WO2021167332A1 - 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2021167332A1
WO2021167332A1 PCT/KR2021/001996 KR2021001996W WO2021167332A1 WO 2021167332 A1 WO2021167332 A1 WO 2021167332A1 KR 2021001996 W KR2021001996 W KR 2021001996W WO 2021167332 A1 WO2021167332 A1 WO 2021167332A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
region
steel sheet
rolled coil
rolled
Prior art date
Application number
PCT/KR2021/001996
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
박경수
Original Assignee
주식회사 포스코
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 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to JP2022549291A priority Critical patent/JP2023514592A/ja
Priority to CN202180015228.6A priority patent/CN115103924A/zh
Priority to EP21757803.8A priority patent/EP4108799A4/en
Priority to US17/799,123 priority patent/US20230087092A1/en
Publication of WO2021167332A1 publication Critical patent/WO2021167332A1/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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • 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
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • 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
    • C21D8/0294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a localised treatment
    • 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
    • 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
    • C21D8/0478—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 involving a particular surface treatment
    • 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
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest 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
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G3/00—Apparatus for cleaning or pickling metallic material
    • C23G3/02—Apparatus for cleaning or pickling metallic material for cleaning wires, strips, filaments continuously
    • C23G3/021—Apparatus for cleaning or pickling metallic material for cleaning wires, strips, filaments continuously by dipping
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet having excellent surface quality and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a pickled steel sheet, a cold-rolled steel sheet, and a method for manufacturing the same having a small thickness variation of an internal oxidation layer and a decarburized layer in the longitudinal direction of the steel sheet. it's about
  • Patent Document 1 proposes a technique of applying a decarburization inhibitor containing carbon to prevent decarburization occurring during hot working of carbon steel, but this can prevent decarburization in the heating step, but occurs during winding after hot rolling It is not preferable to solve the problem of decarburization.
  • Patent Documents 2 and 3 suggest a technique for improving the pickling treatment capability by adding an additive containing sulfuric acid as a main component to remove scale generated on the surface of the steel, but uniformly controlling the internal oxidation layer in the longitudinal direction of the coil. far from technology.
  • Patent Documents 4 and 5 suggest a technique of descaling using heat treatment or induction heating in a decarboxylation reducing atmosphere to effectively remove the scale generated on the surface of the steel, but the cost for manufacturing and using an additional device is high, and this Again, it is far from the technology of controlling the internal oxide layer to work in the coil length direction.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 1993-123739
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 1998-072686
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-331994
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 1995-070635
  • Patent Document 5 Korean Patent No. 10-1428311
  • a steel sheet having excellent surface quality there is provided a method for manufacturing the same.
  • carbon (C) 0.05% or more and less than 0.4%
  • silicon (Si) 0.5% or less (excluding 0%)
  • phosphorus (P) 0.05% or less
  • sulfur (S) 0.03% or less
  • boron (B) ) 0.01% or less
  • at least one of manganese (Mn) and chromium (Cr) 0.1 to 2.5%, the remainder including iron (Fe) and unavoidable impurities
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface layer of the steel sheet is 1 to 10 ⁇ m, and the standard deviation of the thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer in the longitudinal direction of the steel sheet is 2 ⁇ m or less. is about
  • carbon (C) 0.05% or more and less than 0.4%
  • silicon (Si) 0.5% or less (excluding 0%)
  • phosphorus (P) 0.05% or less
  • sulfur (S) 0.03% or less
  • boron (B) 0.01% or less
  • manganese (Mn) containing at least one of chromium (Cr) 0.1 to 2.5%, the balance iron (Fe) and unavoidable impurities,
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed in the surface layer portion of the steel sheet is 1 ⁇ [1-cold reduction (%)] ⁇ m to 10 ⁇ [1-cold reduction (%)] ⁇ m,
  • It relates to a cold-rolled steel sheet excellent in surface quality, in which the standard deviation of the thickness of the internal oxide layer and/or the decarburized layer in the longitudinal direction of the steel sheet is 2 ⁇ m or less.
  • the pickled steel sheet and the cold rolled steel sheet of the present invention may satisfy the following relational expression (1).
  • a pickling steel sheet comprising; removing the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the surface layer portion by immersing the hot-rolled coil in a pickling tank and passing it through,
  • the hot-rolled coil When the hot-rolled coil is divided into a first region, a second region, a third region, a fourth region and a fifth region in the longitudinal direction, pickling of the hot-rolled coil corresponding to the second region, the third region and the fourth region It relates to a method for manufacturing a pickling steel sheet having excellent surface quality, characterized in that the bath passage speed is controlled to be slower than that of the hot-rolled coil corresponding to the first region and the fifth region.
  • carbon (C) 0.05% or more and less than 0.4%
  • silicon (Si) 0.5% or less (excluding 0%)
  • phosphorus (P) 0.05% or less
  • sulfur (S) 0.03% or less
  • boron (B) 0.01% or less
  • manganese (Mn) preparing a hot-rolled coil containing one or more of chromium (Cr) 0.1 to 2.5%, the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities; removing the internal oxidation layer and/or the decarburization layer of the surface layer part by immersing the hot-rolled coil in a pickling tank and passing it; and cold-rolling the hot-rolled steel sheet from which the internal oxidation layer and/or decarburization layer have been removed.
  • the hot-rolled coil When the hot-rolled coil is divided into a first region, a second region, a third region, a fourth region and a fifth region in the longitudinal direction, pickling of the hot-rolled coil corresponding to the second region, the third region and the fourth region It relates to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent surface quality, characterized in that the bath passage speed is controlled to be slower than that of the hot-rolled coil corresponding to the first region and the fifth region.
  • the present invention having the above-described configuration, it is possible to provide a carbon steel sheet having excellent surface quality in which an internal oxide layer, etc. is uniformly formed in the longitudinal direction of the steel sheet, and a method for manufacturing the same. In particular, it does not incur additional costs through additional processes or devices, and rather improves the productivity of pickling compared to the existing ones, thereby reducing the manufacturing cost.
  • an internal defect layer such as an internal oxidation layer and/or a decarburization layer exists in the surface layer portion of a hot-rolled coil manufactured through conventional reheating, finish rolling, cooling and winding.
  • the internal oxide layer contains components such as chromium (Cr), manganese (Mn), silicon (Si), zinc (Zn), magnesium (Mg), and aluminum (Al), which have higher oxygen affinity than iron (Fe), in the base material. Oxidation can occur during the process.
  • the decarburization layer may occur in the process of being discharged to the atmosphere in the form of a gas after carbon in the steel is combined with oxygen in the atmosphere and scale, and the thickness of this internal defect layer is a component of the hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is converted into a hot-rolled coil (HC). It may vary depending on the temperature at the time of winding, cooling time after winding, the width, thickness, and length of the hot-rolled steel sheet, and may be within 50 ⁇ m.
  • the present invention is characterized in providing a pickling steel sheet and a cold-rolled steel sheet having excellent surface quality by providing optimum pickling conditions using a hot-rolled coil having a thickness variation such as an internal oxide layer.
  • the pickled steel sheet and cold-rolled steel sheet of the present invention are, by weight, carbon (C): 0.05% or more and less than 0.4%, silicon (Si): 0.5% or less (excluding 0%), phosphorus (P) 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, boron (B): 0.01% or less, 0.1 to 2.5% of one or more of manganese (Mn) and chromium (Cr), the remainder using a steel sheet containing iron (Fe) and unavoidable impurities ,
  • C carbon
  • Si silicon
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • B boron
  • Mn manganese
  • Cr chromium
  • the present invention may include carbon (C) at a certain level or more in order to secure the strength of the high-carbon steel sheet.
  • the present invention sets the lower limit of the carbon (C) content to 0.05 % can be limited.
  • the present invention can limit the carbon (C) content to less than 0.4%. Accordingly, the carbon (C) content of the present invention may be in the range of 0.05% or more and less than 0.4%.
  • silicon (Si) is an element having a strong affinity for oxygen, when it is added in a large amount, it is not preferable because it may cause surface defects observed with the naked eye by a surface scale such as red scale. Accordingly, the present invention may limit the upper limit of the silicon (Si) content to 0.5%. However, since silicon (Si) not only acts as a deoxidizer but also an element contributing to the improvement of strength of steel, in the present invention, 0% may be excluded from the lower limit of the content of silicon (Si).
  • Phosphorus (P) is a major element that segregates at grain boundaries to decrease the toughness of steel. Therefore, it is desirable to control the phosphorus (P) content as low as possible. Therefore, it is theoretically most advantageous to limit the content of phosphorus (P) to 0%.
  • phosphorus (P) is an impurity that is unavoidably introduced into steel during the steelmaking process, and controlling its content to 0% may cause an excessive process load. Therefore, in the present invention, in consideration of such a point, the upper limit of the phosphorus (P) content may be limited to 0.05%.
  • Sulfur (S) forms MnS to increase the amount of precipitates and is a major element that embrittles steel. Therefore, it is desirable to control the sulfur (S) content as low as possible. Therefore, it is theoretically most advantageous to limit the content of sulfur (S) to 0%.
  • sulfur (S) is also an impurity that is unavoidably introduced into the steel during the steelmaking process, and controlling its content to 0% may cause an excessive process load. Therefore, the present invention may limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.03% in consideration of this point.
  • Boron (B) is an element that slows the transformation rate when transforming from austenite to ferrite, pearlite, bainite, etc., and is an element that is easy to control transformation through cooling.
  • the boron (B) content of the present invention is preferably 0.01% or less.
  • the present invention may include manganese (Mn) and chromium (Cr) to achieve this effect.
  • manganese (Mn) and chromium (Cr) are elements contributing to the formation of hardenability of steel
  • the present invention may include manganese (Mn) and chromium (Cr) to achieve this effect.
  • excessive addition of expensive elements manganese (Mn) and chromium (Cr) is not preferable from an economic point of view, and since it may deteriorate weldability when manganese (Mn) and chromium (Cr) are excessively added, the present invention
  • the content of at least one of manganese (Mn) and chromium (Cr) may be in the range of 0.1% or more and less than 2.5%.
  • the pickled steel sheet and the cold rolled steel sheet of the present invention contain C, Si, Mn, Cr, P and S so as to satisfy the following relation (1).
  • the reason for defining the Hashi relational expression 1 in the present invention is that the element causes deterioration of weldability. If the sum of the content of the component elements defined by the following relation 1 is 0.5 or more, there is a problem in that weldability is deteriorated and cracks are generated around the welded part.
  • the remainder may include Fe and unavoidable impurities. Inevitable impurities may be unintentionally mixed in a typical steel manufacturing process, and this cannot be entirely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning.
  • the present invention does not entirely exclude the addition of a composition other than the steel composition mentioned above.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface layer of the steel sheet is required to be in the range of 1 to 10 ⁇ m. If the thickness is less than 1 ⁇ m, the internal oxidation layer and/or the decarburized layer are removed in large amounts or all are removed to an uncontrollable level. In this case, there is a problem in that the pickling productivity is lowered as well as the consumption of the steel sheet removed due to pickling increases. On the other hand, when the thickness exceeds 10 ⁇ m, the internal oxidation layer and/or the decarburized layer remaining on the surface are left thick, so that there is a problem of lowering the surface quality such as durability.
  • the thickness of the internal oxide layer and/or decarburization layer is measured by measuring the cross section of the steel sheet with an optical microscope or an electron microscope (SEM), and the average thickness is obtained by measuring at least five locations in the longitudinal direction of the steel sheet.
  • the thickness of the internal oxide layer and/or decarburization layer is measured by measuring the cross section of the steel sheet with an optical microscope or electron microscope (SEM), and the decarburization layer is corroded using a corrosion solution such as nital.
  • the base material layer and the decarburized layer are separated, and the inner oxide layer is directly observed from the cross section without corrosion to distinguish the base material layer and the inner oxide layer.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or the decarburized layer is obtained by measuring at least 5 places in the longitudinal direction of the steel sheet and obtaining the average value. It is measured by taking one or more samples from each zone.
  • the standard deviation is obtained by obtaining the standard deviation value for the data at 5 or more locations in the longitudinal direction of the steel sheet measured above.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface layer of the steel sheet is 1 ⁇ [1-cold reduction (%)] ⁇ m to 10 ⁇ [1-cold reduction (%)) ] ⁇ m is satisfied. That is, the thickness of the internal oxidation layer and/or the decarburization layer formed on the surface layer portion of the steel sheet is also reduced according to the reduction ratio during cold rolling.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface layer portion of the cold-rolled steel sheet is managed in the range of 0.2 to 8 ⁇ m.
  • the standard deviation of the thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer in the longitudinal direction of the steel sheet satisfies within 2 ⁇ m. If the thickness standard deviation exceeds 2 ⁇ m, a deviation of the surface quality occurs for each location, and a deviation in the amount removed through pickling occurs. There is a problem of lowering More preferably, the thickness standard deviation is limited to 1.6 ⁇ m or less.
  • a hot-rolled coil is prepared.
  • carbon (C) 0.05% or more and less than 0.4%
  • silicon (Si) 0.5% or less (excluding 0%)
  • phosphorus (P) 0.05% or less
  • sulfur (S) 0.03% or less
  • boron (B) 0.01% or less
  • manganese (Mn) one or more of chromium (Cr) 0.1 to 2.5%
  • the balance iron (Fe) and a steel sheet containing unavoidable impurities is used.
  • the present invention is not limited to a specific manufacturing process for manufacturing the hot-rolled coil, and a general manufacturing process may be used. Specifically, reheating the slab provided with the above-described steel composition; providing a hot-rolled steel sheet by hot rolling the reheated slab; cooling the hot-rolled hot-rolled steel sheet; winding the cooled hot-rolled steel sheet; A general hot-rolled coil manufacturing process including a step of cooling the wound coil can be used.
  • the hot-rolled coil may be manufactured using the following manufacturing process.
  • the slab manufactured by the conventional slab manufacturing process may be reheated in a certain temperature range.
  • the lower limit of the reheating temperature may be limited to 1050°C
  • the upper limit of the reheating temperature may be limited to 1350°C in consideration of economy and surface quality.
  • the reheated slab is rough-rolled by a conventional method, and the rough-rolled steel slab may be rolled to a thickness of 1.5 mm to 10 mm by finishing hot-rolling.
  • hot rolling may be performed under normal conditions, but the finish rolling temperature for controlling rolling load and reducing surface scale may be in the range of 800 to 950°C.
  • Controlled cooling may be performed on the hot-rolled steel sheet immediately after hot rolling.
  • the present invention is intended to strictly control the surface quality of the hot-rolled steel sheet, the cooling of the present invention is preferably started within 5 seconds.
  • an internal oxidation layer and/or a decarburized layer which is not intended by the present invention, may be formed on the surface layer portion of the steel sheet by air cooling in the atmosphere.
  • a more preferable time from hot rolling to the start of cooling may be within 3 seconds.
  • the hot-rolled steel sheet immediately after hot rolling may be cooled to a coiling temperature of 500°C or more and 750°C or less at a cooling rate of 10 to 1000°C/s.
  • a cooling rate 10 to 1000°C/s.
  • an internal oxidation layer and/or a decarburization layer may be formed on the surface layer of the steel sheet during cooling, so there is a problem that the surface quality desired by the present invention cannot be secured.
  • the present invention does not specifically limit the upper limit of the cooling rate to secure the desired surface quality, the upper limit of the cooling rate may be limited to 1000°C/s in consideration of facility limitations and economic feasibility.
  • a low-temperature transformation structure such as bainite or martensite may be formed to cause cracks in the steel sheet.
  • an excessive amount of an internal oxidation layer and/or a decarburized layer may be formed on the surface layer portion of the steel sheet, so there is a problem in that the surface quality desired by the present invention cannot be secured.
  • the wound coil is cooled in air.
  • an oxide and/or decarburization layer is additionally formed directly under the surface as well as a scale layer formed on the surface layer.
  • the oxide and/or decarburized layer formed directly under the surface layer is formed to have different depths at the stern end and the center in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet. This is because the temperature of the stern end and the center is different when the hot-rolled coil is cooled in a wound state.
  • the oxide and decarburized layers directly under the surface of the stern end and the center may have a depth of 0 to 5 ⁇ m and 3 to 20 ⁇ m, respectively.
  • the average thickness of the internal oxide layer and/or the decarburized layer formed on the surface layer may be formed at a level of 2 to 20 ⁇ m.
  • the internal oxidation layer and/or the decarburization layer of the surface layer are removed by immersing the hot-rolled coil in the pickling solution of the pickling tank and passing it through.
  • the hot-rolled coil when the hot-rolled coil is divided into a first region, a second region, a third region, a fourth region and a fifth region in the longitudinal direction, the second region, the third region and the fourth region correspond to the
  • the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil is controlled to be slower than the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil corresponding to the first region and the fifth region.
  • the thickness of the internal oxide layer and/or the decarburized layer of the third region is the thickest, and the division may be equal division.
  • the pickling tank passing speed of the hot-rolled coil in the third region is 5mpm to 50mpm
  • the average pickling tank passing speed in the first and fifth regions is 5 ⁇ [the pickling tank of the hot-rolled coil in the third region. Passing speed] ⁇ 1/2 to 5 ⁇ [The pickling tank passage speed of the hot-rolled coil in the third region] ⁇ 2
  • the pickling bath passage speed of the hot-rolled coil in the second region and the fourth region is 5 ⁇ [the third region] of the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil/2] ⁇ 1/2 to 5 ⁇ [the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil in the third region/2] ⁇ 2 to control.
  • the passing speed of the hot-rolled coil in the third region needs to be maintained at 50mpm or less in order to effectively remove the oxide and the decarburized layer directly below the surface.
  • the passing rate is too low, the amount of steel sheet removed through pickling increases due to over-pickling, and the pickling rate is slow and productivity is lowered.
  • the pickling tank passing speed of the hot-rolled coils in the first region and the fifth region can be controlled to be faster than the third region, and the speed is 5 ⁇ [ It is necessary to control the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil in the third region] ⁇ 1/2 to 5 ⁇ [the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil in the third region] ⁇ 2. Again, it is preferable to control the oxide and decarburized layer directly under the surface to a range that does not reduce productivity and effectively removes it.
  • the pickling tank passing speed of the hot-rolled coils in the second and fourth areas can also be controlled to be faster than in the third area, and the speed is 5 ⁇ the pickling tank passing speed of the hot-rolled coil in the third area.
  • the pickling bath passage speed of the hot-rolled coil in the third region/2] ⁇ 2 it is necessary to control. Again, it is preferable to control the oxide and decarburized layer directly under the surface to a range that does not reduce productivity and effectively removes it.
  • the pass speed of the hot-rolled coil corresponding to the (n/2)th region which is the region where the thickness of the internal oxide layer and/or decarburization layer is thickest
  • the pickling tank passage speed is 5mpm to 50mpm
  • the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil corresponding to each area is controlled by the following relation 2, and when t>(n/2), each area It is more preferable to control the passing speed of the hot-rolled coil corresponding to the pickling tank by the following relational formula (3).
  • the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil corresponding to the t-th region n ⁇ [(the pickling tank passage speed of the hot-rolled coil corresponding to the (n/2)-th region/t] ⁇ 1/2 to n ⁇ [((n/2)th region) /2) Passing speed of hot-rolled coil corresponding to the pickling tank)/t] ⁇ 2
  • the pickling tank passing speed of the hot-rolled coil corresponding to the t-th region n ⁇ [(the pickling tank passing speed of the hot-rolled coil corresponding to the (n/2)th region/(n-t+1)] ⁇ 1/2 to n ⁇ [(passing speed of hot-rolled coil corresponding to the (n/2)th region)/(n-t+1)] ⁇ 2
  • n is a natural number, and the t-th refers to the order sequentially assigned to correspond to each region divided in the longitudinal direction of the hot-rolled coil]
  • the internal oxidation layer and/or the decarburization layer formed on the surface layer can be efficiently removed by controlling the acid concentration and temperature of the pickling solution in the pickling tank as well as the above-mentioned pickling rate.
  • the concentration of hydrochloric acid in the pickling solution may be 5 to 25%. If the concentration of hydrochloric acid is less than 5%, there is a problem in that the pickling ability is reduced, and if it exceeds 25%, there is a problem in that the concentration of hydrochloric acid is high and the overacid taxation or cost is increased.
  • the temperature of the pickling solution may be 70 °C to 90 °C. If the acid temperature is less than 70 °C, there is a problem that the pickling ability is reduced, and if it is more than 90 °C, there is a problem of over-picking or consumption due to evaporation increases.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface layer is 1 to 10 ⁇ m, and the standard deviation of the thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer in the longitudinal direction is 2 ⁇ m or less, More preferably, it is possible to provide a high carbon pickling steel sheet having an excellent surface quality of 1.6 ⁇ m or less.
  • a cold-rolled steel sheet can be manufactured by cold-rolling the pickled steel sheet.
  • the reduction ratio of the cold rolling may be 10% to 80% according to the strength and thickness requirements of the final product.
  • the average thickness of the oxide layer and the decarburized layer directly under the surface of the pickled steel sheet is reduced in proportion to the reduction ratio. That is, the thickness of the internal oxidation layer and the decarburization layer of the cold-rolled steel sheet may be [thickness of the internal oxidation layer and the decarburization layer of the pickled steel sheet] ⁇ the cold rolling reduction (%)/100.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed in the surface layer portion of the steel sheet is 1 ⁇ [1-cold reduction (%)] ⁇ m to 10 ⁇ [1-cold reduction (%)) ] ⁇ m can be satisfied.
  • the average thickness of the internal oxide layer and/or the decarburized layer formed on the surface layer portion of the cold-rolled steel sheet satisfies the range of 0.2 to 8 ⁇ m.
  • the standard deviation of the thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer in the longitudinal direction of the cold-rolled steel sheet can be maintained at 2 ⁇ m or less, more preferably 1.6 ⁇ m or less, as in the above-mentioned pickled steel sheet.
  • each hot-rolled coil was manufactured using a conventional manufacturing method. That is, the steel slab having the composition shown in Table 1 below was reheated in a temperature range of 1050 to 1350° C. and then rough rolled, and then, the rough-rolled steel slab was finish hot rolled in a temperature range of 800 to 950° C. Thereafter, the finish hot-rolled hot-rolled steel sheet was cooled to a temperature range of 500 to 750° C. at a cooling rate of 10 to 1000° C./s, then wound, and then, the wound hot-rolled coil was air-cooled.
  • each of the prepared hot-rolled coils was immersed in a pickling bath under the conditions shown in Table 2 below for pickling, thereby removing the internal oxidation layer and/or decarburization layer formed on the surface to prepare a pickling steel sheet.
  • the hot-rolled coil for each region is a pickling tank A pickling steel sheet was manufactured by controlling the speed of passing through it as shown in Table 2 below.
  • the average thickness ( ⁇ m) of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the pickling steel sheet from which the surface internal oxidation layer and/or decarburization layer have been removed from the pickling tank is calculated as the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the hot-rolled coil before pickling. ( ⁇ m) was measured and the results are shown in Table 3 below. At this time, the standard deviation ( ⁇ m) of the thickness of the internal oxidation layer and/or the decarburized layer in the longitudinal direction of the pickled steel sheet was also measured and shown in Table 3 below.
  • a cold-rolled steel sheet was also prepared by cold-rolling the prepared pickled steel sheet under the conditions shown in Table 2 below.
  • the average thickness ( ⁇ m) of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of each manufactured cold-rolled steel sheet was measured compared to the average thickness ( ⁇ m) of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the hot-rolled coil before pickling, and the results are shown in Table 3 below.
  • the standard deviation ( ⁇ m) of the thickness of the internal oxidation layer and/or the decarburized layer in the longitudinal direction of the cold-rolled steel sheet was also measured and shown in Table 3 below.
  • a specific method for measuring the average thickness ( ⁇ m) and standard deviation ( ⁇ m) of the internal oxide layer and/or the decarburized layer is as follows. First, the thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer is measured by measuring the cross section of the steel sheet with an optical microscope or electron microscope (SEM), and the decarburization layer is corroded using a corrosion solution such as nital. The decarburized layer is separated, and the internal oxide layer is directly observed from the cross section without corrosion to distinguish the base material layer and the internal oxide layer. At this time, the average thickness of the internal oxidation layer and/or the decarburized layer is obtained by measuring at least 5 places in the longitudinal direction of the steel sheet and obtaining the average value. It is measured by taking one or more samples from each zone. In addition, the standard deviation is obtained by obtaining the standard deviation value for the data at 5 or more locations in the longitudinal direction of the steel sheet measured above.
  • SEM optical microscope or electron microscope
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the hot-rolled steel sheet, and the internal oxidation layer of the pickled steel sheet and/or the average thickness of the decarburized layer the standard deviation of the thickness of the internal oxidation and/or decarburization layer in the pickled steel sheet, the average thickness of the internal oxidation and/or decarburization layer in the cold-rolled steel sheet, the thickness of the internal oxidation and/or decarburization layer in the cold-rolled steel sheet It can be confirmed that the standard deviation of all satisfies the required range.
  • the average thickness of the internal oxidation layer and/or decarburization layer of the pickling steel sheet and the cold-rolled steel sheet of Comparative Example 1-2 in which the pickling tank passage speed was uniformly controlled was evaluated to a desired level, but the longitudinal interior of the pickling steel sheet and the cold-rolled steel sheet It can be seen that the standard deviation of the thickness of the oxide layer and/or the decarburized layer is too high to ensure uniform surface quality.
  • the conventional example in which the speed of passing through the pickling tank is constantly controlled at an excessively low speed is a case of the overpickling operation generally carried out in the pickling treatment. It can be seen that all of the decarburized layer is removed. However, this conventional method does not have a surface defect problem as the internal oxidation / decarburization layer of the pickled steel sheet or the cold rolled steel sheet is all removed, but there is a problem that the time of the pickling operation is very long, so there is a basic problem that it is inefficient and uneconomical.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Cleaning And De-Greasing Of Metallic Materials By Chemical Methods (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명은, 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고 강판을 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이내인 표면품질이 우수한 산세 강판을 제공한다.

Description

표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법
본 발명은 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 강판의 길이방향으로 내부산화층 및 탈탄층의 두께 편차가 작은 표면 품질이 우수한 산세 강판, 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
탄소강의 경우, 표면 품질을 향상시키기 위하여 제조 단계에서 표층 산화물이나 탈탄층의 형성을 억제하거나, 생성된 표층 산화물이나 탈탄층을 제거하기 위해 열처리 혹은 특별한 장치를 이용하는 등의 다음과 같은 특허문헌들이 알려져 있다.
특허문헌 1은 탄소강의 열간 가공시 발생하는 탈탄을 방지하기 위해 탄소를 함유하는 탈탄 방지제를 도포하는 기술을 제시하고 있으나, 이는 가열 단계에서의 탈탄을 방지할 수는 있지만 열간 압연 이후 권취시 발생하는 탈탄의 문제를 해결하는데에는 바람직하지 않다.
특허문헌 2 및 3은 강재 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해 황산을 주성분으로 하는 첨가제를 투입하여 산세 처리 능력을 향상시키는 기술을 제시하고 있으나, 코일의 길이방향으로 내부산화층 등을 균일하게 제어하는 기술과는 거리가 있다.
특허문헌 4 및 5는 강재 표면에 생성된 스케일을 효과적으로 제거하기 위해 탈탄성 환원 분위기에서의 열처리 혹은 유도가열을 이용하는 스케일 제거의 기술을 제시하고 있으나, 추가적인 장치 제작 및 사용에 대한 비용이 들고, 이 역시 코일 길이방향으로 내부산화층 등을 일하게 제어하는 기술과는 거리가 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 특허공개 1993-123739호
(특허문헌 2) 일본 특허공개 1998-072686호
(특허문헌 3) 일본 특허공개 2004-331994호
(특허문헌 4) 일본 특허공개 1995-070635호
(특허문헌 5) 한국 등록특허 10-1428311호
본 발명의 일 측면에 따르면 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명은 일 실시형태에 있어서,
중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상: 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고 강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 표면품질이 우수한 산세 강판에 관한 것이다.
본 발명의 다른 실시형태에 있어서,
중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1×[1-냉간압하율(%)]㎛ 내지 10 ×[1-냉간압하율(%)]㎛이고,
강판을 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 표면품질이 우수한 냉연 강판에 관한 것이다.
또한 본 발명의 산세강판 및 냉연강판은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
본 발명은 또다른 실시형태에 있어서,
중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연코일을 준비하는 단계; 상기 열연코일을 산세조에 침지하여 통과시킴으로써 표층부의 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하는 단계;를 포함하는 산세 강판의 제조방법에 있어서,
상기 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 분할하였을때, 상기 제2영역, 제3영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제 1영역 및 제5영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 또다른 실시형태에 있어서,
중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연코일을 준비하는 단계; 상기 열연코일을 산세조에 침지하여 통과시킴으로써 표층부의 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하는 단계; 및 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층이 제거된 열연강판을 냉간압연하는 단계;를 포함하는 냉연 강판의 제조방법에 있어서,
상기 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 분할하였을때, 상기 제2영역, 제3영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제 1영역 및 제5영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법에 관한 것이다.
상술한 구성의 본 발명에 따르면, 강판 길이방향으로 내부산화층등이 균일하게 형성된 표면 품질이 우수한 탄소 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다. 특히, 추가 공정이나 장치 등을 통한 추가 비용을 발생시키지 않고, 오히려 기존 대비 산세의 생산성이 향상되어 제조원가를 줄이는 효과가 있다.
이하, 본 발명을 설명한다.
일반적으로, 통상의 재가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취를 통하여 제조되는 열연코일의 표층부에는 잘 알려진 바와 같이, 내부산화층 및/또는 탈탄층과 같은 내부 결함층이 존재한다. 상기 내부 산화층은 철(Fe)보다 산소 친화도가 높은 크롬(Cr), 망간(Mn), 실리콘(Si), 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 알루미늄(Al) 등의 성분이 모재 내에서 산화를 일으키는 과정에서 발생할 수 있다. 그리고 상기 탈탄층은 강중 탄소와 대기 및 스케일의 산소가 결합한 후 가스 형태로 대기중으로 배출되는 과정에서 발생할 수 있으며, 이러한 내부 결함층의 두께는 열연 강판의 성분, 열연 강판을 열연 코일(HC)로 권취할 때의 온도, 권취 이후 냉각 시간, 열연 강판의 폭과 두께, 길이 등에 따라 달라질 수 있으며, 50㎛ 이내일 수 있다.
한편 이러한 내부 결함층은 후행하는 산세공정 및 냉간압연공정에도 영향을 미쳐 궁극적으로 최종 제조된 강판의 표면 특성을 저하시키는 요인이 되고 있다. 따라서 본 발명은 이러한 내부산화층 등의 두께 편차를 보이는 열연코일을 이용하여, 최적의 산세조건을 제공함으로써 표면품질이 우수한 산세강판 및 냉연강판을 제공함을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 산세강판 및 냉연강판을 설명한다.
먼저, 본 발명의 산세강판 및 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 이용하는 것으로, 이하, 이들의 강 조성성분 및 성분 범위 제한사유를 설명한다. 한편 여기에서 "%"는 달리 정한바가 없다면 "중량%"를 의미한다.
·탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만
탄소(C)는 강의 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 고탄소 강판의 강도 확보를 위해 일정 수준 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 또한, 탄소 함량(C)이 일정 수준이 미만인 경우, 최종 부품의 원하는 강도와 경도 및 내구성을 확보하지 못하여 고탄소 강판의 기능을 하지 못하기 때문에, 본 발명은 탄소(C) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 반면, 탄소(C)가 과다하게 첨가되는 경우, 강도는 향상되는 반면, 과다한 시멘타이트의 형성으로 제조 과정에서 크랙이 발생하거나 표면에도 균열을 발생시키게 되어 표면 품질 저하의 문제가 발생할 수 있고, 용접성 저하의 원인이 되므로, 본 발명은 탄소(C) 함량을 0.4% 미만으로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.05% 이상 0.4% 미만의 범위일 수 있다.
·실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외)
실리콘(Si)은 산소와의 친화력이 강한 원소이므로, 다량 첨가되는 경우, 적스케일과 같은 표면 스케일에 의해 육안으로 관찰되는 표면흠을 유발할 수 있어 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)은 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강의 강도 향상에 기여하는 원소이기도 하므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 하한에서 0%를 제외할 수 있다.
·인(P) 0.05% 이하
인(P)은 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하를 유발하는 주요 원소이다. 따라서, 인(P) 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 인(P)의 함량을 0%로 제한하는 것이 이론상 가장 유리하다. 다만, 인(P)은 제강공정 중 강 중에 불가피하게 유입되는 불순물로, 그 함량을 0%로 제어하는 데에는 과도한 공정 부하가 유발될 수 있다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 점을 고려하여, 인(P) 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다.
·황(S): 0.03% 이하
황(S)은 MnS를 형성하여 석출물 양을 증가시키고, 강을 취화시키는 주요 원소이다. 따라서, 황(S) 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 황(S)의 함량을 0%로 제한하는 것이 이론상 가장 유리하다. 다만, 황(S) 역시 제강공정 중 강 중에 불가피하게 유입되는 불순물로, 그 함량을 0%로 제어하는 데에는 과도한 공정 부하가 유발될 수 있다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 점을 고려하여, 황(S) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다.
·보론(B): 0.01% 이하
보론(B)은 오스테나이트로부터 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등으로 변태할 때, 변태속도를 느리게 하는 원소로 냉각을 통한 변태제어에 용이한 원소이다. 다만, 보론(B)을 과다하게 첨가하는 경우 입계에 편석하여 강도, 연성, 인성 등을 저하시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명의 보론(B) 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
·망간(Mn)과 크롬(Cr)중 1종 이상: 0.1% 이상 2.5% 미만
망간(Mn), 크롬(Cr)은 강의 경화능 형성에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 망간(Mn) 및 크롬(Cr)을 포함할 수 있다. 다만, 고가의 원소인 망간(Mn) 및 크롬(Cr)의 과다첨가는 경제적 측면에서 바람직하지 않으며, 망간(Mn) 및 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우 용접성을 저하시킬 수 있으므로, 본 발명의 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상의 함량은 0.1% 이상 2.5% 미만의 범위일 수 있다.
·[관계식 1]
본 발명의 산세강판 및 냉연강판은 하기 관계식 1을 만족하도록 C, Si, Mn, Cr, P 및 S를 함유함이 바람직하다. 본 발명에서 하시 관계식 1을 규정한 이유는 해당 원소가 용접성을 저하시키는 원인이 되기 때문이다. 만일 하기 관계식 1으로 정의되는 성분 원소들의 함량의 합이 0.5 이상이면 용접성이 저하되어 용접부 주위에 균열을 발생시키는 문제가 있다.
[관계식 1]
C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다
본 발명의 산세강판에서 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께는 1~10㎛ 범위일 것이 요구된다. 만일 상기 두께가 1㎛ 미만이면, 내부산화층 및/또는 탈탄층이 다량으로 제거되거나 모두 제거되어 제어할 수 없는 수준이 된다. 이렇게 될 경우, 산세 생산성이 저하될 뿐 아니라 산세로 인해 제거되는 강판이 소모량이 커지는 문제가 있다. 한편 10㎛를 초과하면 표면에 잔류하는 내부산화층 및/또는 탈탄층이 두껍게 남겨지게 되어 내구성 등의 표면 품질을 저하시키는 문제가 있다.
한편 본 발명에서 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께는 강판의 단면을 광학현미경 혹은 전자현미경(SEM)으로 측정한 것으로, 평균 두께는 강판의 길이방향으로 5군데 이상을 측정하여 그 평균값을 구한 것이다. 즉, 본 발명에서 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께는 강판의 단면을 광학현미경 혹은 전자현미경(SEM)으로 측정한 것으로, 탈탄층은 나이탈 등의 부식 용액을 이용해 부식한 단면을 측정하여 모재층과 탈탄층을 구분하고, 내부산화층은 부식을 하지 않고 단면에서 직접 관찰하여 모재층과 내부산화층을 구분한다. 이 때, 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께는 강판의 길이방향으로 5군데 이상을 측정하여 그 평균값을 구한 것으로, 강판의 길이방향에 대한 측정 위치는 코일을 길이방향으로 균등하게 5등분 이상 하였을 때, 각각의 구역에서의 1개 이상의 샘플을 채취하여 측정한 것이다. 또한, 표준편차는 위에서 측정한 강판의 길이방향으로 5군데 이상의 데이터에 대한 표준편차 값을 구한 것이다.
한편, 본 발명의 냉연강판은, 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1×[1-냉간압하율(%)]㎛ 내지 10×[1-냉간압하율(%)]㎛ 범위를 만족한다. 즉, 냉간압연 시의 압하율에 따라 강판표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께도 감소하게 된다. 바람직하게는, 상기 냉연강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께를 0.2~8㎛ 범위로 관리하는 것이다.
또한 본 발명의 산세강판 및 냉연강판은 강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이내을 만족한다. 만일 상기 두께 표준 편차가 2㎛를 초과하면 위치별로 표면 품질의 편차가 발생하게 되고, 산세를 통해 제거되는 양의 편차가 발생해 산세로 인해 제거되는 강판이 소모량이 커지거나 충분히 제거되지 않아 표면 품질을 저하시키는 문제가 있다. 보다 바람직하게는, 상기 두께 표준 편차를 1.6㎛ 이하로 제한하는 것이다.
다음으로, 본 발명의 표면품질이 우수한 산세강판 및 냉연강판 제조방법을 설명한다.
먼저, 본 발명에서는 열연코일을 준비한다.
먼저, 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 이용하는 것이다.
또한 본 발명은 상기 열연코일을 제조하는 구체적인 제조공정에 제한되지 않으며, 일반적인 제조공정을 이용할 수 있다. 구체적으로, 전술한 강 조성으로 구비되는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열간압연된 열연강판을 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 코일을 냉각하는 단계;를 포함하는 일반적인 열연코일 제조공정을 이용할 수 있다.
그 일예로서, 다음과 같은 제조공정을 이용하여 열연코일을 제조할 수 있다.
슬라브 재가열 및 열간압연
통상의 슬라브 제조 공정에 의해 제조된 슬라브는 일정 온도범위에서 재가열될 수 있다. 충분한 균질화 처리를 위해 재가열 온도 하한을 1050℃로 제한할 수 있으며, 경제성 및 표면 품질을 고려하여 재가열 온도의 상한을 1350℃로 제한할 수 있다.
이어, 재가열된 슬라브는 통상의 방법으로 조압연되며, 조압연된 강 슬라브는 마무리 열갑안연에 의해 1.5mm 내지 10mm 두께로 압연될 수 있다. 본 발명은 열간압연은 통상의 조건에 의해 수행될 수 있으나, 압연하중 제어 및 표면 스케일 저감을 위한 마무리 압연 온도는 800~950℃의 범위일 수 있다.
냉각 및 권취
열간압연 직후의 열연강판에 대해 제어 냉각이 실시될 수 있다.
본 발명은 열연강판의 표면 품질을 엄격히 제어하고자 하는바, 본 발명의 냉각은 5초 이내에 개시되는 것이 바람직하다. 열간압연 후 냉각 개시 시점까지의 시간이 5초를 초과하는 경우, 대기 중에서의 공랭에 의해 본 발명이 의도하지 않는 내부산화층 및/또는 탈탄층이 강판의 표층부에 형성될 수 있다. 열간압연 후 냉각 개시 시점까지의 보다 바람직한 시간은 3초 이내일 수 있다.
또한, 열간압연 직후의 열연강판은 10~1000℃/s의 냉각속도로 500℃ 이상 750℃ 이하의 권취 온도까지 냉각될 수 있다. 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우, 냉각 중 내부산화층 및/또는 탈탄층이 강판의 표층부에 형성될 수 있으므로, 본 발명이 목적하는 표면 품질을 확보할 수 없는 문제점이 존재한다. 본 발명은 목적하는 표면 품질 확보를 위해 냉각속도의 상한을 특별히 한정하지 않으나, 설비 한계 및 경제성을 고려하여 냉각속도의 상한을 1000℃/s로 제한할 수 있다. 또한, 권취 온도가 500℃ 미만일 경우 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온 변태 조직이 형성되어 강판의 균열이 발생할 수 있다. 또한, 750℃를 초과하는 경우에는 지나치게 많은 양의 내부산화층 및/또는 탈탄층이 강판의 표층부에 형성될 수 있으므로, 본 발명이 목적하는 표면 품질을 확보할 수 없는 문제점이 존재한다.
권취된 코일의 냉각
권취된 코일은 공기중에서 냉각하게 되는데, 이 때, 고탄소 열연강판은 표층에 형성된 스케일층 뿐 아니라, 표면 직하에 산화물 및/또는 탈탄층이 추가로 형성된다. 이러한 표층 직하에 형성되는 산화물 및/또는 탈탄층은 열연강판의 길이방향으로 선미단부와 중심부의 깊이가 다르게 형성된다. 이는 열연코일이 권취된 상태에서 냉각할 때, 선미단부와 중심부의 온도가 다르기 때문이다. 이들 선미단부와 중심부의 표면 직하의 산화물 및 탈탄층은 각각 0~5㎛, 3~20㎛의 깊이일 수 있다.
이상의 제조방법에 의해 제조된 열연강판은, 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 2 내지 20㎛의 수준으로 형성될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 열연코일을 산세조의 산세용액에 침지하여 통과시킴으로써 표층부의 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하다.
이때, 본 발명에서는 상기 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 분할하였을때, 상기 제2영역, 제3영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제 1영역 및 제5영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어한다. 또한 상기 제3영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제2영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것이 바람직하다. 이렇게 함으로써, 열연코일에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 길이별 두께 편차에도 불구하고 산세처리를 통하여 길이 방향으로 두께 편차가 저감된 산세강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서 상기 제3 영역의 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께가 가장 두꺼우며, 상기 분할은 등분할 일 수 있다.
보다 바람직하게는, 상기 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5mpm 내지 50mpm이고, 상기 제1영역 및 제 5영역의 평균 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×2이며, 상기 제2영역 및 제4영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×2로 제어하는 것이다.
상기 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 표면 직하 산화물 및 탈탄층을 효과적으로 제거하기 위해 50mpm 이하의 속도를 유지할 필요가 있다. 한편, 상기 통과속도가 지나치게 낮으면 과산세가 됨으로써 산세를 통해 제거되는 강판의 양이 많아지게 되고, 산세속도가 느려 생산성이 저하됨으로 5mpm 이상의 속도로 제어하는 것이 바람직하다
상기 제1영역과 제5영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 상기 제3영역 보다 빠른 속도로 제어할 수 있는데, 그 속도는 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도를 기준으로 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×2로 제어할 필요가 있다. 이 역시 표면 직하 산화물 및 탈탄층을 효과적으로 제거하고 생산성을 저하시키지 않는 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 제2영역과 제4영역의 열연코일의 산세조 통과속도도 마찬가지로 상기 제3영역 보다 빠른 속도로 제어할 수 있는데, 그 속도는 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도를 기준으로 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×2로 제어할 필요가 있다. 이 역시 표면 직하 산화물 및 탈탄층을 효과적으로 제거하고 생산성을 저하시키지 않는 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 열연코일을 길이방향으로 n개의 영역으로 분할하였을때, 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께가 가장 두꺼운 영역인 제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 5mpm 내지 50mpm으로 하고, t≤(n/2)의 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 2에 의해 제어하고, t＞(n/2)인 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 3에 의해 제어하는 것이 더욱 바람직하다.
[관계식 2]
t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/t]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/t]×2
[관계식 3]
t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/(n-t+1)]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/(n-t+1)]×2
[단, 관계식 2-3에서 n은 자연수이며, t번째란 열연코일의 길이방향으로 분할된 각각의 영역에 대응되도록 순차적으로 부여된 차수를 말함]
한편 본 발명의 산세 공정에서는 전술한 산세속도 뿐만 아니라 산세조의 산세용액의 산농도 및 온도를 제어하여 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층을 효율적으로 제거할 수 있다.
구체적으로, 산세용액 중 염산의 농도는 5 내지 25% 일 수 있다. 염산의 농도가 5% 미만일 경우 산세능이 저하되는 문제가 있고, 25%를 초과할 경우 염산의 농도가 높아 과산세가 되거나 비용이 증가하는 문제가 있다.
산세용액의 온도는 70℃ 내지 90℃ 일 수 있다. 산온도가 70℃ 미만일 경우 산세능이 저하되는 문제가 있고, 90℃ 이상일 경우 과산세가 되거나 증발로 인한 소모량이 많아지는 문제가 있다
상기와 같은 산세처리를 통하여, 그 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하, 보다 바람직하게는 1.6㎛ 이하인 표면품질이 우수한 고탄소 산세 강판을 제공할 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 산세된 강판을 냉연압연함으로써 냉연강판을 제조할 수 있다.
상기 냉간압연의 압하율은 최종 제품의 강도 및 두께 요구조건에 따라 10% 내지 80%로 냉간압연할 수 있다. 이렇게 냉간압연할 경우, 산세강판 표면 직하의 산화층 및 탈탄층의 평균 두께는 압하율에 비례하여 줄어들게 된다. 즉, 냉연강판의 내부산화층 및 탈탄층의 두께는 [산세 강판의 내부산화층 및 탈탄층의 두께]× 냉간 압하율(%) /100이 될 수 있다.
따라서, 본 발명의 냉연강판은, 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1×[1-냉간압하율(%)]㎛ 내지 10×[1-냉간압하율(%)]㎛를 만족할 수 있다.
바람직하게는, 상기 냉연강판 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 0.2~8㎛ 범위를 만족하는 것이다.
한편 냉연강판을 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차는 전술한 산세강판과 동일하게 2㎛ 이하, 보다 바람직하게는 1.6㎛ 이하를 유지할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 가지는 열연코일을 제조한 후, 하기 표 2의 조건을 이용하여 산세강판 및 냉연강판을 제조하였다. 각각의 열연코일은 통상의 제조방법을 이용하여 제조되었다. 즉, 하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1350℃ 온도범위에서 재가열한 후 조압연하고, 이어, 조압연된 강슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하였다. 이후, 상기 마무리 열간압연된 열연강판을 10~1000℃/s의 냉각속도로 500~750℃의 온도범위로 냉각한 후, 권취하였으며, 이어, 권취된 열연코일을 공냉함으로써 제조하였다.
그리고 상기 제조된 각각의 열연코일을 하기 표 2의 조건으로 산세조에 침지하여 산세함으로써 그 표면에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하여 산세강판을 제조하였다. 구체적으로, 상기 제조된 각각의 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 5등분하였을 때, 그 각각의 영역에 대한 열연코일이 산세조를 통과하는 속도를 하기 표 2와 같이 제어하여 산세강판을 제조하였다.
이후, 상기 산세조에서 배출되어 그 표면 내부산화층 및/또는 탈탄층이 제거된 산세강판의 내부산화층 및/또는 탈탄층 평균두께(㎛)를 산세전 열연코일의 내부산화층 및/또는 탈탄층 평균두께(㎛) 대비 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었으며, 이때, 상기 산세강판 길이방향 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께 표준편차(㎛)를 또한 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
한편 본 발명에서는 상기 제조된 산세강판을 하기 표 2의 조건으로 냉간압연함으로써 냉연강판을 또한 제조하였다. 그리고 제조된 각각의 냉연강판의 내부산화층 및/또는 탈탄층 평균두께(㎛)를 산세전 열연코일의 내부산화층 및/또는 탈탄층 평균두께(㎛) 대비 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었으며, 이때, 상기 냉연강판 길이방향 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께 표준편차(㎛)를 또한 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
여기에서, 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균두께(㎛) 및 표준편차(㎛)를 측정하는 구체적인 방법은 다음과 같다. 먼저, 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께는 강판의 단면을 광학현미경 혹은 전자현미경(SEM)으로 측정한 것으로, 탈탄층은 나이탈 등의 부식 용액을 이용해 부식한 단면을 측정하여 모재층과 탈탄층을 구분하고, 내부산화층은 부식을 하지 않고 단면에서 직접 관찰하여 모재층과 내부산화층을 구분한다. 이 때, 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께는 강판의 길이방향으로 5군데 이상을 측정하여 그 평균값을 구한 것으로, 강판의 길이방향에 대한 측정 위치는 코일을 길이방향으로 균등하게 5등분 이상 하였을 때, 각각의 구역에서의 1개 이상의 샘플을 채취하여 측정한 것이다. 또한, 표준편차는 위에서 측정한 강판의 길이방향으로 5군데 이상의 데이터에 대한 표준편차 값을 구한 것이다.
강종 열연코일 조성성분(중량%)
C Si P S B Mn Cr 잔부
1 0.08 0.07 0.010 0.003 0.0020 0.40 0.25 Fe 및
불순물
2 0.15 0.06 0.015 0.003 0.0015 0.40 0.45
3 0.22 0.08 0.012 0.004 0.0017 0.43 0.25
4 0.35 0.06 0.014 0.003 0.0016 0.40 0.40
5 0.02 0.07 0.011 0.004 0.0015 0.41 0.09
6 0.5 0.07 0.012 0.003 0.0016 0.40 0.23
강종 제1영역 산세조 통과 속도 (mpm) 제2영역 산세조 통과 속도 (mpm) 제3영역 산세조 통과 속도 (mpm) 제4영역 산세조 통과 속도 (mpm) 제5영역 산세조 통과 속도 (mpm) 염산의 농도 (%) 산세용액의 온도 (℃ 냉간압하율 (%) 비고
1 60 40 20 40 60 15 80 50 발명예1
2 30 20 10 20 30 15 80 50 발명예2
2 50 25 10 25 50 15 80 50 발명예3
2 70 40 10 40 70 15 80 50 발명예4
2 50 40 20 40 50 15 80 50 발명예5
2 50 25 10 25 50 20 80 50 발명예6
2 50 25 10 25 50 15 85 50 발명예7
2 50 25 10 25 50 15 80 20 발명예8
2 50 25 10 25 50 15 80 70 발명예9
3 50 25 10 25 50 15 80 50 발명예10
4 50 25 10 25 50 15 80 50 발명예11
2 10 10 10 10 10 15 80 50 비교예1
2 50 50 50 50 50 15 80 50 비교예2
5 50 25 10 25 50 15 80 50 비교예3
6 50 25 10 25 50 15 80 50 비교예4
2 5 5 5 5 5 15 80 50 종래예
강종 열연강판 내부산화층/탈탄층 평균두께
(㎛)		 산세강판 내부산화층/탈탄층 평균두께
(㎛)		 산세강판 길이방향 내부산화층/탈탄층 두께 표준편차(㎛) 냉연강판 내부산화층/탈탄층 평균두께(㎛) 냉연강판 길이방향 내부산화층/탈탄층 두께 표준편차(㎛) 용접성 지수 비고
1 8.7 4.7 0.6 2.3 0.5 0.147 발명예1
2 12.0 6.0 1.1 2.5 0.6 0.237 발명예2
2 11.2 7.0 1.1 3.2 0.9 0.237 발명예3
2 11.5 8.3 1.2 3.7 0.9 0.237 발명예4
2 9.9 7.0 1.0 4.1 0.7 0.237 발명예5
2 10.3 5.9 1.4 2.8 0.5 0.237 발명예6
2 10.3 5.2 1.1 3.3 0.6 0.237 발명예7
2 10.4 6.4 1.4 5.0 1.0 0.237 발명예8
2 9.4 6.4 1.5 1.8 0.4 0.237 발명예9
3 12.1 7.2 1.3 3.7 0.9 0.297 발명예10
4 13.3 8.6 1.4 4.9 1.0 0.432 발명예11
2 10.3 5.0 3.6 2.7 2.1 0.237 비교예1
2 12.7 9.1 3.4 4.9 3.0 0.237 비교예2
5 9.4 7.9 6.0 6.6 3.8 0.565 비교예3
6 12.5 9.2 2.3 4.6 2.5 0.920 비교예4
2 10.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.237 종래예
상기 표 1-3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 발명예 11의 경우, 열연강판의 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균두께, 산세강판 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균두께, 산세강판 길이방향 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께의 표준편차, 냉연강판 내부산화층 및 /또는 탈탄층의 평균두께, 냉연강판 길이방향 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께의 표준편차가 모두 요구하는 범위를 만족하는 것을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 산세조 통과 속도가 균일하게 제어된 비교예 1-2의 산세강판 및 냉연강판의 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균두께는 원하는 수준으로 평가되었으나, 산세강판 및 냉연강판의 길이방향 내부산화층 및/또는 탈탄층 두께의 표준편차가 지나치게 높아 균일한 표면 품질을 확보하지 못함을 알 수 있다.
또한 비교예 3-4는 관계식 1에서 정의하는 용접성 지수 값이 과도하여 용접성이 저하함을 확인할 수 있다.
한편 산세조 통과 속도를 지나치게 낮은 속도로 일정하게 제어하는 종래예는, 산세처리함에 있어서 일반적으로 실시되고 있는 과산세 조업을 나타내는 경우로서, 산세조를 천천히 통과한 산세강판 또는 냉연강판의 내부산화/탈탄층이 모두 제거되는 것을 알 수 있다. 그러나 본 종래 방법은 산세강판 또는 냉연강판의 내부산화/탈탄층이 모두 제거됨에 따라 제품의 표면 결함 문제는 없지만, 산세 작업의 시간이 매우 길어지는 문제가 있어 비효율적이고 비경제적이라는 기본적인 문제가 있다.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (25)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상: 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고
    강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 표면품질이 우수한 산세 강판.
  2. 제 1항에 있어서, 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판.
    [관계식 1]
    C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
  3. 제 1항에 있어서, 강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 1.6㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고탄소 산세 강판.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1×[1-냉간압하율(%)]㎛ 내지 10 ×[1-냉간압하율(%)]㎛이고,
    강판을 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 표면품질이 우수한 냉연 강판.
  5. 제 4항에 있어서, 상기 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 0.2~8㎛ 범위인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연 강판.
  6. 제 4항에 있어서, 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연 강판.
    [관계식 1]
    C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
  7. 제 4항에 있어서, 강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 1.6㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고탄소 냉연 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연코일을 준비하는 단계; 상기 열연코일을 산세조에 침지하여 통과시킴으로써 표층부의 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하는 단계를 포함하는 산세 강판의 제조방법에 있어서,
    상기 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 분할하였을때, 상기 제2영역, 제3영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제 1영역 및 제5영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 열연코일은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
  10. 제 8항에 있어서, 상기 열연코일은,
    강슬라브를 1050~1350℃ 온도범위에서 재가열 한 후 조압연하고, 이어, 조압연된 강슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간압연된 열연강판을 10~1000℃/s의 냉각속도로 500~750℃의 온도범위로 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연코일을 공냉하는 단계;를 포함하는 공정으로부터 준비되어지는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서, 상기 제3영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제2영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  12. 제 8항에 있어서, 상기 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5mpm 내지 50mpm이고, 상기 제1영역 및 제 5영역의 평균 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×2, 그리고 상기 제2영역 및 제4영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×2로 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  13. 제 8항에 있어서, 열연코일을 길이방향으로 n개의 영역으로 분할하였을때, 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께가 가장 두꺼운 영역인 제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 5mpm 내지 50mpm으로 하고, t≤(n/2)의 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 2에 의해 제어하고, t＞(n/2)인 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 3에 의해 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
    [관계식 2]
    t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/t]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/t]×2
    [관계식 3]
    t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/(n-t+1)]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/(n-t+1)]×2
    [단, 관계식 2-3에서 n은 자연수이며, t번째란 열연코일의 길이방향으로 분할된 각각의 영역에 대응되도록 순차적으로 부여된 차수를 말함]
  14. 제 8항에 있어서, 상기 산세조의 산세용액 중 염산의 농도는 5 내지 25%인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  15. 제 8항에 있어서, 상기 산세조의 산세용액의 온도가 70℃ 내지 90℃ 범위인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  16. 제 8항에 있어서, 상기 산세 후, 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고 상기 산세강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 산세 강판 제조방법.
  17. 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이상 0.4% 미만, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 인(P) 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 망간(Mn), 크롬(Cr) 중 하나 이상을 0.1~2.5%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연코일을 준비하는 단계; 상기 열연코일을 산세조에 침지하여 통과시킴으로써 표층부의 내부산화층 및/또는 탈탄층을 제거하는 단계; 및 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층이 제거된 열연강판을 냉간압연하는 단계;를 포함하는 냉연 강판의 제조방법에 있어서,
    상기 열연코일을 길이방향으로 제1영역, 제2영역, 제3영역, 제4영역 및 제5영역으로 분할하였을때, 상기 제2영역, 제3영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제 1영역 및 제5영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  18. 제 17항에 있어서, 상기 열연코일은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    C(%) + Si(%)/6 + Mn(%)/20 + Cr(%)/20 + 2×P(%) + 4×S(%) < 0.5
  19. 제 17항에 있어서, 상기 열연코일은,
    강슬라브를 1050~1350℃ 온도범위에서 재가열 한 후 조압연하고, 이어, 조압연된 강슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간압연된 열연강판을 10~1000℃/s의 냉각속도로 500~750℃의 온도범위로 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연코일을 공냉하는 단계;를 포함하는 공정으로부터 준비되어지는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  20. 제 17항에 있어서, 상기 제3영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도를 상기 제2영역 및 제4영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과 속도 보다 느리게 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  21. 제 17항에 있어서, 상기 제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5mpm 내지 50mpm이고, 상기 제1영역 및 제 5영역의 평균 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도]×2, 그리고 상기 제2영역 및 제4영역의 열연코일의 산세조 통과속도는 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×1/2 내지 5×[제3영역의 열연코일의 산세조 통과속도/2]×2로 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  22. 제 17항에 있어서, 열연코일을 길이방향으로 n개의 영역으로 분할하였을때, 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께가 가장 두꺼운 영역인 제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 5mpm 내지 50mpm으로 하고, t≤(n/2)의 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 2에 의해 제어하고, t＞(n/2)인 경우에는 각 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도를 하기 관계식 3에 의해 제어하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연 강판 제조방법.
    [관계식 2]
    t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/t]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/t]×2
    [관계식 3]
    t번째 영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도 = n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도/(n-t+1)]×1/2 내지 n×[(제(n/2)영역에 해당하는 열연코일의 산세조 통과속도)/(n-t+1)]×2
    [단, 관계식 2-3에서 n은 자연수이며, t번째란 열연코일의 길이방향으로 분할된 각각의 영역에 대응되도록 순차적으로 부여된 차수를 말함]
  23. 제 17항에 있어서, 상기 냉간압연시 냉간압하율을 10~80% 범위로 관리함을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  24. 제 17항에 있어서, 상기 산세 후, 열연 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1~10㎛이고, 그리고 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
  25. 제 17항에 있어서, 상기 냉간압연 후, 강판의 표층부에 형성된 내부산화층 및/또는 탈탄층의 평균 두께가 1×[1-냉간압하율(%)]㎛ 내지 10×[1-냉간압하율(%)]㎛이고, 냉연강판의 길이방향으로 상기 내부산화층 및/또는 탈탄층의 두께 표준편차가 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 냉연강판 제조방법.
PCT/KR2021/001996 2020-02-18 2021-02-17 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법 WO2021167332A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022549291A JP2023514592A (ja) 2020-02-18 2021-02-17 表面品質に優れた鋼板及びその製造方法
CN202180015228.6A CN115103924A (zh) 2020-02-18 2021-02-17 具有优异表面品质的钢板及其制造方法
EP21757803.8A EP4108799A4 (en) 2020-02-18 2021-02-17 STEEL SHEET WITH EXCELLENT SURFACE QUALITY AND PROCESS FOR ITS PRODUCTION
US17/799,123 US20230087092A1 (en) 2020-02-18 2021-02-17 Steel sheet with excellent surface quality, and manufacturing method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20200019925 2020-02-18
KR10-2020-0019925 2020-02-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021167332A1 true WO2021167332A1 (ko) 2021-08-26

Family

ID=77391672

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2021/001996 WO2021167332A1 (ko) 2020-02-18 2021-02-17 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230087092A1 (ko)
EP (1) EP4108799A4 (ko)
JP (1) JP2023514592A (ko)
KR (1) KR102498143B1 (ko)
CN (1) CN115103924A (ko)
WO (1) WO2021167332A1 (ko)

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05123739A (ja) 1991-11-06 1993-05-21 Kobe Steel Ltd メカニカルデスケーリング性に優れた高炭素鋼線材の製法
JPH0770635A (ja) 1993-08-31 1995-03-14 Nisshin Steel Co Ltd 冷延特殊鋼表面脱炭鋼帯の製造方法
JPH1072686A (ja) 1996-08-30 1998-03-17 Aichi Steel Works Ltd 酸洗方法
JP2004331994A (ja) 2003-04-30 2004-11-25 Nippon Steel Corp 高炭素鋼熱延鋼板の脱スケール酸洗方法
KR101428311B1 (ko) 2012-12-21 2014-08-07 주식회사 포스코 열연 강대의 스케일 제거 방법 및 장치
JP2015028200A (ja) * 2013-07-31 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板の製造方法および該熱延鋼板
JP2015193907A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP2016130334A (ja) * 2015-01-13 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼帯、冷延鋼帯及び熱延鋼帯の製造方法
KR20170122723A (ko) * 2015-03-23 2017-11-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법, 및 냉연 강판의 제조 방법
US20200047231A1 (en) * 2017-04-04 2020-02-13 Primetals Technologies Austria GmbH Descaling device and method for chemically descaling a metal strip

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3249315B2 (ja) * 1994-11-11 2002-01-21 株式会社日立製作所 酸洗設備及び酸洗方法
JPH11189885A (ja) * 1997-12-25 1999-07-13 Kawasaki Steel Corp 熱間圧延鋼帯の酸洗方法
JP5545077B2 (ja) * 2010-06-30 2014-07-09 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR101242692B1 (ko) * 2010-12-28 2013-03-12 주식회사 포스코 고탄소 열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법
CN102690997A (zh) * 2011-03-25 2012-09-26 Posco公司 具有优良的高温强度的铁素体不锈钢及其制造方法
KR101384798B1 (ko) * 2011-12-15 2014-04-15 주식회사 포스코 고탄소 열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법
KR101561008B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP6093411B2 (ja) * 2015-01-09 2017-03-08 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6093412B2 (ja) * 2015-01-09 2017-03-08 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
KR101920973B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-21 주식회사 포스코 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR102021200B1 (ko) * 2017-06-27 2019-09-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
WO2019116531A1 (ja) * 2017-12-15 2019-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20190073839A (ko) * 2017-12-19 2019-06-27 주식회사 포스코 산세 장치 및 산세 방법
KR102200175B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-08 주식회사 포스코 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05123739A (ja) 1991-11-06 1993-05-21 Kobe Steel Ltd メカニカルデスケーリング性に優れた高炭素鋼線材の製法
JPH0770635A (ja) 1993-08-31 1995-03-14 Nisshin Steel Co Ltd 冷延特殊鋼表面脱炭鋼帯の製造方法
JPH1072686A (ja) 1996-08-30 1998-03-17 Aichi Steel Works Ltd 酸洗方法
JP2004331994A (ja) 2003-04-30 2004-11-25 Nippon Steel Corp 高炭素鋼熱延鋼板の脱スケール酸洗方法
KR101428311B1 (ko) 2012-12-21 2014-08-07 주식회사 포스코 열연 강대의 스케일 제거 방법 및 장치
JP2015028200A (ja) * 2013-07-31 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板の製造方法および該熱延鋼板
JP2015193907A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP2016130334A (ja) * 2015-01-13 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼帯、冷延鋼帯及び熱延鋼帯の製造方法
KR20170122723A (ko) * 2015-03-23 2017-11-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법, 및 냉연 강판의 제조 방법
US20200047231A1 (en) * 2017-04-04 2020-02-13 Primetals Technologies Austria GmbH Descaling device and method for chemically descaling a metal strip

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4108799A4

Also Published As

Publication number Publication date
CN115103924A (zh) 2022-09-23
KR20210105305A (ko) 2021-08-26
JP2023514592A (ja) 2023-04-06
KR102498143B1 (ko) 2023-02-09
US20230087092A1 (en) 2023-03-23
EP4108799A1 (en) 2022-12-28
EP4108799A4 (en) 2023-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2010074370A1 (ko) 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
WO2012064129A2 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
WO2017222159A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2016105115A1 (ko) 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2015099223A1 (ko) 강도와 연성이 우수한 경량강판 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2021125858A2 (ko) 법랑용 강판 및 그 제조방법
WO2019124781A1 (ko) 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2018110906A1 (ko) 표면품질이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
WO2013154254A1 (ko) 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
WO2011081236A1 (ko) 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법
WO2021167332A1 (ko) 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2022065797A1 (ko) 연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법
WO2021167331A1 (ko) 표면 품질이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법
WO2017111518A1 (ko) 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법
WO2023234508A1 (ko) 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조 방법
WO2023048449A1 (ko) 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2023234509A1 (ko) 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조 방법
WO2023048450A1 (ko) 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2023048448A1 (ko) 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2023224200A1 (ko) 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2023075287A1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2022131635A1 (ko) 강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법
WO2024080657A1 (ko) 강판 및 이의 제조방법
WO2022139282A1 (ko) 가공성이 우수한 고인성 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21757803

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022549291

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021757803

Country of ref document: EP

Effective date: 20220919