KR20140010700A - High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same - Google Patents
High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR20140010700A KR20140010700A KR1020120077304A KR20120077304A KR20140010700A KR 20140010700 A KR20140010700 A KR 20140010700A KR 1020120077304 A KR1020120077304 A KR 1020120077304A KR 20120077304 A KR20120077304 A KR 20120077304A KR 20140010700 A KR20140010700 A KR 20140010700A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- excluding
- high carbon
- carbon steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Ceased
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 펄라이트 상의 면적분율이 95% 이상인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.One aspect of the present invention is by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% Or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (0 It provides a high-carbon steel sheet having excellent material uniformity, consisting of a balance Fe and other unavoidable impurities, and the area fraction of the pearlite phase is 95% or more.
Description
본 발명은 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, and more particularly, to a high carbon steel sheet having excellent material uniformity that can be used for mechanical parts, tools, automobile parts, and the like, and a method of manufacturing the same.
고탄소 강판은 기계부품, 공구류 및 자동차 부품에 있어서, 다양한 용도로 사용되어 왔다. 상기의 각 용도에 맞는 고탄소 강판은, 통상적으로 열처리과정을 거쳐 열연강판으로 우선 제조된 후 사용된다. 그리고, 요구되는 용도에 따라, 추가적으로 냉간압연, 소둔 등의 가공단계를 거쳐 냉연제품으로 제조되어 사용되기도 한다.
High carbon steel sheet has been used for various purposes in mechanical parts, tools and automobile parts. The high carbon steel sheet suitable for each of the above uses is usually manufactured after being first manufactured into a hot rolled steel sheet through a heat treatment process. In addition, depending on the required use, it may be additionally manufactured and used as a cold rolled product through processing steps such as cold rolling and annealing.
이 때, 상기의 고탄소 강판에는 우수한 재질 균일성이 요구된다. 고탄소 열연강판의 재질간의 편차가 크면 성형과정에서 치수 정밀도가 떨어지고, 가공 중에 결함을 야기하기 때문이다. 또한, 추가적인 냉연 가공이 필요할 경우, 냉간압연 및 소둔 이후 또는 최종 열처리 후에 불균일한 조직 분포를 유발하기 때문이다.
At this time, the high carbon steel sheet is required to have excellent material uniformity. This is because a large deviation between the materials of the high carbon hot rolled steel sheet degrades the dimensional accuracy during the molding process and causes defects during machining. In addition, if additional cold rolling is required, it causes uneven tissue distribution after cold rolling and annealing or after final heat treatment.
이와 같은 고탄소 강판의 성형성을 개선하기 위해, 하기와 같은 여러 발명들이 제안되어 왔다.
In order to improve the formability of such a high carbon steel sheet, various inventions have been proposed as follows.
특허문헌 1은 고탄소 소둔강판의 성형성에 대하여, 냉간압연과 소둔을 실시한 후 소둔 조건을 제어하고 있는데, 구체적으로는 평균 탄화물 입경이 1μm 이하이고, 0.3μm 이하의 탄화물 분율이 20% 이하로 탄화물 분포를 얻을 경우 성형성이 개선됨을 개시하고 있다. 그리고, 특허문헌 2는 소둔 조건을 제어하여 탄화물 입경의 표준편차를 탄화물 평균 입경으로 나눈 값을 1.0 이하로 얻음으로써 프레스 성형성을 개선하는 방법을 개시하고 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 소둔 조건을 적절히 제어하여 페라이트의 입경이 5μm 이상이면서, 탄화물 입경의 표준편차를 0.5 이하로 제어하여 성형성을 개선하고 있다.
Patent Document 1 controls the annealing conditions after performing cold rolling and annealing on the formability of the high carbon annealed steel sheet. Specifically, the average carbide particle diameter is 1 μm or less, and the carbide fraction of 0.3 μm or less is 20% or less. It is disclosed that formability is improved when a distribution is obtained. Patent Document 2 discloses a method of improving press formability by controlling the annealing conditions to obtain a value obtained by dividing the standard deviation of the carbide particle diameter by the carbide average particle diameter to 1.0 or less. In addition, in Patent Literature 3, annealing conditions are appropriately controlled, and while the particle size of the ferrite is 5 µm or more, the standard deviation of the carbide particle size is controlled to 0.5 or less to improve moldability.
그러나, 상기의 문헌들은 모두 열연강판 상태에서의 성형성에 대한 언급은 없으며, 더욱이 성형성이 우수한 열연강판을 소둔한 후 탄화물의 분포 또는 입경에 대해 상기와 같은 제어범위를 만족시키도록 형성되어야 할 필연성은 없는 것이다.
However, all of the above documents do not mention the formability in the state of the hot rolled steel sheet, and furthermore, it is necessary to be formed to satisfy the above control range for the distribution or particle size of carbide after annealing the hot rolled steel sheet having excellent formability. Is not.
한편, 특허문헌 4에서는 펄라이트와 세멘타이트의 분율을 10% 이하로 하면서, 페라이트의 결정립 크기를 10~20μm 범위로 제어하여, 파인블랭킹 가공성을 증가시키는 방법에 대하여 개시하고 있다. 그러나 이 발명 또한 소둔강판의 미세조직 제어에 관한 한정으로서, 열연조직의 성형성과는 거리가 있다. 열연조직의 성형성 개선에 있어서는 오히려 페라이트 형성을 억제하고 균일한 상분포를 얻음으로써 재질 편차를 최소화하는 수단의 활용이 가능하다.
On the other hand, Patent Document 4 discloses a method of increasing the fine blanking processability by controlling the grain size of the ferrite in the range of 10 to 20 µm while keeping the fraction of pearlite and cementite at 10% or less. However, this invention is also a limitation on the microstructure control of the annealed steel sheet, which is far from the moldability of the hot rolled structure. In improving the formability of the hot rolled structure, it is possible to utilize a means for minimizing material variation by suppressing ferrite formation and obtaining a uniform phase distribution.
또한, 특허문헌 5에서는 초석 페라이트와 펄라이트의 분율을 각각 5% 이하로 제어하고, 베이나이트의 분율이 90% 이상인 고탄소 베이나이트 조직을 얻고, 소둔 후 미세한 세멘타이트가 분포한 조직을 얻음으로써 소둔판의 성형성을 개선하는 방법을 제안하고 있다. 그러나, 이 발명 또한, 탄화물의 평균 크기를 1μm 이하, 결정립 크기를 5μm 이하로 미세하게 제어하여 소둔재의 성형성을 개선하기 위한 것일 뿐, 열연재의 성형성에 관련된 발명은 아니다.
In addition, Patent Document 5 controls the fraction of the cornerstone ferrite and pearlite to 5% or less, respectively, to obtain a high carbon bainite structure having a bainite fraction of 90% or more, and to obtain a structure in which fine cementite is distributed after annealing. A method of improving the formability of the plate is proposed. However, this invention is also merely to improve the formability of the annealing material by finely controlling the average size of carbide to 1 μm or less and the grain size to 5 μm or less, and is not an invention related to the formability of the hot rolled material.
이와 같은 상기의 각 발명들은 모두 냉간압연과 소둔을 거친 후, 미세조직에서의 탄화물 크기 및 분포 제어에 초점을 맞추고 있는 발명들일 뿐, 열연 강판 단계에서의 성형성과 재질 균일성에 대한 발명을 제안한 것은 아니다.
Each of the above inventions are only those that focus on controlling carbide size and distribution in the microstructure after cold rolling and annealing, and do not suggest inventions on formability and material uniformity at the hot rolled steel sheet stage. .
한편, 특허문헌 6은 신장 플랜지성 개선을 위해, 소둔 후 페라이트 입경을 6μm 이하, 탄화물 입경을 0.1~1.2μm 범위로 제어함과 동시에, 초당 120℃ 이상의 속도로 열연강판을 냉각하여, 페라이트 분율을 10% 이하로 얻는 열연조직의 규정 방법을 개시하고 있다. 이 발명은 열연강판의 성형성 개선에 주목하였다는 점에서 상기의 문헌들과 상이한 측면이 있다. 또한, 열연강판의 냉각속도를 제어함으로써 페라이트 미세조직의 면적분율을 규정하고 있다는 측면에서 본 발명의 일 측면과 유사한 점이 있다. 그러나, 열연강판 미세조직 내의 페라이트 면적분율 증가를 위해 이 발명에서 개시하는 초당 120℃의 냉각속도가 반드시 필요한 것은 아니다.
On the other hand, Patent Literature 6 controls the ferrite grain size after annealing to 6 μm or less and the carbide grain size in the range of 0.1 to 1.2 μm, while cooling the hot rolled steel sheet at a rate of 120 ° C. or more per second to improve the elongation flangeability, thereby improving the ferrite fraction. Disclosed is a method for specifying a hot rolled structure obtained at 10% or less. This invention differs from the above documents in that it focuses on improving the formability of hot rolled steel sheets. In addition, there is a similar point in one aspect of the present invention in terms of defining the area fraction of the ferrite microstructure by controlling the cooling rate of the hot rolled steel sheet. However, the cooling rate of 120 ° C. per second disclosed in this invention is not necessary for increasing the ferrite area fraction in the hot rolled steel sheet microstructure.
그리하여, 상기의 연구와는 별개로 고탄소 열연강판의 성형성과 재질 균일성의 향상에 관하여 추가적인 연구가 필요한 실정이었다.
Thus, apart from the above studies, further studies on the formability and material uniformity of the high carbon hot rolled steel sheet are needed.
본 발명의 일 측면은, 우수한 재질 균일성을 확보할 수 있는 고탄소 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
One aspect of the present invention is to provide a high carbon steel sheet and a method of manufacturing the same that can ensure excellent material uniformity.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 펄라이트 상의 면적분율이 95% 이상인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.
One aspect of the present invention is by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% Or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (0 It provides a high-carbon steel sheet having excellent material uniformity, consisting of a balance Fe and other unavoidable impurities, and the area fraction of the pearlite phase is 95% or more.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 하기 식(1) 또는 식(1')를 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계 및 상기 냉각시킨 강판을 하기 식(2)를 만족하는 권취 온도(CT)로 권취하는 단계를 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법을 제공한다.
Another aspect of the present invention is by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03 % Or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less ( Reheating the high carbon steel slab composed of the balance Fe and other unavoidable impurities at 1100-1300 ° C., after the reheating, hot rolling the finishing hot rolling temperature to 800-1000 ° C., the hot rolling Cooling the prepared steel sheet at a cooling rate (CR1) satisfying the following formula (1) or formula (1 ') until reaching 550 ° C from the finished hot rolling temperature, and cooling the cooled steel sheet to the following formula (2): It provides a method of manufacturing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, including winding to a winding temperature (CT) satisfying the.
[식(1)][Formula (1)
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,Cond1 ≤ CR1 (° C / sec) <100,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
Cond1 = 175 - 300 x C (wt.%) - 30 x Mn (wt.%) - 100 x Cr (wt.%)
[식(1')][Formula (1 ')]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,Cond1? CR1 (占 폚 / sec)? Cond1 + 20,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
Cond1 = 175 - 300 x C (wt.%) - 30 x Mn (wt.%) - 100 x Cr (wt.%)
[식(2)][Expression (2)]
Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,Cond2? CT (占 폚)? 650,
Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
Cond2 = 640 - 237 x C (wt.%) - 16.5 x Mn (wt.%) - 8.5 x Cr (wt.%)
본 발명의 일 측면에 따르면, 고탄소 강판의 열연 조직간 재질 균일성이 우수하여, 성형 후 부품의 치수 정밀도가 뛰어날 뿐만 아니라, 가공 중 결함이 발생하지 않고, 최종 열처리 과정 후에도 균일한 조직 및 경도 분포를 가지는 고탄소 강판을 제공한다. 상기의 고탄소 강판은, 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등의 다방면에 사용될 수 있다.
According to an aspect of the present invention, the material uniformity between hot-rolled tissue of the high carbon steel sheet is excellent, not only excellent dimensional accuracy of the parts after molding, but also no defects during processing, uniform structure and hardness even after the final heat treatment process It provides a high carbon steel sheet having a distribution. The high carbon steel sheet can be used in various fields such as mechanical parts, tools, and automobile parts.
도 1은 본 발명의 일 측면에서 제공하는, 냉각속도 및 권취온도의 수치제어에 따른 경우, 강판의 상변태 그래프를 개략적으로 도시한 도면이다.1 is a view schematically showing a phase transformation graph of a steel sheet in accordance with numerical control of a cooling rate and a winding temperature provided by an aspect of the present invention.
본 발명자들은 고탄소 강판에서 중요하게 요구되는 특성인, 재질 균일성을 우수하게 갖는 강재를 도출해내기 위해 깊이 연구하였다. 그 결과, 원하는 물성을 발휘하는 합금원소의 성분조성을 제어하고, 제조된 강으로부터 강판을 제조하는 각 공정의 수치범위를 제어하여 본 발명을 완성하였다. 특히 강판의 제조 공정에 있어서, 냉각 및 권취단계에서의 냉각속도 및 권취온도를 합금성분의 함수로 정밀 제어하여, 열연강판의 조직구조에서 95% 이상의 펄라이트 미세조직을 도출해 냄으로써, 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판을 제공할 수 있음을 인지하고 본 발명을 완성하였다.
The present inventors have studied in depth to derive steel materials having excellent material uniformity, which is an important characteristic of high carbon steel sheets. As a result, the present invention was completed by controlling the component composition of the alloying element exhibiting the desired physical properties, and controlling the numerical range of each step of manufacturing the steel sheet from the manufactured steel. In particular, in the manufacturing process of the steel sheet, by precisely controlling the cooling rate and the coiling temperature in the cooling and winding steps as a function of the alloying component, and derives more than 95% pearlite microstructure from the structure of the hot-rolled steel sheet, excellent material uniformity The present invention has been accomplished with the recognition that a high carbon steel sheet can be provided.
이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
먼저, 본 발명의 고탄소 강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
First, in the high carbon steel plate of the present invention, the reason for limiting the components as described above will be described in detail. At this time, the content of the component element means all weight%.
탄소(C): 0.2~0.5%Carbon (C): 0.2-0.5%
탄소(C)는 본 발명에서, 열처리 시의 경화능과 열처리 후의 경도를 확보하기 위해 필요한 성분이다. 본 발명에서, 탄소의 함량은 중량%로0.2~0.5%가 바람직하다. 왜냐하면, 상기 탄소의 함량이0.2% 미만의 경우, 상기 열처리시의 경화능 및 열처리 후의 경도가 확보되기 어려울 수 있기 때문이다. 또한, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 매우 높은 열연 경도를 갖게 되어 재질 편차의 절대값이 증가하고, 성형성이 나빠질 수 있기 때문이다.
In the present invention, carbon (C) is a component necessary for securing the curing ability during heat treatment and the hardness after heat treatment. In the present invention, the carbon content is preferably 0.2 to 0.5% by weight. This is because, when the carbon content is less than 0.2%, it may be difficult to secure the hardenability during the heat treatment and the hardness after the heat treatment. In addition, if the content exceeds 0.5%, it will have a very high hot-rolled hardness, the absolute value of the material deviation increases, and the moldability may deteriorate.
특히, 탄소를 0.2~0.4%의 범위로 함유하는 경우에는, 최종 열처리 전에 재질이 무르기 때문에 인발, 단조, 드로잉 등 각종 성형이 용이하다. 따라서, 복잡한 기계부품 제조에 사용하기에 적합해진다. 또한, 탄소를 0.4~0.5%의 범위로 함유하는 경우에는, 성형 과정에서는 상대적으로 가공이 어려우나, 최종 열처리 후의 경도가 높은 특징이 있다. 따라서, 내마모성 및 내피로특성이 우수하여, 기계적 부하가 높은 기계부품 군의 제조에 사용하기 적합해진다.
In particular, in the case of containing carbon in the range of 0.2 to 0.4%, various moldings such as drawing, forging, and drawing are easy because the material is soft before the final heat treatment. Thus, it is suitable for use in the manufacture of complex mechanical parts. Moreover, when carbon is contained in 0.4 to 0.5% of range, although it is comparatively difficult to process in a shaping | molding process, it has the characteristic that the hardness after final heat processing is high. Therefore, it is excellent in wear resistance and fatigue resistance, and is suitable for use in manufacture of a group of mechanical parts with high mechanical load.
실리콘(silicon( SiSi ): 0.5% 이하(0은 제외)): 0.5% or less (excluding 0)
실리콘(Si)은 탈산을 위해 알루미늄과 함께 첨가되는 성분으로서, 실리콘이 첨가될 경우 적스케일이 발생하는 역기능이 적고, 페라이트를 안정화시켜 재질 편차를 증대시킬 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 실리콘의 함량은 중량%로 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Silicon (Si) is a component that is added together with aluminum for deoxidation, and when silicon is added, there is little adverse function that red scale occurs and there is a possibility of increasing material variation by stabilizing ferrite. Therefore, the content of the silicon in the present invention is preferably limited to 0.5% or less by weight.
망간(manganese( MnMn ): 0.2~1.5%): 0.2-1.5%
망간(Mn)은 경화능을 증가시키고, 열처리 후에 경도를 확보하는데에 기여하는 성분이다. 본 발명에서, 망간의 함량은 중량%로 0.2~1.5%가 바람직하다. 왜냐하면, 망간의 함량이 0.2% 미만의 경우, 조대한 FeS가 형성되어 강재가 매우 취약해질 수 있기 때문이다. 또한, 1.5%를 초과할 경우, 합금의 원가가 증가하여 경제성이 떨어지고, 잔류 오스테나이트를 형성시킬 우려가 있기 때문이다.
Manganese (Mn) is a component that increases hardenability and contributes to securing hardness after heat treatment. In the present invention, the content of manganese is preferably 0.2 to 1.5% by weight. This is because, when the content of manganese is less than 0.2%, coarse FeS is formed and the steel may be very fragile. In addition, when it exceeds 1.5%, the cost of the alloy is increased, the economical efficiency is lowered, there is a fear that residual austenite is formed.
크롬(chrome( CrCr ): 1.0% 이하(0은 제외) ): 1.0% or less (excluding 0)
크롬(Cr)은 경화능을 증가시키고, 열처리 후에 경도 확보에 기여하는 성분이다. 또한, 크롬은 펄라이트의 라멜라 간격을 미세하게 함으로써 강판의 성형성 향상에 기여하기도 한다. 본 발명에서, 크롬의 함량은 중량%로 1.0% 이하로 제어함이 바람직하다. 왜냐하면, 크롬을 1.0% 초과하여 첨가하게 되면, 합금 원가가 증가하고 지나치게 상변태가 지연되어 런아웃테이블(ROT; Run Out Table) 내에서 냉각할 시 충분한 상변태를 얻기 어려울 수 있기 때문이다.
Chromium (Cr) is a component that increases hardenability and contributes to securing hardness after heat treatment. In addition, chromium also contributes to improving the formability of the steel sheet by making the lamellar spacing of pearlite fine. In the present invention, the content of chromium is preferably controlled to 1.0% or less by weight. This is because when the chromium is added in excess of 1.0%, alloy cost increases and phase transformation is excessively delayed, so that sufficient phase transformation may be difficult to obtain when cooling in a run out table (ROT).
인(P): 0.03% 이하(0은 제외)Phosphorus (P): 0.03% or less (excluding 0)
인(P)은 강중 불순물 성분이다. 본 발명에서 상기 인의 함량은 중량%로 0.03% 이하로 제어함이 바람직하다. 왜냐하면, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고, 강의 취성이 발생할 위험성이 커질 수 있기 때문이다.
Phosphorus (P) is an impurity component in the steel. In the present invention, the content of phosphorus is preferably controlled to 0.03% or less by weight. This is because if the content exceeds 0.03%, weldability is lowered and the risk of brittleness of steel may be increased.
황(S): 0.015% 이하(0은 제외)Sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0)
황(S)은 상기 인(P)과 마찬가지로 강중 불순물 원소이다. 상기 황 성분은 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 성질이 있다. 따라서, 본 발명에서 그 함량을 중량%로 0.015% 이하로 제어함이 바람직하다. 왜냐하면, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면, 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지기 때문이다.
Sulfur (S), like phosphorus (P), is an impurity element in steel. The sulfur component has a property of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content to 0.01% by weight or less. This is because if the content exceeds 0.015%, the possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet is increased.
알루미늄(aluminum( AlAl ): 0.05% 이하(0은 제외)): 0.05% or less (excluding 0)
알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 성분으로서, 제강공정시 탈산제로서 작용한다. 상기 알루미늄은 본 발명에서 중량%로 0.05% 이하로 제어함이 바람직하다. 왜냐하면, 상기 0.05%를 초과하여 첨가량이 지나치게 많아질 경우, 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있기 때문이다.Aluminum (Al) is a component added for deoxidation and acts as a deoxidizer in the steelmaking process. The aluminum is preferably controlled to 0.05% or less by weight in the present invention. This is because, if the amount of addition is exceeded in excess of 0.05%, nozzle clogging may be caused during playing.
보론(B): 0.0005~0.005%Boron (B): 0.0005 ~ 0.005%
보론(B)은 강재의 경화능을 확보하는데에 크게 기여하는 성분이다. 상기 보론 성분은 본 발명에서, 중량%로 0.0005~0.005%로 제어함이 바람직하다. 첨가된 보론 성분이 0.0005% 미만의 경우, 상기한 경화능 확보의 효과를 얻기 어려울 수 있기 때문이다. 또한, 첨가량이 상기 0.005%를 초과하여 지나치게 많아질 경우, 입계에 보론 탄화물을 형성시켜 핵생성 장소를 제공하므로, 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있기 때문이다.
Boron (B) is a component which greatly contributes to securing the hardenability of steel materials. In the present invention, the boron component is preferably controlled to 0.0005 to 0.005% by weight. This is because when the added boron component is less than 0.0005%, it may be difficult to obtain the above-mentioned effect of securing hardenability. In addition, when the added amount is too much exceeding the above 0.005%, since boron carbide is formed at the grain boundary to provide a nucleation site, there is a fear that the curing ability may be deteriorated.
티타늄(titanium( TiTi ): 0.005~0.05%): 0.005-0.05%
티타늄(Ti)은 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성함으로써, BN의 형성을 억제하는, 소위 보론 보호를 위해 첨가하는 원소이다. 본 발명에서는 상기 티타늄의 함량은 중량%로 0.005~0.05%가 바람직하다. 왜냐하면, 티타늄의 함량이 0.005% 미만일 경우, 강중의 질소를 효과적으로 고정하지 못할 우려가 있기 때문이다. 또한, 첨가량이 0.05%를 초과하여 지나치게 많아질 경우, 형성되는 TiN의 조대화 등으로 인해 강재를 취약하게 할 우려가 있기 때문이다.
Titanium (Ti) is an element added for the so-called boron protection that suppresses the formation of BN by reacting with nitrogen (N) to form TiN. In the present invention, the content of titanium is preferably 0.005 to 0.05% by weight. This is because when the content of titanium is less than 0.005%, there is a fear that nitrogen in the steel may not be fixed effectively. In addition, when the addition amount exceeds 0.05% too much, it is because there exists a possibility that a steel material may become weak due to coarsening of TiN formed, etc ..
질소(N): 0.01% 이하(0은 제외)Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0)
질소(N)는 강재의 경도에 기여하는 성분이나, 그 제어가 어려운 원소이다. 본 발명에서 상기 질소의 함량은 중량%로 0.01% 이하로 제어함이 바람직하다. 왜냐하면, 질소의 함량이 0.01%를 초과하게 되면, 취성이 발생할 위험성이 크게 증가될 뿐만 아니라, TiN을 형성하고 남은 여분의 N이 경화능에 기여하여야 할 B를 BN 형태로 소모시킬 가능성이 있기 때문이다.Nitrogen (N) is a component which contributes to the hardness of steel materials, but is an element difficult to control. In the present invention, the content of nitrogen is preferably controlled to 0.01% or less by weight. This is because if the nitrogen content exceeds 0.01%, the risk of brittleness is greatly increased, and there is a possibility that the excess N remaining after forming TiN consumes B in the form of BN, which should contribute to the hardenability. .
본 발명에 따른 고탄소 강판은 상기 성분 원소들 외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
The high carbon steel sheet according to the present invention contains the balance Fe and other unavoidable impurities in addition to the above constituent elements.
본 발명의 일 측면에 따른 상술한 성분계를 가지는 강판은, 재질 균일성이 우수한 물성을 가지기 위해 추가적인 조건으로서, 열연강판 단계에서의 미세 조직에 대하여도 한정하는 것이 바람직하다.
Steel sheet having the above-described component system according to an aspect of the present invention, as an additional condition in order to have excellent physical properties, preferably limited to the microstructure in the hot-rolled steel sheet step.
본 발명의 일 측면에 따른 고탄소 강판의 열연강판 단계에서의 미세조직은, 면적분율을 기준으로 95% 이상의 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 펄라이트 상의 분율이 95% 미만으로 형성될 경우, 즉 초석 페라이트 상, 베이나이트 상 또는 마르텐사이트 상의 분율이 5% 이상으로 형성될 경우에는 강판의 재질 편차가 증대되어 균일한 재질을 갖는 열연강판을 얻기가 어렵게 되기 때문이다.
The microstructure in the hot rolled steel sheet step of the high carbon steel sheet according to an aspect of the present invention, it is preferable to include more than 95% pearlite based on the area fraction. When the fraction of the pearlite phase is formed to be less than 95%, that is, when the fraction of the cornerstone ferrite phase, bainite phase or martensite phase is formed to 5% or more, the material variation of the steel sheet is increased to produce a hot rolled steel sheet having a uniform material. It is difficult to obtain.
또한, 상기 펄라이트 상은, 그 제조공정 중 권취단계 이전에, 면적분율로 75% 이상 얻는 것이 보다 바람직하다. 이는, 상기 강판에 재질 균일성 특성을 부여하기 위한 것으로서, 권취단계 이전에 75% 이상의 펄라이트 상을 얻게 되면, 방위차 15도 이상의 경각입계로 구분되는 펄라이트 콜로니(colony)의 평균 크기를 15μm 이하로 형성시킬 수 있기 때문이다. 또한, 최종 미세조직 내의 평균 라멜라 층간 간격(Interlamellar spacing)이 0.1μm 이하로 미세하게 되는 효과도 있기 때문이다. 이로써, 보다 미세하고 균일한 조직을 얻을 수 있으며, 이로 인해 강판의 재질 균일성을 한층 향상시키는 효과를 갖게 된다.
In addition, it is more preferable that the pearlite phase is obtained at an area fraction of 75% or more before the winding step of the manufacturing process. This is to impart material uniformity characteristics to the steel sheet, and if a pearlite phase of 75% or more is obtained before the winding step, the average size of pearlite colonies (colony) divided into a grain boundary of 15 degrees or more in an orientation difference is 15 μm or less. This is because it can be formed. This is because the average interlamellar spacing in the final microstructure is also finer than 0.1 μm. Thereby, a finer and more uniform structure can be obtained, and this has the effect of further improving the material uniformity of a steel plate.
만일, 권취 이전에 형성된 펄라이트 상의 면적분율이 75% 미만으로 충분하지 않을 경우, 권취 이후 많은 양의 변태 잠열이 코일에 축적되고 펄라이트 조직의 부분적 구상화가 진행된다. 따라서, 높은 경도 편차를 유발하게 되고, 상기 변태 발열로 인해 라멜라 구조가 조대해지는 현상이 발생할 수 있다. 그리하여 부분적으로는 경도가 낮은 조직이 형성될 수 있다. 또한, 변태 중에 페라이트 또는 베이나이트 상이 형성될 우려가 있다.
If the area fraction of the pearlite phase formed before the winding is not sufficient, less than 75%, a large amount of latent heat of transformation accumulates in the coil after winding and the partial spheroidization of the pearlite structure proceeds. Therefore, high hardness variation may occur, and a phenomenon in which the lamellar structure becomes coarse due to the transformation heat generation may occur. Thus, in part, low hardness tissue can be formed. In addition, there is a fear that a ferrite or bainite phase is formed during transformation.
하기에서는, 상술한 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판을 제조하기 위한 제조방법 중, 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 일례에 대하여, 구체적으로 설명한다. 다만, 본 발명의 사상이 하기의 일례에 한정되는 것은 아니다.
Below, the most preferable example derived by the present inventors from the manufacturing method for manufacturing the high carbon steel plate excellent in the material uniformity mentioned above is demonstrated concretely. However, the spirit of the present invention is not limited to the following examples.
본 발명에 따른 고탄소 강판의 제조방법은 개략적으로, 상술한 성분계 및 미세조직을 만족하는 강 슬라브를 재가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 압연한 후, 마무리 압연을 실시하고 냉각 및 권취하는 연속 주조공정을 통해 이루어진다.
The method for producing a high carbon steel sheet according to the present invention is a continuous casting of a steel slab satisfying the above-described component system and microstructure, and then rolling the heated slab, followed by finishing rolling, cooling and winding. It is through the process.
이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
Hereinafter, detailed conditions for each step will be described.
재가열 단계Reheat step
먼저, 상기 성분계를 가지는 슬라브를 재가열한다. 슬라브의 재가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이다. 따라서, 그 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 슬라브 재가열단계의 가열온도는 1100~1300℃가 바람직하다. 왜냐하면, 가열온도가 1100℃ 미만이면 이후의 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하기 때문이다. 또한, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있으며, 가열 비용도 증대되기 때문이다.
First, the slab having the above component system is reheated. The reheating step of the slab is a step of smoothly performing the subsequent rolling process and heating the steel to sufficiently obtain the properties of the target steel sheet. Therefore, the heating process should be performed within the appropriate temperature range for the purpose. The heating temperature of the slab reheating step is preferably 1100 ~ 1300 ℃. This is because, if the heating temperature is less than 1100 ° C., there is a problem in that the subsequent hot rolling load rapidly increases. In addition, if it exceeds 1300 ℃ the amount of surface scale can increase, leading to the loss of material, because the heating cost is also increased.
열간압연단계Hot rolling step
다음으로, 상기 재가열된 고온의 슬라브에 대해 열간압연을 실시하여 강판으로 제조한다. 이 때, 상기 열간압연시, 마무리 열간압연 온도는 800~1000℃가 바람직하다. 왜냐하면, 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 발생하기 때문이다. 또한, 1000℃를 초과하게 되면 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고 스케일과 관련된 표면 품질의 저하가 발생할 수 있기 때문이다.
Next, hot rolling is performed on the reheated hot slab to produce a steel sheet. At this time, during the hot rolling, the finish hot rolling temperature is preferably 800 ~ 1000 ℃. This is because, when the finish hot rolling temperature is less than 800 ° C., a problem that the rolling load increases greatly occurs. In addition, when the temperature exceeds 1000 ° C., the structure of the steel sheet is coarsened, and thus the steel is vulnerable, the scale may be thickened, and the surface quality associated with the scale may occur.
냉각단계 Cooling stage
이후, 상기 열간 압연되어 제조된 강판을 냉각한다. 이 때, 냉각 온도는 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 수냉각대(ROT; Run Out Table)에서 냉각하는 것이 바람직하다. 이 때, 냉각속도(CR1)는 하기 식(1)과 같이 초당 100℃ 미만으로부터 Cond1 이상 범위의 냉각속도로 제어하는 것이 바람직하다. 냉각속도(CR1)가 하기 식(1)에 의해 계산된 값인 Cond1 보다 느릴 경우에는 냉각 중에 페라이트 상이 형성되어 경도차가 30Hv 이상으로 커지게 되며, 반면 냉각속도가 초당 100℃를 넘게 되면 판형상이 크게 나빠지게 되기 때문이다.
Thereafter, the hot rolled steel sheet is cooled. At this time, the cooling temperature is preferably cooled in a water cooler (ROT; Run Out Table) until it reaches 550 ° C from the finish hot rolling temperature. At this time, the cooling rate CR1 is preferably controlled at a cooling rate in the range of Cond1 or more from less than 100 ° C per second as in the following formula (1). If the cooling rate (CR1) is slower than Cond1, which is the value calculated by Equation (1), the ferrite phase is formed during cooling, and the hardness difference is larger than 30 Hv. On the other hand, if the cooling rate exceeds 100 ℃ per second, the plate shape becomes large. Because it falls out.
[식(1)][Formula (1)
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,Cond1 ≤ CR1 (° C / sec) <100,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
Cond1 = 175 - 300 x C (wt.%) - 30 x Mn (wt.%) - 100 x Cr (wt.%)
추가적으로, 본 발명에서는 B의 첨가와 함께, C, Mn 및 Cr 성분의 함량을 제어함으로써 통상적인 냉각속도에서도 목적하는 재질균일화 효과를 상당부분 얻을 수 있다.
In addition, in the present invention, by controlling the content of the C, Mn and Cr components with the addition of B, the desired material homogenizing effect can be obtained at a large rate even at a normal cooling rate.
또한, 냉각속도(CR1)를 하기 식(1')과 같이 Cond1 이상 Cond1+20℃/sec 이하 범위를 만족하도록 제어하는 것도 바람직하다. 냉각속도(CR1)를 하기 식(1')과 같이 제어함으로써, 페라이트 상의 형성을 피하되 상변태 선단온도(nose temperature)로부터 멀리 떨어지지 않게 함으로써 다음 단계에서의 펄라이트 변태를 더욱 촉진시킬 수 있다.
It is also preferable to control the cooling rate CR1 so as to satisfy the range of Cond1 or more and Cond1 + 20 ° C / sec or less as in the following formula (1 '). By controlling the cooling rate CR1 as in the following formula (1 '), it is possible to further promote the pearlite transformation in the next step by avoiding the formation of the ferrite phase but not far from the phase transformation nose temperature.
[식(1')][Formula (1 ')]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,Cond1? CR1 (占 폚 / sec)? Cond1 + 20,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
Cond1 = 175 - 300 x C (wt.%) - 30 x Mn (wt.%) - 100 x Cr (wt.%)
권취단계Winding stage
다음으로, 상기 냉각된 강판에 대하여 권취를 수행한다. 권취단계에서는 상기 수냉각대(ROT)를 통과시킴으로써 냉각이 완료된 강판을 두루마리 형태의 코일로 권취하는 것이 바람직하다.
Next, winding is performed on the cooled steel sheet. In the winding-up step, it is preferable to wind the steel sheet on which cooling is completed by passing the water cooling stand ROT with a coil of a roll type.
또한, 상기 강판의 권취온도는, 하기 식(2)를 만족하는 권취 온도(CT)에 도달하도록 함이 바람직하다. 왜냐하면, 권취 온도가 650℃를 초과하게 되면 상술한 냉각조건 등의 제조조건을 만족하더라도 권취 후 유지 단계에서 페라이트 상이 형성될 우려가 있으며, 반면 권취온도가 하기 식(2)에 의해 계산된 값인 Cond2 미만이면 베이나이트 상이 형성되어 강판의 경도차가 증가하게 되기 때문이다. 상기 권취온도는 복열 또는 추가적인 냉각에 의해 하기 식(2)를 만족하는 권취온도(CT)에 도달하는 것이 더욱 바람직하다.
Moreover, it is preferable that the winding temperature of the said steel plate reaches the winding temperature CT which satisfy | fills following formula (2). Because, when the coiling temperature exceeds 650 ℃, even if the manufacturing conditions such as the above cooling conditions are satisfied, there is a possibility that the ferrite phase is formed in the holding step after the winding, while the coiling temperature is Cond2 which is the value calculated by the following equation (2) This is because if it is less, the bainite phase is formed to increase the hardness difference of the steel sheet. More preferably, the coiling temperature reaches the coiling temperature CT that satisfies the following formula (2) by recuperation or additional cooling.
[식(2)][Expression (2)]
Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,Cond2? CT (占 폚)? 650,
Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
Cond2 = 640 - 237 x C (wt.%) - 16.5 x Mn (wt.%) - 8.5 x Cr (wt.%)
고탄소 강판의 제조시, 조성성분을 제어하는 것과 동시에 상기 냉각속도 및 권취온도를 제어함으로써 권취 단계 이전에 펄라이트 상을 면적분율로 75% 이상 변태시킬 수 있다. 이와 같이 권취 이전에 펄라이트 상의 면적분율을 75% 이상으로 형성시킴으로써, 최종적으로 권취 후, 열연강판 상에 95% 이상의 펄라이트 상의 면적분율을 갖도록 할 수 있다.
In the production of the high carbon steel sheet, the pearlite phase can be transformed by 75% or more before the winding step by controlling the composition and controlling the cooling rate and the winding temperature. Thus, by forming the area fraction of the pearlite phase before the coiling to 75% or more, it is possible to have an area fraction of the pearlite phase of 95% or more on the hot-rolled steel sheet after the final winding.
도 1에는, 상기한 본 발명에서 제어하는 방법으로 냉각속도(CR1) 및 권취온도(CT)를 제어하였을 때, 펄라이트 상의 형성을 확인할 수 있는 상변태 그래프를 개략적으로 도시하였다. 상기한 바와 같은 수치제어를 통해, 펄라이트 상의 영역 안에서 조직구조가 형성됨을 확인할 수 있다.
FIG. 1 schematically shows a phase transformation graph in which formation of a pearlite phase can be confirmed when the cooling rate CR1 and the winding temperature CT are controlled by the method of the present invention. Through numerical control as described above, it can be seen that the tissue structure is formed in the region on the pearlite.
또한, 상기와 같이 제어함으로써, 열연강판으로 제조된 경우, 열연강판의 미세조직 중 펄라이트 콜로니의 평균 크기를 15μm 이하로 형성시킬 수 있다. 또한, 평균 라멜라 층간 간격을 0.1μm 이하로 얻을 수 있다. 그 결과, 제조된 강판은 그 미세조직간의 경도차가 30HV 이하로 확보되는 우수한 재질 균일성을 갖는다. 이때, 상기 경도차는 열연강판에서 측정한 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준 경도와 5% 수준 경도의 차이로서 정의한다.
In addition, by controlling as described above, when manufactured with a hot rolled steel sheet, the average size of pearlite colonies in the microstructure of the hot rolled steel sheet can be formed to 15 μm or less. In addition, an average lamellar spacing can be obtained at 0.1 m or less. As a result, the produced steel sheet has excellent material uniformity in which the hardness difference between the microstructures is secured to 30 HV or less. The hardness difference is defined as the difference between the hardness at the 95% level and the hardness at the 5% level when the maximum value of the hardness measured at the hot-rolled steel plate is 100% and the minimum value is 0%.
본 발명의 일 측면에 따라 제조된 고탄소 강판은 이후 추가적인 공정 없이 그대로 열연강판 제품으로 이용될 수 있다. 한편으로는, 추가적인 냉간압연 및 소둔처리의 과정을 거치고, 냉연강판 제품으로 제조되어 이용될 수도 있다. 재질 균일성 특성을 가진 열연 강판에 의해 제조된 냉연강판은, 냉간압연 및 소둔 후에도 열연강판과 동일하게 우수한 재질균일성을 갖게 된다. 또한, 구상화된 탄화물의 분포 역시, 전역에 균일하게 존재하게 된다.
The high carbon steel sheet manufactured according to one aspect of the present invention may be used as a hot rolled steel sheet product without further processing thereafter. On the other hand, through the process of additional cold rolling and annealing, may be manufactured and used as a cold rolled steel sheet product. A cold rolled steel sheet manufactured by a hot rolled steel sheet having a material uniformity characteristic has the same excellent material uniformity as a hot rolled steel sheet even after cold rolling and annealing. In addition, the distribution of spheroidized carbides is also uniformly present throughout.
하기에서는 그 목적에 따라, 재질균일성이 우수한 냉연강판 제품이 요구되는 경우, 본 발명의 일 측면에서 개시되는 열연강판의 제조방법에 추가적으로 부가될 수 있는 단계를 설명한다.
In the following, according to the purpose, if a cold rolled steel sheet product having excellent material uniformity is required, it will be described the steps that can be additionally added to the method for manufacturing a hot rolled steel sheet disclosed in one aspect of the present invention.
냉간압연단계Cold rolling step
상기한 바와 같이, 재질균일성이 우수한 냉연강판 제품이 필요한 경우, 추가적으로 상기의 권취단계 이후, 냉간압연을 실시할 수 있다. 이 때, 냉간 압하율은 30%~70%가 바람직하다. 이는, 냉간압하율이 30% 이하일 경우 이후 소둔 과정에서 재결정이 제대로 이루어지지 않을 우려가 있으며, 재질 편차가 커질 수 있기 때문이다. 또한, 냉간압하율이 70% 이상일 경우 열연소재의 두께가 두꺼워야 하므로 열연 단계에서 재질 균일성을 확보하기 어려워지며, 또한 지나친 냉간 압연은 탄화물과 페라이트 결정립 계면에 균열을 발생시킬 수 있기 때문이다.
As described above, when a cold rolled steel sheet product having excellent material uniformity is required, additionally, after the winding step, cold rolling may be performed. At this time, the cold reduction rate is preferably 30% to 70%. This is because, if the cold reduction rate is 30% or less, there is a fear that recrystallization may not be performed properly during the subsequent annealing process, and the material deviation may increase. In addition, when the cold reduction ratio is 70% or more, the thickness of the hot-rolled material should be thick, so it is difficult to secure material uniformity in the hot-rolling step, and excessive cold rolling may cause cracking at the carbide and ferrite grain interface.
소둔Annealing 단계 step
다음으로, 상기 냉간압연된 강판에 대해, 소둔 처리를 실시한다. 이 때, 소둔 단계의 온도는 600℃ ~ Ae1 가 바람직하다. 이는, 소둔 온도가 600℃ 미만일 경우 재결정 및 탄화물의 구상화를 충분히 얻는 것이 어렵기 때문이다. 또한, 소둔 온도가 Ae1 온도를 초과할 경우 역변태를 유발하여 소둔 후 냉각시에 다시금 상변태가 일어나 재질 편차가 매우 커질 수 있기 때문이다. 이 때의, Ae1 온도는 그보다 높은 온도에서 상기 강판을 유지할 경우, 오스테나이트로의 역변태가 발생하는 상한 온도를 의미한다. 또한, 상기 Ae1 온도는 열역학적으로 계산되는 통상적인 값을 기준으로 한다.
Next, annealing is performed on the cold rolled steel sheet. At this time, the temperature of the annealing step is preferably 600 ℃ ~ Ae1. This is because it is difficult to sufficiently obtain recrystallization and spheroidization of carbide when the annealing temperature is less than 600 ° C. In addition, when the annealing temperature exceeds the Ae1 temperature causes a reverse transformation, the phase transformation occurs during cooling after annealing again, the material deviation can be very large. At this time, Ae1 temperature means the upper limit temperature at which reverse transformation to austenite occurs when the steel sheet is held at a higher temperature. In addition, the Ae1 temperature is based on conventional values that are calculated thermodynamically.
이 때, 소둔 시간은 상기 목표하는 온도에서 최소 4시간 이상 실시하는 것이 바람직하다. 목표 소둔 온도에서의 상기 강판의 유지 시간이 이보다 짧을 경우에는 재질균일화의 효과가 충분히 얻어지지 않을 수 있기 때문이다. 또한, 상기 소둔 단계는 통상의 BAF (Batch Annealing Furnace)를 이용해서 실시하는 것이 바람직하다.
At this time, it is preferable to perform annealing time at least 4 hours at the said target temperature. This is because the effect of material homogenization may not be sufficiently obtained when the holding time of the steel sheet at the target annealing temperature is shorter than this. In addition, the annealing step is preferably carried out using a conventional batch annealing furnace (BAF).
상기 소둔 단계는, 요구되는 강재의 강도에 따라 열연코일을 냉간압연 하기에 앞서 한번 더 실시되는 것도 바람직하다.
The annealing step is preferably carried out once more before cold rolling the hot rolled coil according to the required strength of the steel.
상기 조건에 따라 제조한 본 발명의 고탄소 냉연 강판은 경도차를 30HV 이하로 확보할 수 있어, 우수한 재질 균일성 특성을 갖는다. 이때, 상기 경도차는 냉연강판에서 측정한 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준 경도와 5% 수준 경도의 차이로서 정의한다.
The high carbon cold rolled steel sheet of the present invention manufactured according to the above conditions can ensure a hardness difference of 30 HV or less, and has excellent material uniformity characteristics. In this case, the hardness difference is defined as the difference between the 95% level hardness and the 5% level hardness when the maximum value of the hardness measured in the cold-rolled steel sheet is set to 100% and the minimum value to 0%.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, the following examples are only examples for describing the present invention in more detail, and do not limit the scope of the present invention.
(( 실시예Example ))
하기 표 1에 제시된 성분조성을 갖는 강을 30Kg의 잉곳(ingot)으로 진공 용해한 후, 사이징(sizing) 압연을 수행하여 두께 30mm의 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃에서 1시간 동안 재가열한 후, 열간압연을 수행하였다. 이때, 900℃에서 마무리 열간압연을 수행하여, 최종 3mm 두께를 갖는 열연강판을 제조하였다. 마무리 열간압연 후, 상기 강판을 수냉각대(ROT)에서 550℃까지 CR1의 냉각속도로 냉각하였다. 이 후, 냉각된 강판을 각각의 목표 권취 온도로 미리 가열시킨 로에 장입하여 1시간 동안 유지시킨 후, 로냉하는 과정을 거쳐 열연 권취공정을 모사하였다. 하기 표 2에는, 상기 각 강판들에 적용되는 냉각속도(CR1) 및 권취 온도(CT)를 표시하였다.
The steel having the composition shown in Table 1 was vacuum dissolved in an ingot of 30 Kg, followed by sizing rolling to prepare a slab having a thickness of 30 mm. After reheating the slab at 1200 ° C. for 1 hour, hot rolling was performed. At this time, by performing a finish hot rolling at 900 ℃, to produce a hot rolled steel sheet having a final 3mm thickness. After finishing hot rolling, the steel sheet was cooled at a cooling rate of CR1 from a water cooling zone (ROT) to 550 ° C. Thereafter, the cooled steel sheet was charged into a furnace previously heated to each target winding temperature, held for one hour, and then subjected to a furnace cooling to simulate a hot rolled winding process. Table 2 below shows the cooling rate (CR1) and the coiling temperature (CT) applied to the respective steel sheets.
또한, 하기 표 2에는, 권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 미세조직을 분석하고, 비커스 경도(Vickers hardness)를 측정하여 나타내었다. 이때, 경도는 500g 하중의 비커스 경도로 측정하였으며, 30회 이상 측정한 결과에서 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준과 5% 수준 경도의 차이를 경도차로 정의하였다. 또한, 하기 표 2에서는 상기 각 강판들의 조직구조를 펄라이트의 면적분율로서 표시하였으며, 상기 펄라이트의 면적분율을 제외한 나머지는 모두 초석 페라이트로 이루어졌다.
In addition, in Table 2 below, the microstructure of the final hot rolled steel sheet obtained by completing the winding process was analyzed, and Vickers hardness was measured and shown. In this case, the hardness was measured by Vickers hardness of 500 g load. When the maximum value was set to 100% and the minimum value was set to 0%, the difference in hardness between 95% level and 5% level was defined as the hardness difference . In addition, in Table 2, the structure of each of the steel sheets is expressed as an area fraction of pearlite, except for the area fraction of the pearlite, all of them were made of cornerstone ferrite.
하기 표 3에는 상기 열연강판에 대해 냉간압연 및 소둔을 실시하여 냉연강판으로 제조한 뒤, 비커스 경도(Vickers hardness)를 측정한 값을 기재하였다. 이때, 하기 경도는 500g 하중의 비커스 경도로 측정한 값이며, 30회 이상 측정한 결과에서 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준과 5% 수준 경도의 차이를 경도차로 정의하였다. 하기 표 3의 경도편차값을 표 2와 비교할 때, 상기의 추가적인 냉간압연 및 소둔단계를 거쳐 냉연강판으로 제조되더라도, 열연강판이 가지고 있었던 재질균일성 특성은 그대로 유지됨을 확인할 수 있다.
In Table 3 below, the hot rolled steel sheet was subjected to cold rolling and annealing to prepare a cold rolled steel sheet, and then measured values of Vickers hardness. At this time, the following hardness is measured by the Vickers hardness of 500g load, when the maximum value is set to 100% and the minimum value to 0% in the results measured more than 30 times, the hardness between the 95% level and the 5% level hardness Defined as tea. When comparing the hardness deviation value of Table 3 with Table 2, even if manufactured by cold-rolled steel sheet through the additional cold rolling and annealing step, it can be confirmed that the material uniformity characteristics of the hot-rolled steel sheet was maintained as it is.
강판Hot rolled
Steel plate
분율Pearlite
Fraction
크기(μm)Colony
Size (μm)
편차Hardness
Deviation
강판Hot rolled
Steel plate
편차Hardness
Deviation
각 시편에 대한 구체적인 분석내용은 하기와 같다.
The specific analysis of each Psalm is as follows.
상기 표 1에서 제시되는 것과 같이, 시편 A, C, D, E, F, G 및H는 본 발명의 일 측면에서 제공하는 성분조성에 부합하는, 발명예에 해당한다. 반면, 시편 B 및 G은 보론(B) 및 티타늄(Ti)의 함량이 본 발명에서 개시하는 성분조성에 부합되지 아니하여, 비교예에 해당한다.
As shown in Table 1, the specimens A, C, D, E, F, G and H correspond to the example of the invention, in accordance with the component composition provided in one aspect of the present invention. On the other hand, specimens B and G correspond to comparative examples, since the contents of boron (B) and titanium (Ti) do not correspond to the composition of the composition disclosed in the present invention.
상기 시편 B 및 G는, 본 발명의 일 측면에서 개시하는 조건을 만족하는 제조공정에 의해 강판으로 제조되더라도, 그 조직내의 펄라이트의 면적분율이 각각 83%, 87%(표 2)에 불과하다. 즉, 본 발명에서 제안하는 펄라이트 면적분율의 범위(95% 이상)를 만족하지 않는다. 또한, 경도 편차도 30HV 이상으로 측정되어 재질 균일성 측면에서도 열위한 특징을 보였다.
Even if the specimens B and G are made of steel sheet by a manufacturing process satisfying the conditions disclosed in one aspect of the present invention, the area fractions of pearlite in the structure are only 83% and 87% (Table 2), respectively. That is, it does not satisfy the range (95% or more) of the pearlite area fraction proposed by this invention. In addition, the hardness variation was also measured at 30HV or more, showing poor characteristics in terms of material uniformity.
또한, 시편 E는, 시편의 성분조성은 본 발명을 만족하지만, 권취 온도 조건이 본 발명을 만족하지 않는다(표 2). 따라서, 높은 권취 온도에서 페라이트 상이 형성됨에 따라 펄라이트의 분율이 95% 미만이며, 경도편차도 79HV로 재질 균일성이 열위에 있음을 알 수 있다. 또한, 30%의 압하율로 냉간압연 후, 680℃에서 8시간 동안 소둔하여 냉연강판으로 제조하였을 경우(표 3)에도, 경도차가 41HV로 높게 얻어져서 열위한 재질균일성을 나타내었다.
In addition, specimen E, although the composition of the specimen satisfies the present invention, the winding temperature conditions do not satisfy the present invention (Table 2). Therefore, as the ferrite phase is formed at a high coiling temperature, the fraction of pearlite is less than 95%, and the hardness deviation is 79 HV. In addition, after cold rolling at a reduction ratio of 30%, annealing was carried out at 680 ° C. for 8 hours to produce a cold rolled steel sheet (Table 3), whereby the hardness difference was obtained as high as 41 HV, indicating poor material uniformity.
반면, 시편 A, C, D, F 및 H는 본 발명에서 제공하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예에 해당한다. 특히, 시편 C의 경우는 펄라이트의 분율이 99% 이었으며, 경도편차도 16HV로 측정되어 매우 우수한 재질 균일성의 물성을 나타내었다. 또한, 상기 시편들의 라멜라 층간 간격을 측정해본 결과, 모두 본 발명에서 제어하는0.1μm 이하로서, 매우 미세한 조직이 형성되었음을 확인하였다. 또한, 상기 시편들은 냉간압연 및 소둔 후에도, 모두15HV 이하의 낮은 경도차를 나타내었다. 이는 본 발명에서 제어하는 30HV 이하의 경도차에 해당하는 값으로서, 냉연강판으로 제조 시에도 우수한 재질 균일성을 나타냄을 확인할 수 있다.
On the other hand, specimens A, C, D, F and H correspond to the invention examples satisfying both the component range and manufacturing conditions provided by the present invention. In particular, in the case of specimen C, the fraction of pearlite was 99%, and the hardness deviation was also measured at 16 HV, indicating very excellent material uniformity. In addition, as a result of measuring the lamellar interlayer spacing of the specimens, it was confirmed that very fine structure was formed as 0.1μm or less, all controlled by the present invention. In addition, the specimens showed a low hardness difference of less than 15 HV even after cold rolling and annealing. This is a value corresponding to the hardness difference of 30HV or less controlled by the present invention, it can be seen that exhibits excellent material uniformity even when manufactured by cold-rolled steel sheet.
상술한 결과를 통해, 본 발명에서 제공하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하여야, 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 강판을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.Through the above-described results, it can be seen that the high strength high carbon steel sheet having excellent material uniformity can be obtained by satisfying both the component range and the manufacturing conditions provided by the present invention.
Claims (11)
By weight%, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0) , S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (excluding 0), balance Fe And a high carbon steel sheet which is made of other unavoidable impurities and has excellent material uniformity with an area fraction of at least 95% on the pearlite phase.
상기 펄라이트 상의 콜로니(colony) 크기가 15μm 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판.
The method according to claim 1,
The high-carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the size of the colony (colony) on the pearlite is 15μm or less.
상기 펄라이트 상의, 라멜라 조직 내 평균 층간 간격이 0.1μm 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판.
The method according to claim 1,
A high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the average interlayer spacing in the lamellar tissue on the pearlite is 0.1 μm or less.
상기 고탄소 열연강판은 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 하였을 때, 95% 수준의 경도와 5% 수준의 경도 차이가 30HV 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판.
4. The method according to any one of claims 1 to 3,
The high carbon hot-rolled steel sheet is a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that when the maximum value of the hardness of 100%, the minimum value of 0%, the hardness difference of 95% level and the hardness of 5% level is 30HV or less.
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 하기 식(1) 또는 식(1')를 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 권취하는 단계를 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
[식(1)]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값.
[식(1')]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값.
By weight%, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0) , S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (excluding 0), balance Fe And reheating the high carbon steel slab composed of other unavoidable impurities;
Hot rolling the reheated slab;
Cooling the hot rolled steel sheet at a cooling rate CR1 that satisfies Equation (1) or (1 ') below; And
A method of manufacturing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, including winding the cooled steel sheet.
[Formula (1)
Cond1 ≤ CR1 (° C / sec) <100,
Cond1 = 175-300 x C (wt.%)-30 x Mn (wt.%)-100 x Cr (wt.%) Or the greater of 10.
[Formula (1 ')]
Cond1? CR1 (占 폚 / sec)? Cond1 + 20,
Cond1 = 175-300 x C (wt.%)-30 x Mn (wt.%)-100 x Cr (wt.%) Or the greater of 10.
상기 재가열하는 단계는 1100~1300℃ 온도로 가열하는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
The method according to claim 5,
The reheating step is a method of producing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the heating to 1100 ~ 1300 ℃ temperature.
상기 열간압연하는 단계는 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 열간압연하는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
The method according to claim 5,
The hot rolling step is a method of manufacturing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the hot rolling to the finish hot rolling temperature is 800 ~ 1000 ℃.
상기 권취하는 단계의 권취 온도는 하기 식(2)를 만족하는 권취 온도(CT)로 권취하는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
[식(2)]
Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,
Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
The method according to claim 5,
The winding temperature of the winding step is a method of producing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the winding temperature (CT) to satisfy the following formula (2).
[Expression (2)]
Cond2? CT (占 폚)? 650,
Cond2 = 640 - 237 x C (wt.%) - 16.5 x Mn (wt.%) - 8.5 x Cr (wt.%)
냉간 압연하는 단계 및 소둔하는 단계를 추가적으로 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
The method of claim 5,
A method of manufacturing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, further comprising cold rolling and annealing.
상기 냉간 압연하는 단계는 30~70%의 냉간압하율로 압연되는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
The method of claim 9,
The cold rolling step is a method of producing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that the cold rolling rate of 30 to 70%.
상기 소둔하는 단계는 600℃~Ae1 사이의 온도에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.The method of claim 9,
The annealing step is a method of producing a high carbon steel sheet having excellent material uniformity, characterized in that at a temperature between 600 ℃ ~ Ae1.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020120077304A KR20140010700A (en) | 2012-07-16 | 2012-07-16 | High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020120077304A KR20140010700A (en) | 2012-07-16 | 2012-07-16 | High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20140010700A true KR20140010700A (en) | 2014-01-27 |
Family
ID=50143239
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020120077304A Ceased KR20140010700A (en) | 2012-07-16 | 2012-07-16 | High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR20140010700A (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160047058A (en) * | 2014-10-21 | 2016-05-02 | 주식회사 포스코 | High carbon rolled steel sheet with solid diffusion bonding properties, and method for producing the same |
| KR20160077515A (en) * | 2014-12-23 | 2016-07-04 | 주식회사 포스코 | High-corrosion resistance steel with excellent sound-absorbing and method for manufacturing the same |
| US20220186803A1 (en) * | 2020-06-15 | 2022-06-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Spring steel wire |
| US11807923B2 (en) | 2020-06-17 | 2023-11-07 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Spring steel wire |
-
2012
- 2012-07-16 KR KR1020120077304A patent/KR20140010700A/en not_active Ceased
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160047058A (en) * | 2014-10-21 | 2016-05-02 | 주식회사 포스코 | High carbon rolled steel sheet with solid diffusion bonding properties, and method for producing the same |
| KR20160077515A (en) * | 2014-12-23 | 2016-07-04 | 주식회사 포스코 | High-corrosion resistance steel with excellent sound-absorbing and method for manufacturing the same |
| US20220186803A1 (en) * | 2020-06-15 | 2022-06-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Spring steel wire |
| US11892048B2 (en) * | 2020-06-15 | 2024-02-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Spring steel wire |
| US11807923B2 (en) | 2020-06-17 | 2023-11-07 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Spring steel wire |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101938073B1 (en) | Steel for hot stamping and manufacturing method thoereof | |
| KR20090070150A (en) | High strength hot rolled steel sheet with excellent hot forming processability, molded products using the same and manufacturing method thereof | |
| KR102469278B1 (en) | Steel material for hot press forming, hot pressed member and manufacturing method theerof | |
| KR102098478B1 (en) | Hot rolled coated steel sheet having high strength, high formability, excellent bake hardenability and method of manufacturing the same | |
| KR101417260B1 (en) | High carbon rolled steel sheet having excellent uniformity and mehtod for production thereof | |
| KR101568519B1 (en) | Hot rolled steel sheet having excellent deformation anisotropy in sheared edge and anti fatigue property and method for manufacturing the same | |
| KR20140010700A (en) | High carbon steel sheet having excellent uniformity and manufacturing mehtod for the same | |
| KR101657847B1 (en) | High strength cold rolled steel sheet having excellent surface quality of thin slab, weldability and bendability and method for manufacturing the same | |
| KR101518588B1 (en) | Precipitation hardening steel sheet having excellent yield strength and yield ratio and method for manufacturing the same | |
| KR101988760B1 (en) | Ultra-high strength steel sheet having excellent formability, and method for manufacturing thereof | |
| KR100957965B1 (en) | High strength hot forming hot rolled steel sheet with reduced cracking during cooling and winding and manufacturing method | |
| KR101726139B1 (en) | Hot press forming parts having superior ductility and impact toughness and method for manufacturing the same | |
| KR101372707B1 (en) | High strength high carbon steel sheet having excellent uniformity and mehtod for production thereof | |
| KR101957601B1 (en) | Cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101657835B1 (en) | High strength hot-rolled steel sheet having excellent press formability and method for manufacturing the same | |
| KR101403222B1 (en) | Ultra high strength and high carbon hot rolled steel sheet having excellnt formability and uniformity and method for manufacturing thereof | |
| KR101372700B1 (en) | High carbon rolled steel sheet having excellent uniformity and mehtod for production thereof | |
| KR101185259B1 (en) | HIGH QUALITY FORMABILITY HOT-ROLLED STEEL WITH TENSILE STRENGTH THAN 1000MPa AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME | |
| KR20190079299A (en) | High strength cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| KR101449128B1 (en) | High carbon steel sheet having excellent uniformity and workability and method for manufacturing thereof | |
| KR101735941B1 (en) | High strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR20240044568A (en) | Cold rolled steel sheet having excellent strength and formability and method of manufacturing the same | |
| KR20250088303A (en) | High strength cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR20170110774A (en) | High-carbon steel wire rod for cold forging without spheroidizing heat treatment, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof | |
| KR20160053102A (en) | High carbon hot rolled steel sheet having excellent uniformity and impact resistance and method for manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| PA0109 | Patent application |
St.27 status event code: A-0-1-A10-A12-nap-PA0109 |
|
| PA0201 | Request for examination |
St.27 status event code: A-1-2-D10-D11-exm-PA0201 |
|
| D13-X000 | Search requested |
St.27 status event code: A-1-2-D10-D13-srh-X000 |
|
| D14-X000 | Search report completed |
St.27 status event code: A-1-2-D10-D14-srh-X000 |
|
| PG1501 | Laying open of application |
St.27 status event code: A-1-1-Q10-Q12-nap-PG1501 |
|
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| PE0902 | Notice of grounds for rejection |
St.27 status event code: A-1-2-D10-D21-exm-PE0902 |
|
| AMND | Amendment | ||
| E13-X000 | Pre-grant limitation requested |
St.27 status event code: A-2-3-E10-E13-lim-X000 |
|
| P11-X000 | Amendment of application requested |
St.27 status event code: A-2-2-P10-P11-nap-X000 |
|
| P13-X000 | Application amended |
St.27 status event code: A-2-2-P10-P13-nap-X000 |
|
| E601 | Decision to refuse application | ||
| PE0601 | Decision on rejection of patent |
St.27 status event code: N-2-6-B10-B15-exm-PE0601 |
|
| X091 | Application refused [patent] | ||
| AMND | Amendment | ||
| E13-X000 | Pre-grant limitation requested |
St.27 status event code: A-2-3-E10-E13-lim-X000 |
|
| P11-X000 | Amendment of application requested |
St.27 status event code: A-2-2-P10-P11-nap-X000 |
|
| P13-X000 | Application amended |
St.27 status event code: A-2-2-P10-P13-nap-X000 |
|
| PX0901 | Re-examination |
St.27 status event code: A-2-3-E10-E12-rex-PX0901 |
|
| PX0601 | Decision of rejection after re-examination |
St.27 status event code: N-2-6-B10-B17-rex-PX0601 |
|
| X601 | Decision of rejection after re-examination | ||
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |
|
| R18 | Changes to party contact information recorded |
Free format text: ST27 STATUS EVENT CODE: A-3-3-R10-R18-OTH-X000 (AS PROVIDED BY THE NATIONAL OFFICE) |
|
| R18-X000 | Changes to party contact information recorded |
St.27 status event code: A-3-3-R10-R18-oth-X000 |