KR101149288B1 - 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C: 0.002~0.01wt%, N: 0.005~0.01wt% Mn: 0초과 0.15wt% 이하, P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, Al: 0.01~0.06wt%, Ti: 0.02~0.07wt%, Nb: 0.01~0.05wt%, Cu: 0.05~0.25wt%, Sn: 0.008~0.025wt%, Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를 Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃ 범위로 유지하여 압연하며, Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리한다.

본 발명은 극저탄소강에서 집합조직을 제어와 열간압연 공정 변화로 조압연시 디스케일러를 최대로 이용하므로 r-value: 1.9 이상, EL: 50% 이상, LDR: 2.2 이상의 기계적 성질과 표면 품질이 모두 만족되는 우수한 강판을 제조할 수 있는 이점이 있다.

표면 품질, 딥드로잉성

Description

표면 품질이 우수한 강판의 제조방법{Method for producing of steel sheet having good surface quality}

본 발명은 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 냉연강판의 최적 물성 및 표면 특성을 만족하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것이다.

가공성을 요하는 강판은 우수한 딥드로잉(Deep drawing)성이 요구되며, 자동차용 소재나 일반 구조용 소재는 높은 딥드로잉성에 의해 소재의 불량 여부가 판단되므로 딥드로잉성의 확보가 필수적이다.

딥드로잉성을 확보하기 위해서는 기본적으로 우수한 r값을 확보해야 한다. 냉연도금강판의 경우 열간압연시 열간마무리 온도를 Ar3이상의 온도에서 행하기 때문에 냉각과정중에 페라이트 변태가 발생되어 불규칙한 조직(random texture)에 가까운 집합조직을 형성하여 냉연 소둔후 (111)집합조직을 발달시켜 r값을 향상시킬 수 있다.

하지만 오스테나이트역 열간압연법은 압연 마무리 온도가 높기 때문에 압연조건 자체가 까다롭고, 스케일 등의 고온에서 발생하는 결함에 노출되기 쉽다. 또 한 전기로 공정을 이용하는 경우 용강 중에 불순물, 즉 트럼프 원소가 함유되어 연신율 및 r값을 떨어뜨리므로 본질적으로 딥드로잉성이 저하되는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명의 목적은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 극저탄소강에서 집합조직을 제어함으로써 높은 연신율과 r-value가 확보되도록 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 열간압연 공정 변화로 압연소재의 온도를 충분히 확보하고, 이를 통해 디스케일러를 최대로 이용하여 표면 품질을 확보하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.002~0.01wt%, N: 0.005~0.01wt% Mn: 0초과 0.15wt% 이하, P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, Al: 0.01~0.06wt%, Ti: 0.02~0.07wt%, Nb: 0.01~0.05wt%, Cu: 0.05~0.25wt%, Sn: 0.008~0.025wt%, Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.

상기 Ti의 함량은 0.02wt%≤4C + 3.4N + 1.5S≤0.07wt%를 만족한다.

상기 Nb의 함량은 0.01wt%≤0.5C * (93/12)≤0.05wt%를 만족한다.

C: 0.002~0.01wt%, N: 0.005~0.01wt% Mn: 0초과 0.15wt% 이하, P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, Al: 0.01~0.06wt%, Ti: 0.02~0.07wt%, Nb: 0.01~0.05wt%, Cu: 0.05~0.25wt%, Sn: 0.008~0.025wt%, Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를 Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃ 범위로 유지하여 압연하며, Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리한다.

상기 열간압연 후에는 10~20℃/s의 냉각속도로 권취온도까지 냉각한다.

상기 권취온도는 600~700℃이다.

상기 Ti의 함량은 0.02wt%≤4C + 3.4N + 1.5S≤0.07wt%를 만족한다.

상기 Nb의 함량은 0.01wt%≤0.5C * (93/12)≤0.05wt%를 만족한다.

본 발명은 C가 0.002~0.01wt% 범위로 함유되는 극저탄소강으로 전기로 공정에서 불가피하게 포함되는 불순물 원소(Cu, Sn, Ni, Cr)가 존재하더라도 성형성을 저하시키는 고용원소를 고용원소와 친화력이 높은 Ti, Nb를 첨가하여 충분히 제거하는 것과, 집합조직을 생성하는 열간압연 공정 변화를 통해 충분한 r값 및 LDR값이 확보되도록 한다.

또한, 본 발명은 열간압연 공정에서 폭압연을 생략하고 이를 통해 조압연시 디스케일러를 최대로 활용함으로써, 강판의 기본적인 재질 특성과 표면 품질이 확보되도록 한다.

따라서, 강판의 기계적 성질(r-value: 1.9 이상, EL: 50% 이상, LDR: 2.2 이상)과 표면 품질이 모두 만족되는 표면 품질이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.

이하, 본 발명에 의한 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명은 C: 0.002~0.01wt%, N: 0.005~0.01wt% Mn: 0초과 0.15wt% 이하, P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, Al: 0.01~0.06wt%, Ti: 0.02~0.07wt%, Nb: 0.01~0.05wt%, Cu: 0.05~0.25wt%, Sn: 0.008~0.025wt%, Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

이러한 조성을 가진 강슬라브를 Ac3점 이상의 온도로 재가열하여 1~2시간 유지하고, 조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃범위내로 유지한 후, Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리한다. 열간압연 후에는 강판이 페라이트 조직을 갖도록 600~700℃의 온도 범위에서 권취한다.

본 발명은 C가 0.002~0.01wt% 범위로 함유되는 극저탄소강으로, 전기로 공정에서 불가피하게 포함되는 불순물 원소(Cu, Sn, Ni, Cr)가 존재하더라도 열간압연 조건을 제어하여 우수한 r값이 확보되도록 한다.

또한, Ti, Nb을 첨가하여 강내의 고용원소를 제어한다.

합금설계시 Ti의 함량은 Ti이 온도에 따라서 석출되어 고용원소를 제거할 수 있는 능력의 범위로 설계된다.

Ti의 함량: 0.02~0.07wt% (4C + 3.4N + 1.5S)

Ti은 온도에 따라 TiN, TiS, TiC 의 순서로 석출된다. Ti의 첨가량이 상기 계산식의 값보다 적은 경우에는 강 중에 고용원소가 존재하여 r값이 저하되므로 성형성을 저하시키게 된다. 그리고 Ti의 첨가량이 상기 계산식을 만족하거나 상기 계산식보다 클 경우에는 r값의 확보가 가능하므로 우수한 성형성을 확보할 수 있다.

합금설계시 Nb의 함량은 니오븀(Nb)이 온도에 따라 NbC의 석출물을 석출할 수 있도록 설계되며, 상기 니오븀(Nb)의 함량을 계산하는 식은 아래와 같다.

Nb의 함량: 0.01~0.05wt% (0.5C * (93/12))

Nb은 첨가량이 상기 계산식의 값보다 적은 경우에는 강 중에 고용원소가 존재하여 r값이 저하되므로 성형성이 저하되고, 첨가량이 계산식보다 클 경우에는 우수한 성형성을 확보하기 위한 r값을 확보할 수 있다.

본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

C: 0.002~0.01wt%

C는 강판 내에 고용원소로 존재하여 냉연 가공 및 소둔 시 강판의 집합조직의 형성과정에서 가공성에 유리한 (111) 집합조직의 형성을 저해하여 강의 가공성 및 성형성을 저하시킨다. 또한, 탄소가 강 중에 고용원소로 존재하는 경우 시효문제를 일으켜 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)이라는 결함을 유발한다.

따라서, 탄소함량이 0.01wt%를 초과하여 많아지면 탄화물 형성 원소인 Ti, Nb 첨가량을 늘려 탄소를 석출해야 한다. 이 경우 강의 원가상승을 유도할 뿐 아니라 Ti, Nb의 다량 첨가에 의해 재질 및 표면물성이 저하될 수 있다. 이러한 이유로 C는 함량이 적을수록 유리하지만, 강도가 낮아지는 제강기술의 한계가 존재하고 입계취화현상이 발생할 가능성이 존재하므로 0.002~0.01wt% 범위로 설정한다.

N: 0.005~0.01wt%

N는 C와 마찬가지로 강 중에 고용원소로 존재하여 연신율과 r값을 저하시켜 강판의 가공성 및 성형성을 저하시킨다. N는 함량이 많아지면 Ti과 Nb의 함량을 증가시켜 원가상승을 유발하고, 함량이 적으면 적을수록 성형성에는 유리하나 제강수준 및 원가를 고려하면 어렵다. 따라서 질소(N)는 제강수준 및 원가를 고려하여 0.005~0.01wt% 범위로 설정한다.

Mn: 0초과 0.15wt% 이하

Mn은 강도향상과 함께 강에 고용된 S을 MnS로 석출하여 S에 의한 크랙발생을 방지한다. Mn은 함유량이 0.15w% 초과시에는 Mn의 입계편석에 의해 가공성 및 성형성을 저하시킨다. 본 발명에서는 강도상승의 효과보다는 가공성 향상이 목적이므로 상한값을 0.15wt% 이하로 제한한다.

P: 0초과 0.02wt% 이하

P은 고용강화 효과가 탁월한 성분으로서 IF 고강도강에서 강도상승의 목적으로 많이 첨되고, 소량첨가에 의한 효과가 상당하다.

P은 다량으로 첨가되어 있는 경우 입계에 편석되어 2차 가공취성을 유발한 다. P에 의한 2차가공취성의 유발은 B의 첨가로 억제가능하나, 본 발명에서는 강도상승의 효과보다는 가공성 향상을 목적으로 하므로 P의 함량을 0초과 0.02wt% 이하로 제한한다.

S: 0초과 0.01wt% 이하

S은 함량이 증가하면 유화물계(MnS 등) 개재물을 형성하고, FeS를 형성하여 에지크랙 등을 발생시키므로, 0.01 wt% 이하의 범위로 규제한다. 특히, 황은 제강탈질시 황이 강의 표면에 위치하고 있어 탈질효과를 저하시키므로 그 상한을 규제해야 한다.

Al: 0.01~0.06wt%

Al은 탈산제로서의 역할을 하는 성분으로서, 강 중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지한다. 또한, Al은 고용원소인 질소와 반응하여 AlN의 석출물을 생성하여 고용원소를 제거한다.

Al은 탈산제의 역할로서는 상한 이상 첨가하면 연주시 문제가 발생할 수 있고 0.01% 미만으로 첨가하면 AlN의 석출량이 감소되어 충분한 강도를 확보할 수 없다. 또한 상한 이상을 첨가하면 연속소둔 방식을 적용할 경우 높은 권취온도를 유지시켜 열간압연단계에서 미리 AlN을 석출시켜야 한다. 따라서 알루미늄의 함량은 0.01~0.06 wt% 범위가 적당하다.

Ti: 0.02~0.07wt%

Ti은 첨가량이 많을수록 r값을 증가시키고 비시효성을 나타낸다. Ti은 강 중의 고용원소로 존재하는 C와 N를 TiN, TiC등의 석출물 형태로 석출시킴으로써 r값을 향상시킨다. 또한 강 중에 C가 남아 있을 경우에는 시간이 경화함에 따라 움직여 전위를 구속시키는 시효현상을 나타낸다.

하한값은 고용원소를 화학양론적으로 석출 가능한 양으로 설정하였다. 통상적으로 티타늄(Ti)의 함량이 증가할수록 r값은 증가한다. 하지만, 티타늄(Ti)함량이 증가하면 그 만큼 원가가 상승하기에 상한값으로 규제한다. 따라서 바람직한 티타늄(Ti)의 함량은 0.02~0.07wt%로 정한다.

Nb: 0.01~0.05wt%

Nb 또한 Ti과 마찬가지로 강 중에 고용원소로 존재하는 C와 N를 NbC, NbN의 석출물 형태로 석출시켜 강 중의 고용원소를 제거함으로써 r값을 향상시키고 비시효성을 나타낸다.

Nb은 강 중에 고용원소를 화학양론적으로 석출시킬 수 있는 이상의 함량이 첨가되면 r값을 저하시키고 항복강도를 증가시켜 성형성을 약화시키게 된다. 또한 그 만큼의 원가상승으로 제조단가를 높인다. 따라서 강 중에 첨가되는 니오븀의 함량은 0.01~0.05wt% 사이인 것이 바람직하다. 하지만, 강 중에 니오븀은 첨가될수록 우수한 도금특성을 나타낸다.

Cu: 0.05~0.25wt%

Cu는 스크랩을 원료로 사용하는 제강공정에서 제거할 수 없는 불순물, 즉 Tramp 원소로 존재하게 된다. Cu는 강도를 높이는 측면이 있지만 연신율, r값 및 표면 품질을 저하시키기에 그 함량을 0.05~0.25wt%로 제한한다.

Cu는 0.25wt%를 초과하여 첨가되면 연주 및 소둔 열처리시 표면에 Cu가 농축되어 적열취성이 발생되므로 주편의 표면 크랙을 발생시키고 표면특성을 저해시킨다. 또한 0.05wt% 미만 첨가시 고용강화 효과가 저하되어 목표한 강도를 확보하기 어렵다.

Sn: 0.008~0.025wt%

Sn은 Cu와 마찬가지로 스크랩을 원료로 사용하는 제강공정에서 제거할 수 없는 불순물, 즉 Tramp원소로 존재하게 된다. 다른 Tramp원소와 달리 Sn은 강의 기계적 성질을 저하시키는 결정적인 역할을 한다.

Sn은 0.008wt% 미만으로 함유되면 고용강화 효과가 저하되어 목표한 강도를 확보하기 어렵고, 0.025wt%를 초과하면 고용강화 효과에 의해 강도를 급격히 상승시킬 뿐 아니라 연신율과 r값을 떨어뜨려 성형성에 악영향을 미친다. 따라서 Sn은 0.008~0.025wt%범위로 제한한다.

Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하

Ni와 Cr은 Tramp 원소로 강의 기계적 성질을 저하시키는 원인이기에 가능한 최소한으로 규제한다. 본 발명강의 경우 강도 상승의 목적보다는 성형성 향상을 목적에 있으므로 강도상승을 유발하는 상기 불순물 원소를 각각 0.07wt% 이하로 규제한다.

본 발명은 상기 합금강의 성분들을 포함하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 실리콘(Si), 산소(O) 등 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용된다.

상기와 같이 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조된다. 여기서는 열간압연 공정을 거쳐 강판 형태로 제조되는 아래의 공정을 거치게 된다.

[재가열 공정]

상기와 같은 조성을 갖는 강슬라브는 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위하여 가열로에서 Ac3이상의 온도인 1100~1300℃에서 1~2시간 동안 가열한다.

재가열 온도가 낮을수록 Ti계열 석출을 조장한다. TiN, TiC석출물의 경우에는 재가열온도에 따라 석출경향이 크게 변화되지 않으나, Ti4C2S2 및 TiS석출물의 경우 재가열온도에 따라 그 변화가 크다. 상기 이유로 가열온도가 저하됨에 따라 석출물 분율이 증가하여 고용원소로 존재하는 C와 N함량이 저하된다.

[폭압연 공정]

폭압연은 통상 압연소재를 200~300mm정도 폭압연하는 폭압연기(SSP, Slab Sizing Press)를 이용하게 되는데, 폭압연기를 사용하면 약 1분 이상의 공정지연 시간이 발생하므로 그 과정에서 약 100℃정도의 온도저하가 발생한다. 따라서 디스케일러를 최대로 이용하기에는 어려움이 존재한다.

따라서 폭압연 공정을 수행하지 않는다. 폭압연기의 미사용시에는 폭압연에 따른 공정지연이 발생하지 않음에 따라 압연소재의 온도가 저하되지 않는다.

[조압연 공정]

조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃범위내로 유지한다.

조압연의 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일러를 최대로 분사한다. 디스케일러는 6패스로 구성되는 것이 일반적인데, 통상 하나의 패스가 400~450bar의 분사압을 갖는다.

디스케일러는 6패스를 모두 가동할 경우 압연소재의 온도를 저하시켜 강판의 재질 특성을 급격하게 저하시키므로 특수목적 강을 제외하고는 3패스만을 가동시킨다.

하지만 조압연의 입측온도가 1100~1200℃로 유지되면 6패스를 모두 가동하더라도 압연소재의 온도가 저하되지는 않는다. 이를 위해 압연소재의 재가열 후 폭압연을 실시하지 않고 조압연을 실시한다.

그리고, 조압연 출측온도를 1000~1020℃범위내로 유지하는 이유는 조압연 출측온도가 상술한 범위보다 낮으면 강판의 재질특성이 저하되고, 상술한 범위보다 높으면 재가열 온도를 높여야 하므로 강판의 요구되는 물성치를 확보하기 어렵기 때문이다.

[열간압연 공정]

Ar3점 온도 이상에서 열간압연을 마무리하고, 열간압연 후에는 10~20℃/s의 냉각속도로 권취온도까지 냉각한다.

Ar3점 온도 이상에서 열간압연을 마무리하면 냉각과정 중에 오스테나이트가 페라이트로 변태가 일어난다. 이 변태과정에서 냉연 소둔 후 (111)집합조직발달의 기초가 되는 집합조직이 형성된다.

냉각속도는 10℃/s보다 느리면 강도가 저하되고, 20℃/s 보다 빠르면 연신율이 감소되므로 10~20℃/s의 범위를 준수한다.

[권취온도]

권취는 냉간압연을 용이하게 하기 위해 500~700℃, 바람직하게는 600~700℃ 범위에서 실시한다. 소둔 방식이 상소둔 방식일 경우에는 저온권취를 이용하여 AlN석출물을 형성하지만, 본 발명과 같이 연속소둔방식일 경우에는 고온권취를 실시하여 AlN석출물을 충분히 형성하게 한다.

이하, 상술한 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법을 비교예와 발명예를 통해 설명하기로 한다.

아래의 표 1은 본 발명의 발명예와 비교예의 성분비를 나타낸 것이다.

(단위:wt%, 잔부 Fe)

구분	C	N	Mn	P	S	Al	Ti	Nb	Cu	Sn	Ni	Cr
비교예1	0.003	0.002	0.15	0.01	0.008	0.04	0.03	0.015	0.023	0.023	0.023	0.023
비교예2	0.004	0.004	0.15	0.01	0.008	0.04	0.03	0.005	0.020	0.020	0.020	0.020
비교예3	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	0.003	0.008	0.001	0.002
비교예4	0.007	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	0.01	0.002	0.01	0.01
비교예5	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	-	-	-	-
발명예1	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.02	0.04	0.08	0.015	0.035	0.025
발명예2	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	0.08	0.020	0.035	0.025
발명예3	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	0.12	0.015	0.035	0.025
발명예4	0.005	0.007	0.15	0.01	0.008	0.04	0.04	0.02	0.12	0.020	0.035	0.025

표 2는 표 1의 발명예와 비교예에 의해 제조된 시편의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 것이다.

비교예 1 내지 비교예 5는 표 1의 성분을 갖는 슬라브를 Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 폭압연, 조압연, 디스케일링을 실시하고, Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리하였으며, 열간압연 후에는 20℃/s의 냉각속도로 650℃까지 냉각하였다. 이후 시편을 샘플링하여 강도와 연신율 등의 기계적 성질을 측정한 것이다.

발명예 1 내지 발명예 4는 표 1의 성분을 갖는 슬라브를 Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링(6pass 가동)을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃ 범위로 유지하여 압연하며, Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리하였으며, 열간압연 후에는 20℃/s의 냉각속도로 650℃까지 냉각하였다. 이후 시편을 샘플링하여 강도와 연신율 등의 기계적 성질을 측정한 것이다.

구분	TS(MPa)	YS(MPa)	EL(%)	r-value	LDR
비교예1	300	150	48	1.68	2.0
비교예2	297	154	45	1.68	1.94
비교예3	302	153	44	1.60	2.00
비교예4	306	158	43	1.68	1.90
비교예5	290	160	42	1.81	2.18
발명예1	297	152	52	1.92	2.20
발명예2	321	149	50	1.99	2.32
발명예3	302	154	46	2.01	2.20
발명예4	299	142	53	2.02	2.38

[TS:인장강도, YS:항복강도, EL:연신율, r-value:소성변형비,성형성을 나타내는 지수, LDR:강판 저면에 펀치로 드로잉했을때 강판이 연신되는 정도를 나타내는 지수로 딥드로잉성의 또 다른 척도임]

기계적 성질의 요구기준은 r-value: 1.9 이상, EL: 50% 이상, LDR: 2.2 이상 이다.

표 1 내지 표 2를 살펴보면, 비교예 1 내지 비교예 5의 경우 Tramp원소가 미량 함유된 경우 일반적인 기계적 물성은 확보되나, Tramp원소 함유로 r-value, LDR: 2.2 등이 기계적 성질의 요구기준을 만족하지는 못하였다.

그리고, 비교예 5의 경우, Tramp원소가 함유되지 않아, EL, r-value, LDR에서 다른 비교예에 비해 높은 값을 가지나, r-value와 LDR은 요구기준에 미치지 못함을 알 수 있다,

이에 반해, 발명예 1 내지 발명예 4의 경우 Tramp원소가 존재하더라도 r-value: 1.9 이상, EL: 50% 이상, LDR: 2.2 이상의 요구기준을 만족함을 알 수 있다. 특히, r값의 경우에는 비교예에 비해 월등히 우수함을 알 수 있다.

이는 열간압연 조건 제어로 우수한 r값 및 LDR값이 확보된 때문으로 보인다.

아래의 표 3은 폭압연기의 사용 유무에 따른 조압연 입측온도와 그에 따른 강판의 스케일성을 나타낸 결과표이다.

설명의 편의를 위해 기계적 성질이 다른 비교예에 비해 높은 값을 가지는 비교예 5를 발명예 1과 비교하였다.

강종	SSP	SRT	RET	RDT	디스케일러	표면등급 (Scale성)	비고
극저탄소강	사용	1250	1100	1000~1020	3pass	2~4등급	비교예5
극저탄소강	미사용	1250	1180	1000~1020	6pass	1등급	발명예1

[SSP:폭압연기, SRT:재가열 온도, RET:조압연 입측온도, RDT:조압연 출측온도]

표 3에 의하면, 발명예 1의 경우 디스케일러를 6패스 모두 가동시키더라도 조압연 출측온도가 1000~1020℃로 유지된다. 그에 따라 강판의 표면 등급이 1등급을 만족하였다.

여기서, 1등급은 총 강판 면적 대비 스케일 발생면적이 5%이하, 2등급은 10%이하, 3등급은 20%이하, 4등급은 30%이하를 의미한다.

이는 도 1에 도시된 사진에서도 확인되는 바와 같이, (a)비교예 5의 경우에는 스케일로 인해 표면이 고르지 못한데 반해 (b)발명예 1은 스케일이 제거되어 표면이 균일하다.

이를 통해, 전기로 공정에서 불가피하게 포함되는 불순물 원소(Cu, Sn, Ni, Cr)가 존재하더라도 Ti, Nb을 첨가하여 강내의 고용원소를 제어하는 합금설계와, 열간압연 조건을 제어하여 강판의 기계적 성질과 표면 품질이 모두 만족되는 표면 품질이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.

본 발명의 권리는 위에서 설명된 실시예에 한정되지 않고 청구범위에 기재된 바에 의해 정의되며, 본 발명의 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 청구범위에 기재된 권리범위 내에서 다양한 변형과 개작을 할 수 있다는 것은 자명하다.

도 1은 표 3의 조건에 의해 제조된 (a)비교예 5와 (b)실시예 1의 표면 스케일을 보인 현미경 사진.

Claims (8)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. C: 0.002~0.01wt%, N: 0.005~0.01wt% Mn: 0초과 0.15wt% 이하, P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, Al: 0.01~0.06wt%, Ti: 0.02~0.07wt%, Nb: 0.01~0.05wt%, Cu: 0.05~0.25wt%, Sn: 0.008~0.025wt%, Ni: 0초과 0.07wt% 이하, Cr:0초과 0.07wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를

   Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 조압연 입측온도를 1100~1200℃로 유지하여 디스케일링을 실시하고 조압연 출측온도를 1000~1020℃ 범위로 유지하여 압연하며,

   Ar3점 이상에서 열간압연을 마무리하는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법.
5. 청구항 4에 있어서,

   상기 열간압연 후에는 10~20℃/s의 냉각속도로 권취온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법.
6. 청구항 5에 있어서,

   상기 권취온도는 600~700℃인 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법.
7. 청구항 4에 있어서,

   상기 Ti의 함량은 0.02wt%≤4C + 3.4N + 1.5S≤0.07wt%를 만족하는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법.
8. 청구항 4에 있어서,

   상기 Nb의 함량은 0.01wt%≤0.5C * (93/12)≤0.05wt%를 만족하는 것을 특징으로 하는 표면 품질이 우수한 강판의 제조방법.

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