KR100722394B1 - 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 구상화 소둔 후 탄화물의 미세한 분포로 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판을 제공하기 위한 것으로서, 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 1% 이하의 탄화물이 존재하는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 적어도 베이나이트 상(phase)으로 구성되며, 상기 상의 탄화물 크기가 폭 0.2㎛, 길이 1㎛ 이하이다.

구상화, 소둔, 고탄소강판, 열연강판,

Description

우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법 {steel having superior spheroidized annealing and method making of the same}

도1은 붕소 첨가 전과 첨가 후 상변태도 제어를 나타내는 개략도이다.

도2는 본 발명의 제1 실시예에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이다.

도3은 본 발명의 제2 실시예에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이다.

도4는 본 발명의 제3 실시예에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이다.

도5는 비교예에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이다.

본 발명은 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 구상화 소둔 후 탄화물의 미세한 분포로 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 가공용으로 사용되는 고탄소강은 열연강판으로 제조된 후, 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 만들기 위한 구상화 소둔을 거치게 된다. 완전한 구상화를 위하여 장시간의 소둔이 필요하며, 이는 제조 원가를 높이고 생산성을 낮추게 된다. 그리고, 이러한 열연 권취 후 구상화 소둔을 거친 가공용 고탄소강은 드로잉 성형, 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 굽힘 성형 등 대표적인 가공 모드의 적용을 받게 되는데, 페라이트와 세멘타이트의 2상으로 구성되는 고탄소강의 경우에는 페라이트와 세멘타이트의 형상과 크기 및 분포가 가공성에 큰 영향을 미치게 된다. 즉, 페라이트와 펄라이트 조직의 구상화 소둔 후 잔존하는 미구상화된 세멘타이트(펄라이트 라멜라층의 세멘타이트)는 상기 성형성을 열화시킨다. 이는 성형 중 조대한 층상의 세멘타이트에서 공공이 발생하고, 결국 크랙으로 성장, 파괴가 일어나기 때문이다.

페라이트와 펄라이트의 조직으로 구성된 강을 구상화 소둔하는 경우에, 구상화 시간을 단축하기 위하여 열간압연 후에 냉간압연을 행함에 의하여 구상화 소둔 시간을 단축하는 것은 널리 알려져 있다. 또한, 펄라이트 조직의 탄화물 층상 조직 간격이 작을수록 즉, 조직이 미세할수록 구상화 속도가 향상되어, 구상화를 완료하는데 걸리는 시간이 비교적 짧아지지만, 여전히 장시간의 BAF(Batch Annealing Furnace) 열처리가 요구된다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 대표적인 기술에는 일본 특개평11-269552호, 특개평11-269553호, 미국 특허 제6,589,369호 B2, 일본 특허공개2003-13144호, 및 일본 특허공개 제2003-13145호에 제안된 방법들이 있다.

일본 특개평11-269552호 및 특개평11-269553호는 탄소 함량이 0.1-0.8%인 강을, 실질적으로 페라이트와 펄라이트인 금속조직을 초석 페라이트 면적율을 0.4*(1-[C]%/0.8)*100 이상, 펄라이트 층상간격을 0.1㎛ 이상인 열연강판을 15% 이상의 냉간압연을 실시한 후에, 2단계의 가열패턴을 이용하여 가열하고, 이후 냉각 하여 특정 온도에서 유지하는 총 3단계의 가열패턴을 적용함에 의한 신장 플랜지 가공성이 우수한 중,고탄소강판의 제조방법을 제안하고 있다. 그러나 이 방법은 냉간압연을 구상화 소둔 전에 적용함에 의하여 제조 비용이 높게 되는 단점을 가진다.

또한, 미국 특허 제6,589,369호 B2는 C:0.01-0.3%, Si:0.01-2%, Mn:0.05-3%, P:0.1% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-1%를 함유하고, 페라이트를 제1상으로 하고, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트를 제2상으로 하며, 제2상의 부피 분율을 평균 결정립 크기로 나눈 몫이 3-12의 값을 갖고, 제2상의 평균 경도 값을 페라이트의 평균 경도 값으로 나눈 몫이 1.5-7이고 신장 플랜지성이 우수한 강판을 제조하는 방법을 제공한다. 그러나 이 방법은 구상화 열처리를 적용할 시에 균일한 탄화물 분포를 얻을 수 없어, 최종 구상화 후 구멍 확장성이 열화되는 단점을 가진다.

일본 특허공개 제2003-13144호 및 일본 특허공개 제2003-13145호는 C:0.2-0.7%인 탄소강을 Ar3 변태점보다 20℃ 낮은 이상의 온도에서 열간압연을 실시 한 후 냉각속도 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 냉각하여 650℃ 이상에서 냉각을 정지하고 이어서 600℃ 이하에서 권취를 행하고 이를 산세한 후, 640℃-Ac1 변태점 사이에서 소둔을 행함에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1-1.2㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 10% 이하로 조직을 제어함에 의하여 신장 플랜지성이 우수한 열연 고탄소강판을 제조하거나, 위의 제조방법에서 열연강판을 산세한 후에 30% 이상의 냉간 압연을 적용하고 이를 600℃-Ac1 변태점 사이에서 소둔을 행함에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1-2.0㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 15% 이하 로 조직을 제어함에 의하여 신장 플랜지성이 우수한 냉연 고탄소강판 제조하는 방법을 제시하고 있다. 그러나, 열간압연 후 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 냉각을 실시하는 것은 통상의 열간 압연 공장에서는 불가능하며, 이를 위하여 특별히 고안된 냉각장치가 필요하다. 이 냉각장치의 설치를 위하여 고가의 비용이 소요된다.

본 발명은 상기한 바와 같은 문제점을 해결하기 위하여 창안된 것으로, 그 목적은 구상화 소둔 후 탄화물의 미세한 분포로 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판은, 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 1% 이하의 탄화물이 존재하는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 적어도 베이나이트 상(phase)으로 구성되며, 상기 상의 탄화물 크기가 폭 0.2㎛ 이하, 길이 1㎛ 이하일 수 있다.

또한, 상기 고탄소강판은 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.

상기 고탄소강판은 B(원자%)/N(원자%)>1의 조건 또는 Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]-0.03%의 범위로 첨가하는 조건을 만족한다.

또한, 본 발명에 따른 고탄소강판 제조방법은, 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계, 상기 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계, 및 상기 열연강판을 이용하여, 600℃-Ac1 변태점에서 구상화 소둔하여 구상화 소둔 강판을 제조하는 단계를 포함할 수 있다.

이하, 첨부한 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소강판은, 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어진다.

여기서, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하거나, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]%-0.03%의 범위로 첨가되는 경우에는 B과 N간의 앞의 관계식은 생략될 수 있다.

이와 같은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 탄소(C)의 함량은 0.2-0.6%가 바람직하다. 고탄소강의 장점 중의 하나는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성 확보인데, 이의 원활한 확보를 위하여 탄소(C)의 하한을 0.2%로 한다. 또한, 0.6% 이상의 탄소(C) 첨가 시에는 붕소(B)의 변태지연 효과를 꾀할 수 없어, 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트 의 복합조직을 생성시키기 어렵기 때문에, 구상화 소둔 열처리성에 악영향을 미친다. 이러한 악영향을 방지하기 위하여 탄소(C) 함량의 상한과 하한을 제한한다.

망간(Mn)의 함량은 0.1-1.2%가 바람직하다. 망간(Mn)은 강의 제조공정 중에 불가피하게 함유되는 황(S)과 철(Fe)이 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가되는데, 그 첨가량이 너무 적으면 적열취성이 발생되고, 너무 높으면 중심편석 혹은 미소편석 등의 편석이 심해지게 된다. 이때 망간(Mn)이 세멘타이트 구성원소인 이유로, 편석대에서의 탄화물의 밀도나 크기가 크게 되어 성형성을 저해하게 된다. 이 성형성 저해를 방지하기 위하여 망간(Mn) 함량의 상한과 하한을 제한한다.

규소(Si)의 함량은 0.4% 이하가 바람직하다. 규소(Si)는 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상의 효과가 있는 원소이나, 다량 첨가되는 경우에 스케일 결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다. 이 표면 품질의 저하를 방지하기 위하여 규소(Si) 함량의 상한을 제한한다.

크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하가 바람직하다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어서, 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 본 발명과 같이 상변태를 제어하는 경우에 효과적일 수 있다. 그러나, 구상화 속도를 지연시키는 원소로 알려져 있으므로 다량으로 첨가되는 경우에는 역효과가 예상된다. 이 구상화 속도 지연을 방지하기 위하여 크롬(Cr) 함량의 상한을 제한한다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01-0.1%가 바람직하다. 알루미늄(Al)은 두 가지 목 적으로 첨가되는데, 그 하나는 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지함이고, 다른 하나는 본 발명에서와 같이 붕소(B)가 첨가되는 경우에는 효과가 미미하지만, 강 중에 존재하는 질소를 AlN으로 고정함에 의하여 결정립 크기를 미세화시키기 위함이다. 따라서, 알루미늄(Al) 역시 적정한 범위로 첨가되어야 하는데, 그 성분함량이 너무 낮으면 상기 첨가목적을 이룰 수 없으며 반대로 너무 높으면 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원 단위의 상승의 문제가 있다.

황(S)의 함량은 0.012% 이하가 바람직하다. 황(S)은 MnS의 형태로 석출이 이루어져서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이므로, 황(S)의 양을 낮게 관리하는 것이 필요하므로 이를 이유로 상한을 제한한다. 상기 이유로 황(S)의 함량은 낮출수록 성형성이 좋아지므로 하한을 규정하지 않는다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하가 바람직하다. 티타늄(Ti)은 질소(N)를 석출시킴에 의하여 BN 석출을 억제하기 위하여 첨가되는데, 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]%이하로 첨가되는 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 다소 적으므로 BN의 형성을 효과적으로 막을 수 없으므로, B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 조건이 구성되어야 하나, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]%-0.03%의 범위에서는 질소(N)의 TiN 석출에 의한 제거가 효율적으로 가능하므로 붕소(B)와 질소(N) 수식의 조건을 만족할 필요가 없다. 티타늄(Ti)은 다량 첨가시 TiC 형성에 의한 탄소(C)량 감소 효과로써 고탄소강의 장점인 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원 단위가 상승하므로 그 상한을 제한한다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하가 바람직하다. 질소(N)는 본 발명에서와 같이 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 BN을 형성하여 붕소(B)의 효과를 억제시키는 단점이 있으므로, 첨가량을 낮출수록 바람직하나, 불가피하게 남는 강 중 불순물이므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 범위에서 성분 제어가 이루어지고, 그 함량이 높으면, 석출물의 수가 많아져서 붕소(B)의 효과를 상쇄시키므로 그 상항을 제한한다. 상기 이유로 질소(N)는 그 함량이 낮을수록 좋으므로 하한을 규정하지 않는다. 티타늄(Ti)이 첨가되는 경우에는 BN을 형성하지 않는 것으로 알려져 있으므로, 티타늄(Ti)이 일정량 이상 첨가된 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 적용하지 않는다.

붕소(B)의 함량은 0.0005-0.0080%가 바람직하다. 붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮춤에 의하여, 혹은 Fe₂₃(C,B)₆의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제하는 효과가 있는 원소이다. 도1에 도시된 바와 같이, 열간압연 후 상변태 및 냉각속도를 제어함에 의하여 열간권취 후 베이나이트 혹은 베이나이트와 마르텐사이트를 주 상(相)으로 하는 경우에, 그리고 최종 고객사에서 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 매우 중요한 합금원소이다. 본 발명과 같이 티타늄(Ti)이 첨가되지 않는 경우와 질소(N)와의 결합에 의한 붕소(B) 효과 저감을 고려하여, 붕소(B)의 함량을 제한한다. 상한의 설정 이유는 다량 첨가시 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하가 예상 되므로 상한을 제한하고, 하한의 설정 이유는 그 이하의 첨가에서는 붕소(B) 효과가 미미하므로 제한한다.

도1을 참조하여 설명하면 다음과 같다. 도1의 왼쪽 도면은 일반 강을 고온(예들 들면, 사상압연 마무리 온도)으로부터 각기 다른 냉각속도로(냉각속도 제1>제2>제3) 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세 조직을 연속냉각 상태도로 나타낸다. 제1 냉각속도(1)로 냉각시는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, 제2 냉각속도(2)로 냉각시는 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 조직이 얻어지고, 제3 냉각속도(3)로 냉각시는 페라이트+펄라이트+베이나이트의 조직이 얻어진다. 이러한 일반 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 도1의 오른쪽 도면에 나타낸 바와 같이 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 변태곡선이 왼쪽 도면에서의 위치에 비하여 시간 축으로 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다. 이러한 붕소(B)의 효과는 동일 냉각속도에 대하여, 일반 강에서와 다른 미세 조직을 얻게 되는데 즉, 제1 냉각속도(1)에서는 마르텐사이트를 얻고, 제2 냉각속도(2)에서도 또한 마르텐사이트를 얻게되며, 제3 냉각속도(3)에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세 조직을 얻게 된다. 즉, 냉각속도의 강화 없이도 냉각속도가 강화되는 효과를 얻게 되는 장점이 있다.

본 발명에서는 상기 조성의 고탄소강을 통상의 방법으로 슬래브의 재가열을 실시하고, 열간압연하되, 열간 마무리 압연온도를 Ar3 변태점 이상으로 하고 냉각속도 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 530℃ 이하의 온도에서 권취함에 의하여 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 주요 상(phase)이 베이나이트로 구성되거나 혹은 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 열연코일을 제조한다. 현실적으로 초석 페라이트는 탄화물이 존재하지 않을 수 없으므로 그 상한을 제한하며, 본 발명에서 탄화물이 존재하지 않는 다는 것은 1% 이하의 탄화물이 존재하는 것을 포함한다.

열간압연 마무리 온도를 Ar3 변태점 이상으로 규정한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함인데, 본 발명에 다른 고탄소강의 경우에 2상역 압연이 행해질 경우에는 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생함에 의하여, 본 발명에서 추구하는 전체 조직에 걸친 균일한 탄화물의 분포를 얻을 수가 없다.

열간압연 후 냉각속도를 20℃/초 이상으로 제한한 것은, 그 이하의 냉각속도에서는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어짐에 의하여, 본 발명이 의도하는 열연 베이나이트, 혹은 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직, 혹은 마르텐사이트 조직을 얻는 것이 불가능하므로 제한하며, 상한의 제한이 없는 것은 앞에서 언급한 도1에서 알 수 있는 바와 같이, 냉각속도가 빠를수록 베이나이트, 마르텐사이트 조직을 얻는 것에 어려움이 없으므로 제한을 두지 않는다.

열연 권취를 530℃이하의 권취온도로 제한하는 것은 그 이상의 온도에서의 권취는 펄라이트 변태를 유발하여 본 발명에서 의도하는 저온조직을 얻을 수 없음으로 제한하며, 하한은 실제 열연 권취기의 성능이 우수하여 권취가 가능하다면, 본 발명이 의도하는 미세한 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직을 얻는데 유리하므로 제한하지 않는다.

상기와 같이 열연 권취하여 열연코일을 제조한 후 통상의 냉간압연의 적용 없이, 600℃-Ac1 변태점에서 구상화 소둔하여 탄화물의 평균 직경이 1㎛ 이하이며, 구상화 소둔후 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 최종 탄화물의 크기와 페라이트 결정립 크기가 미세한 미세 구상화 탄소강이 제조된다.

600℃ 이하의 온도에서의 구상화 소둔은 열연 저온 조직에 내재되어 있는 전위를 실질적으로 제거하고 탄화물의 구상화를 이루는 것이 실질적으로 어려움에 따라서 하한으로 제한하며, 상한은 그 이상의 온도에서의 소둔은 역변태를 유발하여 이후 냉각시에 펄라이트 변태가 이루어짐은 널리 알려져 있으므로, 가공성의 열화를 방지하기 위하여 제한한다.

이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판을 제조하는 방법을 설명한다.

먼저, 진공 유도 용해에 의해 표 1에 나타낸 조성의 슬라브를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조한다. 이 슬라브를 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 4.3mm가 되도록 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점 이상으로 하며, ROT 냉각속도는 10℃/초와 30℃/초로 냉각하여서 목표한 열연권취 온도까지 냉각한 후에 300-600℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사한다. 이 열연강판을 구상화 소둔강판으로 제조한다. 이때 구상화 소둔 열처리는 700℃에서 행하며, 그 결과를 본 발명의 실시예들로서 표 2에 개시되어 있다.

이하, 본 발명의 실시예를 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

화학조성 (단위: 중량%)

강종	C	Mn	Si	Cr	Al	S	B	N	Ti	기타
1	0.25	0.61	0.19	0.14	0.04	0.0033	0.0055	0.0015	-	나머지 Fe 및 불순물
2	0.44	0.71	0.22	0.13	0.036	0.0026	0.0058	0.0014	-
3	0.37	0.70	0.17	0.08	0.042	0.0043	0.0023	0.0019	0.024
4	0.32	0.76	0.20	0.09	0.030	0.0026	-	0.0014	-
5	0.65	0.41	0.20	0.16	0.037	0.0031	0.0051	0.0020	-

본 발명의 화학조성에서 알 수 있듯이, 표 1에 나타낸 강종 1, 2, 3은 본 발명의 범위에 속하고, 4, 5는 본 발명의 범위를 벗어난다.

표 1의 강종에 대한 제조 조건, 즉, 사상압연 후 냉각속도(ROT 냉각속도), 권취온도에 따른 초석 페라이트의 존재 유무, 미세 조직 특성 및 최종 구상화 소둔강판의 구멍 확장성은 표 2에 개시되어 있다.

화학조성과 공정조건에 따른 미세 조직

강종	ROT 냉각속도 (℃/초)	권취온도 (℃)	초석페라이트 유/무	구상화 온도 (℃/시간(hr))	페라이트 평균직경 (㎛)	탄화물 평균직경 (㎛)	비고
1	10	450	유	700/10	18.4	0.65	비교예 1
	30	450	무	700/10	4.7	0.41	실시예 4
2	30	500	무	700/10	2.8	0.72	실시예 1
	30	500	무	700/5	2.3	0.86	실시예 5
	30	600	유	700/10	12.7	1.32	비교예 2
3	30	300	무	700/10	2.5	0.38	실시예 2
	30	300	무	700/5	2.1	0.29	실시예 3
	30	600	유	700/10	12.6	1.15	비교예 3
4	10	500	유	700/10	-	구상화 미완료	비교예 4
	30	600	유	700/10	-	구상화 미완료	비교예 5
5	30	500	무	700/10	5.8	0.91	비교예 6
	30	600	유	700/10	-	구상화 미완료	비교예 7

초석 페라이트의 존재 유, 무는 마지막 열간압연이 Ar3 변태점 이하에서 작업이 되는 경우에도 의존하고, 또한 사상압연 후 냉각속도(ROT 냉각속도)에도 의존하며, 또한 권취 온도에도 의존한다. 즉, Ar3 변태 온도는 오스테나이트역에서 냉각을 시작한 후의 냉각속도에 주로 의존하지만, Ar3 변태점 이하에서의 압연은 초석 페라이트의 생성을 의미하며, 이는 불균질한 세멘타이트의 분포를 유발하게 된다.

그리고, ROT 냉각속도가 느릴수록 페라이트 및 펄라이트 변태가 촉진되고, 냉각속도가 빠를수록 베이나이트와 마르텐사이트 변태가 일어나게 됨은 도1에서 알 수 있다.

또한, 열연 변태가 마무리되는 권취온도가 낮을수록 초석 페라이트의 존재 확률은 낮아진다. 이는 표 2의 실시예들에 나타낸 바와 같이, 동일 조성과 냉각조건에서도 권취온도가 높을수록 초석 페라이트가 많이 생기는 것과 일치한다.

표 2에 나타낸 초석 페라이트 유, 무의 기준은 초석 페라이트의 양이 10% 초과인 경우에 유로 표시하고, 10% 이하인 경우에 무로 표시하였으며, 본 발명의 실시예들은 초석 페라이트가 무인 경우에만 해당된다.

본 발명은 열연강판 제조 후, 냉간압연을 적용하지 않고 구상화 소둔에 의해서 최종 구상화 소둔강판의 균일하고 미세한 탄화물의 분포를 구현하고 있는데, 열연강판에서 초석 페라이트와 펄라이트의 생성을 억제하고 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직을 얻음으로서도 가능해진다.

열연강판에 초석 페라이트가 존재하는 경우에는, 최종 구상화 소둔판의 탄화물 분포도 불균질해진다. 이는 초석 페라이트 내에는 탄화물이 거의 존재를 하지 않기 때문이다.

본 발명의 공정에서는 최종 구상화 소둔강판까지 이러한 미세 조직 특성이 지속됨에 기인한다. 또한, 열연강판에서 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직을 얻음에 의하여, 통상의 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 변화시키는 것에 비하여 매우 짧은 소둔 시간을 적용함에 의하여도 구상화가 가능하다. 이는 실시예의 700℃에서의 소둔 시간으로부터 알 수 있다.

도2, 도3, 및 도4는 제1, 제2 및 제3 실시예에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이고, 도5는 비교예(비교예 5)에 따른 고탄소강판의 소둔 후 미세 조직도이다.

최종 구상화 소둔 후, 페라이트 직경을 표 2에 나타내었는데, 실시예들의 경우에는 5㎛이하의 미세한 평균 결정립 크기를 보이지만(도2, 도3, 및 도4, 참조), 초석 페라이트가 존재하는 비교예들의 경우는 실시예들에 비하여 매우 조대한 페라이트 결정립을 보여준다(도5 참조).

비교예 6의 경우는 초석 페라이트가 무인 경우로, 강종 1이 본 실시예의 강의 조성에서 벗어남에 기인한다. 최종 구상화 소둔 후 페라이트 직경은, 열연 미세 조직과 탄화물의 크기와 관련성이 있는데, 열연 미세 조직에서 초석 페라이트나 펄라이트가 존재하는 경우에 페라이트의 직경이 커지게 되며, 탄화물이 국부적으로 존재하게 됨에 따라 탄화물의 사이즈도 상대적으로 커지게 됨에 따라서, 최종 페라이트의 결정립은 커지게 된다. 최종 페라이트 결정립이 작을수록 인성(toughness)이 향상된다. 이는 본 발명의 부가적 이점이다.

탄화물의 평균 직경도 위의 페라이트 결정립 크기에서 언급한 바와 같이, 초석 페라이트가 존재하는 경우에 국부적인 영역에의 탄화물의 집중적 생성에 기인하여, 탄화물의 평균 직경은 커지게 되고, 전체적으로 불균질한 분포를 야기한다.

이상을 통해 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명에 따르면, 열간 사상압연 후 20℃/초 이상의 냉각속도를 적용하므로 고가의 냉각장치를 설치하지 않고도, 열연상태에서의 탄화물의 미세한 분포로 인하여 구상화 시간을 단축시키는 효과가 있다.

Claims (4)

1. 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며,

   1% 이하의 탄화물이 존재하는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고,

   베이나이트 상(phase)의 분율이 80% 이상으로 구성되며,

   상기 상의 탄화물 크기가 폭 0.2㎛ 이하, 길이 1㎛ 이하이고,

   상기 B(원자)/N(원자)>1의 조건 및

   Ti: 0.5×48/14×[N]-0.03%의 범위로 첨가하는 조건 중 하나를 만족하는 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판.
2. 제1 항에 있어서,

   상기 베이나이트 상의 분율 80% 이상 범위는 마르텐사이트 상(phase)의 분율을 포함하는 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판.
3. 삭제
4. 중량%로 C: 0.2-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5% 이하, Al: 0.01-0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B: 0.0005-0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계,

   상기 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고 20℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계, 및

   상기 열연강판을 이용하여, 600℃-Ac1 변태점에서 5-10 시간 구상화 소둔하여 구상화 소둔 강판을 제조하는 단계를 포함하는 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 제조방법.

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