KR100770572B1

KR100770572B1 - 소입 열처리특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100770572B1
Application number: KR1020060107737A
Authority: KR
Inventors: 이창훈; 이규영; 박기철; 김성진; 김교성
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-11-02
Filing date: 2006-11-02
Publication date: 2007-10-26

Abstract

본 발명의 목적은 원형 회전톱날의 몸체인 생크(shank)로 사용되는 강으로 QT(Quenching and Tempering) 열처리성이 우수하고, 생크 재료로 요구되는 물성이 우수하며, 원가가 저렴한 고탄소 강판의 제조방법을 제공함에 있다.

상기의 목적을 달성하기 위해서 본원 발명은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%일 때, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건의 조성을 만족하는 QT 열처리용 강재를 제조하고, 상기 QT 열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연한다. 그리고 상기 열간압연한 열연판을 640℃ ~ 700℃의 범위에서 권취하여 고탄소강판을 제조한다.

강판, 제조 방법, 소입, QT 열처리, shank용 강판

Description

소입 열처리특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 {HIGH CARBON STELL SHEET SUPERIOR IN QUENCHING AND TEMPERING PROPERTIES AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1은 붕소(B)을 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.

도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.

도 3은 비교예1(비교강1)을 냉각속도 20℃/sec로 냉각시킨 미세조직의 사진이다.

도 4는 비교예2(비교강2)를 냉각속도 20℃/sec로 냉각시킨 미세조직의 사진이다.

도 5는 실시예(발명강)를 냉각속도 20℃/sec로 냉각시킨 미세조직의 사진이다.

도 6은 비교예2(비교강2)의 레이저 용접부 X-ray 스켄 사진이다.

도 7은 실시예(발명강)의 레이저 용접부 X-ray 스켄 사진이다.

도 8는 경도에 따른 내마모특성 변화 그래프이다.

도 9는 비교예1(비교강1)과 실시예(발명강)의 QT 열처리 후 경도비교 그래프이다.

본 발명은 열연강판 제조방법에 관한 것으로, 더 자세하게는 소입특성과 기계적 물성이 우수하면서, 생산제조원가가 낮은 생크(shank)용 QT(Quenching and Tempering, 이하 QT라 한다.) 열처리 고탄소 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 생크용으로 사용되는 고탄소강은 QT 열처리를 통해 최종제품으로 생산된다. QT 열처리 강재로 사용되는 고탄소강은 Mn, Mo, Cr 등의 합금원소를 다량으로 포함하게 되는데, 최근 합금원소 가격의 급등으로 이들 고탄소합금강의 생산제조원가에 대한 부담이 늘어나고 있는 실정이다. 이러한 상황에서 합금원소 대체형 저원가 QT 열처리재 개발이 대두되었다.

QT 열처리재가 가장 기본적으로 가져야하는 물성은 소입성이다. 소입성이 확보되어야만 QT 열처리후 요구되는 기계적 특성을 확보할 수 있고, 재료 전체적으로 균일한 미세조직을 확보할 수 있게 된다.

또한, 최종의 원형톱날은 QT 열처리된 생크(shank)와 다이아몬드 팁(tip)의 용접으로 완성되므로, 생크(shank)재는 뛰어난 용접특성을 가져야 한다. 그 외 원형톱날로 요구되는 기계적 특성으로는 충격인성, 내마모성 등이 있다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 기술로는 한국 공개 특허 2003-0016434, 2001-0047691, 1998-147816, 1998-251757, 1996-302445에 제안된 기술이 있다.

먼저, 2003-0016434에서는 탄소(C) 함량이 0.35 ~ 0.55%인 강을, 상대적으로 저온인 550 ~ 630℃의 범위에서 권취해서 Ac1 변태온도 이하에서 구상화소둔처리함으로써 열처리성이 높으면서도 프레스 성형성이 우수하고 가공 후 절단면이 미려한 고탄소 강대를 제조하는 방법을 제안하고 있다.

그러나 이러한 방법은 상대적으로 저온에서 권취함으로써 냉간압연 전에 소둔을 적용하여 제조비용이 높아지는 단점이 있다.

또한, 2001-0047691에서는 탄소(C) 함량이 0.3 ~ 0.8%, B, N, Ti이 적절히 제어된 강을 900℃ 이하에서 마무리 압연을 하고 650℃ 이하로 제조하는 열연강판을 650 ~ 710℃의 온도범위에서 소둔하는 고탄소강의 제조방법을 기재하고 있다.

그러나 열처리성을 향상시킬수 있는 기타의 합금원소가 없어, 열처리에서 냉각속도가 느린 경우에는 소입이 충분히 일어나지 않을 수 있는 단점이 있다.

1998-147816과 1998-251757에서는 각각 탄소(C)함량 0.25~0.65%과 0.25~0.45% 강에 B과 Ti을 적절히 제어하여 첨가한 강을 냉간압연전 연질화소둔을 실시하는 고탄소 냉연강판을 제조하는 방법을 기재하고 있다.

그러나 냉연강판을 생산할 때, 냉간압연전 소둔을 한번 더 추가적으로 실시함으로써 원가를 상승시키는 단점이 있다.

1996-302445는 탄소함량 0.15~0.35% 강에 B첨가에 의한 단조성 및 담금질성의 향상을 꾀하면서, 담금질 가열시 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하는 것에 의해 가공성이나 강도 등이 높아진 붕소(B)함유 강 제공을 목적으로 하고 있으나, 상대적으로 낮은 탄소(C)함량으로 인해 열처리성이 낮아질 수 있는 단점이 있다.

본 발명은 상기와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 본 발명의 목적은 고가의 합금원소를 붕소(B)로 대체하고, 상대적으로 높은 온도에서 권취를 행하여, 냉간압연전에 연질화 소둔을 생략하고, 담금질 열처리성 및 기계적 특성이 향상된 QT 열처리용 저 원가 고탄소강 및 그 제조방법을 제공하는데 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 QT 열처리성 및 기타 물성이 우수한 고탄소강판의 화학조성은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%일 때, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 QT 열처리용 강재를 제조하고,

상기 QT열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연하고, 상기 열간압연한 열연판을 640℃ ~ 700℃의 범위에서 권취하여 제조한다.

이하, 첨부한 도면을 참고로 하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다.　 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

본 발명에 따른 일 실시예의 고탄소 강판의 조성은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 본 발명에 따른 다른 실시예의 고탄소강판의 조성은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si: 0.4%이하, Cr: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%일 때, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족한다.

또한, 본 발명에 따른 일 실시예의 고탄소 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 QT 열처리용 강재를 제조하는 단계, 상기 QT열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연하는 단계, 상기 열간압연한 열연판을 640℃ ~ 700℃의 범위에서 권취하는 단계를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 다른 실시예의 고강도 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%일 때, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 QT 열처리용 강재를 제조하는 단계, 상기 QT열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연 하는 단계, 상기 열간압연한 열연판을 640℃ ~ 700℃의 범위에서 권취하는 단계를 포함한다.

상기와 같이 같은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 상기 탄소(C)의 함량은 0.25 ~ 0.55%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소(C)의 함량이 0.25% 미만인 경우에는 고탄소강의 장점중의 하나인 담금질에 의한 경도 상승을 이용한 우수한 내구성 확보가 어렵기 때문이다. 또한, 탄소(C)가 0.55%를 넘는 경우에는 붕소(B)의 변태지연 효과가 발생하지 않아 QT 열처리성에 좋지 않은 영향을 미치게 된다. 따라서 탄소(C)의 함량은 0.25% ~ 0.55%로 하는 것이 바람직하다.

상기 망간(Mn)의 함량은 0.5 ~ 1.2%로 한다. 망간(Mn)은 강의 제조공정 중에불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가된다.

망간(Mn)의 함량이 0.5% 미만인 경우에는 적열취성이 발생되고 망간(Mn)이 1.2%가 넘는 경우에는 중심편석 또는 미소편석등의 편석이 심해진다. 따라서 망간(Mn)의 함량은 0.5% ~ 1.2%로 하는 것이 바람직하다.

상기 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 0.4%를 넘는 경우, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다. 따라서 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)의 함량은 0.5%~1.5%로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강 의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 강의 소입성을 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나 크롬(Cr)이 1.5%를 넘는 경우, 중심편석등의 좋지 않은 역효과가 발생할 수 있다. 따라서 크롬(Cr)의 함량은 0.5%~1.5%로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고 시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, 강 중에 존재하는 질소(N)를 질화알루미늄(AlN)으로 고정하여 결정립 크기를 미세화시킨다.

그러나 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기와 같은 첨가 목적을 이룰 수 없다. 또한, 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 넘는 경우 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있다. 따라서 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다.

황(S)의 함량은 0.012% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.012%를 넘는 경우에는 황화망간(MnS)이 석출되어 냉연강판의 성형성이 악화된다. 따라서 황(S)의 함량은 0.012% 이하로 하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 질화티타늄(TiN)을 석출시켜 질소(N)를 제거한다. 따라서 질소(N)에 의해 질화붕소(BN)가 형성되어 붕소(B)가 소모되는 것을 방지한다. 이에 따라 붕소(B)의 첨가 효과가 나타나도록 해 준다. 붕소(B)의 첨가 효과에 대하여는 후술하도록 한다.

티타늄(Ti)의 함량이 48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다.

그러나 붕소(B)의 함량이 0.0005≤B≤(11/14)×[N]%일 때 티타늄(Ti)의 함량이 48/14×[N]% 이상인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적으로 가능하므로 붕소(B)와 질소(N)의 수식의 조건을 만족할 필요가 없다.

다만, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 탄화티타늄(TiC)이 형성되어 탄소(C)량 감소효과로 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원단위가 상승한다.

따라서 티타늄(Ti)의 함량은 48/14×[N]% 이상 이거나, 또는 붕소(B)의 함량이 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%일 때 48/14×[N]%~0.03%로 하는 것이 바람직하다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 한다. 질소(N)는 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키므로, 그 첨가량을 최소화하는 것이 바람직하다.

붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮추거나, 또는 Fe₂₃(C, B)₆의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제한다.

또한, 최종 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 매우 중요한 합금원소이다.

붕소(B)가 0.0005% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵게 된다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0050%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출 물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 붕소(B)의 함량은 0.0005%~0.0050%로 하는 것이 바람직하다.

도 1 및 도 2는 붕소(B) 첨가에 의한 상변태 제어를 나타낸 개략도이다.

도면에서 Ms는 마르텐사이트 생성 개시온도를 나타내며, Mf는 마르텐사이트 생성 종료온도를 나타낸다.

도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강을 고온 예컨대, 사상압연 마무리 온도로부터 각기 다른 냉각속도로 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직을 개략적인 연속냉각 상태도로 나타낸 것이다.

도 1에서 보는 바와 같이, 강에 붕소(B)를 첨가하지 않은 경우, v₁의 냉각속도로 냉각시에는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, v₂의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 얻어지고, v₃의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 조직이 얻어진다.

도 2에서 보는 바와 같이, 이러한 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 페라이트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 도 1에 비하여 시간 축을 따라 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다.

즉, 붕소(B)의 첨가로 인해 동일한 냉각속도에 대하여 붕소(B)를 첨가하지 않은 강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, v₁ 및 v₂의 냉각속도에서는 마르텐사이트를 얻게 되며, v₃의 냉각속도에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 된다. 이와 같이, 붕소(B)의 첨가에 의해 냉각속도를 증가시킨 효과를 얻게 된다.

이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판를 보다 자세히 설명한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판을 발명강이라하고, 종래 기술에 따른 고탄소 강판을 비교강이라한다.

강종	C	Si	Mn	Cr	Al	S	B	N	Ti	기타
비교강1	0.202	0.349	1.09	0.204	0.026	0.004	0.0022	0.0015	0.022	잔부 Fe 및 불순물
비교강2	0.306	0.20	0.701	0.995	0.011	0.005	-	0.0014	-
발명강	0.302	0.20	0.699	0.999	0.012	0.004	0.0021	0.0019	0.020

(단위 : wt%)

진공 유도 용해에 의해 상기 표 1에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열 후 열연 두께 2.0mm가 되도록 열간압연을 하였다. 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 550 ~ 700℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉하여 열연권취를 하였다.

QT 열처리성 확인을 위해 900℃로 5분 가열한 뒤, 다양한 냉각속도로 냉각시켰고, 템퍼링(Tempering)은 500 ~ 600℃에서 3분간 시행하였다.

상기 표 1에 나타낸 비교강1 및 비교강2는 발명의 성분 조건에서 벗어난 강종이며, 발명강은 본원 발명의 성분 조건을 만족하는 강종이다.

도 3 내지 도 5는 각각 상기 비교강1, 비교강2 그리고 발명강을 냉각속도 20℃/s으로 냉각시킨 시편의 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 3 및 도 4에서 비교강 1, 2는 냉각속도 20℃/s으로 냉각시킨 시편에서 완전소입이 되지 않아 냉각중 제 2상이 생성된 반면에, 도 5에서 발명강을 냉각속도 20℃/s으로 냉각시켰을 경우에는 냉각 중 제 2상이 생성되지 않고 완전 소입된 조직(Martensite)을 얻을 수 있었다.

상기 결과로 발명강이 비교강들에 비해 우수한 소입특성을 나타내는 것을 확인할 수 있었다.

도 6 및 도 7은 비교강2 및 발명강을 QT 열처리한 후, 용접특성을 관찰하기 위해 동일한 조건(빔파워 3kW, shielding gas N₂, 용접속도 1.2m/min)으로 레이저 용접을 시행한 후 용접부 X-ray 스캔을 한 사진이다.

도 6 및 도 7에서 검게 나타나는 부분이 용접시 발생하는 구멍(cavity) 이다. 도7의 발명강이 도 6의 비교강2에 비해 구멍의 발생량이 현저히 적어 용접부의 건전성이 향상된 것을 확인할 수 있다.

하기 표 2에는 비교강2와 발명강의 상온 충격흡수 에너지를 나타내고 있다. 비교강2에 비해 발명강은 동일한 경도수준에서 우수한 충격특성을 나타낸다.

	발명강	비교강2
Charpy Impact Energy (J)	87	75
Hardness (Hv0.5)	353	348

도 8은 비교강1 및 비교강2와 발명강의 경도에 따른 내마모특성을 나타낸 그래프이다.

내마모 특성 실험은 Steel-Diamond pair을 이용하고 하중을 6 lbs로 하여 상온에서 2시간 유지하는 조건으로 진행되었다. 도면에서 표시1은 비교강1, 표시2는 비교강2, 표시3은 발명강을 나타낸다. 비슷한 경도수준에서 발명강의 내마모특성이 비교강들에 비해 향상된 것을 알 수 있다.

도 9는 동일한 조건에서 QT 열처리후의 비교강1과 발명강의 경도를 나타내는 그래프이다.

생크용으로 사용되기 위해서는 소재의 QT 열처리 후 경도가 36±3 HRC가 되어야한다. 그러나 일반적인 산업현장의 QT 열처리 조건으로 열처리를 하였을 경우, 비교강1의 경우는 상기 생크용 소재의 경도 기준에 비해서 현저히 낮은 경도값을 나타내었다. 반면, 발명강은 일반적인 산업현장의 QT 열처리 조건으로 열처리를 하였을 경우에도 생크재료에서 요구되는 경도값을 확보할 수 있다.

이상으로 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.

상기와 같은 본 발명의 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 따르면 고가의 합금원소를 첨가하지 않아도 붕소(B)첨가강의 소입성 및 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.

또한, 소입특성 및 기계적 특성이 우수한 생크(shank)용 QT 열처리재 고탄소강을 저렴한 원가로 생산 할 수 있는 장점이 있다.

Claims

중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지는 고탄소 강판.
제 1항에 있어서,

0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 고탄소 강판.
중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지는 QT 열처리용 강재를 제조하는 단계;

상기 QT 열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 열연판을 640℃ ~ 700℃의 온도 범위에서 권취하는 단계를 포함하는 고탄소 강판의 제조방법.
중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5~1.5%, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지고, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 QT 열처리용 강재를 제조하는 단계;

상기 QT 열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 열연판을 640℃ ~ 700℃의 온도 범위에서 권취하는 단계를 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.