KR910002867B1 - 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법 - Google Patents

딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

내용 없음.

Description

딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법
제1도는 강판의
Figure kpo00001
-값에 미치는 Ti, S 및 Nb의 첨가량의 영향을 도시한 그래프.
제2도는 강판의 AI-값에 미치는 Ti, S 및 Nb의 첨가량의 영향을 도시한 그래프.
본 발명은 차체와 같이 프레스 성형성, 특히 딥 드로잉성이 요구되는 부품에 사용하기에 적당한 냉연 강판의 제조방법에 관한 것이다. 특히, 연속 소둔 공정을 이용하여 고연성(high ductility), 재료의 낮은 이방성, 우수한 딥 드로잉성, 내시효성 및 2차 취성에 대한 내성을 가지는 냉연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로 프레스 성형성 강판은 지금까지는 초기 재료로서 저탄소(C : 0.02∼0.07중량%; 차후는 "%"로 약칭) Al-킬드 강을 이용하여 상자 소둔 공정(box annealing process)으로 제조하였으나, 최근에는 초기 재료로서 C＜0.01%의 극저 탄소강을 이용한 연속 소둔 공정으로 프레스 성형성이 보다 우수하고 생산성이 높은 강판을 제조하고 있다.
상기 극저 탄소강에는 Ti, Nb, V, Zr, Ta등과 같은 질탄화물 생성원소가 첨가되어 강내에 고용된 C, N를 고정시켜, 강판의 연성, 드로잉성 및 내시효성이 저하된다. 지금까지 이들 원소는 고가임으로 흔히 단독으로 사용되어 왔다. 가장 많이 이용되는 Ti과 Nb의 성질을 비교하면, 다음과 같다.
Ti를 함유하는 강은 Nb를 함유하는 강에 비하여 재결정 온도가 낮고 600℃ 이하의 낮은 권취 온도인 경우에도 총 연신률(El), 랜드포드값(Landford value :
Figure kpo00002
-값)등의 기계적 성질이 양호한 장점이 있다.
반면에 Nb 함유 강은 Ti 함유 강에 비하여
Figure kpo00003
-값의 이방성이 작고, 도장의 예비 처리로서 인산염 처리 특성이 양호하다.
Ti과 Nb의 장점을 동시에 개발한 것이 일본국 특허출원 공고 제58-107,414호에 게재되어 있다. 이 경우, Ti 함량의 상한선은
Figure kpo00004
제한되며, 이는 우선적으로 보다 많은 양의 Ti를 TiN으로 하고 나머지 유효 Ti(총 T-TiN으로서의 Ti)과 Nb으로서 고용 C를 고정함으로써 비시효성과 딥 드로잉성을 보장하기 위함이다. 차량의 외부 부품에 대한 최근의 프레스 성형으로부터 알 수 있듯이, 드로잉 보다는 신장성형(strech forming)이 주로 수행되며, 특히 연성이 높은 강판이 보다 요구되고 있다. 그러나, 상기 기술에서는 El 값이 46.8∼48.1% 수준 이내이고(연강판에 해당), 이는 아직 만족스런 수준에 미치지 못하는 것이다.
상기 기술에 따른 유효 Ti 범위이내에서 실제적인 실험을 수행하였을 때, 강중의 C가 Ti과 유효하게 결합되지 못하여 나머지 고용 C에 의한 시효성의 감쇠 및 연성과 드로잉성의 상당한 감쇠가 유발되는 것으로 나타났다.
본 발명의 목적은 Ti, Nb 첨가의 복합 효과를 충분히 개발함으로써 보다 양호한 드로잉성을 가진 냉연강판을 제조하는 것이다.
상기와 같은 상황에서, 본 발명에서는 극저탄소, Ti, Nb 복합 첨가 강에서 전술한 장점을 손상시키지 않고 양호한 프레스 성형성, 특히 양호한 딥 드로잉성, 고연성, 재료의 낮은 이방성, 및 개선된 내시효성과 2차 취성에 대한 내성을 구비한 냉연 강판의 제조 방법에 관하여 여러 가지 조사, 연구를 실시하였다.
본 발명에서는 Ti, Nb 복합 첨가 효과를 자세히 조사하였으며, 그 결과 슬라브 재가열 단계 또는 열간조압연 단계에서 TiS 및 TiN이 우선적으로 석출되고, 열간 마무리 압연 단계와 같은 보다 낮은 온도 영역이나 권취 후에 나머지 휴효 Ti 및 Nb에 의해 고용 C가 고정되는 것으로 나타났다. 즉 식(총 Ti-TiN으로서의 Ti-TiS로서의 Ti)으로 표시되는 Ti 함량이 유효 Ti으로 사용되어야 하는 것으로 나타났다.
따라서, 프레스 성형성 강판으로서 충분한 강판은 우선 극저탄소강에서 C, N, S, Ti 및 Nb 각각의 양을 한정하고, 열간 압연시 냉각 조건 및 연속 소둔시 가열 및 냉각 조건을 엄격히 제한하여 얻는다.
본 발명의 첫번째 특징에 따라 제공되는 양호한 성형성의 냉연강판의 제조방법은, C : 0.0035% 이하, Si : 1.0% 이하, Mn : 1.0% 이하, Al : 0.005∼0.10%, P : 0.15% 이하, N : 0.0035% 이하, S : 0.015% 이하,
Figure kpo00005
의 열간 압연 강판의 마무리 압연을 끝낸 후, 2초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 최종 압연 강판을 권취 단계에 이를 때까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 상기 냉각된 강판을 710℃ 이하의 온도에서 권취하고, 상기 권취된 강판을 50% 이상의 수축률로 냉간 압연하며, 상기 냉연 강판을 5℃/초 이상의 가열 속도로 400℃에서 600℃까지 가열 그리고 700℃∼Ac3점의 온도 범위에서 1초 이상 균열(soaking)하는 가열 사이클(heatcycle)로써 연속 소둔한다.
본 발명의 두번째 특징에 따른 양호한 성형성의 냉연 강판의 제조 방법은 C : 0.0035% 이하, Si : 1.0% 이하, Mn : 1.0% 이하, Al : 0.005∼0.10% 이하, P : 0.15% 이하, N : 0.0035% 이하, S : 0.015% 이하, Ti : 4·(C(%)+N(%))∼
Figure kpo00006
로 구성되는 조성의 열간 압연 강판의 마무리 압연을 끝낸 후, 2초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 최종 압연 강판을 권취 단계에 이를 때까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 710℃ 이하의 온도에서 상기 냉각된 강판을 권취하고, 상기 권취된 강판을 50% 이상의 수축률로 냉간 압연하며, 50℃/초 이상의 가열 속도로 400℃에서 600℃까지 가열, 그리고 700℃∼Ac3점의 온도 범위에서 1초 이상 균열하는 가열 사이클로써 상기 냉연 강판을 연속 소둔한다.
첨부도면을 참조하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하면 다음과 같다.
본 발명에 따라, 상기에서 알 수 있듯이 초기 재료의 조성을 한정함으로써 Ti과 Nb의 효과를 명백히 하는 것이 중요하다. 아래와 같은 순서로 이를 상세히 기술한다.
우선, 실험실에서의 실험 결과에 대하여 본 발명을 기술한다.
Si : 극미량∼0.02%, Mn : 0.10∼0.12%, P : 0.007∼0.010%, Al : 0.02∼0.04%, N : 0.0027%, C : 0.0020%, S : 0.006%, 0.013% 또는 0.018%, Ti : 0.015%, 0.025% 또는 0.034% 및 Nb : 0.008% 또는 0.020% 조성의 강을 실험실에서 용해하여, 18개의 시편 각각을 두께 30㎜의 시트 바아로 분괴하고 7번 패스로써 2.8㎜의 두께로 열간 압연한 다음, 900±5℃의 온도에서 최종 압연하였다.
최종 압연이 끝난 후, 0.8초 동안의 물 분사로써 35℃/초의 속도로 550℃까지 냉각하였다.
그리고 상기 냉각된 강판을 즉시 550℃의 로에 장입하여 5시간 동안 이 온도에서 유지 후, 로냉시켰다. 이와 같은 로냉에 의해 550℃의 권취 온도가 시뮬레이션 되었다.
그후, 상기 냉간된 강판을 산 세척한 후, 75%의 수축률로 냉간 압연하였다. 이어서 냉각 압연 강판을 저항 가열기를 이용하여 12℃/초의 가열속도로 700℃까지 가열하고 3℃/초의 가열 속도로 780℃까지 더 가열하여 780℃에서 25초 동안 유지한 다음, 5℃/초의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 연속 소둔을 실시하였다.
이어서, 상기 강판을 0.7% 조질(skin-pass) 압연한 후, 인장 시험하였다.
시험 항목으로서는 딥 드로잉성의 측정으로서
Figure kpo00007
-값(Lankford value) 및 내시효성의 측정으로서 AI값(시효지수)을 이용하였다.
제1도와 제2도의 결과로부터 알 수 있듯이, 각 시험 강의 성질은 Ti, S 및 Nb의 함량에 따라 크게 변한다.
프레스 성형성 강판에 요구되는 성질로서
Figure kpo00008
및
Figure kpo00009
이 표준일 때,
Figure kpo00010
(N=0.0027%) 및 Nb=0.008% 영역내에서 상기 부등식이 만족됨이 밝혀졌다.
즉, 같은 양의 C 및 Nb인 경우에도 S양의 증가에 따라 드로잉성과 내시효성이 저하되고, 결국 S의 증가에 대응하는 Ti의 증가가 요구된다.
반면에 Nb의 첨가량에 대한 효과에 관해서는 Ti량이 적고 S량이 큰 경우에도 Nb량을 증가시켜 AI의 감소, 즉 내시효성을 감소시킬 수 있으나,
Figure kpo00011
-값의 개선 효과는 거의 나타나지 않는다.
C : C 함량은 성형성 강판에서 가장 중요한 총 연신율(E1)과 랜크포드값(
Figure kpo00012
-값)의 개선을 위해 가능한 낮은 것이 유리하며, C
Figure kpo00013
0.0035%가 바람직하고, 더욱 바람직하기는 C
Figure kpo00014
0.0030%이다. C량이 증가함에 따라 탄화물로서 C를 고정시키기 위해 대량의 Ti 및 Nb이 요구된다. 결국, TiC, NbC등의 석출물에 의한 석출경화에 의해 성형성이 저하할 뿐 아니라, 연속 소둔시 재결정 온도의 상승과 같은 유해한 영향이 나타난다.
Si : Si은 고강도 딥 드로잉성 강도를 증가시키기 위해 첨가될 수 있다. 그러나 Si 함량이 과잉 첨가되면, 2차 취성에 대한 내성과 인산염 처리 특성이 바람직하지 못하게 저하된다. 따라서, Si의 상한선은 1.0%로 제한된다.
Mn : Mn도 Si의 경우와 같은 이유에 의해 1.0%로 제한된다.
N : N 단독으로는 유해하지 않다. 왜냐하면, S의 경우와 같이 열간압연 전에 Ti으로써 고정되기 때문이다. 그러나, N의 과잉 첨가에 의해 생성된 TiN은 총 연신율과 (
Figure kpo00015
-값을 저하시킴으로 N의 상한선은 0.0035%, 바람직하기는 0.0030% 이하로 한정된다.
또한 Ti 양이 적어 N이 고정될 수 없을 때, N은 AlN으로서 고정된다. 이 경우, 열연 강판의 권취 온도가 710℃ 이하일때, AlN의 확대가 진행되지 않고, 그 결과 연속 소둔후 경질 생성물이 얻어짐으로서 프레스 성형성이 저하한다.
S : S는 Ti 양에 관련하여 본 발명에 따른 가장 중요한 원소이다. S는 열간 압연 전에 슬라브의 가열 중 TiS로서 유해하지 않게 된다. 그러나 제1도 및 제2도의 결과로부터 알 수 있듯이, 과량의 S는 TiS로서 S를 고정하기 위한 Ti 양의 증가를 요구하게 되고, 이는 특성의 저하를 초래한다. 따라서, S의 상한선은 0.015%로 제한된다.
Ti : Ti은 본 발명에 따른 가장 중요한 원소이다. Ti은 열간 압연전에 Al과 Nb보다 앞서 S와 N를 고정한다. 제1도와 제2도에서 상세히 기술한 바와 같이 Ti의 하한은 S와 N을 고정하는데 요구되는 양으로써 다음식으로 결정된다.
Figure kpo00016
또한 C양이 S원자% 보다 비교적 높을때, 구체적으로 Ti, C, N 및 S양의 부등식
Figure kpo00017
및
Ti＜4·(C(%)+N(%))
을 만족할 때, 딥 드로잉성이 충분한 수준으로 유지되는 반면에, 연성이 약간 저하됨은 피할 수 없으나 본 발명의 범위를 벗어나지는 않는다. 이와 같은 경우, 약간 많은 양의 Ti, 즉 부등식
Ti
Figure kpo00018
4·(C(%)+N(%))
을 만족하는 Ti양이 첨가되면 연성이 더 향상하며, 이는 2차 발명이 목적하는 바이다. 이는 C 함량이 높을수록 TiC의 크기가 작아지고 연성이 다소 저하되지만, 이 경우에 Ti이 4(C+N) 이상의 양으로 첨가될때, TiC의 확대가 진행되어 연성을 향상시키기 때문이라고 생각된다.
유효 Ti양(=총 Ti-TiN으로서의 Ti-TiS로서의 Ti)의 일부가 TiC를 생성한다는 사실을 고려하면, Ti의 상한선은 석출된 TiC와 나머지 고용 Ti이 특성 저하, 합금의 단가 상승, 및 생산성 감소, 즉 재결정 온도의 상승으로 인한 생산성 감소를 초래하지 않을 정도로 제한되어야 한다. 이러한 상황에 따라 Ti의 상한은
Figure kpo00019
로 제한된다.
Nb : Nb은 Ti 함량이 낮을때, C를 고정하기 위한 중요한 원소이며, C와 관련하여 최소 Nb=(0.2·
Figure kpo00020
C(%))가 요구된다. 상기 최저 Nb 함량에서는, C가 Ti으로써 고정될 수 없을때 Nb이 고용 C의 단 20%만을 고정할 수 있다고 생각된다. 그러나, 실험에서 나머지 80%의 고용 C의 대부분도 석출된 NbC의 주위에 특이한 석출 단계를 형성하고 이는 내시효성 및 연성에 악영향을 주지 않는 것으로 확인되었다.
Ti과 함께 Nb를 첨가함으로써 단지 Ti만을 첨가하는 경우의 결점인
Figure kpo00021
-값과 El의 이방성이 줄어든다. 예를 들어 평균
Figure kpo00022
-값이 약 1.7이고 Ti만을 함유하는 강에서, 압연 방향의 r-값(r0)과 압연 방향에 수직한 r-값(r90)이 약 2.1, 그리고 사선 방향(r45)의 r-값이 약 1.3임으로 이방성
Figure kpo00023
은 0.8이다.
반대로 본 발명에 따라 Ti 및 Nb-함유 강에서 Δr은 약 0.2∼0.4로 되어, 이방성이 상당히 작으며, 이는 프레스 가공시 균열의 발생을 상당히 감소시킨다. 그러나 Nb의 과잉 첨가는 제1도와 제2도에 나타난 바와 같이 저온 권취에서 특성 감쇠를 일으킬 뿐 아니라, 재결정 온도의 상당한 상승과 단가 상승으로 이어짐으로 Nb의 상한은 C와 같은 양, 즉
Figure kpo00024
로 제한된다.
Al : Al은 용강내의 O를 고정하고 Ti과 Nb의 회수률을 향상시키기 위해 적어도 0.005%가 요구된다. 반면에 전술한 바와 같이 강 중의 대부분의 N은 Ti으로 고정되므로 과량의 Al 첨가는 단가 상승을 유발한다. 따라서, Al의 상한은 0.10%로 제한된다.
P : P는
Figure kpo00025
-값을 감소시키지 않고 강도를 상승시키는 가장 효과적인 원소이다. 그러나 과잉의 P는 2차 취성에 대한 내성에 바람직하지 못하다. 따라서 P의 상한은 0.15%로 제한된다.
이어서 열간 압연 조건에 관해서는 열간 압연 전에 슬라브 가열 온도가 특별히 제한되지는 않으나, Ti으로써 S와 N를 고정하기 위해 1280℃ 이하이며, 바람직하기는 1230℃ 이하, 더욱 바람직하기는 115℃ 이하이다.
부수적으로 슬라브를 소위 직접 압연하거나 또는 주조하여 얻은 두께 약 30㎜의 시트 바아를 그와 같이 열간 압연할 경우에도 같은 효과를 기대할 수 있다.
열간 압연의 최종 온도는 Ar3점 이상이 바람직하다. 그러나 α영역에서 약 700℃까지 낮춰도 특성의 저하는 작다.
그런데, 열간 압연 강판에서 페라이트(α)의 입도는 최종 압연의 종료 후 권취까지의 냉각 패턴의 변화에 따라 크게 변화한다. 일반적으로 최종 냉각의 종료 후 스트립 권취까지의 냉각 속도가 늦으면, α입자는 조대화 된다. 본 발명에 따른 Ti, Nb 복합 첨가 강에서 상기와 같은 경향이 특히 현저하다. α-입자가 조대화 될수록, 소둔 후 (111) 조직이 전개될 수 있는 입자간 영역이 줄어 들고
Figure kpo00026
-값이 저하될 뿐 아니라, 소둔 후 결정 입도가 커지고 2차 취성에 대한 내성이 떨어진다. 따라서 최종 압연의 종료 후 물 분사와 같은 급속 냉각은 가능한 빨리, 구체적으로 최종 압연의 종료 후 2초 이내에 개시하고, 냉각 개시로부터 권취까지의 평균 냉각 속도가 10℃/초 이상일 것이 요망된다.
권취 온도가 600℃를 넘지 않을때에도 양호한 성질을 성취할 수 있다. 그러나, 600℃ 이상에서 고온 권취가 수행될 때, 상기 특성은 더욱 증진된다.
권취 온도가 710℃를 초월할때, 특성의 개선 효과는 포화될 뿐 아니라, 탈스케일링 성(descaling property)이 상당히 저하된다. 따라서 그 상한은 710℃로 제한된다.
이어서 냉간 압연 조건에 관하여 드로잉성을 높이기 위해서는 탈스케일링 후 냉간 압연에서의 드래프트(draft)가 50% 이상, 바람직하기로는 70∼90%일 것이 요구된다. 또한 연속 소둔 조건으로서 전술한 바와 같이, C, N 및 S 함량에 따라 Ti과 Nb양이 제한됨으로써 상당히 양호한 딥 드로잉성, 양호한 내시효성 및 이방성을 갖는 강판을 생산할 수 있다. 그러나 단지 이들 원소를 한정하는 것만으로는 2차 취성에 대한 내성을 개선하는데 불충분하다.
특히, 본 발명이 목적하는 성형성 강판은 차량의 높은 지붕과 엔진의 오일팬(oil pan)등의 강한 성형 부분에 흔히 사용됨으로써 2차 취성에 대한 내성을 증진시키는 것이 필수적이다. 2차 취성에 대한 내성이 불량할 때, 강판은 프레스 성형후 강한 충격에 의해 취성 파괴되며, 이는 차체의 안전에 바람직하지 못하다.
2차 취성에 대한 내성을 개선하는 방법으로서 B, Sb 등의 첨가가 고려된다. 그러나 전자의 경우 재결정 온도가 상승하고, 두 경우, 모두 단가가 상승하는 문제점이 있다.
본 발명에 따라 전술한 열간 압연의 냉각 제어와 후술하는 연속 소둔의 가열 제어를 조합함으로서 상기한 문제점이 해결된다.
구체적으로 가열 중 400℃에서 600℃까지의 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 제한된다.
강 중의 고용 P가 상기 온도 영역에서 입자간 편석을 초래하는 경향이 상당히 크므로 P의 입자간 편석을 방지하기 위해 급속 가열이 수행되는 사실 때문에 상기와 같은 제한이 요구되는 것이며, 따라서 입자계 강도가 증진되어 2차 취성에 대한 내성이 상승한다. 냉각 중 600∼400℃의 온도 영역에서는 2차 취성에 대한 내성은 가열에서와 같이 특별한 제한없이 양호하다. 그러나 상기 온도 영역에서 10℃/초 이상의 냉각 속도로 담금질이 수행되면, 2차 취성에 대한 내성이 더욱 증진된다.
연속 소둔에서 딥 드로잉성을 보장하기 위해서는 700℃ 이상에서 1초간 균열(soaking)이 수행될 것이 요구된다. 반면에 가열 온도가 Ac3점(약 920∼930℃)을 초과할 때, 딥 드로잉성이 급격히 저하됨으로 가열온도는 700℃∼Ac3점으로 한정된다.
다음 실시예는 본 발명의 예시로 주어진 것이며, 이 실시예가 본 발명을 한정하려는 것은 아니다.
[실시예 1]
C : 0.0024%, Si : 0.01%, Mn : 0.17%, P : 0.011%, S : 0.005%, Al : 0.037%, N : 0.0021%, Ti : 0.022%
Figure kpo00027
Figure kpo00028
Figure kpo00029
Figure kpo00030
Figure kpo00031
Figure kpo00032
및 기타 불가피한 불순물로 구성된 조성의 강을 전로로부터 출탕시켜 RH 탈가스 처리한 다음, 슬라브로 연속 주조하였다. 그리고 상기 슬라브를 1160℃까지 가열한 후, 900℃에서 최종 열간 압연하였다. 1초 후 상기 열간 압연 강판을 고온 런아우트 테이블(hot runout table)에서 35℃/초 속도로 급냉시킨 다음, 530℃에서 권취하였다. 상기 강판을 산 세척하고 80%의 드래프트로 냉간 압연하였다.
그리고 연속 소둔에서 400에서 600℃까지의 가열 속도를 다음 표 1에 제시된 바대로 변화시켰다. 이 경우에 냉연 강판은 15℃/초의 가열 속도로 400℃까지 가열하고, 4℃/초의 속도로 600∼795℃까지 가열하였으며, 795℃에서 40초 동안 균열한 후, 상기 가열된 강판을 795℃에서 600℃까지 1.5℃/초의 냉각 속도로 냉각하였고, 600℃ 이하의 영역에서는 5℃/초의 속도로 냉각하였다. 0.5% 조질 압연후의 결과는 표 1과 같다. 표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따라 가열 속도를 제어함으로서
Figure kpo00033
-값 및 연성의 저하 없이 2차 취성에 대한 내성이 증진된다.
[표 1]
Figure kpo00034
* 비교예
주 : 1) 측정 방향 : 압연방향
Figure kpo00035
4) 시편에 7.5% 변형을 가한 후, 100℃에서 30분간 시효 시켰을 때, 응력 증가량을 AI 로서 나타냈음.
5) 시편을 60ø로 천공한 다음, 2.00의 드로잉비로 원통형으로 드로잉하여 컵을 형성하였다. 상기 컵의 균열 발생 여부를 조사하기 위해 -20℃, 5㎏×1m의 조건으로 낙하 인열시험을 실시하였다.
표시 "○" 균열 없음
"×" 균열 발생
[실시예 2]
표 2에 제시된 조성의 시험 강판 A∼N의 각각을 표 2에 제시된 열간 압연조건으로 제조하였다. 이 경우 연속 소둔 조건외의 다른 조건은 실시예 1과 같이 하였다.
연속 소둔 조건에 관하여 강판을 400℃까지 13℃/초의 속도로 가열하고 400℃에서 650℃까지 6℃/초의 속도, 그리고 650℃에서 810℃까지는 3℃/초의 속도로 가열한 후, 810℃에서 20초간 균열하였다. 그후 10℃/초의 속도로 실온까지 냉각시켰다.
[표 2a]
Figure kpo00036
[표 2b]
Figure kpo00037
* 비교예 : 밑줄친 부분은 본 발명의 범위 외의 조성
연속 소둔은 표 1에 제시된 가열 사이클로 실시하였으므로, 균열 조건등은 실시예 1과 동일하게 하였다. 0.5% 조질 압연 후 얻어지는 생성품의 기계적 성질은 표 3과 같다.
[표 3]
Figure kpo00038
* 비교예 측정방법은 실시예 1에서와 같음
비교강 B, C와 O의 C함량과 비교강 D, E의 N 및 S함량, 및 비교강 F, G, H와 I에서 C, N 및 S에 관련되는 Ti 또는 Nb 함량은 본 발명에서 정의된 범위 밖이다. 상기 비교강은 그 특성이 불량하였다. 강 A, I 및 P와 강 L 및 M은 각각 첫번째와 두번째 발명에 따른 연강판과 고장력 강판에 대한 몇가지 예를 나타낸다. 강 J에서 Ti 함량은 강 P의 경우보다 약간 낮으나, 그외 다른 조건은 거의 같다. 따라서 강 J는 첫번째 발명의 일예를 나타낸다.
따라서 연강판 수준(TS
Figure kpo00039
35㎏/㎟), 그리고 P, Mn등과 같이 강화 원소를 함유하는 고장력 강판에서 양호한 성질이 성취되었다.
본 발명에 따라 차체 등과 같은 프레스 성형성 강판에 요구되는 모든 조건을 만족하는 강판을 생산할 수 있고, 그 효과도 극히 높다.

Claims (2)

  1. C : 0.0035중량% 이하, Si : 1.0중량% 이하, Mn : 1.0중량% 이하, Al : 0.005∼0.10중량%, P : 0.15중량% 이하, N : 0.0035중량% 이하, S : 0.015중량% 이하, Ti :
    Figure kpo00040
    Figure kpo00041
    및
    Figure kpo00042
    중량%인 조성의 열간 압연 강판의 마무리 압연이 종료된 후, 2초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 최종 압연 강판을 권취 단계에 도달할때까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 710℃ 이하의 온도에서 상기 냉각된 강판을 권취하고, 50% 이하의 수축률로 상기 권취된 강판을 냉간 압연하며, 400℃에서 600℃까지 5℃/초 이상의 가열 속도로 가열 그리고 700℃∼Ac3점의 온도범위에서 1초 이상의 균열을 포함하는 가열 사이클로 상기 냉간 압연 강판을 연속 소둔함을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  2. C : 0.0035중량% 이하, Si : 1.0중량% 이하, Mn : 1.0중량% 이하, Al : 0.005∼0.10중량%, P : 0.15중량% 이하, N : 0.0035중량% 이하, S : 0.015중량% 이하, Ti : 4·(C(%)+N(%))∼
    Figure kpo00043
    Figure kpo00044
    및
    Figure kpo00045
    중량%인 조성의 열간 압연 강판의 마무리 압연이 종료된 후, 2초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 최종 압연 강판을 권취단계에 도달할때까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 710℃ 이하의 온도에서 상기 냉각된 강판을 권취하고, 50% 이상의 수축률로 상기 권취된 강판을 냉간 압연하며, 400℃에서 600℃까지 5℃/초 이상의 가열 속도로 가열 그리고 700∼Ac3점의 온도 범위에서 1초 이상의 균열을 포함하는 가열 사이클로 상기 냉간 압연 강판을 연속 소둔함을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
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