KR20000068708A - 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

Info

Publication number
KR20000068708A
KR20000068708A KR1019997002921A KR19997002921A KR20000068708A KR 20000068708 A KR20000068708 A KR 20000068708A KR 1019997002921 A KR1019997002921 A KR 1019997002921A KR 19997002921 A KR19997002921 A KR 19997002921A KR 20000068708 A KR20000068708 A KR 20000068708A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
rolling
less
weight
steel sheet
cold rolled
Prior art date
Application number
KR1019997002921A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100512343B1 (ko
Inventor
가와바타요시카즈
오쿠다가네하루
사카타게이
오바라다카시
오기노아쓰시
Original Assignee
에모토 간지
가와사키 세이테츠 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 에모토 간지, 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 에모토 간지
Publication of KR20000068708A publication Critical patent/KR20000068708A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100512343B1 publication Critical patent/KR100512343B1/ko

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)
  • Metal Rolling (AREA)

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 포함하고(이때, 이들 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유된다) 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강철 후판을, 950℃ 이하 Ar3변형점 이상의 온도 범위에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3변형점 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 소둔하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 소둔한다.
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}
컴프레서 커버 및 자동차의 오일 팬 등의 부품은 판두께가 두꺼운 강판을 이용하여, 딥 드로잉 가공을 하여 제조되는 것이 많으며, 이러한 용도에서는 높은 r값이 요구되고 있다. 판두께가 1.2mm 이상인 후물(厚物)에 대해서는, 통상의 열간 압연-냉간 압연 강판의 공정에서 r값이 2.0 정도인 것을 수득할 수 있지만, 최근의 성형량의 증가 및 형상의 복잡화에 의해 보다 더 높은 r값화가 요구되고 있다.
높은 r값의 냉간 압연 강판을 얻는 방법으로서는, 열간 마무리 압연을 Ar3변형점 이하의 온도부근에서 윤활 조건하에서 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.
그렇지만, 이와 같은 방법으로 높은 r값을 얻기 위해서는 압하율 90%를 넘는 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 압연 및 냉간 압연의 압하율이 낮은 영역에서는 온간 윤활 압연의 효과가 충분히 발휘되지 않기 때문에, 이들의 압하율을 충분히 취하는 것이 곤란한 후물의 냉간 압연 강판에 있어서 r값을 향상시키는 것은 매우 곤란하였다.
즉, 후판의 두께가 최대한 200mm 정도일 것, 온간 윤활 압연에서는 마무리 압연 전에 결정 입자를 충분히 잘게 하기 위해서 조압연의 압하율이 85% 이상일 필요가 있다는 점등에서, 실제 생산라인에서의 시이트 바의 두께는 30mm 정도가 상한이다. 또한, 시이트 바와 시이트 바를 접합하는 연속 압연을 하는 경우에도 시이트 바 코일러의 권취능에서, 시이트 바 두께의 상한은 최대한 30mm 정도까지이다.
이와 같이 시이트 바 두께는 최대한 30mm 정도이기 때문에, 종래 방법에 따라서, 온간 윤활 압연의 압하율이 90% 이상이면서 냉간 압연의 압하율이 75% 이상인 조합을 만족시켜서, 판두께가 1.2mm 이상인 냉간 압연 강판을 얻는 것은 매우 곤란하며, 최대한 온간 윤활 압연의 압하율 86%, 냉간 압연의 압하율 75%로 하여, 추가로 다양한 조건을 검토하더라도, 실제적으로 얻어지는 r값은 최대한 2.6 정도까지였다.
이에, 본 발명의 목적은, 판두께가 1.2mm 이상이더라도 r값 2.9 이상을 얻을 수 있는 후물의 냉간 압연 강판을 제공하는 데에 있다.
또한, 본 발명의 다른 목적은, r값 2.9 이상의 특성을 갖는 판두께 1.2mm 이상인 후물 냉간 압연 강판을 실제 생산할 수 있기 위한 제조 방법을 제공하는 데에 있다.
발명의 개시
발명자들은 상기 과제를 해결하는 데에 있어서, 상기 문제점에도 불구하고, 온간 윤활 압연과 냉간 압연의 조합이 재질향상 효과, 경제성 모두 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 특징으로하는 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판;
상기 식에서, r0, r45, r90은 각각 압연 방향, 압연 방향으로 45°의 방향, 압연 방향으로 90°의 방향의 랭크 포드값이다.
(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) 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강철 후판을, 950℃ 이하 Ar3변형점 이상의 온도 범위에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3변형점 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 소둔(燒鈍)하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 소둔하는 것을 특징으로하는, 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 추가로 B 0.0001 내지 0.01중량%를 함유하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(5) 상기 (2) 내지 (4)중 임의의 하나에 있어서, 성분조성이 추가로 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 함유하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법;
(6) 상기 (2)에 있어서, 시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.6% 미만인 경우에, Ar3변형점 이하 600℃ 이상의 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로 하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법이다.
본 발명은 컴프레서 커버 및 자동차의 오일 팬 등의 용도에 이용하는 바람직한 냉간 압연 강판에 관한 것이며, 특히 딥 드로잉(deep drawing) 가공성이 우수한, 판두께 1.2mm 이상의 냉간 압연 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
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 압연에서는 표층 부분에 전단 변형층이 발생하여 r값이 저하된다는 것이 알려져 있다. 이 때문에, 전단 변형층의 발달을 억제하기 위해서는, 압연시에 윤활을 하는 것이 유효하지만, 한편으로 윤활 압연은 강판을 롤에 끌어들이기 위한 마찰력을 약화시키므로, 윤활만으로 전단 변형층을 완전히 제거하는 것이 곤란하였다. 특히, 본 발명에서 대상으로 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 대하여 다양하게 검토하였다. 전단 변형량의 측정 방법을 도 1에 도시된다. 도 1에 도시된 바와 같이, 미리 압연 방향과 수직으로 넣은 슬릿의 압연 후의 경사 θ로부터, ((1 ＋ r)2tanθ(단, r :압하율))로 계산하여, 이 전단 변형량을 판두께 방향으로 등간격으로 50점 측정하고, 이의 판두께 방향의 평균에서 평균 전단 변형량을 구하였다.
검토 결과의 요점을 도 2 내지 도 5에 도시된다. 도 2는, r값에 미치는 온간 윤활 압연에 있어서의 평균 전단 변형량 및 압하율의 영향을 나타낸 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 도시하는 바와 같이, 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 저하시킬 수 있고, 도 5에 도시하는 바와 같이 냉간 압연 강판의 r값을 2.9 이상으로 향상시킬 수 있다는 것을 발견하였다.
또한, 도 2는 후술의 실시예에서 설명하는 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 행하였을 때의 전단 변형량을 판두께 방향으로 측정한 결과이다. 또한, 도 4 및 도 5는 실시예에서 설명하는 표 2, 표 3의 데이터중, 온간 윤활 압연의 압하율이 65% 이상, 또한, 냉간 압연 압하율이 65% 이상인 것에 대하여, 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
종래의 기술에서는 판두께 1.2mm 이상인 강판의 r값은 최대한 2.6이어서 충분한 드로잉 가공성을 가지고 있다고는 할 수 없었다. 본 발명에서는 판두께가 1.2mm 미만인 강판에서 얻어지고 있는 최고 레벨의 r값 2.9 이상을 목표로 한다.
여기에, r값은 하기 수학식 (1)로 표시된다:
수학식 1
상기 식에서, r0, r45, r90은 각각 압연 방향, 압연 방향으로 45°의 방향, 압연 방향으로 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 필요량 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.5중량%를 넘으면 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 필요량 첨가되지만, 이의 첨가량이 1.0중량%를 넘으면 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 필요량 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.15중량%를 넘으면 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 넘어서 첨가하여도 더한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 0.01 내지 0.10중량%의 범위로 한정한다. 또한, 0.02 내지 0.06중량%가 바람직하다.
N : 0.008중량% 이하
N은 적으면 적을수록 딥 드로잉 성형성이 향상되기 때문에 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 C, N을 저감시키고, 마무리 압연 및 냉간 압연 후의 소둔시에 {111｝방위를 우선적으로 형성하는 작용에 의해, r값(평균)을 높게 하는 효과를 가지고 있다. 첨가량이 0.035중량% 이하에서는 이의 효과가 없고, 한편, 0.20중량%를 넘어 첨가하더라도 이 이상의 효과를 기대할 수 없고, 오히려 표면품질의 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 저감시켜서, 온간 윤활 압연 후 및 냉간 압연 후의 소둔시에 ｛111｝방위를 우선적으로 형성하는 작용이 있거나, 온간 윤활 압연 전 조직을 세분하여 후속적인 소둔시에 {111｝방위를 우선적으로 형성하는 작용이 있어, r값(평균)을 높게 하기 위해 첨가된다. 또한, 고용 Nb에는 마무리하여 압연시의 변형을 축적하는 효과도 있고, 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 원소로 필요에 따라서 첨가되지만, 이의 첨가량이 0.0001중량% 미만에서는 첨가의 효과가 없고, 한편, 0.01중량%를 넘으면 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%
이들의 원소는 모두 후판 재가공시 및 모판 소둔시의 산화 및 질화를 억제하기 때문에 유효하며, 필요에 따라서 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 경우에, 모판 소둔 후의 집합 조직은 {111｝방위가 발달하게 되고, 후속적으로 냉간 압연, 소둔에 의해 더욱 {111}방위가 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 있는 것이면, 본 발명에 따르지 않더라도, 예를 들면, 일본국 특허공개공보 제 91-150316 호에 개시되어 있는 방법에 따라 r값이 2.9 이상인 후물의 냉간 압연 강판을 얻을 수 있다. 그러나, 실제로는 하기 2개의 이유에 의해서, 시이트 바의 상한이 존재하여, 종래 기술에서는 r값이 2.9 이상인 후물의 냉간 압연 강판을 얻을 수 없었다.
하나의 이유는, 조압연의 압하율을 85% 이상으로 할 필요가 있다는 점, 및, 연속 주조설비, 조압연기의 능력으로부터 후판 두께의 상한이 200mm 정도인 점이다. 이 때문에, 시이트 바의 상한은 30mm 정도가 된다.
또 하나의 이유는 연속 압연설비에서 사용되는 시이트 바 코일러의 권취능의 상한이, 통상적으로 30mm 정도인 것이다. 이것은, 강판의 단면 2차 모멘트가 판두께의 세제곱에 비례한다는 점, 및 본 발명에 있어서는, 시이트 바 코일러의 권취 온도가 Ar3변형점 정도로 낮고, 변형 저항이 크기 때문에 시이트 바가 두꺼워지면 권취가 현저히 곤란해지고, 동시에, 재질의 열화도 일어나기 쉽기 때문이다.
이상으로부터, 실제의 생산라인에서 사용할 수 있는 시이트 바 두께의 상한은 30mm 정도가 된다. 그 때문에, 2.9 이상의 r값을 얻을 수 있는 종래의, Ar3변형점 이하, 600℃ 이상의 온도 범위에서의 압하율을 90% 이상으로 하거나, 냉간 압연의 압하율을 75% 이상으로 하는 방법에서는, 판두께가 0.75mm을 넘는 냉간 압연 강판을 제조하기는 곤란하였다. 그리고, 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 더욱저하시키면 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 강판뿐만아니라, 모판 소둔의 r값도 향상되고 있는 점으로 확인되고 있다. 또한, 온간 윤활 압연의 압하율을 저하시킨 만큼 냉간 압연의 압하율도 크게 할 수 있어, 이들 효과에 따라, Ar3변형점 이하, 600℃ 이상의 온도 범위에서의 압하율이 85% 이하가 되어 r값이 반대로 향상되었다고 생각된다.
전술한 바와 같이, 이상의 효과는 시이트 바 상한이 존재하거나, 냉간 압연 강판의 판두께가 두꺼운 경우에 특유의 현상이다. 즉, 시이트 바 두께가 두껍고, 또는, 냉간 압연판의 판두께가 얇은 경우에는 온간 윤활 압연의 압하율, 및 냉간 압연의 압하율을 충분히 크게 할 수 있어, 종래 기술에 의해서 높은 r값을 얻을 수 있다. 그러나, 이들을 충분히 크게 할 수 없는 경우, 구체적으로는, 시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.5% 미만인 경우에, 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로하여 열연판의 판두께를 두껍게 함으로써 r값이 현저히 향상되는 현상이 인정되는 것이다.
평균 전단 변형량 :
온간 윤활 압연시에 있어서의 평균 전단 변형량을 0.06 이하로 하는 이유는 도 2, 도 4 등에 의해 이미 설명한 바와 같다.
열간 압연 :
냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는, 열간 압연, 모판 소둔 후의 집합 조직에서 {111}방위를 발달시켜 놓을 필요가 있다. 그 때문에, 온간 윤활 압연 전의 조직을 세분하면서 균일하게 하고, 후속적인 마무리 압연시에 다량의 변형을 강판에 매우 균일하게 축적시켜, 모판 소둔시에 {111}방위를 우선적으로 형성시키는 것이 중요하다.
열간조압연은 온간 윤활 압연 전의 조직을 세분하면서 균일하게 하기 위하여 Ar3변형점 바로 전에 종료하고, 온간 윤활 압연 직전에 γ→α 변형을 생기게 할 필요가 있다. 한편, 조압연의 종료 온도가 950℃을 넘으면, γ→α 변형이 발생하는 Ar3변형점까지 냉각되는 과정에서, 회복 및 입자 성장이 발생하여 마무리 압연 전의 조직이 조대하고 불균일한 것이 되기 때문에 피해야만 한다. 또한, 조압연의 압하율은 조직 세분화를 위해 85% 이상이 필요하다.
열간 마무리 압연은 열연시에 다량의 변형을 축적하기 때문에 Ar3변형점 이하의 온간에서 행할 필요가 있다. 열간 마무리 압연을 Ar3변형점을 넘어서 행하면 열연중에 γ→α 변형이 발생하여 변형이 개방되거나, 압연 집합조직이 랜덤하게 되어, 후속적인 소둔시에 {111}방위가 우선적으로 형성되지 않게 된다. 한편, 열간 마무리 압연온도가 600℃을 하회하면, 압연 하중이 현저히 증가되기 때문에 실제적이지 않다.
또한, 온간 압연시에 다량의 변형을 균일하게 축적하기 위해서 온간 압연시에 윤활을 필요로 한다. 윤활을 하지 않으면, 롤 및 강판 표면의 마찰력에 의해, 강판의 표층부에 부가적 전단력이 작용하고, 열간 압연, 소둔 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 이미 설명한 바와 같다. 또한, 마무리 판두께는 6mm 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
모판 소둔(열연 강판 소둔) :
냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는, 열연, 소둔 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, 처음으로 집합 조직이 ｛111}가 된다. 이 때, 유지온도가 700℃ 미만에서는 공업적으로 생산하는 범위에서는 재결정 및 입자 성장이 충분히 진행되지 않고, {111｝방위가 발달하지 않는다. 한편, 920℃를 넘으면, α→γ 변형이 생겨서 집합 조직이 랜덤하게 되어 버린다. 소둔의 방법은 상자형 소둔법 및 연속 소둔법중 임의의 하나인 것도 바람직하다.
또한, 냉간 압연 강판의 r값을 높게 하기 위해서는 냉간 압연 전의 펠라이트 입경을 작게 해두는 편이 유리하며, 펠라이트 입경이 50μm 이하가 되는 것 같은 소둔 조건이 바람직하다.
냉간 압연 :
냉간 압연에 있어서의 압하율은 집합 조직을 발달시켜, 높은 r값을 얻기 위해서 65% 이상으로 하는 것이 불가결하다. 단, 판두께가 1.2mm 이상인 냉간 압연 강판에서는 냉간 압연 압하율을 85% 이상으로 하는 것은 설비의 부하가 너무 커져 곤란하다.
재결정 소둔(마무리 소둔) :
냉간 압연 공정을 거친 냉간 압연 철강대에는 재결정 소둔을 실시할 필요가 있다. 소둔 방법은 상자형 소둔법 및 연속 소둔법중 임의의 하나인 것도 좋지만, 가열온도는 재결정 온도(약 700℃)부터 920℃의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 830 내지 900℃에서 20 내지 60s의 고온의 연속 소둔을 한다. 이에 따라, ｛111｝방위가 한층 발달한다. 또한, 소둔 후의 강철대에는 형상 교정, 표면조도 등의 조정을 위해 10% 이하의 조질압연을 가하여도 바람직하다.
이상 서술한 방법에 의해 수득된 냉간 압연 강판은 가공용 표면 처리강판의 원판으로서도 사용할 수 있다. 여기에, 표면 처리로서는 아연도금(합금계 포함), 주석도금, 에나멜 등이 있다.
이하, 본 발명을 실시예에 의해 구체적으로 설명한다.
실시예 1
표 1의 No. 1에 나타내는 조성이 되는 강철을 표 2, 표 3에 나타내는 조건하에 열간조압연, 열간 마무리 압연을 하고, 후속적으로 산으로 세정, 모판 소둔, 마무리 소둔을 하였다. 또한, 열간 마무리 압연은 반경 370mm의 롤을 갖는 7단 탄뎀 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 후판의 폭방향 중앙의 위치에 압연 방향과 수직으로 두께 1mm이고 폭 20mm인 슬릿(흠집)을 넣어, 이 후판을 이용하여 열간 압연하고, 슬릿의 변형으로부터, 열간 마무리 압연 후의 전단 변형량을 측정하고, 이의 값으로부터 같은 조건으로 열간 압연하였을 때의 조압연 후의 전단 변형량을 공제하여, 시이트 바로부터 열간 마무리 압연하였을 때의 각 판두께 위치마다의 전단 변형량을 구하고, 이를 판두께 방향으로 평균하여 산출하였다. 그리하여, 열간 마무리 압연에 따른 평균 전단 변형량을 표내에 나타낸다.
수득된 냉간 압연 강판으로부터, JIS 5호 인장 시험편을 채취하여, 15% 인장 프리 스트레인을 부여한 후, 3점법으로 r값(평균)을 수학식 (1)에 의해 구하였다. 표 2 및 표 3에 이들을 함께 나타낸다.
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 하여, 추가로 65% 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써, 비교재로는 얻을 수 없는 2.9 이상의 우수한 r값을 갖는 판두께 1.2mm 이상의 후물의 냉간 압연 강판을 얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.
실시예 2
표 1에 나타내는 각 조성이 되는 강철 후판을, 표 4에 나타내는 조건하에 열간조 압연, 열간 마무리하여 압연을 하고, 후속적으로 산으로 세정, 모판 소둔, 냉간 압연, 마무리 압연을 하였다. 실시예 1과 동일하게하여 평균 전단 변형량을 측정하고, 동시에 r값을 구하였다.
그 결과를 표 4에 함께 나타낸다.
표 4로부터, 본 발명에 따라 제조한 냉간 압연 강판은 비교재로서는 얻을 수 없는 2.9 이상의 우수한 r값을 갖는 판두께 1.2mm 이상의 후물의 냉간 압연 강판을얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, r값 2.9 이상, 판두께 1.2mm 이상의 딥 드로잉 가공성을 가지는 후물의 냉간 압연 강판을 공업적으로 제공할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따르면, 종래 몇개의 성형부품을 용접하거나, 드로잉 공정을 복수회에 걸쳐서 제조하였던 컴프레서의 커버 및 자동차의 오일팬 등을 프레스에 의해서 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, 후판 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, 윤활할 때는 맞물림 불량 및 슬립이 발생한다고 하는 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 (8)

  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 방향으로 45°방향, 압연 방향으로 90° 방향의 랭크 포드값이다.
  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) 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강철 후판을, 950℃ 이하 Ar3변형점 이상의 온도 범위에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3변형점 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 소둔(燒鈍)하고, 이어 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 소둔하는 것을 특징으로하는
    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 추가로 B 0.0001 내지 0.01중량%를 함유하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  5. 제 2 항 내지 제 4 항중 어느 한 항에 있어서,
    성분조성이 추가로 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 함유하는 것을 특징으로하는 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 포함하고(이때, 이들 C, S, N, Ti 및 Nb는 하기 수학식 (2)를 만족시키도록 함유된다) 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분조성으로 이루어진 강철 후판을, 950℃ 이하 Ar3변형점 이상의 온도 범위에서 압하율 85% 이상으로 열간조압연하고, Ar3변형점 이하 600℃ 이상의 온도 범위에서 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 소둔하고, 이어서, 압하율 65% 이상에서 냉간 압연하고, 후속적으로 700 내지 920℃에서 재결정 소둔하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법에 있어서,
    시이트 바에 대한 냉간 압연 강판의 압하율이 96.6% 미만인 경우에, Ar3변형점 이하 600℃ 이상의 온간 윤활 압연의 압하율을 85% 미만으로 하는 것을 특징으로하는
    후물 냉간 압연 강판의 제조 방법:
    수학식 2
  7. 제 6 항에 있어서,
    성분조성이 추가로 B 0.0001 내지 0.01중량%를 함유하는 것을 특징으로하는 후물 냉간 압연 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
    성분조성이 추가로 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 함유하는 것을 특징으로하는 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)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP9210533A JPH1150211A (ja) 1997-08-05 1997-08-05 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
JP97-210533 1997-08-05

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20000068708A true KR20000068708A (ko) 2000-11-25
KR100512343B1 KR100512343B1 (ko) 2005-09-05

Family

ID=16590944

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-1999-7002921A KR100512343B1 (ko) 1997-08-05 1998-08-03 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법

Country Status (10)

Country Link
US (1) US6217680B1 (ko)
EP (1) EP0936279B1 (ko)
JP (1) JPH1150211A (ko)
KR (1) KR100512343B1 (ko)
CN (1) CN1088118C (ko)
BR (1) BR9806088B1 (ko)
CA (1) CA2267363C (ko)
DE (1) DE69832147T2 (ko)
TW (1) TW476793B (ko)
WO (1) WO1999007907A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 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
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
KR101185024B1 (ko) 2010-12-27 2012-10-02 주식회사 포스코 박 슬라브 연속주조법을 이용한 연질 냉연강판의 제조방법
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
NZ733727A (en) 2015-02-26 2018-08-31 Jfe Steel Corp Steel sheet for crown cap, method for producing steel sheet for crown cap, and crown cap
RU2678350C1 (ru) 2015-12-11 2019-01-28 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ производства формованного продукта и формованный продукт
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

Family Cites Families (20)

* 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
JPH0776381B2 (ja) * 1989-11-07 1995-08-16 川崎製鉄株式会社 深絞り用冷延鋼板の製造方法
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
WO1998028457A1 (fr) * 1996-12-24 1998-07-02 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier mince ayant une aptitude elevee a l'emboutissage en tube rectangulaire, et procede de fabrication associe
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

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP0936279B1 (en) 2005-11-02
CN1088118C (zh) 2002-07-24
CN1241220A (zh) 2000-01-12
BR9806088A (pt) 1999-08-24
EP0936279A4 (en) 2004-04-21
DE69832147D1 (de) 2005-12-08
CA2267363A1 (en) 1999-02-18
TW476793B (en) 2002-02-21
KR100512343B1 (ko) 2005-09-05
JPH1150211A (ja) 1999-02-23
DE69832147T2 (de) 2006-04-20
EP0936279A1 (en) 1999-08-18
WO1999007907A1 (fr) 1999-02-18
US6217680B1 (en) 2001-04-17
BR9806088B1 (pt) 2008-11-18
CA2267363C (en) 2007-01-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2772237B2 (ja) 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
KR100512343B1 (ko) 딥 드로잉 가공성이 우수한 후물 냉간 압연 강판 및 이의 제조방법
EP1568791A1 (en) High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP3484805B2 (ja) 面内異方性が小さく強度−伸びバランスに優れるフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
JP2503224B2 (ja) 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法
JPH08176735A (ja) 缶用鋼板とその製造方法
JP2781297B2 (ja) 耐２次加工脆性に優れ面内異方性の少ない冷延薄鋼板の製造方法
JP3379826B2 (ja) 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3336079B2 (ja) 深絞り性及び化成処理性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2948416B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板
JP4094498B2 (ja) 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH07188856A (ja) 常温遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板
JP2840459B2 (ja) 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP3043901B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3718987B2 (ja) 耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板およびその製造方法
JP2631437B2 (ja) 加工性および焼付硬化性、時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP4488785B2 (ja) 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JPH0776381B2 (ja) 深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0681045A (ja) 加工性および焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法
JPH0257128B2 (ko)
JP3046366B2 (ja) 深絞り用薄鋼板の製造方法
JP3860662B2 (ja) 耐リジング性ならびに深絞り性に優れた鋼板の製造方法
JPH075988B2 (ja) 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法
JPH0257131B2 (ko)
JP3301633B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

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
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20120802

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130801

Year of fee payment: 9

LAPS Lapse due to unpaid annual fee