KR101026562B1

KR101026562B1 - 고탄소열간압연강판의 제조방법

Info

Publication number: KR101026562B1
Application number: KR1020107012680A
Authority: KR
Inventors: 노부스케 카리야; 노리오 카나모토; 히데카즈 오오쿠보; 요시하루 쿠스모토; 타케시 후지타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2005-06-29
Filing date: 2006-06-19
Publication date: 2011-04-01
Also published as: US20100266441A1; EP1905851A4; KR20080012942A; EP1905851B1; EP1905851A1; CN101208442B; WO2007000955A1; KR20100083192A; CN101208442A; US8071018B2; US20090126836A1

Abstract

열간압연 구상화(球狀化) 소둔재인 고탄소열간압연강판을 제조함에 있어서, 탄소(C)를 0.2∼0.7 질량％ 함유하는 강을 (A_r3변태점 - 20℃）이상의 마무리온도로 열간압연하여 열간압연판으로 하는 공정과, 열간압연판을 60℃／초 이상 120℃／초 미만의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 공정과, 냉각 후의 열간압연판을 600℃ 이하의 권취온도로 권취하는 공정과, 권취 후의 열간압연판을 640℃ 이상 A_c1변태점 이하의 소둔온도로 소둔하는 공정과를 갖는 제조방법에 의해, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 다 같이 우수한 고탄소열간압연강판을 제공한다.

Description

고탄소열간압연강판의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING HIGH CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET}

본 발명은, 가공성이 우수한 고탄소열간압연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

공구 혹은 자동차 부품(기어, 미션) 등에 사용되는 고탄소강판은, 여러 가지 복잡한 형상으로 가공되기 때문에 우수한 가공성이 사용자로부터 요구된다. 한편, 최근, 부품제조 코스트 저감의 요구가 강해져, 가공공정의 생략과 가공방법의 변경이 행해지고 있다. 예를 들면, 고탄소강판을 이용한 자동차 구동계 부품의 성형기술로서, 증육성형(thicknes-addition forming)을 가능하게 해, 대폭적인 공정단축을 실현한 복동성형기술(double-acting forming techinique)이 개발되어, 일부 실용화되어 있다(예를 들면, Journal of the JSTP, 44, 2003, p.409 -413).

그것과 함께, 고탄소강판에는, 가공성(workability)에 대한 요구가 점점 높아져서, 더 높은 연성(ductility)이 요구되고 있다. 또한, 부품에 따라서는, 펀칭가공 후에 구멍확장가공(버링: burring)을 받는 경우가 많으므로, 신장 플랜지성(stretch-flange formability)이 우수할 것도 기대되고 있다.

또한, 생산성 향상에 따른 코스트 저감의 관점으로부터, 강판의 재질균일성 (homogeneous mechanical property)도 강하게 요망되고 있다. 특히, 강판의 판두께방향에서 표층부와 중심부의 경도 차이가 크면 펀칭가공에서의 펀칭공구의 열화가 심하게 되므로, 판두께방향의 경도균일성이 강하게 기대되고 있다.

이러한 요구에 응답하기 위하여, 고탄소강판의 가공성과 재질균일성을 향상시키기 위해, 종래부터 몇 가지 기술이 검토되고 있다.

예를 들면, 일본 특개평3-174909호 공보에는,

· 핫 런 테이블(hot-run table 혹은 run-out table)을 가속냉각 존과 공기냉각 존으로 2분할하고,

· 마무리압연 후의 강(鋼)스트립을 냉각 존의 길이, 강판의 반송속도, 화학성분 등으로 결정되는 특정 온도 이하로 가속냉각하며,

· 그 후 공기냉각함으로써,

코일 길이방향의 재질균일성이 우수한 고탄소강스트립을 안정적으로 제조하는 방법이 제안되어 있다. 또한, 동(同) 공보에 있어서의 가속냉각영역에서의 냉각속도는 제3도로부터 20∼30℃／초 정도이다.

또한, 예를 들면 일본 특개평9-157758호 공보에는,

· 소정의 화학성분의 고탄소강을 열간압연하여, 탈(脫)스케일(descaling)을 행한 후,

· 95 용량％ 이상의 수소분위기 속에서 소둔함에 있어서, 화학성분에 따라 가열속도, 균열온도(A_c1 변태점 이상) 및 균열시간을 규정하고,

· 상기 소둔 후 100℃／hr 이하의 냉각속도로 냉각함으로써,

연질(軟質)이면서 조직의 균일성과 가공성(연성)이 우수한 고탄소강스트립을 제조하는 방법도 제안되어 있다.

또한, 예를 들면 일본 특개평5-9588호 공보에는,

· (A_c1변태점 + 30℃）이상의 마무리온도에서 압연된 강판을

· 10∼100℃／초의 냉각속도로 20∼500℃의 온도까지 냉각하여,

· 1∼10초 유지 후,

· 500∼(A_cl변태점 + 30℃）의 온도영역으로 재가열하여 권취하고,

· 필요에 따라 650℃∼(A_c1변태점 + 30℃)에서 1시간 이상 균열(均熱)함으로써,

가공성이 양호한 고탄소박(薄)강판을 제조하는 방법도 제안되어 있다.

또한, 예를 들면 일본 특개2003-13145호 공보에는,

· 탄소(C)를 0.2∼0.7 질량％ 함유하는 강(鋼)을,

· 마무리온도(A_r3변태점 - 20℃）이상에서 열간압연한 후,

· 냉각속도 120℃／초를 초과하면서 냉각정지온도 650℃ 이하로 냉각을 행하고,

· 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취하며,

· 소둔온도 640℃ 이상 A_c1변태점 이하로 소둔함으로써,

신장 플랜지성이 우수한 고탄소강판을 제조하는 방법이 제안되어 있다.

또한, 목적은 일치하지 않지만, 냉각정지온도를 620℃ 이하로 하는 것을 제하고는 상기한 요건을 충족하는 고탄소열간압연강판의 제조기술이 일본 특개2003-73742호 공보에 개시되어 있다.

그렇지만 종래기술은 모두, 판두께방향까지 포함한 재질의 균일성을 확보하는 것은 아니며, 또한 이러한 균일성과 신장 플랜지성을 양립시키는 것은 아니었다.

또한, 상기 종래기술에는 이하와 같은 문제도 있다.

일본 특개평3-174909호 공보에 기재된 방법에서는, 열간압연 후에 열처리를 하지 않는, 소위 「열간압연 그대로」(as hot-rolled)의 강판이기 때문에, 반드시 우수한 신장(elongation)과 신장 플랜지성이 얻어질 수 있다고는 할 수 없다.

일본 특개평9-157758호 공보에 기재된 방법에서는, 열간압연조건에 따라서는 초석페라이트(pro-eutectoid ferrite)와 라멜라(1amellar)상(狀)의 탄화물을 갖는 펄라이트(pearlite)로 이루어지는 미크로조직(microstructure)이 형성되고, 그 후의 소둔에서 라멜라상의 탄화물이 미세한 구상화 탄화물(spheroidal cementite)이 된다. 이 미세한 구상화 탄화물은 구멍확장가공시에 보이드(void) 발생의 기점이 되며, 발생한 보이드가 연결되어 파단을 유발하기 때문에, 우수한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.

일본 특개평5-9588호 공보에 기재된 방법에서는, 열간압연 후의 강판을 소정의 조건에서 냉각 후, 직접통전법(通電法) 등으로 재가열하고 있기 때문에 특별한 설비가 필요하게 될 뿐만 아니라, 방대한 전력에너지가 필요하게 된다. 또한, 재가열 후에 권취된 강판에는 미세한 구상화 탄화물이 형성되기 쉽기 때문에, 상기와 같은 이유에서 우수한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는 경우가 많다.

본 발명은, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 우수한 고탄소열간압연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 고탄소열간압연강판의 신장 플랜지성 및 경도에 미치는 미크로조직의 영향에 대해 예의연구를 진행한 결과, 제조조건, 특히, 열간압연 후의 냉각조건, 권취온도, 및 소둔온도를 적절히 제어하는 것이 매우 중요하다는 것을 찾아냈다. 그리고, 후술하는 측정법에서 구해지는 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 전체 탄화물에 대한 체적율을 15％ 이하로 제어함으로써, 신장 플랜지성이 향상하고, 판두께방향의 경도가 균일하게 되는 것을 찾아냈다.

또한, 더욱 엄밀하게 열간압연 후의 냉각조건, 권취온도를 제어하고, 탄화물의 상기 체적율을 10％ 이하로 제어함으로써, 더 우수한 신장 플랜지성 및 경도(硬度) 분포의 균일성이 얻어지는 것을 찾아냈다.

본 발명은, 이상과 같은 이해에 기초하여 이루어진 것으로서, 탄소(C)를 0.2∼0.7 질량％ 함유하는 강(鋼)을 (A_r3변태점 - 20℃）이상의 마무리온도에서 열간압연하여 열간압연판으로 하는 공정과, 상기 열간압연판을 60℃／초 이상 120℃／초 미만의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도(냉각정지온도라고 부른다)까지 냉각하는 공정과, 상기 냉각 후의 열간압연판을 600℃ 이하의 권취온도로 권취하는 공정과, 상기 권취 후의 열간압연판을 640℃ 이상 A_c1변태점 이하의 소둔온도에서 소둔(열간압연판 소둔(annealing of hot-rolled sheet)이라고 부른다)하는 공정과를 갖는, 가공성이 우수한 고탄소열간압연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 방법에서는, 상기 제조방법에 있어서, 냉각공정 및 권취공정을, 열간압연판을 80℃／초 이상 120℃／초 미만의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 550℃ 이하의 온도에서 권취하도록 하는 것이 더 바람직하다.

또한, 통상(通常)은, 열간압연판의 권취 후, 열간압연판 소둔에 앞서서, 산세(酸洗) 등과 같은 스케일제거(descaling) 공정을 실시한다.

본 발명은 또한 열간압연 구상화 소둔재(hot-rolled spheroidizing annealed material)인 고탄소열간압연강판으로서, 탄소(C)：0.2~0.7 질량%, 규소(Si): 2 질량% 이하, 망간(Mn)：2 질량% 이하, 인(P)：0.03 질량% 이하, 황(S): 0.03 질량% 이하, Sol. Al：0.08 질량% 이하, 질소(N)：0.01 질량% 이하를 함유하고, 입경(粒徑) 0.5μm 미만인 탄화물의 함유량이 전체 탄화물에 대한 체적율로 15% 이하이고, 또한, 판두께방향에서의 최대경도 Hv max와 최소경도 Hv min의 차 △Hv(= Hv max－Hv min)가 10 이하인 고탄소열간압연강판을 제공한다.

또한 입경 0.5μm 미만인 탄화물의 상기 체적율은 10% 이하, 또한 상기 △Hv는 8 이하인 것이 더욱 바람직하다.

도 1은, △Hv(세로축)과 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율(가로축)과의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에서, 본 발명인 고탄소열간압연강판 및 그 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

<강(鋼) 조성>

(1) 탄소(C)량

탄소(C)는, 탄화물을 형성하고, 담금질 후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. 탄소(C)량이 0.2 질량％ 미만에서는, 열간압연 후에 초석페라이트의 생성이 현저하게 되며, 열간압연판 소둔 후의 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율(강판 속의 전체 탄화물에 대한 체적율)이 증가하고, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 열화한다. 게다가, 담금질 후에도 기계구조용 부품으로서의 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 탄소(C)량이 0.7 질량％을 초과하면, 가령 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 15％ 이하이어도 충분한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다. 또한, 열간압연 후의 경도가 현저하게 높아져, 강판이 부서지기 때문에 취급하기가 불편하게 될 뿐만 아니라, 담금질 후의 기계구조용 부품으로서의 강도도 포화(飽和)한다. 따라서, 탄소(C)량은 0.2∼0.7 질량％로 규정한다.

또한, 담금질 후의 경도를 더 중시할 경우는 탄소(C)량을 0.5 질량％ 초과, 가공성을 더 중시할 경우는 탄소(C)량을 0.5 질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(2) 기타 강 조성

탄소(C) 이외의 기타 원소에 대해서는, 특히, 규정하지 않지만, 망간(Mn), 규소(Si), 인(P), 황(S), Sol. Al, 질소(N) 등의 원소를 통상의 범위에서 함유시킬 수 있다. 그러나, 규소(Si)는, 탄화물을 흑연화(黑鉛化)하고, 담금질성을 저해하는 경향이 있으므로 2 질량％ 이하로, 망간(Mn)은, 과잉 첨가는 연성의 저하를 야기하는 경향이 있으므로 2 질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 인(P), 황(S)은, 과잉으로 함유하면 연성이 저하하고, 또한 크랙도 생성하기 쉬워지므로 다 같이 0.03 질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Sol. Al은, 과잉으로 첨가하면 AlN이 다량으로 석출하여, 담금질성을 저하시키므로 0.08 질량％ 이하로, 질소(N)는, 과잉으로 함유하면 연성이 저하하므로 0.01 질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 각각 Si: 0.5 질량% 이하, Mn: 1 질량% 이하, P: 0.02 질량% 이하, Sol. Al: 0.05 질량% 이하, N: 0.005 질량% 이하이다. 신장 플랜지성을 개선할 목적에서는, 황(S)을 저감하는 것이 바람직하여, 예를 들면 0.007 질량％ 이하로 함으로써 신장 플랜지성이 더 각별하게 개선된다. 또한, 이들 각 원소를 0.0001 질량% 미만으로 저감하면 코스트가 들기 때문에, 0.0001 질량% 이상의 함유는 허용하는 것이 바람직하다.

또한, 담금질성의 향상 및/또는 불림 연화 저항의 향상의 목적에 따라서, 고탄소열간압연강판에 통상 첨가되는 범위에서 붕소(B), 크롬(Cr), 구리(Cu), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo), 티탄(Ti), 니오브(Nb), 텅스텐(W), 바나듐(V), 지르코늄(Zr) 등의 어느 것 중 적어도 하나의 원소를 첨가해도 본 발명의 효과가 손상될 일은 없다. 구체적으로는 이들 원소는, 붕소(B)는 약 0.005 질량％ 이하, 크롬(Cr)은 약 3.5 질량％ 이하, 니켈(Ni)은 약 3.5 질량％ 이하, 몰리브덴(Mo)은 약 0.7 질량％ 이하, 구리(Cu)는 약 0.1 질량％ 이하, 티탄(Ti)은 약 0.1 질량％ 이하, 니오브(Nb)는 약 0.1 질량％ 이하, 텅스텐(W), 바나듐(V), 지르코늄(Zr)은 합계로 약 0.1 질량％ 이하 함유시킬 수 있다. 또한, 크롬(Cr) 및/또는 몰리브덴(Mo)을 첨가함에 있어서는, 크롬(Cr)은 약 0.05 질량％ 이상, 몰리브덴(Mo)은 약 0.05 질량％ 이상 함유하게 하는 것이 바람직하다.

나머지(殘部)는 철 및 불가피한 불순물로 하는 것이 바람직하다. 예를 들면, 제조과정에서 주석(Sn), 납(Pb) 등의 원소가 불순물로서 혼입되어도 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않는다.

<열간압연조건>

(3) 열간압연의 마무리온도

마무리온도가 (A_r3변태점 - 20℃）미만에서는, 페라이트 변태가 부분적으로 진행하기 때문에 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 증가하고, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 열화한다. 따라서, 열간압연의 마무리온도는 (A_r3변태점 - 20℃）이상으로 한다. 또한, A_r3변태점은 실제로 측정해도 상관없지만, 다음의 식 (1)로부터 계산한 온도를 채용해도 좋다.

A_r3변태점 = 910 - 203×[C]^1/2+ 44.7×[Si] - 30×[Mn] …(1)

여기에서, [M]은 원소 M의 함유량(질량％)을 나타낸다.

또한 추가 원소에 따라서 -11×[Cr], +31.5×[Mo], -15.2×[Ni] 등의 보정항을 식(1)의 우변에 더해도 좋다.

(4) 열간압연 후의 냉각조건

열간압연 후의 냉각속도가 60℃／초 미만이면, 오스테나이트의 과냉도(過冷度)가 작아져, 열간압연 후에 초석페라이트의 생성이 현저하게 된다. 그 결과, 열간압연판 소둔 후의 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 15％를 초과하여, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 열화한다.

한편, 냉각속도가 120℃／초를 초과하는 경우는, 판두께방향에서 표층부와 중앙부의 온도차가 커져, 중앙부에서 초석페라이트의 생성이 현저하게 된다. 그 결과, 상기와 마찬가지로 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 열화(劣化)한다. 이 경향은 열간압연판의 판두께가 4.0mm 이상이 되면 특히 현저하게 된다.

즉, 특히 판두께방향의 경도를 균일하게 하기 위해서는, 적정한 냉각속도가 있어, 냉각속도가 과대해도 과소해도 소망하는 경도균일성을 얻을 수 없다. 종래기술에서는, 특히 냉각속도의 적정화가 되어 있지 않기 때문에, 경도균일성이 확보될 수 없는 것이다.

따라서, 열간압연 후의 냉각속도는 60℃／초 이상 120℃／초 미만으로 한다. 또한, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율을 10％ 이하로 할 경우는, 냉각속도를 80℃／초 이상 120℃／초 미만으로 한다. 냉각속도의 상한(上限)은 115℃／초 이하로 하는 것이, 더 바람직하다.

이러한 냉각속도에 따라 냉각하는 열간압연판의 종점온도, 즉 냉각정지온도가 650℃보다 높다면, 열간압연판을 권취할 때까지의 냉각 중에 초석페라이트가 생성함과 동시에, 라멜라상의 탄화물을 갖는 펄라이트가 생성한다. 그 결과, 열간압연판 소둔 후의 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 15％를 초과하여, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 열화한다. 따라서, 냉각정지온도는 650℃ 이하로 한다. 더 바람직하게는 600℃ 이하이다.

또한, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율을 10％ 이하로 할 경우는, 상기한 바와 같이 냉각속도를 80℃／초 이상, 120℃／초 이하(바람직하게는 115℃／초 이하)로 함과 동시에, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 한다.

또한, 온도의 측정 정밀도상의 문제가 있으므로, 냉각정지온도는 500℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 냉각정지온도에 도달한 후는, 자연냉각해도 좋고, 냉각력을 약화시켜 강제냉각을 계속해도 좋다. 강판의 균일성 등의 관점에서는 재가열(復熱)을 억제할 정도로 강제냉각하는 것이 바람직하다.

(5) 권취온도

냉각 후의 열간압연판은 권취되지만, 그때, 권취온도가 600℃을 초과하면 라멜라상의 탄화물을 갖는 펄라이트가 생성한다. 그 결과, 열간압연판 소둔 후의 입경(粒徑)이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 15％을 초과하여, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성(硬度均一性)이 열화(劣化)한다. 따라서, 권취온도는 600℃ 이하로 한다. 또한, 권취온도는 상기 냉각정지온도보다도 저온으로 한다.

경도의 균일성의 관점에서는, 상기 냉각정지온도는 600℃ 이하로 함과 동시에, 권취온도를 550℃ 이하로 하는 것이 특히 바람직하다.

또한, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율을 10％ 이하로 하는 경우는, 상기한 바와 같이 냉각속도를 80℃／초 이상, 120℃／초 이하(바람직하게는 115℃／초 이하)로 하고, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 함과 동시에, 권취온도를 550℃ 이하로 한다.

또한, 열간압연판의 형상이 열화하기 때문에, 권취온도는 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 350℃ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.

(6) 스케일제거 (산세(酸洗) 등)

권취 후의 열간압연강판은, 통상, 다음의 열간압연판 소둔을 행하기 전에 스케일을 제거한다. 제거수단에 특히 제약은 없지만, 통상의 방법으로 산세하는 것이 바람직하다.

<열간압연판 소둔 조건>

(7) 열간압연판 소둔온도

산세 후의 열간압연강판은, 탄화물의 구상화(球狀化)를 꾀하기 위해 열간압연판 소둔된다. 그때, 열간압연판 소둔온도가 640℃ 미만에서는 탄화물의 구상화가 불충분하거나, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 증가하여, 신장 플랜지성 및 판두께방향의 경도균일성이 열화한다. 한편, 소둔온도가 A_c1변태점을 초과하면 오스테나이트화(化)가 부분적으로 진행하여, 냉각 중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 신장 플랜지성 및 판두께방향의 경도균일성이 열화한다. 따라서, 열간압연판 소둔온도는 640℃ 이상 A_c1변태점 이하로 한다. 더 우수한 신장 플랜지성을 얻기 위해, 열간압연판 소둔온도를 680℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, A_c1변태점은 실제로 측정해도 상관없지만, 다음의 식 (2)로부터 계산한 온도를 채용해도 좋다.

A_c1변태점 = 754.83 - 32.25×[C] + 23.32×[Si] - 17.76×[Mn] …(2)

여기에서, [M]은 원소 M의 함유량(질량％)을 나타낸다.

또한 추가 원소에 따라 +17.13×[Cr], +4.51×[Mo], +15.62×[V] 등의 보정항을 식(2)의 우변에 더해도 좋다.

또한, 소둔시간은 8시간∼80시간 정도가 바람직하다. 이와 같이 구상화를 위한 소둔을 실시함으로써, 열간압연강판은 열간압연 구상화 소둔재가 된다. 구상화 소둔된 탄화물(炭化物)은 평균 어스펙트(aspect)비가 약 5.0 이하로 된다(판두께의 약 1/4의 위치에서 측정한 값).

<그 외>

본 발명의 고탄소강을 용제(즉 정련(精鍊): steel making) 하는 데에는, 전로(converter furnace), 전기로(electric furnace) 어느 쪽도 사용 가능하다. 또한, 이렇게 해서 용제(溶製)된 고탄소강은, 조괴(造塊)-분괴(分塊) 압연 또는 연속주조에 의해 슬래브로 된다.

슬래브는 통상, 가열(재가열: reheating)된 후, 열간압연된다. 또한, 연속주조로 제조된 슬래브의 경우는 그대로 혹은 온도저하를 억제할 목적으로 보열(保熱)한 후, 압연하는 직송 압연을 적용할 수 있다. 슬래브를 재가열하여 열간압연하는 경우는, 스케일에 의한 표면상태의 열화를 피하기 위해 슬래브 가열온도를 1280℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간압연은, 조압연(rough rolling)을 생략해서 마무리압연만을 할 수도 있다. 또한, 마무리온도를 확보하기 위해, 열간압연 중에 시트 바 히터(sheet bar heater) 등의 가열수단에 의해 피(被)압연재의 가열을 행해도 좋다. 또한, 구상화 촉진 혹은 경도저감을 위해, 권취 후에 코일을 서냉(slow-cooling) 커버 등의 수단으로 보온해도 좋다.

열간압연강판의 판두께는, 본 발명의 제조조건이 유지될 수 있는 한에 있어서 특히 제한은 없지만, 1.0∼10.0mm의 열간압연강판이 조업상 특히 적당하다.

열간압연판 소둔은, 상(箱)소둔, 연속소둔 어느 쪽이라도 행할 수 있다. 열간압연판 소둔 후는, 필요에 따라 조질압연(skin-pass rolling)을 행한다. 이 조질(調質)압연은 담금질성(hardenability by quenching)에 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대해 특히 제한은 없다.

강판에 있어서 입경 0.5μm 이상인 탄화물의 양에 대해서는, 본 발명의 탄소(C)량의 범위 내이면 특히 문제가 될 일은 없다.

[실시예]

(실시예 1)

표 1에 나타낸 화학성분을 가지는 강(鋼) A∼E의 연속주조 슬래브를 1250℃로 가열하고, 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연 및 열간압연판 소둔을 행하여, 판두께 5.0mm의 강판 No.1∼19를 제조했다. 또한, 열간압연판 소둔은 비(非)질화성 분위기(Ar분위기)에서 행했다.

여기서, 강판 No.1∼10은 본 발명예이며, 강판 No.11∼19는 비교예이다. 그리고, 탄화물의 입경과 체적율, 판두께방향의 경도 및 구멍확장률 λ의 측정을 이하의 방법으로 행했다. 여기서 구멍확장률 λ는 신장 플랜지성을 평가하기 위한 지표로 했다.

(i) 탄화물의 입경과 체적율의 측정

강판의 압연방향에 평행한 판두께 단면을 연마하고, 판두께의 1/4의 위치를 피크랄액(피크린산(酸)+에탄올)으로 부식한 후, 주사형(走査型) 전자현미경에 의해 배율 3000배로 미크로조직의 관찰을 행했다.

탄화물의 입경 및 그 체적율은, Media Cybernetics사제(社製)의 화상해석 소프트 “Image Pro Plus ver. 4.0”(TM)을 사용하여 화상해석으로 정량화했다. 즉, 각각의 탄화물의 입경은, 탄화물의 외주(外周)상의 2점과 탄화물의 상당 타원(탄화물과 같은 면적이며, 또한 1차 및 ２차 모멘트가 같은 타원)의 중심을 지나는 지름을 2도 간격으로 측정하여 평균한 값이다.

또한, 시야 속의 전체 탄화물에 대해 측정 시야에 대한 면적률을 구하여, 이것을 각(各) 탄화물의 체적율로 간주했다. 그리고 입경이 0.5μm 미만인 탄화물에 대해서 체적율의 합계(누적 체적율)를 구해, 이것을 전체 탄화물의 누적 체적율로 나누어, 시야(視野)마다 체적율을 구했다. 상기 체적율을 50 시야로 구하고, 이것을 평균하여, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율로 했다.

또한, 상기 화상해석에서 탄화물의 평균 어스펙트비(개수(個數)평균)도 산출하여, 구상화 소둔되어 있는 것을 확인했다.

(ⅱ) 판두께방향의 경도측정

강판의 압연방향으로 평행한 판두께 단면을 연마하고, 강판 표면으로부터 0.1mm의 위치, 판두께의 1/8, 2/8, 3/8, 4/8, 5/8, 6/8, 7/8의 위치, 및 강판 이면으로부터 0.1mm의 위치인 합계 9개소(箇所)를 마이크로 비커스 경도계를 이용해서 하중 4.9N(500gf)으로 측정했다.

그리고, 최대경도 Hv max와 최소경도 Hv min의 차 △Hv( = Hv max - Hv min)에 의해 판두께방향의 경도균일성을 평가하여, △Hv ≤ 10인 때에 경도균일성이 우수한 것으로 했다.

(ⅲ) 구멍확장률 λ의 측정

강판을, 펀치 지름 10mm, 다이스 지름 12mm(클리어런스 20％)의 펀칭공구를 이용하여 펀칭하였다. 그 후, 펀칭한 구멍을 원통평저(圓筒平底) 펀치(지름 50mmφ, 어깨 R = 8mm)로 밀어 올려서 구멍확장가공하고, 구멍 가장자리에 판두께 관통 크랙이 발생한 시점에서의 구멍 지름 d(mm)를 측정하여, 다음의 식 (3)으로 정의되는 구멍확장률 λ(％)를 계산했다.

λ = 100×(d - 10)/10 …(3)

그리고, 같은 시험을 6회 행하여, 평균 구멍확장률 λ를 구했다.

결과를 표 3에 나타낸다. 본 발명예인 강판 No.1∼10은, 어느 것도 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 15％ 이하로 되어 있으며, 각각 같은 화학성분의 비교예인 강판 No.11∼19에 비해, 구멍확장률 λ가 높고, 신장 플랜지성이 우수해 있다. 구멍확장률 λ가 높은 원인은, 상술한 바와 같이 입경이 0.5μm 미만인 미세한 탄화물은 구멍확장가공시에 보이드 발생의 기점이 되고, 발생한 보이드가 연결되어 파단을 유발하지만, 그 양을 체적율로 15％ 이하로 저감한 것에 의한 것으로 생각된다.

도 1에, △Hv(세로축)와 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율(％)(가로축)과의 관계를 나타낸다. 본 발명예의 강판 No.1∼10과 같이, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율을 15％ 이하로 하면, 상기한 바와 같이 신장 플랜지성이 우수해지는 것에 더하여, △Hv가 10 이하로 되어, 우수한 판두께방향의 경도균일성이 얻어진다(도 1 중, 검은색 원). 또한, 이와 같이 미세탄화물이 경도균일성에 영향을 주는 이유로서는, 미세탄화물이 펄라이트가 존재해 있던 영역으로 치우치는 경향이 있는 것이 한가지 원인이라고 생각된다.

또한, 냉각정지온도: 600℃ 이하 또한 권취온도: 550℃ 이하인 조건에서 제조된, 입경이 0.5μm 미만인 탄화물의 체적율이 10％ 이하인 본 발명예의 강판 No.2, 4, 6, 8, 10은, 신장 플랜지성이 더 우수해 있을 뿐만 아니라, △Hv가 8 이하로 판두께방향의 경도균일성이 더 우수해 있다.

(실시예 2)

F 강 (C: 0.31 질량％, Si: 0.18 질량％, Mn: 0.68 질량％, P: 0.012 질량％, S: 0.0033 질량％, Sol. Al: 0.025 질량％, N: 0.0040 질량％, A_r3변태점: 785℃, A_c1변태점: 737℃),

G 강 (C: 0.23 질량％, Si: 0.18 질량％, Mn: 0.76 질량％, P: 0.016 질량％, S: 0.0040 질량％, Sol. Al: 0.025 질량％, N: 0.0028 질량％, Cr: 1.2 질량％, A_r3변태점: 785℃, A_c1변태점: 759℃),

H 강 (C: 0.32 질량％, Si: 1.2 질량％, Mn: 1.5 질량％, P: 0.025 질량％, S: 0.010 질량％, Sol. Al: 0.06 질량％, N: 0.0070 질량％, A_r3변태점: 804℃, A_c1변태점: 746℃), 및,

I 강 (C: 0.35 질량％, Si: 0.20 질량％, Mn: 0.68 질량％, P: 0.012 질량％, S: 0.0038 질량％, Sol. Al: 0.032 질량％, N: 0.0033 질량％, Cr: 0.98 질량%, Mo: 0.17 질량%, A_r3변태점: 773℃, A_c1변태점: 754℃), 및,

표 1에 나타낸 E 강(鋼)을, 연속주조하여 슬래브로 한 후 1230℃로 가열하고, 표 4에 나타낸 조건에서 열간압연 및 열간압연판 소둔을 행하여, 판두께 4.5mm의 강판 No.20∼36을 제조했다. 또한, 열간압연판 소둔은 비(非)질화성 분위기(H₂ 분위기)로 행하였다.

얻어진 열간압연강판에 대해, 실시예 1과 같은 방법으로, 탄화물의 입경과 체적율, 판두께방향의 경도 및 구멍확장률 λ의 측정을 행했다. 결과를 표 5에 나타낸다.

냉각속도 이외의 조건을 일정하게 한 강판 No.20∼26에서는, 냉각속도가 본 발명의 범위 내인 No.21∼25의 신장 플랜지성, 판두께방향의 경도균일성이 현저하게 우수해 있다. 또한 강판 No.22∼25에서는 이들 특성이 더욱 현저하게 개선되어, 100℃/초 전후(강판 No.23∼25)에서 가장 좋게 된다.

또한 냉각속도를 일정하게 하여 조사한 강판 No.27∼32에서는, 냉각정지온도, 권취온도와도 본 발명의 범위 내인 강판 No.29∼32의 신장 플랜지성, 판두께방향의 경도균일성이 현저하게 우수해 있다. 또한, 냉각정지온도: 600℃ 이하 및 권취온도: 550℃ 이하를 만족하는 경우(강판 No.32)는 미세탄화물의 체적율이 10％ 이하로 되어, 더욱 현저하게 우수한 신장 플랜지성, 판두께방향의 경도균일성이 얻어진다.

강 조성이 본 발명의 범위 내인 E∼I 강은 모두, 기본성분 이외의 합금원소를 첨가했을 경우(G 강 및 I 강)를 포함해서, 우수한 신장 플랜지성, 판두께방향의 경도균일성을 나타낸다. 단, 다른 기본원소가 많은 경우(H 강)에 비하면 F 강, G 강 및 I 강은 구멍확장률의 절대치가 더욱 현저하게 우수한 것이 된다.

산업상 이용 가능성

본 발명에 의해, 특별한 설비를 필요로 하지 않고, 신장 플랜지성과 판두께방향의 경도균일성이 다 함께 우수한 고탄소열간압연강판을 제조할 수 있게 되었다.

Claims

탄소(C)를 0.2∼0.7 질량％ 함유하는 강을, (A_r3변태점 - 20℃）이상의 마무리온도에서 열간압연하여 열간압연판으로 하는 공정과,
상기 열간압연판을, 70℃／초 이상 115℃／초 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 공정과,
상기 냉각 후의 열간압연판을, 600℃ 이하의 권취온도로 권취하는 공정과,
상기 권취 후의 열간압연판을, 640℃ 이상 A_c1변태점 이하의 소둔온도로 소둔하는 공정과,
를 갖는 고탄소열간압연강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 냉각공정에서, 열간압연판을, 85℃／초 이상 115℃／초 이하의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 또,
상기 권취공정에서 550℃ 이하의 온도로 권취하는, 고탄소열간압연강판의 제조방법.