KR100974737B1

KR100974737B1 - 극연질고탄소열연강판의 제조방법

Info

Publication number: KR100974737B1
Application number: KR1020077026706A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 키무라; 타케시 후지타; 노부유키 나카무라; 사토시 우에오카; 나오야 아오키; 켄이치 미츠즈카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2005-10-05
Filing date: 2006-09-19
Publication date: 2010-08-06
Also published as: WO2007043318A1; TWI315743B; JP2007277696A; TW200720444A; JP5050433B2; WO2007043318A9; KR20100046070A; US7909950B2; CN101213317A; CN101213317B; KR20080009719A; EP1932933A4; US20090065106A1; EP1932933A1

Abstract

본 발명은 극연질고탄소열연강판을 제공한다. C:0.2~0.7%, Si:0.01~1.0%, Mn:0.1~1.0%, P:0.03%이하, S:0.035%이하, Al:0.08%이하, N:0.01%이하를 함유하고, 혹은 B:0.0010~0.0050%, Cr:0.05~0.30%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 조직은, 페라이트 평균입경이 20㎛이상, 입경 10㎛이상의 페라이트입자의 체적율이 80%이상, 탄화물 평균입경이 0.10㎛이상 2.0㎛미만이다. 그리고, 조압연(粗壓延)후 최종패스의 압하율을 10%이상, 완성온도를 (Ar₃-20℃)이상에서 마무리압연을 행하여, 마무리압연후 2초 이내에 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 600℃이상의 냉각정지온도까지 1차냉각을 행하고, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도를 유지한 후, 580℃이하의 온도에서 권취(卷取), 산세(酸洗) 후, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도에서 구상화소둔(球狀化燒鈍)하여 제조된다.

극연질고탄소 열연강판, 소둔

Description

극연질고탄소열연강판의 제조방법{MANUFACTURING METHOD OF ULTRA SOFT HIGH CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEETS }

본 발명은, 극연질고탄소열연강판(極軟質高炭素熱延鋼板)의 제조방법에 관한 것이다.

공구 혹은 자동차부품(기어, 트랜스미션)등에 사용되는 고탄소강판은, 타발, 성형 후, 담금질, 템퍼링 등의 열처리가 설비된다. 최근, 공구나 부품메이커 즉 고탄소강판의 사용자에게는, 저코스트화를 위하여, 이전의 주조재료의 절삭가공이나 열간단조(熱間鍛造)에 의한 부품가공으로부터, 강판의 프레스성형(냉간단조(冷間鍛造)를 포함한다)에 의한 가공공정의 간략화가 검토되고 있다. 그와 더불어, 소재 고탄소강판에는, 높은 담금질성과 함께 복잡한 형상을 적은 공정으로 가공할 수 있는 것, 특히 연질인 것이 강하게 요구되고 있다. 또한, 프레스기 및 금형(金型)의 부하저감(負荷低減)의 관점에서도, 연질인 것이 강하게 요구된다.

이상과 같은 현상을 근거로 하여, 고탄소강판의 연질화에 대하여, 몇가지의 기술이 검토되어 있다. 예를 들면, 특허문헌1에는, 열간압연(熱間壓延)후, 소정의 가열속도로 페라이트-오스테나이트의 이상역(二相域)으로 가열하고, 소정의 냉각속도로 소둔 처리하는 고탄소강대(高炭素鋼帶)의 제조방법이 제안되어 있다. 이 기술 에서는, 고탄소강대를 Ac₁점이상의 페라이트-오스테나이트의 이상역에서 소둔하고, 페라이트 매트릭스 중에 조대(粗大)한 구상화(球狀化) 세멘타이트를 균일하게 분포시킨 조직으로 하고 있다. 상세히는, C:0.2~0.8％、 Si:0.03∼0.30％、Mn:0.20~1.50％、Sol.Al:O.01~0.10％、N:0.0020~0.OlOO％이고, 또한 Sol.Al/N:5∼10인 고탄소강을, 열간압연, 산세(酸洗), 탈스케일한 뒤, 95용량％이상의 수소와 잔부질소(殘部窒素)로 이루어지는 분위기로(雰圍氣爐)에서, 680℃이상의 온도범위에서 가열속도Tv(℃／Hr):500×(0.01-N(％）asAIN)∼2000×(0.1-N(％）asAIN), 균열온도 TA (℃）:Ac₁점∼222×C(％）²-411×C(％)＋912에서, 균열시간 1∼20시간으로 소둔하고, 냉각속도 100℃／Hr이하의 냉각속도로 실온까지 냉각한다는 것이다.

예를 들면, 특허문헌2에는, C:0.1∼0.8질량％、S:0.01질량％이하를 함유하는 열연강판(熱延鋼板)에 대하여, Ac₁-50℃∼Ac₁미만의 온도범위에서 0.5시간 이상 유지하는 1단째의 가열을 행한 후, Ac₁∼Ac₁+100℃의 온도범위에서 0.5~20시간 유지하는 2단째의 가열 및 Ar₁-50℃∼Ar₁의 온도범위에서 2∼20시간 유지하는 3단째의 가열을 연속해서 행하고, 또한, 2단째의 유지온도로부터 3단째의 유지온도로의 냉각속도를 5∼30℃／h로 하는 제조방법이 제안되고 있으며, 이처럼 3단계소둔을 행함으로써 페라이트의 평균입경이 20μm이상인 고탄소강(高炭素鋼)을 얻도록 하는 것이다.

또한, 특허문헌3이나 특허문헌4에는, 강(鋼) 중의 탄소를 흑연화(黑鉛化)하 는 것에 의해 연질ㆍ고연성화를 꾀하는 방법이 제안되고 있다.

또한, 특허문헌5에는 C을 0.2∼0.7질량％ 함유하는 강에 열간압연을 행하고, 체적율70％을 초과하는 베이나이트를 가지는 조직으로 제어한 후, 소둔(燒鈍)을 행하고, 페라이트입(粒)을 균일하게 조대화(粗大化)시켜서 극연질화를 꾀하는 방법이 제안되고 있다. 이 기술은, (Ar₃ 변태점-20℃）이상의 온도로 마무리압연을 행한 후, 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도이면서, 550℃이하의 냉각종료온도까지 냉각을 행하고, 이어서, 500℃이하의 온도에서 권취(卷取), 산세 후, 640℃이상 Ac₁ 변태점이하의 온도로 소둔하는 것을 특징으로 하는 것이다.

특허문헌1:일본국 특허공개 평9-157758호 공보

특허문헌2:일본국 특허공개 평11-80884호 공보

특허문헌3:일본국 특허공개 소64-25946호 공보

특허문헌4:일본국 특허공개 평8-246051호 공보

특허문헌5:일본국 특허공개 평2003-73742호 공보

그렇지만, 상기 기술에는, 다음과 같은 문제가 있다.

특허문헌1에 기재된 기술은,고탄소강대를 Ac₁점이상의 페라이트-오스테나이트의 이상역(二相域)에서 소둔하고, 조대한 구상화 세멘타이트로 하고 있지만, 이러한 조대(粗大)세멘타이트는, 용해속도가 느리기 때문에 담금질성을 열화(劣化)시키는 것은 명확하다. 또한, 소둔 후의 경도에 대하여도, S35C재료로 Hv132~141(HRB72∼75)이며, 반드시 연질이라고는 말할 수 없다.

특허문헌2에 기재된 기술에서는, 소둔공정이 복잡하기 때문에, 실기조업(實機操業)을 상정했을 경우, 생산성이 떨어져서, 가격이 증대한다.

특허문헌3이나 특허문헌4에 기재된 기술에서는 강(鋼)중의 탄소는 흑연화하고 있으며, 흑연의 용해속도가 지연되기 때문에 담금질성이 떨어진다는 문제가 있다.

또한, 특허문헌5에 기재된 기술에서는, 체적율70％을 초과하는 베이나이트를 가지는 열연강판을 구상화 소둔하는 것에 의해 페라이트입경을 조대화하여 극연질화하고 있지만, 열간압연을 (Ar₃ 변태점-20℃)이상의 마무리온도로 행한 뒤, 냉각속도 120℃／초(秒)를 넘겨서 급속냉각하고 있기 때문에, 냉각 후에 변태발열(變態發熱)이 발생하여 온도가 상승하고, 열연강판 조직의 안정성이 뒤진다는 문제가 있다.

또한, 구상화 소둔 후의 경도에 대하여도 샘플의 판면을 록웰B스케일 경도(HRB)로 평가하고 있는 것 뿐이며, 구상화 소둔 후에 조대 페라이트입이 판두께방향으로 균일하게 형성되지 않고, 재질의 불균일이 발생하기 쉽기 때문에, 안정 된 연질화를 얻을 수 없다.

본 발명은, 이러한 사정에 비추어 이루어진 것으로, 페라이트-오스테나이트영역에서의 고온소둔을 필요로 하지 않고, 또 다단계소둔을 사용하지 않고 제조할 수 있으며, 또한, 프레스성형이나 냉간단조에 의한 깨어짐이 발생하기 어려운, 극연질의 고탄소열연강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 담금질성을 확보하면서, 고탄소강판의 경도에 영향을 주는 조성이나 미크로 조직 및 제조조건의 영향에 대하여 예의 연구를 진척시켰다. 그 결과, 강판의 경도에 큰 영향을 미치는 인자는, 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물 평균입경 및 페라이트 평균입경(平均粒徑), 페라이트 조대화율(粗大化率)(소정값이상의 입경인 페라이트입의 체적율)이 큰 영향을 끼치고 있는 것을 찾아냈다. 그리고, 탄화물 평균입경, 페라이트 평균입경 및 페라이트 조대화율을 각각 적정한 범위로 제어함으로써, 담금질성을 확보하면서, 고탄소강판의 경도가 대폭 저하하는 것을 알았다.

또한, 본 발명에서는, 상기 알아낸 사실에 근거하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제조방법을 검토하여, 극연질고탄소열연강판의 제조방법을 확립했다.

본 발명은, 이상의 알아낸 사실에 근거해 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1]질량％로 C:0.2%∼0.7％, Si:0.01~1.0%, Mn:0.1~1.0%, P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N:0.Ol％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트 평균입경이 20μm이상, 입경 10μm이상인 페라이트입의 체적율이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판.

[2]질량％로, C:0.2~0.7％、Si:0.01∼1.0％、Mn:0.1∼1.0％、P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N.:0.01％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서, 입경 20μm이상의 페라이트입의 체적율이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 있어서, 질량％로, B:0.0010∼0.0050％、 Cr:0.005~0.30％의 한 종류 또는 두 종류를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판.

[4] 상기 [1] 또는 [2]에 있어서, 질량％로, B:0.0010∼0.0050％、Cr:0.05∼0.30％을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판.

[5] 상기 [1]∼ [4]의 어느 것에 있어서, 질량％로, Mo:0.005∼0.5％, Ti:0.005~0.05％、 Nb:0.005~0.1％의 한 종류 또는 두 종류 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판.

[6〕상기 [1],［3], [4], [5] 중의 어느 한 항에 기재된 조성을 가지는 강을, 조압연(粗壓延)한 후, 최종패스의 압하율(壓下率)을 10％이상이면서, 마무리온도를 (Ar₃-20)℃이상으로 하는 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연 후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법(箱型燒鈍法)에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도로 구상화 소둔하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.

[7] 상기 [1], [3], [4], [5〕중의 어느 것에 기재된 조성을 가지는 강을 조압연한 후, 최종패스의 압하율을 10%이상이면서 마무리온도를 (Ar₃-20)℃이상으로 하는 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 550℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 550℃이하의 온도로 유지한 후, 530℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도로, 구상화 소둔하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.

[8] 상기 [2]∼ [5] 중의 어느 한 항에 기재된 조성을 가지는 강을, 조압연한 후, 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상이면서, (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하의 온도역에서 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연 후 2초 이내에 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취, 산세 후,상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도이면서, 균열(均熱)시간을 20시간 이상의 조건으로 구상화 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.

[9] 상기 [2]∼ [5]의 어느 한 항에 기재된 조성을 가지는 강을, 조압연한 후, 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상이면서 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+100)℃이하의 온도역에서 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 550℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 550℃이하의 온도로 유지한 후, 530℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac1변태점이하의 온도에서, 또한 균열시간을 20시간 이상의 조건으로 구상화 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.

한편, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 ％은, 모두 질량％이다.

본 발명에 의하면, 담금질성을 확보하면서, 극히 연질의 고탄소열연강판이 얻어진다.

그리고, 본 발명의 극연질고탄소열연강판은 열연 후의 구상화 소둔조건뿐만 아니라, 소둔 전의 열연강판조직, 즉 열연조건을 제어하는 것에 의해 제조할 수 있으며, 페라이트-오스테나이트영역에서의 고온소둔을 필요로 하지 않고, 또한 다단계소둔을 사용하지 않고 제조할 수 있다. 그 결과, 가공성이 뛰어난 극연질고탄소열연강판을 사용함으로써 가공공정이 간략화되어 저코스트화가 가능해진다.

본 발명의 극연질고탄소열연강판은, 하기에 나타내는 성분조성으로 제어하여, 페라이트 평균입경이 20μm이상, 입경 10μm이상인 페라이트입(粒)의 체적율(이하, 「페라이트 조대화율(입경 10μm이상)」이라고 칭한다)이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

바람직하게는 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 입경 20μm이상인 페라이트입의 체적율(이하, 「페라이트 조대화율(입경 20μm이상)」이라고 칭한다)이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만이다. 이들은 본 발명에 있어 서 가장 중요한 요건이다. 이렇게 성분조성과 금속조직(페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율), 탄화물의 형상(탄화물 평균입경)을 규정하여, 모두를 만족함으로써, 담금질성을 확보하면서, 극히 연질의 고탄소열연강판을 얻을 수 있다.

그리고, 상기 극연질고탄소열연강판은, 후술하는 조성을 가지는 강(鋼)을, 조압연한 후, 최종패스의 압하율을 10％이상으로 하면서, 마무리온도를 (Ar₃-20℃）이상으로 하는 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각을 행하고, 이어서, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도로 구상화 소둔하는 것에 의해 제조된다.

또한, 상기 최적의 조직을 가지는 극연질고탄소열연강판의 경우는, 후술하는 조성을 가지는 강을, 조압연한 후, 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상(바람직하게는 13％이상), 또한, (Ar₃-20℃）이상 (Ar₃+150℃）이하의 온도역에서 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각을 행하고, 이어서, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도이면서 20시간 이상의 균열시간으로 구상화 소둔을 행하는 것에 의해 제조된다.

이렇게, 열간마무리압연, 1차냉각, 2차냉각, 권취 및 소둔까지의 제조조건을 모두 제어함으로써, 본 발명의 목적이 달성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서의 강(鋼)의 화학성분의 한정 이유는 아래와 같다.

(1)C:0.2~0.7％

C는, 탄소강에 있어서 가장 기본이 되는 합금원소이다. 그 함유량에 의해, 담금질 경도 및 소둔상태에서의 탄화물량이 크게 변동한다. C함유량이 0.2％미만인 강(鋼)에서는, 열연 후의 조직에 있어서 초석(初析) 페라이트의 생성이 현저해지고, 소둔 후에 안정한 조대 페라이트입조직(粒組織)을 얻을 수 없고, 안정한 연질화를 얻을 수 없다. 또한, 자동차용 부품 등에 적용함에 있어서 충분한 담금질 경도가 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.7％을 넘으면 열간압연 후의 인성(靭性)이 떨어져서 강대(鋼帶)의 제조성, 핸들링이 나빠지는 것과 더불어, 가공도가 높은 부품에 적용하기 곤란해진다. 따라서, 적당한 담금질 경도와 가공성을 겸비한 강판을 제공하는 관점에서, C함유량은 0.2％이상 0.7％이하, 바람직하게는 0.2％이상 0.5％이하로 한다.

(2)Si:0.01∼1.0％

Si는, 담금질성을 향상시키는 원소이다. Si 함유량이 0.01％ 미만에서는 담금질시의 경도가 부족하다. 한편, Si함유량이 1.0％을 초과하면 고용강화(固溶强化)에 의해, 페라이트가 경화하여, 가공성이 열화한다. 또한 탄화물을 흑연화하여, 담금질성을 저해하는 경향이 있다. 따라서, 적당한 담금질 경도와 가공성을 겸하여 구비한 강판을 제공하는 관점에서, Si함유량은 0.01％이상 1.0％이하, 바람직하 게는 0.01％이상 0.8％이하로 한다.

(3)Mn:0.1∼1.0％

Mn은, Si와 마찬가지로 담금질성을 향상시키는 원소이다. 또 S를 MnS로서 고정하여, 슬라브의 열간깨어짐을 방지하는 중요한 원소이다. Mn 함유량이 0.1％ 미만에서는, 이들의 효과를 충분히 얻을 수 없고, 또 담금질성은 대폭 저하한다. 한편, Mn함유량이 1.0%을 초과하면 고용강화에 의해, 페라이트가 경화하여,가공성의 열화를 초대한다. 따라서 적당한 담금질 경도와 가공성을 겸비한 강판을 제공하는 관점에서, Mn함유량은 0.1％이상 1.O％이하, 바람직하게는 0.1％이상 0.8％이하로 한다.

(4)P:0.03％이하

P는 입계(粒界)에 편석(偏析)하여, 연성이나 인성을 열화시키기 때문에, P함유량은 0.03％이하, 바람직하게는 0.02％이하로 한다.

(5)S:0.035％이하

S는 Mn과 MnS를 형성하여, 가공성 및 담금질후의 인성을 열화시키기 때문에 저감하지 않으면 안되는 원소이며, 적은 쪽이 바람직하다. 그러나, S함유량이 0.035％까지는 허용할 수 있기 때문에, S함유량은 0.035％이하, 바람직하게는 0.030％이하로 한다.

(6)Al:0.08％이하

Al은 과잉으로 첨가하면 AlN을 다량으로 석출하여, 담금질성을 저하시키기 때문에, Al함유량은, 0.08％이하, 바람직하게는 0.06％이하로 한다.

(7)N:0.01％이하

N은 과잉으로 함유하고 있을 경우에는 연성(延性)의 저하를 초래하기 때문에, N함유량은 0.01％이하로 한다.

이상의 첨가원소로 본 발명의 강은 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있지만, 상기의 첨가원소에 더해서, B, Cr의 한 종류 또는 두 종류를 첨가해도 좋다. 이들의 원소를 첨가할 경우의 바람직한 범위는 아래와 같으며, B, Cr의 어느 한 쪽의 첨가라도 좋지만, B, Cr의 양쪽을 첨가하는 것이 더 바람직하다.

(8)B:0.0010∼0.0050％

B는, 열간압연후의 냉각중의 초석(初析) 페라이트의 생성을 억제하고, 소둔 후에 균일한 조대 페라이트입을 생성하는 중요한 원소이다. 그러나, B함유량이 0.0010％미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 0.0050％을 넘으면, 효과가 포화함과 더불어 열간압연의 부하가 높아져 조업성(操業性)이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 첨가할 경우, B함유량은 0.0010％이상 0.0050％이하가 바람직하다.

(9)Cr:0.005~0.30％

Cr은, 열간압연후의 냉각중의 초석 페라이트의 생성을 억제하여, 소둔 후에 균일한 조대 페라이트입을 생성하는 중요한 원소이다. 그러나, Cr함유량이 O.OO5％ 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 0.30％을 넘으면 초석 페라이트생성의 억제효과가 포화하는 동시에, 비용이 증가된다. 따라서, 첨가할 경우, Cr함유량은 0.005％이상 0.30％이하로 한다. 바람직하게는 0.05％이상 0.30 ％이하로 한다.

또한, 한층 더 초석 페라이트 생성의 억제효과를 얻기 위해서는, B와 Cr 을 동시에 첨가하는 것이 바람직하고, 그 경우는 0.0010％이상 0.0050％이하, Cr는 0.05이상 0.30％이하로 하는 것이 더 바람직하다.

또한, 한층 더, 열연 냉각시의 초석 페라이트 생성을 억제하여, 담금질성을 향상시키기 위해서, Mo, Ti, Nb을 필요에 따라서 한 종류 또는 두 종류 이상으로 첨가해도 좋다. 그 경우, 각각의 첨가량이 Mo가 0.005％미만, Ti가 0.005％미만, Nb이 0.005％미만에서는 첨가의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Mo가 0.5％를 초과하고, Ti가 0.05％를 초과하고, Nb이 0.1％을 초과할 때에는, 효과가 포화하고, 비용이 증가하고, 더욱이 고용강화, 석출강화 등에 의해 강도상승이 커지기 때문에, 가공성이 열화한다. 따라서, Mo, Ti, Nb의 한 가지 또는 두 가지 이상을 첨가할 경우는, Mo는 0.005％이상 0.5％이하, Ti는 0.005％이상 0.05％이하, Nb는 0.005％이상 O.1％이하로 한다.

한편, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물으로서, 예를 들면 O은 비금속개재물을 형성해 품질에 악영향을 미치기 때문에, 0.003％이하로 저감하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는, 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 미량원소로서, Cu, Ni, W, V, Zr, Sn, Sb을 0.1％이하의 범위에서 함유해도 좋다.

다음으로, 본 발명의 극연질고탄소열연강판의 조직에 대하여 설명한다.

(1)페라이트 평균입경:20μm이상

페라이트 평균입경은 경도를 지배하는 중요한 인자이며, 페라이트입을 조대화함에 의해, 연질화가 가능해진다. 즉, 페라이트 평균입경을 20μm이상으로 함으로써, 극연질이 되어 뛰어난 가공성을 얻을 수 있다. 또, 페라이트 평균입경을 35μm를 초과하게 함으로써, 더욱 극연질이 되고 더 뛰어난 가공성을 얻을 수 있다. 따라서, 페라이트 평균입경은 20μm이상으로 하고 바람직하게는 35μm를 초과하고, 더욱 바람직하게는 50μm이상으로 한다.

(2)페라이트 조대화율(입경 10μm이상 혹은 입경 20μm이상의 페라이트입의 체적율):80％이상

페라이트입이 조대할수록 연질화하지만, 연질화를 안정시키기 위해서는 입경이 소정값이상의 조대한 페라이트입이 차지하는 비율이 높을 것이 요구된다. 그 때문에, 입경 10μm이상 혹은 입경 20μm이상의 페라이트입의 체적율을 페라이트 조대화율로 정의하고, 본 발명에 있어서는, 이 페라이트 조대화율을 80％이상으로 한다.

페라이트 조대화율이 80％미만에서는, 혼립조직(混粒組織)이 되기 때문에, 안정한 연질화를 꾀할 수 없다. 따라서, 안정한 연질화를 달성하기 위해서 페라이트 조대화율은 80％이상으로 하고, 바람직하게는 85％이상으로 한다. 또한, 연질화의 관점에서, 페라이트입은 조대한 것이 바람직하고, 입경 10μm이상, 바람직하게는 입경 20μm이상의 페라이트 조대화율을 80％이상으로 한다.

또한, 페라이트 조대화율은, 강판단면의 금속조직관찰(약 200배로 10시야이상)에서 있어서, 입경이 소정값이상의 조대한 페라이트입와, 입경이 소정값미만인 페라이트입과의 면적비를 구하고, 이것을 체적율로 간주하는 것에 의해 구할 수 있다.

또한, 조대한 페라이트입 및 페라이트 조대화율 80％이상의 강판은, 후술하는 것 같이, 마무리압연시의 압하율과 온도를 제어함으로써 얻어진다.

구체적으로는, 페라이트 평균입경이 20μm이상이며 페라이트 조대화율(입경10μm이상)이 80％이상인 강판은, 10％이상의 최종패스압하율로, 또한, (Ar₃-20)℃이상의 온도로 마무리압연을 행함으로써 얻을 수 있다. 최종패스의 압하율을 10％이상으로 함으로써, 입성장구동력(粒成長驅動力)이 증대하여, 페라이트입이 균일하게 조대화한다. 또한, 페라이트 평균입경35μm를 초과하며 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％이상의 강판은, 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상(바람직하게는 13％이상 40％미만)으로, 또한, (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하 (바람직하게는 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+100)℃이하)의 온도역에서 마무리압연을 행함으로써 얻어진다. 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상(바람직하게는, 13％이상 40％미만)으로 함으로써, 구(舊) 오스테나이트입(粒)내에 전단대가 다수 도입되고, 변태의 핵생성(核生成) 사이트가 증대한다. 이 때문에, 베이나이트 조직을 구성하는 라스 상(狀)의 페라이트입이 미세해져서 대단히 높은 입계(粒界) 에너지를 구동력으로 하여 페라이트입이 균일하게 조대화한다.

(3)탄화물 평균입경:0.10μm이상 2.0μm미만

탄화물 평균입경은, 가공성 일반이나 타발 가공성 및 가공 후의 열처리 단계 에 있어서의 담금질 강도에 크게 영향을 주기 때문에, 중요한 요소이다. 탄화물이 미세해지면 가공후의 열처리 단계에서 탄화물이 용해하기 쉽고, 안정한 담금질 경도을 확보할 수 있지만, 탄화물 평균입경이 0.10μm미만에서는, 경도의 상승에 따른 가공성이 열화한다. 한편, 탄화물 평균입경의 증가에 따라 가공성은 향상하지만, 2.0μm이상으로 되면 가공후의 열처리 단계에서 탄화물이 용해하기 어려워져, 담금질 강도가 저하한다. 이상으로부터, 탄화물 평균입경은 0.10μm이상 2.0μm미만으로 한다. 한편, 탄화물 평균입경은, 후술과 같이 제조조건, 특히 열간압연후의 1차냉각정지온도, 2차냉각유지온도, 권취온도, 그리고 소둔조건에 의해, 제어하는 것이 가능하다.

그 다음에, 본 발명의 극연질고탄소열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고탄소 열연강판은 상기 화학성분범위로 조정된 강을, 조압연(粗壓延)하고, 원하는 압하율 및 온도로 마무리압연하고, 이어서, 원하는 냉각조건으로 냉각해서 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해 원하는 구상화 소둔을 행하는 것에 의해 얻어진다. 이것들에 대하여 이하에 상세히 설명한다.

(1)마무리압연에 있어서의 압하율 및 온도(압연온도)

최종패스압하율을, 10％이상으로 함으로써, 구 오스테나이트입내에 전단대가 다수 도입되어, 변태의 핵생성 사이트가 증대한다. 이 때문에 페라이트를 구성하는 라스상(狀)페라이트입이 미세해져서 구상화 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 페라이트 평균입경이 20μm이상이면서 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 80％이상인 균일조대 페라이트입조직이 얻어지게 된다. 한편, 최종패스압 하율이 10％미만에서는, 라스 상 페라이트입이 조대해지기 때문에, 입성장구동력이 부족하여, 소둔 후에 페라이트 평균입경이 20μm이상이면서 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 80％이상인 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 안정한 연질화를 꾀할 수 없다. 이상의 이유로부터, 최종패스압하율은 10％이상으로 하고, 균일조대화의 관점에서, 바람직하게는 13%이상, 더 바람직하게는 18％이상으로 한다. 한편, 최종패스의 압하율이 40％이상에서는 압연 부하가 증대하기 때문에, 최종패스압하율의 상한은 40％미만으로 하는 것이 바람직하다.

강을 열간압연할 때의 마무리온도(최종패스의 압연온도)가 (Ar₃-20)℃미만에서는, 일부에서 페라이트 변태가 진행하여, 초석 페라이트입이 증가하기 때문에, 구상화 소둔 후에 혼입 페라이트 조직이 되어, 페라이트 평균입경이 20μm이상이면서 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 80％이상의 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 안정한 연질화를 꾀할 수 없다. 따라서, 마무리온도는 (Ar₃-20)℃이상으로 한다. 이상으로부터, 상기 최종패스의 압하율은 10％이상, 마무리온도는 (Ar₃-20)℃이상으로 한다.

또한, 상기 최종패스의 압하율에 더해, 최종전 패스의 압하율도 10％이상으로 함으로써, 변형누적효과(歪累積效果)에 의해 구 오스테나이트입내에 전단대가 다수 도입되어, 변태의 핵생성 사이트가 증대한다. 그 결과, 베이나이트를 구성하는 라스 상 페라이트입이 미세해져서, 구상화 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20 μm이상)이 80％이상인 균일조대 페라이트입조직을 얻을 수 있게 된다. 한편, 최종패스와 최종전 패스(이하, 최종패스와 최종전 패스를 아울러서 최종 2패스라고 칭한다)의 압하율이 각각 10％미만에서는, 라스 상 페라이트입이 조대해지기 때문에, 입성장구동력이 부족하여 소둔 후에 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％이상인 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 안정한 연질화를 꾀할 수 없다. 이상의 이유로, 최종 2패스의 압하율은 각각 10％이상으로 하는 것이 바람직하고, 더 균일하게 조대화하기 위해서는 최종 2패스의 압하율을 각각 13％이상, 더욱이 18％이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 한편, 최종 2패스의 압하율이 각각 40％이상에서는, 압연 부하가 증대하기 때문에, 최종 2패스의 압하율의 상한은 각각 40％미만으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 최종 2패스의 마무리온도를 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하의 온도역에서 행함으로써, 변형누적효과가 최대가 되고, 구상화 소둔시에 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20μm)이 80％이상인 균일조대 페라이트입조직이 얻어진다. 마무리 최종 2패스 압연온도가 (Ar₃-20)℃미만에서는, 일부에서 페라이트 변태가 진행하여, 초석 페라이트입이 증가하기 때문에, 구상화 소둔 후에 혼입 페라이트 조직이 되어, 소둔 후를 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20μm)이 80％이상의 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 한층 더 안정한 연질화를 꾀할 수 없다. 한편, 마무리 최종 2패스 압연온도가 (Ar₃+150)℃을 넘으면, 변형(歪)의 회복에 의해 변형누적효과가 부족하여, 소둔 후를 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20μm)이 80％이상의 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 더 한층의 안정한 연질화를 꾀할 수 없을 경우가 있다. 이상의 이유로, 마무리 최종 2패스 압연의 온도역은 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하로 하는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃ +100)℃이하이다.

이상으로부터 마무리압연에 있어서, 최종 2패스의 압하율은 바람직하게는 각각 10％이상, 더 바람직하게는 13％이상, 온도역은 바람직하게는 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하, 더 바람직하게는 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+100)℃이하이다.

또한, Ar₃변태점(℃)은 다음의 식 (1)로 산출할 수 있다.

Ar₃ =910-310C-80Mn-15Cr-80Moㆍㆍㆍㆍ(1)

여기에서, 식 중의 원소기호는 각각의 원소의 함유량(질량％）을 의미한다.

(2) 1차냉각속도: 마무리압연후 2초 이내에 120℃/초를 넘는 냉각속도열간압연후의 1차냉각 방법이 서냉(徐冷)이라면, 오스테나이트의 과냉도(過冷度)가 작고 초석 페라이트가 많이 생성한다. 냉각속도가 120℃／초(秒)이하인 경우, 초석 페라이트의 생성이 현저해지고, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산하여, 안정한 조대 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 연질화를 꾀할 수 없다. 따라서, 열간압연 후의, 1차냉각의 냉각속도는 120℃／초(秒)를 초과한다. 바람직하게는 200℃／초(秒) 이상, 더 바람직하게는 300℃/초 이상이다. 또한, 냉각속도의 상한은 특별히 제한하 지 않지만, 예를 들면 판두께 3.Omm의 경우를 상정하면, 현재의 설비상의 능력으로부터는 700℃／초(秒)이다. 또한, 마무리압연으로부터 냉각개시까지의 시간이 2초를 초과하면, 오스테나이트입이 재결정하기 때문에, 변형누적효과를 얻을 수 없고, 소둔시의 입성장구동력이 부족하여, 소둔 후에 안정한 조대 페라이트입조직을 얻을 수 없고, 연질화를 꾀할 수 없다. 따라서, 마무리압연으로부터 냉각 시작까지의 시간은 2초 이내로 한다. 또한, 오스테나이트입의 재결정을 억제하고, 변형누적효과 및 소둔시의 높은 입성장구동력을 안정하게 확보하기 위해서는, 마무리압연으로부터 냉각 시작까지의시간은 1.5초이내가 바람직하고, 1.0초이내가 더욱 바람직하다.

(3)1차냉각정지온도:600℃이하

열간압연후의 1차냉각정지온도가 600℃을 넘는 경우, 초석 페라이트가 많이 생성된다. 그 때문에, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산되고, 안정한 조대 페라이트입조직이 얻어지지 않고, 연질화를 꾀할 수 없다. 따라서, 열간압연 후에 베이나이트 조직을 안정하게 얻기 위해서는, 열간압연후의 1차냉각정지온도를 600℃이하로 하고, 바람직하게는 580℃이하, 더 바람직하게는 550℃이하로 한다. 또한, 하한온도는 특히 규정하지 않지만, 저온으로 되는 만큼 판형상이 열화하기 때문에, 300℃이상으로 하는 것이 바람직하다.

(4)2차냉각유지온도:600℃이하

고탄소강판의 경우, 1차냉각후에, 초석 페라이트 변태, 펄라이트 변태, 베이나이트 변태와 더불어, 강판온도가 상승할 경우가 있고, 1차냉각정지온도가 600℃이하이여도, 1차냉각 종료로부터 권취까지에 온도가 상승한 경우 초석 페라이트가 생성된다. 그 때문에, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산하여, 안정한 조대 페라이트입조직을 얻을 수 없으며, 연질화를 꾀할 수 없다. 하지만, 2차냉각에 의해, 1차냉각 종료로부터 권취까지의 온도를 제어하는 것은 중요하며, 2차냉각에 의해, 1차냉각 종료로부터 권취까지 600℃이하의 온도로 유지함으로써 하여, 바람직하게는 580℃이하, 더 바람직하게는 550℃이하의 온도로 유지함으로써 한다. 한편, 이 경우 2차냉각은 라미나―냉각 등에 의해 행할 수 있다.

(5)권취온도:580℃이하

냉각후의 권취가 580℃를 넘을 경우, 베이나이트를 구성하는 라스 상 페라이트입이 다소 조대해지고, 소둔시의 입성장구동력이 부족하여, 안정한 조대 페라이트입조직을 얻을 수 없으며, 연질화를 꾀할 수 없다. 한편, 냉각후의 권취를 580℃이하로 함으로써, 라스상 페라이트입이 미세해져서, 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 안정한 조대 페라이트입조직이 얻어진다. 따라서, 권취온도는 580℃이하로 하고, 바람직하게는 550℃이하, 더 바람직하게는 530℃이하로 한다. 또한, 권취온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온으로 되는 만큼 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃이상으로 하는 것이 바람직하다.

(6)산세:실시

권취후의 열연강판은, 구상화 소둔을 행하기 전에 스케일 제거를 위해, 산세를 행한다. 산세는 통상의 방법에 따라서 행하면 좋다.

(7)구상화 소둔:680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도에서 상자형소둔

열연강판을 산세한 후, 페라이트입을 충분히 조대화시키는 동시에 탄화물을 구상화하기 위해서 소둔을 행한다. 구상화 소둔은 크게 나누어, (1)Ac₁ 바로 위의 온도로 가열후 서냉하는 방법, (2)Ac₁ 바로 밑의 온도로 장시간 유지하는 방법, (3)Ac₁ 바로 위 및 바로 밑의 온도로 가열ㆍ냉각을 되풀이하는 방법이 있다. 이 중에, 본 발명에서는 상기(2)의 방법에 의해, 페라이트입의 입성장과 탄화물의 구상화를 동시에 지향하고 있다. 이 때문에 구상화 소둔은 장시간을 요하므로 상자형소둔으로 한다. 소둔온도가 680℃미만에서는, 페라이트입의 조대화 및 탄화물의 구상화가 어느 것도 불충분해져서, 충분히 연질화하지 않기 때문에 가공성이 열화한다. 한편, 소둔온도가 Ac₁변태점을 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트를 생성하기 때문에, 역시 가공성이 열화한다. 이상으로부터, 구상화 소둔의 소둔온도는 680℃이상 Ac₁변태점이하로 한다. 또한, 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하면서 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％이상인 페라이트입조직을 안정하게 얻기 위해서는, 소둔시간은 20시간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 40시간 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ac₁변태점（℃)은 다음 식(2)로 산출할 수 있다.

Ac₁= 754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr+4.51Moㆍㆍㆍㆍ(2)

여기에서, 식 중의 원소기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.

이상으로써, 본 발명의 극연질고탄소열연강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발 명의 고탄소강의 성분조정에는, 전로(轉) 혹은 전기로(電氣爐)의 어느쪽이라도 사용가능하다. 이렇게 성분조정된 고탄소강을, 조괴-분괴압연(造塊-分塊壓延) 또는 연속 주조에 의해 강소재인 강 슬라브로 한다. 이 강 슬라브에 대하여 열간압연을 행하지만, 그때, 슬라브 가열온도는, 스케일 발생에 의한 표면상태의 열화를 피하기 위해서 1300℃이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조 슬라브를 그대로 또는 온도저하를 억제할 목적으로 보열(保熱)하면서 압연하는 직송압연(直送壓延) 을 행해도 좋다. 또한, 열간압연시에 조압연을 생략하고 마무리압연을 행해도 좋다. 마무리온도확보를 위하여, 열간압연중에 바 히터 등의 가열수단에 의해 압연재료의 가열을 행해도 좋다. 또한, 구상화 촉진 혹은 경도저감을 위하여 권취후에 코일을 서냉커버 등의 수단으로 보온해도 좋다.

소둔 후, 필요에 따라서 조질압연(調質壓延)을 행한다. 이러한 조질압연에 대하여는 담금질성에는 영향을 끼치지 않기 때문에, 그 조건에 대하여 특히 제한은 없다.

이렇게 해서 얻어진 고탄소열연강판이, 담금질성을 가지면서, 극연질로 뛰어난 가공성을 가지는 이유는 다음과 같이 생각된다. 가공성의 지표가 되는 경도는 페라이트 평균입경이 크게 영향을 미치고, 페라이트입경이 균일하면서, 조대할 경우, 극연질이 되어 가공성이 향상한다. 또한, 담금질성에 관해서는. 탄화물평균입경이 크게 영향을 미친다. 탄화물이 조대할 경우 담금질전의 용체화처리(溶體化處理)시에 미고용탄화물이 잔존하기 쉽고, 담금질 경도가 저하한다. 이상과 같은 점으로부터, 성분조성과 금속조직(페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율), 탄화물의 형상(탄화물 평균입경)을 규정하여, 모두를 만족시키는 것에 의해, 담금질성을 확보하면서, 극연질의 고탄소열연강판을 얻을 수 있다.

(실시예1)

표1에 나타내는 화학성분을 가지는 강을 연속 주조하여, 얻어진 슬라브를 1250℃에 가열하여, 표2에 나타내는 조건에서 열간압연 및 소둔을 행하여, 판두께3.Omm의 열연강판을 제조했다.

그 다음에, 상기에 의해 얻어진 열연강판으로부터 샘플을 채취하여, 페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율, 탄화물 평균입경을 측정하여, 성능평가를 위하여, 소재경도를 측정했다. 각각의 측정방법 및 조건은 아래와 같다.

<페라이트 평균입경>

샘플의 판두께단면에서의 광학현미경조직으로부터, JIS G O552에 기재된 절단법에 의해 측정을 행했다. 한편, 평균입경은, 페라이트입이 3000개 이상의 평균치로 했다.

<페라이트 조대화율>

샘플의 판두께단면을 연마·부식후, 광학현미경으로 미크로 조직관찰을 행하여, 페라이트입경이 10μm(혹은 20μm)이상인 입(粒)과 10μm(혹은 20μm)미만인 입(粒)의 면적비로부터 구했다. 단, 페라이트 조대화율은, 약 200배로 10시야이상의 조직관찰을 행하여, 평균치로서 구했다.

<탄화물 평균입경>

샘플의 판두께단면을 연마·부식후, 주사(走査)형 전자현미경에서 미크로 조 직을 촬영하고, 탄화물입경의 측정을 행했다. 한편, 평균입경은, 탄화물총수가 500개이상의 평균치로 하였다.

<소재경도>

샘플의 절단면을 버프 연마처리후, 표층 및 판두께중앙에서 하중 500gf의 조건하에서 빅커스경도(Hv)를 5점 측정해 평균경도를 구했다.

이상의 측정에 의해 얻어진 결과를 표3에 나타낸다.

표3에 있어서, 강판 No.1~15은 제조조건이 본 발명범위이며, 페라이트 평균입경이 20μm이상, 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 본 발명예이다. 본 발명예에서는, 소재경도가 낮고, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이도 작아, 안정하게 연질화한 고탄소열연강판을 얻을 수 있는 것을 알았다.

한편, 강판 No.16∼23은 제조조건이 본 발명범위를 벗어난 비교예이며, 강판 No.24은 강성분이 본 발명범위를 벗어난 비교예이다. 강판 No.16~24은 페라이트 평균입경이 20μm미만이면서 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 80％미만이며, 본 발명의 범위외로 되어 있다. 그 결과, 강판 No.16~19, 21, 23에서는 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이가 15포인트 이상이 되고, 재질의 불균일이 크고, 가공성이 열화하고 있다. 또한, 강판 No.20, 22, 24은 페라이트 조대화율(입경 10μm이상)이 현저하게 낮으면서, 페라이트 평균입경이 본 발명범위밖이기 때문에, 소재경도가 높고, 가공성 및 금형수명(金型壽命)이 저하하는 것을 알 수 있다.

(실시예2)

표4에 나타내는 화학성분을 가지는 강을 연속 주조하여, 얻어진 슬라브를 1250℃로 가열하고, 표5에 나타내는 조건에서 열간압연 및 소둔을 행하여, 판두께3.Omm의 열연강판을 제조했다.

그 다음에, 상기에 의해 얻어진 열연강판으로부터 샘플을 채취하여, 페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율, 탄화물 평균입경을 측정하고, 성능평가를 위하여, 소재경도를 측정했다. 각각의 측정방법 및 조건은 실시예1과 같다.

이상의 측정에 의해 얻어진 결과를 표6에 나타낸다.

표6에 있어서, 강판 No.25-34의 본 발명예에서는, 소재경도가 낮으며, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차도 작아, 안정하게 연질화한 고탄소열연강판을 얻을 수 있는 것을 알았다. 한편, 강판 No.35는 강성분이 본 발명범위를 벗어난 비교예이다. 강판 No.35에서는 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이가 크고, 재질의 불균일이 크며，가공성이 열화하고 있다.

(실시예3)

표1에 나타내는 화학성분을 가지는 강을 연속 주조해 얻어진 슬라브를 1250℃로, 가열하여, 표7에서 나타내는 조건에서 열간압연 및 소둔을 행하여, 판두께3.Omm의 열연강판을 제조했다. 또한, 최종전 패스의 압연온도는 어느쪽의 경우도 최종패스의 압연온도 +20~+30℃이다.

다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연강판으로부터 샘플을 채취하여, 페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율, 탄화물 평균입경을 측정하고, 성능평가를 위하여, 소재경도를 측정했다. 각각의 측정방법 및 조건은 실시예1과 같다.

이상으로부터 얻어진 결과를 표8에 나타낸다.

표8에 있어서, 강판 No.36~50은 제조조건이 본 발명범위로서, 페라이트 평균입경이 35μm를 넘으며, 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 본 발명예이다. 본 발명예에서는, 소재경도가 더 한층 낮으며, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이도 작고, 안정하게 연질화한 고탄소열연강판을 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

한편, 강판 No.51~58은 제조조건이 본 발명범위를 벗어난 비교예, 강판 No.59은 강성분이 본 발명범위로부터 벗어난 비교예이다. 강판 No. 51∼59는 페라이트 평균입경이 35μm이하 및 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％미만으로, 본 발명의 범위밖으로 되어 있다. 그 결과, 강판 No.51~54, 56, 58은 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차(△Hv)가 20포인트이상이 되고, 재질의 불균일이 커서 가공성이 열화한다. 또, 강판 No. 55, 57, 59는 페라이트입의 조대화율이 현저하게 낮고 페라이트 평균입경이 본 발명범위밖이기 때문에 소재경도가 높으며, 가공성 및 금형수명이 저하하는 것을 알 수 있다.

(실시예4)

표4의 강No.I~M에 나타내는 화학성분을 가지는 강을 연속 주조하고, 얻어진 슬라브를 1250℃로 가열하고, 표9에 나타내는 조건에서 열간압연 및 소둔을 행하여, 판두께3.Omm의 열연강판을 제조했다. 한편, 최종전 패스의 압연온도는, 어느쪽의 경우도 최종패스의 압연온도+20~+30℃이다.

다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연강판으로부터 샘플을 채취하여, 페라이트 평균입경, 페라이트 조대화율, 탄화물 평균입경을 측정하여, 성능평가를 위하여 소재경도를 측정했다. 각각의 측정방법 및 조건은 실시예1과 같다.

이상으로써 얻어진 결과를 표10에 나타낸다.

표10에 있어서, 강판 No.60~73은 제조조건이 본 발명범위로서, 페라이트 평균입경이 35μm를 초과하고, 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％이상, 탄화물 평균입경이 0.10μm이상 2.0μm미만인 조직을 가지는 본 발명예이다. 본 발명예에서는, 소재경도가 더 한층 낮고, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이도 작아, 안정하게 연질화한 고탄소열연강판을 얻어지는 것을 알았다. 단, 강판 No.65은 마무리 온도가 최적범위의 (Ar₃ +100)℃을 넘고 있기 때문에, 페라이트 평균입경이 다른 본 발명예보다 작고, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차이가 다소 커졌다.

한편, 강판 No.74~80은 제조조건이 본 발명범위를 벗어난 비교예이며, 강판 No.74~77, 79, 80은 페라이트 평균입경이 35μm이하이며, 또한, 강판 No.74~80 모두 페라이트 조대화율(입경 20μm이상)이 80％미만이다. 그 때문에, 소재경도가 높거나, 표층과 판두께중앙부에서의 소재경도차(△Hv)가 20포인트 이상이 되고, 재질의 불균일이 커서 가공성이 열화하고 있다.

본 발명의 극연질고탄소열연강판을 사용하는 것에 의해 기어로 대표되는 변속기부품 등의 복잡한 형상의 부품을 낮은 하중으로 용이하게 가공할 수 있기 때문 에, 공구 혹은 자동차부품을 중심으로, 다양한 용도로의 사용이 가능해진다.

Claims

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질량％로, C:0.2~0.7％, Si:O.01∼1.0％, Mn:0.1∼1.0％, P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N:0.01％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강(鋼)을, 조압연(粗壓延)한 후, 최종패스의 압하율을 10％이상이면서, 마무리온도를 (Ar₃-20)℃이상으로 하는 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취(卷取), 산세(酸洗) 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도로 구상화 소둔(球狀化燒鈍)하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제6항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, B:0.0010∼ 0.0050％, Cr:0.005∼0.30％의 한 종류 또는 두 종류를 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제6항 또는 제7항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, Mo:0.005~0.5％, Ti:0.005~0.05％, Nb:0.005~0.1％의 한 종류 또는 두 종류 이상을 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
질량％로, C:0.2~0.7％, Si:O.01∼1.0％, Mn:0.1∼1.0％, P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N:0.01％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강을 조압연한 후, 최종패스의 압하율을 10％이상이면서 마무리온도를 (Ar₃-20)℃이상으로 하는 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 550℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해, 550℃이하의 온도로 유지한 후, 530℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도로 구상화 소둔하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제9항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, B:0.0010∼ 0.0050％,Cr:0.005∼0.30％의 한 종류 또는 두 종류를 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제9항 또는 제10항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, Mo:0.005~0.5％, Ti:0.005~0.05％, Nb:0.005~0.1％의 한 종류 또는 두 종류 이상을 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
질량％로, C:0.2~0.7％, Si:O.01∼1.0％, Mn:0.1∼1.0％, P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N:0.01％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강을, 조압연한 후, 최종 2패스의 압하율을 각각 10％이상이면서, (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃+150)℃이하의 온도역(溫度域)에서 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 600℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 600℃이하의 온도로 유지한 후, 580℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해, 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도이면서, 균열(均熱)시간을 20시간 이상의 조건으로 구상화 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제12항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, B:0.0010∼ 0.0050％, Cr:0.005∼0.30％의 한 종류 또는 두 종류를 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제12항 또는 제13항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, Mo:0.005~0.5％, Ti:0.005~0.05％, Nb:0.005~0.1％의 한 종류 또는 두 종류 이상을 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
질량％로, C:0.2~0.7％, Si:O.01∼1.0％, Mn:0.1∼1.0％, P:0.03％이하, S:0.035％이하, Al:0.08％이하, N:0.01％이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강을 조압연한 후, 최종 2패스의 압하율을 각각 1O％이상이면서 (Ar₃-20)℃이상 (Ar₃ +100)℃이하의 온도역에서 마무리압연을 행하고, 이어서, 마무리압연후 2초 이내에 120℃／초(秒)를 초과하는 냉각속도로 550℃이하의 냉각정지온도까지 1차냉각하고, 이어서, 2차냉각에 의해 550℃이하의 온도로 유지한 후, 530℃이하의 온도로 권취, 산세 후, 상자형소둔법에 의해 680℃이상 Ac₁변태점이하의 온도이면서 균열시간을 20시간 이상의 조건으로 구상화 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제15항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, B:0.0010∼ 0.0050％, Cr:0.005∼0.30％의 한 종류 또는 두 종류를 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.
제15항 또는 제16항에 있어서,

상기 강은, 질량％로, Mo:0.005~0.5％, Ti:0.005~0.05％, Nb:0.005~0.1％의 한 종류 또는 두 종류 이상을 더 함유하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 극연질고탄소열연강판의 제조방법.