 2: Cooling Temperature (CT) + 100 占 폚 Hot Rolling Finish Temperature (FDT) (占 폚)? Cond1 (占 폚)
(The smaller of Cond1 = 864.57-95.25 * C-43.5 * Mn + 26.39 * Si + 21.16 * C * Mn-23.1 * C * Si- 128.65 * C (1/2 )
Relation 3: FDT (占 폚) -250 占 폚? CT (占 폚)? Cond1-50 (占 폚)
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Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPH10237585A (en) * | 1997-02-24 | 1998-09-08 | Nkk Corp | Extremely thin steel sheet for welded can excellent in flanging workability, welded can, and production of extremely thin steel sheet for welded can |
| KR20030086979A (en) * | 1999-08-10 | 2003-11-12 | 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 | Method for producing cold rolled steel sheet having excellent deep drawing property |
| KR100605835B1 (en) * | 1998-11-25 | 2006-07-31 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | A can steel strip and a method of producing the can steel strip |
| JP2011246767A (en) | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method for producing the same |
-
2012
- 2012-05-21 KR KR1020120053612A patent/KR101406454B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPH10237585A (en) * | 1997-02-24 | 1998-09-08 | Nkk Corp | Extremely thin steel sheet for welded can excellent in flanging workability, welded can, and production of extremely thin steel sheet for welded can |
| KR100605835B1 (en) * | 1998-11-25 | 2006-07-31 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | A can steel strip and a method of producing the can steel strip |
| KR20030086979A (en) * | 1999-08-10 | 2003-11-12 | 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 | Method for producing cold rolled steel sheet having excellent deep drawing property |
| JP2011246767A (en) | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method for producing the same |
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