KR100823598B1 - 등방성이 우수한 고탄소강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 목적은 탄화물이 고르게 분포한 열연강판을 제조하여, 등방성이 우수한 열연강판의 제공하고, 이를 이용하며 구상화 열처리와 냉간압연을 조합하여 등방성이 우수한 고탄소강판을 경제적으로 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, 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 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하거나 또는 상기 B와 N의 관계식이 만족되지 않더라도 상기 Ti 의 조성이 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 범위를 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 원소로 이루어진 강재를 Ar3 변태점이상에서 열간압연을 하고, 냉각속도 20℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로 냉각하여 530℃이하의 온도에서 권취하여 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 통합 10%이하이고, 주상이 베이나이트로 구성되거나 혹은 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 등방성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.

또한, 상기와 같이 제조된 열연강판을 통상의 냉간압연의 적용없이, (600℃ ~ Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하여 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하이며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛이하인 등방성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.

또한, 위와 같이 제조된 1차 소둔 된 강판을 30% ~ 80%의 냉간압연과 (600℃ ~ Ac1 변태점)에서 2차 소둔을 적용하여 등방성이 매우 우수한 고탄소 강판을 제 공한다.

고탄소강, 미세 탄화물, 등방, 소입

Description

등방성이 우수한 고탄소강 및 그 제조방법 {HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN ISOTROPY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1은 붕소(B)을 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.

도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.

본 발명은 등방성이 우수한 고탄소강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더 자세하게는 열연강판 제조 및 소둔 하거나, 또는 상기 소둔 된 강판을 다시 냉간압연과 소둔을 수행하여 미세하고 균일하게 분포된 탄화물을 가지는 등방성이 우수한 가공용 고탄소 미세구상화강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 가공용으로 사용되는 고탄소강은 열연강판으로 제조후, 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 만들기 위한 구상화소둔을 거치게 된다. 완전한 구상화를 위하여는 장시간의 소둔이 필요하며, 이는 제조 원가를 높이고 생산성을 낮추는 단점이 있다. 그리고, 이러한 열연권취후 구상화 소둔을 거친 가공용 고탄소강은 드로잉 성형, 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 굽힘 성형등 대표적인 가공 공정을 적용 받게 되는데, 페라이트와 세멘타이트의 2상으로 구성되는 고탄소강의 경우에 는 페라이트와 세멘타이트의 형상과 크기 및 분포가 가공성에 큰 영향을 미치게 된다.

최근, 일체 부품성형을 위하여 드로잉 성형, 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 굽힘 성형등의 향상이 요구되는데, 성형후 2차 가공(두께 균질성 확보를 위한 연삭등)이 필요치 않은 강의 개발이 필요하며, 이것은 면내 이방성이 매우 적은, 즉 가공후 earing 발생이 매우 적은, 등방성이 우수한 고탄소강을 이용하여 해결이 가능하다. 여기서, 등방성의 표현은 전통적으로 아래의 수학식 1 과 같이 표현된다.

Δr=(r0 + r90 -2×r45)/2

여기서 r0 : 압연방향의 r값, r90 : 압연직각방향의 r값, r45: 압연 대각선 방향의 r값을 말한다.

r0와 r90의 값이 현격히 차이가 나는 경우에는 수식에 의하여는 Δr이 0에 가깝다 하더라도 실제 드로잉 성형후에 이어링이 심하게 발생한다. 즉, r0=0.5, r90=1.5, r45=1.0인 경우 Δr =0 이나, 실제로는 매우 심한 이어링이 발생한다.

페라이트와 펄라이트의 조직으로 구성된 강을 구상화 소둔하는 경우에, 구상화 시간을 단축하기 위하여 열간압연후에 냉간압연을 행함에 의하여 구상화 소둔 시간을 단축하는 것은 널리 알려져 있다.

그리고 펄라이트 조직의 탄화물의 층상 조직 간격이 작을수록, 즉 조직이 미세할수록 구상화 속도가 향상되어, 구상화를 완료하는데 걸리는 시간이 비교적 짧아지나 여전히 장시간의 BAF(Batch Annealing Furnace) 열처리가 요구된다.

또한, 가공용 고탄소강의 경우에 가공후 오스테나이트화 열처리후 담금질의 후속 냉각 공정을 거쳐 경도를 높이는 프로세스를 거치게 되는데, 시료의 두께나 크기가 얇거나 작은 경우에는 시료 전체에 걸쳐 경도가 균질하지만, 시료가 두껍거나 큰 경우에는 경도 분포가 불균일하게 된다.

자동차 부품등의 정밀부품에서 경도 편차가 존재하는 경우에 내구성에서의 편차로 이어지므로 열처리후 균질한 재질분포를 얻는 것이 매우 중요하다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 기술로는 일본 특허 공개 2001-73076, 일본 특허 공개 2000-144316에 제안된 방법과 JFE 연구기보에 소개된 방법이 있다.

먼저, 일본 공개 공보 2001-73076에서는 JIS G4051(기계 구조용 탄소강), JIS G4401(탄소 공구강), JIS G4802(스프링용 냉간압연강대)에서 규정되는 성분을 갖는 고탄소강판을 소입성 및 인성이 우수하고 높은 치수 정밀도로 가공 가능한 Δmax가 0.2 미만인 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

열간압연후 520~600℃의 권취온도에서 권취하고, 이를 산세후에 640~690℃의 온도에서 20시간 이상 1차 소둔후, 이를 50%이상의 냉간압하율로 냉간압연하는 공정과 이후 620~680℃의 온도에서 2차 소둔하는 공정으로 제조한다. 그러나, 이러한 방법은 1차 구상화 소둔시간이 길고, 냉간압연과 2차 구상화 소둔을 적용함에 의하여 제조 비용이 높게 되는 단점이 있다.

또한, 일본 공개 공보 2000-144316에서는 연신율의 이방성을 적게 하기 위하여, 페라이트를 주상으로 하고, 주상과 페라이트 이외의 제2상 입자로 이루어지는 조직을 갖고, 페라이트의 평균 입경이 2~4㎛미만이며, 제2상 입자의 평균입경이 8 ㎛이하인 초 미세립을 갖는 가공용 열연강판을 제조방법을 제공한다.

그러나 연신율의 이방성은 드로잉등의 가공에서 귀 발생과 관련되는 Δr과 큰 연관을 가지지 않는다.

또한, JFE 기보 No.4 (2004년 5월) p39의 경우에, 고탄소강의 최종 냉간압연전의 소둔온도를 640℃의 저온으로 함에 의하여, 720℃소둔재에 비하여 Δr값이 매우 낮은 등방성 고탄소강의 제조를 나타내었으나, 저온 소둔시 장시간이 소요됨에 의하여 제조 비용이 매우 높고, 생산성이 낮은 단점이 있다.

본 발명은 상기한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 열간 사상압연후 냉각속도를 20℃/초 ~ 100℃/초로 제어냉각하여, 등방성이 매우 우수한 열연강판을 제조하는 것과 이를 구상화 소둔함에 의하여 등방성이 매우 우수한 구상화 소둔강판을 경제적으로 제조하는 방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 다른 목적으로는 최종 열처리후 부품내 경도 편차가 매우 적은 강판을 제공하는데 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, Δmax값이 0.15 미만이다.

또한, 본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Δmax값이 0.15 미만이다.

상기 Δmax값은 하기 수학식 2를 만족하는 값이다.

Δmax = max(r0, r45, r90) - min(r0, r45, r90)

(max(r0, r45, r90)는 세가지 r값에서 최대값을 의미하며 min(r0, r45, r90)는 세가지 r값에서 최소값을 의미한다.)

또한, 본 발명에 따른 일 실시예의 고탄소 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강슬라브를 제조하는 단계,

상기 강슬라브를 재 가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,

상기 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 다른 실시예의 고강도 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조하는 단계,

상기 강슬라브를 재가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,

상기 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.

또한, 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10%이하이고, 주요 상이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 형성될 수 있으며, 고탄소 강판의 탄화물의 평균크기가 1㎛ 이하이며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 각각의 경우 열연강판을 600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔 된 열연강판을 30~80%의 범위로 냉간압연을 하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 2차 소둔 하는 단계를 더 포함할 수 있다.

이와 같은 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.5%를 넘는 경우에는 제2 상인 세멘타이트의 절대량의 증가로 인하여 구상화 소둔 후 신장 플랜지성 등의 가공성이 열화된다. 따라서 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

상기 망간(Mn)의 함량은 0.2 ~ 1.0%로 한다. 망간(Mn)은 강의 제조공정 중에불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가된다.

망간(Mn)의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 적열취성이 발생되고 망간(Mn)이 1.0%가 넘는 경우에는 중심편석 또는 미소편석등의 편석이 심해진다. 따라서 망간(Mn)의 함량은 0.2% ~ 1.0%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% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 강의 소입성을 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나 구상화를 지연지키는 원소로 알려져 있어 다량 첨가 되는 경우 좋지 않은 역효과가 발생 할 수 있다. 따라서 크롬의 함량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하 는 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 할 수 있다. 붕소(B)의 첨가 효과에 대하여는 후술하도록 한다.

그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다. 따라서 이 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다.

그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 이상인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적으로 가능하므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 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 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하거나, 또는 0.5×48/14×[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. 다만, 질소(N)가 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 범위에서 그 함량이 질소(N)의 함량은 0.006%를 넘는 경우, 석출물의 수가 많아져서 붕소(B)의 첨가 효과를 상쇄시킨다. 따라서 질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 하는 것이 바람직하다.

그러나 티타늄(Ti)이 첨가되는 경우에는 질화티타늄(TiN)의 석출에 의해 질화붕소(BN)가 형성되지 않으므로, 티타늄(Ti)이 0.5×48/14×[N]% 이상으로 첨가된 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

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 기대하 기 어렵게 된다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0080%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 붕소(B)의 함량은 0.0005%~0.0080%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 마르텐 사이트를 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 강판의 제조 방법에 대하여 설명하도록 한다.

먼저, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강재를 제조한다.

또는, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 제조한다. 이와 같은 강재의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 설명을 생략하도록 한다.

다음으로 상기 강재를 재가열하고 Ar3 변태온도 이상의 마무리 온도에서 열간압연 하여 열연강판을 제조한다. 이때, 열간 압연 마무리 온도를 Ar3 변태 온도 이상으로 하는 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 즉, 2상역 압연이 행해질 경우 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생하게 되어 전체 조직에 걸친 균일한 탄화물의 분포를 얻을 수 없다.

다음으로, 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각한다. 열간압연 후 냉각속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어지게 되어 열연 베이나이트, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직 또는 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없게 된다. 또한, 100℃/sec를 초과하는 냉각속도를 얻기 위해서는 기존의 방식이 아닌 가압식 급속 냉각설비와 같은 새로운 설비가 필요하므로 원가상승의 원인이 된다. 따라서 냉각속도는 20℃/sec~100℃/sec 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취한다. 권취 온도가 530℃를 넘는 경우에는 펄라이트 변태를 유발하여 저온조직을 얻을 수 없으므로 권취온도는 530℃이하로 하여야 한다. 낮은 온도에서 권취할수록 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 얻는데 유리하며, 실질적으로 이는 권취기의 성능에 의존하는 바가 크다.

이와 같이 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 주요 상이 베이나이트로 구성되거나 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 Δmax 값이 0.15미만인 열연코일을 제조한다.

다음으로 600℃ ~ Ac1 변태 온도 범위에서 1차 소둔 할 수 있다. 소둔이 600℃ 미만의 온도에서 이루어지는 경우, 조직에 내재된 전위를 실질적으로 제거하고 탄화물의 구상화를 이루는 것이 어려워진다.

또한, Ac1 변태온도를 넘는 온도에서 소둔하는 경우, 역변태를 유발하여 이 후 냉각시에 펄라이트 변태가 이루어지므로, 가공성이 열화된다. 따라서 600℃ ~ Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 초석 페라이트와 펄라이트의 생성을 억제하고 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 형성함으로써 최종 탄화물의 평균 크기가 1um 이하이며, 평균 결정립의 크기가 5um 이하인 등방성이 우수한 고탄소 강판을 얻을 수 있다.

상기와 같이 제조된 강판을, 냉간압연하여 냉연강판을 제조한다. 이때, 30% ~80% 범위의 압하율로 냉간압연할 수 있다. 냉간 압연율이 30%미만인 경우 이 후 소둔 단계에서 비정상 결정립 성장을 유발하여 조직이 불균일 하게 되는 문제가 있으며, 고탄소 강의 강도를 고려하면 80%를 초과하는 냉간 압연은 어렵다. 따라서 30% ~80% 범위의 압하율로 냉간압연하는 것이 바람직하다.

다음으로, 냉연강판을 2차 소둔한다. 이때, 소둔은 600℃ ~ Ac1 변태 온도 범위에서 이루어질 수 있다. 상기와 같은 온도에서 소둔하는 이유는 상기 1차 소둔과 동일하므로 여기에서는 설명을 생략하도록 한다.

이와 같이, 등방성이 우수하고 Δmax가 0.15미만인 고탄소 강판을 제조할 수 있다.

이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 아래의 실험예는 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

실험예

진공 유도 용해에 의해 표 1에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 4mm가 되도록 열간압연 을 하였다.

열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점이상으로 하였으며, ROT 냉각속도는 10℃/초와 30℃/초로 냉각하여서 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 450℃와 640℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사하였다.

1차 소둔 열처리는 640℃, 710℃에서 행하였으며, 냉간 압하율은 40%를 행하였으며, 최종 소둔 열처리는 680℃에서 수행하였으며, 그 결과를 각각 표 2, 3, 4에 나타내었다.

강종	C	Mn	Si	Cr	Al	S	B	N	Ti	기타
A	0.35	0.65	0.22	0.11	0.031	0.0031	-	0.0014	-	잔부 Fe 및 불순물
B	0.32	0.76	0.20	0.09	0.015	0.0031	0.0002	0.0013	-
C	0.34	0.75	0.21	0.10	0.033	0.0026	0.0046	0.0011	-
D	0.33	0.71	0.17	0.11	0.032	0.0036	0.0021	0.0015	0.022

(단위 : wt%)

표 1에 나타낸 강종, A, B는 발명의 범위에 속하지 않으나, C, D는 발명의 성분 정의에 속하는 강종이다. 표 1의 강종에 대한 제조조건, 즉, 사상압연후 냉각속도(ROT 냉각속도), 권취온도에 따른 초석 페라이트의 존재 유무(유무)(여기서 유(유)는 5% 이상), 미세조직 특성 및 최종 구상화 소둔판의 r값을 표 2에 나타내었다.

	ROT 냉각속도(℃/초)	권취 온도 (℃)	초석 페라이트 유/무	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	r0	r45	r90	Δmax	비고
A	30	450	유	390	576	26	0.845	1.019	0.945	0.174	비교
		640	유	371	545	27	0.833	1.100	0.912	0.267	비교
B	30	640	유	362	538	28	0.849	1.043	0.900	0.194	비교
C	10	450	유	373	552	26	0.863	1.062	0.933	0.199	비교
	30	450	무	845	1003	12	0.885	0.882	0.994	0.112	발명
		640	유	358	549	27	0.851	1.104	0.911	0.253	비교
D	30	450	무	860	1025	13	0.910	0.893	0.965	0.072	발명

강종 C와 강종 D에서 베이나이트 형성이 되는 30℃/초의 냉각속도로 냉각하여, 저온 권취한 경우에만 Δmax가 0.15미만으로 등방성을 보였다.

	권취 온도 (℃)	구상화 온도 (℃)	페라이트 평균직경 (㎛)	탄화물 평균직경 (㎛)	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	r0	r45	r90	Δmax	비고
A	640	710	-	-	394	466	30	0.945	0.892	1.125	0.233	비교
B	640	710	-	-	386	459	31	0.961	0.887	1.191	0.304	비교
C	450	640	2.6	0.49	443	534	31	0.987	1.060	1.042	0.073	발명
		710	2.8	0.53	497	583	26	1.006	1.024	1.079	0.073	발명
	640	710	14.1	1.03	402	470	29	0.977	0.898	1.232	0.334	비교
D	450	710	2.5	0.56	488	574	28	0.992	1.045	1.055	0.063	발명

표 3에 ROT냉각속도 30℃/초로 냉각한 열연강판을 640℃와 710℃에서 각각 40시간과 10시간을 구상화 소둔한 강판의 기계적 성질을 나타내었다. 미세한 탄화물이 균일하게 분포된 발명강의 경우에 Δmax가 0.15미만으로 등방성을 나타내나, 비교강의 경우에는 Δmax가 매우 높았다.

	권취 온도 (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	r0	r45	r90	Δmax	비고
A	640	334	460	32	0.945	0.883	1.231	0.348	비교
C	450	299	481	33	1.034	1.054	1.181	0.147	발명

표 4에 A강과 C강을 1차 구상화를 710℃에서 10시간을 행한후에, 40% 냉간압연과 680℃에서 12시간 행한 경우의 기계적 성질을 나타내었다. 추가 공정을 거침에 의해 Δmax값은 1차 구상화 소둔강판에 비하여 높아졌으나, 발명강의 경우에는 여전히 0.15 미만으로 매우 우수한 등방성을 보여주고 있다.

이러한 효과는 B첨가에 의한 상변태 지연을 활용하여, 냉각속도 및 권취온도를 제어함에 의하여 탄화물이 균일 분포하는 저온 열연미세조직을 확보하는 것에 기인하며, B 첨가에 의하여 소입성이 향상된다는점은 당연하다.

상기에서는 본 발명의 바람직한 실시예들에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 따르면 탄화물 및 결정립 크기가 미세하고, 등방성이 우수한 열연강판을 얻을 수 있다.

또한, 상기의 등방성이 우수한 열연강판을 경제적으로 제조하는 방법을 제공하며, 2차 열처리를 통해서 부품내 경도 편차가 매우 적은 강판을 얻을 수 있다.

Claims (8)

1. 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 Δmax값이 0.15 미만이고,

   상기 Δmax는 "Δmax = max(r0, r45, r90) - min(r0, r45, r90)"의 식을 만족시키고,

   상기 식에서 r0는 압연방향의 r값(Lankford value), r90는 압연직각방향의 r값, r45는 압연 대각선 방향의 r값을 의미하고 등방성이 우수한 고탄소 강판.
2. 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 Δmax값이 0.15 미만이고,

   상기 Δmax는 "Δmax = max(r0, r45, r90) - min(r0, r45, r90)"의 식을 만족시키고,

   상기 식에서 r0는 압연방향의 r값(Lankford value), r90는 압연직각방향의 r값, r45는 압연 대각선 방향의 r값을 의미하고 등방성이 우수한 고탄소 강판.
3. 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강슬라브를 제조하는 단계,

   상기 강슬라브를 재가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,

   상기 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및

   상기 냉각된 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하는 등방성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
4. 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조하는 단계,

   상기 강슬라브를 재가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,

   상기 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및

   상기 냉각된 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하는 등방성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
5. 제3 항 또는 제4 항에 있어서,

   상기 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10%이하이고, 주요 상이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 형성되고,

   고탄소 강판의 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하이며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 등방성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.
6. 제5항에 있어서,

   600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계를 더 포함하는 등방성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
7. 제6항에 있어서,

   상기 소둔 된 열연코일을 30~80%의 냉간압연을 하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 2차 소둔 하는 단계를 더욱 포함하는 등방성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
8. 제7항의 방법으로 제조된 Δmax값이 0.15 미만이고,

   상기 Δmax는 "Δmax = max(r0, r45, r90) - min(r0, r45, r90)"의 식을 만족시키고,

   상기 식에서 r0는 압연방향의 r값(Lankford value), r90는 압연직각방향의 r값, r45는 압연 대각선 방향의 r값을 의미하는 등방성이 우수한 고탄소 강판.

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