KR101107531B1 - 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

인장 가공 후의 굽힘 특성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량% 로, C : 0.2 ～ 0.7%, Si : 2% 이하, Mn : 2% 이하, P : 0.03% 이하, S : 0.03% 이하, Sol.Al : 0.01% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하는 조성의 강을 (Ar3 변태점 -20℃) 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 공정과, 상기 열연 강판을 60℃/초 이상 120℃/초 미만의 냉각 속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 공정과, 상기 냉각 후의 열연 강판을 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 공정과, 상기 권취 후의 열연 강판을 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔 온도에서 소둔하는 공정을 갖는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 {HIGH CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은, 고탄소 열연 강판, 특히 가공 후의 굽힘 특성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
공구 혹은 자동차 부품 (기어, 미션) 등에 사용되는 고탄소 강판은, 여러 가지 복잡한 형상으로 가공되기 때문에 우수한 가공성이 사용자로부터 요구된다. 한편, 최근에 부품 제조 비용 저감의 요구가 강해져, 가공 공정의 생략이나 가공 방법의 변경이 실시되고 있다. 예를 들어 비특허 문헌 1 에 기재되어 있는 바와 같이, 고탄소 강판을 사용한 자동차 구동계 부품의 가공 기술로서, 증육 (增肉) 성형을 가능하게 하고, 대폭적인 공정 단축을 실현한 복동 (複動) 가공 기술이 개발되어, 일부 실용화되어 있다. 그와 함께, 고탄소 강판에는, 인장, 드로잉, 확장, 굽힘, 확공 등의 가공 양식을 복수 조합해도 문제없이 가공할 수 있는 것이 요청되고 있다. 특히, 인장 가공을 실시한 후에 굽힘 가공을 실시하면 굽힘부에 균열이 발생하는 경우가 많기 때문에, 우수한 인장 가공 후의 굽힘 특성이 요망되고 있다.
지금까지, 고탄소 강판의 가공성을 향상시키기 위해 몇 가지의 기술이 검토 되어 있다. 예를 들어 특허 문헌 1 에는, 소정의 화학 성분의 고탄소강을 열간 압연하고, 탈스케일을 실시한 후, 95 용량% 이상의 수소 분위기 중에서, 화학 성분에 의해 규정된 가열 속도나 균열시간 (均熱時間) 으로 소둔 후, 100℃/hr 이하의 냉각 속도로 냉각시켜, 연질이고, 조직의 균일성이나 가공성이 우수한 고탄소강대를 제조하는 방법이 제안되어 있다. 또한 특허 문헌 2 에는, (Ac1 변태점 +30℃) 이상의 마무리 온도에서 압연된 강판을 10 ～ 100℃/초의 냉각 속도로 20 ～ 500℃ 의 온도까지 냉각시키고, 1 ～ 10 초 유지 후, 500 ～ (Ac1 변태점 +30℃) 의 온도역으로 재가열하여 권취하고, 필요에 따라 650 ～ (Ac1 변태점 +30℃) 에서 1 시간 이상 균열 (均熱) 함으로써 가공성이 양호한 고탄소 박강판을 제조하는 방법이 제안되어 있다. 또한 특허 문헌 3 에는, C 를 0.2 ～ 0.7 질량% 함유하는 강을 마무리 온도 (Ar3 변태점 -20℃) 이상에서 열간 압연한 후, 냉각 속도 120℃/초 초과 또한 냉각 정지 온도 650℃ 이하에서 냉각을 실시하고, 이어서 권취 온도 600℃ 이하에서 권취하고, 소둔 온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 소둔함으로써, 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연 강판을 제조하는 방법이 제안되어 있다.
비특허 문헌 1 : Journal of the JSTP, 44, 2003, p.409-413
특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 평9-157758호
특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 평5-9588호
특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2003-13145호
발명의 개시
그러나, 이들 종래 기술에 기재된 고탄소 열연 강판은, 인장이나 확공 등의 단일 가공 양식으로 가공하였을 때의 특성은 우수하지만, 인장 가공 후에 굽힘 가공을 실시하거나 하는 복수의 가공 양식을 조합 경우에는, 균열이 발생하거나 하는 문제가 있었다.
본 발명은, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 고탄소 열연 강판의 인장 가공 후의 굽힘 특성에 대해 예의 연구를 진행한 결과, 강의 Sol.Al 량, 열간 압연 후의 냉각 조건, 권취 온도 및 소둔 온도를 적절히 제어하는 것이 매우 중요한 것을 알아내었다. 그리고, 후술하는 측정법으로 구한 페라이트 입경을 5.0㎛ 이하로 하고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 15% 이하로 제어함으로써, 우수한 인장 가공 후의 굽힘 특성이 얻어지는 것을 알아내었다.
본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로서, 질량% 로, C : 0.2 ～ 0.7%, Si : 2% 이하, Mn : 2% 이하, P : 0.03% 이하, S : 0.03% 이하, Sol.Al : 0.01% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하는 조성의 강을 (Ar3 변태점 -20℃) 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 공정과, 상기 열연 강판을 60℃/초 이상 120℃/초 미만의 냉각 속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 공정과, 상기 냉각 후의 열연 강판을 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 공정과, 상기 권취 후의 열연 강판을 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔 온도에서 소둔하는 공정을 갖는 고탄소 열연 강판의 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 방법에서는, 상기 냉각시키는 공정에 있어서, 열연 강판을 80℃/초 이상 120℃/초 미만의 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각시키고, 또한 상기 권취하는 공정에 있어서, 550℃ 이하의 온도에서 권취하도록 하는 것이 바람직하다.
본 발명은 또한, 열연 구상화 소둔재인 고탄소 열연 강판으로서, 질량% 로, C : 0.2 ～ 0.7%, Si : 2% 이하, Mn : 2% 이하, P : 0.03% 이하, S : 0.03% 이하, Sol.Al : 0.01% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하는 조성을 갖고, 페라이트 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 이하인 고탄소 열연 강판을 제공한다.
여기서, 페라이트 입경이란, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 원과 근사하게 구한 입경의 평균값이고, 또한 애스펙트비란, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 타원 근사하게 구한 (타원의 장축)/(타원의 단축) 의 평균값이다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향과 평행한 판두께 단면 (斷面) 을 연마하고, 판두께의 1/4 위치를 나이탈액 (질산 + 에탄올) 으로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경에 의해 배율 1500 배로 미크로 조직을 관찰하고, Media Cybernetics 사 제조의 화상 해석 소프트 "Image Pro Plus ver.4.0" (TM) 을 사용하여 화상 해석에 의해 페라이트 입경, 페라이트 입자의 애스펙트비를 구하였다. 또한, 각각의 페라이트 입자에 대해 애스펙트비 4.0 이상의 면적률을 구하고, 이것을 시야 (視野) 의 전체 면적으로 나누어 시야마다의 면적률을 구하고, 50 시야의 평균값을 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률로 하였다.
상기 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 10% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한 본 발명에 있어서는, 상기 강의 조성에 더하여, 다음의 함유량 범위의 B, Cr, Ni, Mo, Cu, Ti, Nb, W, V, Zr 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유시킬 수도 있다.
B : 0.005 질량% 이하, Cr : 3.5 질량% 이하, Ni : 3.5 질량% 이하, Mo : 0.7 질량% 이하, Cu : 0.1 질량% 이하, Ti : 0.1 질량% 이하, Nb : 0.1 질량% 이하, W, V, Zr : 합계로 0.1 질량% 이하.
본 발명에 의해, 인장 가공 등의 가공을 실시한 후에도 굽힘 특성이 우수한 고탄소 열연 강판을 제조할 수 있게 되었다.
도 1 은 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률과 인장 가공 후의 굽힘 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
이하에, 본 발명인 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 성분의 함유량 단위인 「%」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미하는 것으로 한다.
강의 조성
C 량 : C 는 탄화물을 형성하고, 담금질 후의 경도 (硬度) 를 부여하는 중요한 원소이다. C 량이 0.2% 미만에서는, 담금질 후에 기계 구조용 부품으로서의 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C 량이 0.7% 를 초과하면, 비록 페라이트 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 이하이어도, 충분한 인장 가공 후의 굽힘 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 열간 압연 후의 경도가 현저하게 높아져, 강판이 취약해지기 때문에 취급이 불편해질 뿐만 아니라, 담금질 후의 기계 구조용 부품으로서의 강도도 포화된다. 따라서, C 량은 0.2 ～ 0.7% 로 규정한다. 또한, 담금질 후의 경도를 보다 중시하는 경우에는, C 량은 0.5% 초과로, 또한 가공성을 보다 중시하는 경우에는, C 량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Si 량 : Si 는 탄화물을 흑연화하여, 담금질성을 저해하는 경향이 있으므로, 그 양은 2% 이하, 바람직하게는 0.5% 이하로 규정한다.
Mn 량 : Mn 을 과잉하게 함유시키면 연성의 저하를 일으키는 경향이 있으므로, 그 양은 2% 이하, 바람직하게는 1% 이하로 규정한다.
P 량 : P 를 과잉하게 함유시키면 신장 플랜지성 등의 연성이 저하되고, 또한 균열이 발생하기 쉬워지므로, 그 함유량은 0.03% 이하, 바람직하게는 0.02% 이하로 규정한다.
S 량 : S 를 과잉하게 함유시키면, P 와 동일하게 신장 플랜지성 등의 연성이 저하되고, 또한 균열이 발생하기 쉬워지므로, 그 함유량은 0.03% 이하, 바람직 하게는 0.007% 이하로 규정한다.
Sol.Al 량 : Sol.Al 은 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소이다. 즉, Sol.Al 량이 0.01% 를 초과하면, 비교적 저렴하고 비산화성 분위기로서 다용되고 있는 질소를 사용하고, 질소 분위기 중에서 열연 강판을 소둔할 때 강판 표층에 AlN 이 형성되고, 강판 표층이 경화되어 인장 가공 후의 굽힘 특성을 현저하게 저하시키는 것을 발명자들은 새롭게 지견하였다. 따라서, Sol.Al 량은 0.01% 이하로 규정한다.
N 량 : N 을 과잉하게 함유시키면 연성이 저하되므로, 그 양은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하로 규정한다.
여기서, 이상의 각 원소를 소정량 이하, 예를 들어 0.0001% 미만으로 저감시키는 데에는 비용 증가를 초래하므로, 0.0001% 이상 정도 함유시키는 것이 바람직하다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하는데, 또한 예를 들어 담금질성의 향상이나 템퍼링 연화 저항의 향상을 목적으로 하여, 통상적으로 첨가되는 범위에서 B, Cr, Ni, Mo, Cu, Ti, Nb, W, V, Zr 등의 적어도 하나의 원소를 첨가해도 본 발명의 효과가 손상되지는 않는다. 구체적으로는, 이들 원소는, B : 0.005% 이하, Cr : 3.5% 이하, Ni : 3.5% 이하, Mo : 0.7% 이하, Cu : 0.1% 이하, Ti : 0.1% 이하, Nb : 0.1% 이하, W, V, Zr : 합계로 0.1% 이하 함유시킬 수 있다. 또한, 상기 목적을 위해서는, B : 0.0005% 이상, Cr : 0.05% 이상, Ni : 0.05% 이상, Mo : 0.05% 이상, Cu : 0.01% 이상, Ti : 0.01% 이상, Nb : 0.01% 이상, W, V, Zr : 합계로 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 제조 과정에서 Sn, Pb 등의 원소가 불순물로서 혼입되어도 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않는다.
제조 조건
열간 압연의 마무리 온도 : 마무리 온도가 (Ar3 변태점 -20℃) 미만에서는, 부분적으로 페라이트역에서 압연되고, 소둔 후의 페라이트 입경이 5.0㎛ 를 초과하기 때문에 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 따라서, 열간 압연의 마무리 온도는 (Ar3 변태점 -20℃) 이상으로 한다. 또한, Ar3 변태점은 다음의 식 (1) 로부터 계산할 수 있는데, 실제로 측정한 온도를 이용해도 된다.
Ar3 변태점 = 910 - 203 × [C]1/2 + 44.7 × [Si] - 30 × [Mn]??? (1)
여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (%) 을 나타낸다. 또한, 함유 원소에 따라 보정항을 도입해도 되고, 예를 들어 Cr, Mo, Ni 가 함유되는 경우에는, -11 × [Cr], +31.5 × [Mo], -15.2 × [Ni] 와 같은 보정항을 식 (1) 의 우변에 추가해도 된다.
열간 압연 후의 냉각 조건 : 본 발명에서는 Sol.Al 량이 적고, AlN 의 피닝에 의한 입자 성장 저해가 잘 일어나지 않음에도 불구하고 페라이트 입자의 세립화를 달성하고 있다. 이는, 열간 압연 후에 급속히 냉각시킴으로써 압연 중에 오스테나이트 입자에 부여된 변형이 축적되기 쉬워져, 그 후의 소둔에 있어서 축적된 변형이 페라이트 입자의 핵 생성 사이트로서 기여하기 때문인 것으로 추정된다. 열간 압연 후의 냉각 속도가 60℃/초 미만이면, 압연 중에 오스테나이트 입자에 부여된 변형이 잘 축적되지 않게 되기 때문에, 그 후의 소둔에 있어서 페라이트 입자의 핵 생성 사이트가 감소하여, 페라이트 입자가 성장하기 쉬워진다. 그 결과, 페라이트 입경이 5.0㎛ 를 초과하여, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 한편, 냉각 속도가 120℃/초 이상인 경우에는, 소둔 후의 페라이트 입경은 5.0㎛ 이하이지만, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 를 초과하기 때문에, 상기와 동일하게 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 이는, 냉각 속도가 120℃/초 이상이 되면 오스테나이트 입자에 압연 중에 부여된 변형이 압연 후에 과잉하게 존재하기 때문에, 그 후의 소둔에 있어서 등축의 페라이트 입자가 성장하기가 곤란해지기 때문인 것으로 추정된다. 이상으로부터, 열간 압연 후의 냉각 속도는 60℃/초 이상 120℃/초 미만으로 한다. 냉각 속도의 상한은 115℃/초로 하는 것이 바람직하다.
이러한 냉각 속도에 의해 냉각되는 열연 강판의 종점 온도, 즉 냉각 정지 온도가 650℃ 보다 높으면, 열연 강판을 권취할 때까지의 냉각 중에 오스테나이트 중에 축적된 변형이 해방된다. 그 결과, 소둔 후의 페라이트 입경이 5.0㎛ 를 초과하여, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 650℃ 이하, 바람직하게는 600℃ 이하로 한다. 또한, 온도의 측정 정밀도상의 문제가 있으므로, 냉각 정지 온도는 500℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도에 도달한 후의 냉각은 특별히 규정할 필요가 없고, 자연 냉각시켜도 되고, 냉각력을 약하게 하여 강제 냉각을 계속해도 된다. 강판의 균 일성 등의 관점에서는 복열을 억제할 정도로 강제 냉각시키는 것이 바람직하다.
권취 온도 : 냉각 후의 열연 강판은 권취되는데, 그 때, 권취 온도가 600℃ 를 초과하면 열간 압연시에 오스테나이트에 축적된 변형이 해방되기 때문에, 그 후의 소둔 후의 페라이트 입경이 5.0㎛ 를 초과하여, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 따라서, 권취 온도는 600℃ 이하로 한다. 또한, 상기 급랭의 효과를 충분히 얻기 위해 권취 온도는 상기 냉각 정지 온도보다 저온으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열연 강판의 형상이 열화되기 때문에, 권취 온도는 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 350℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 10% 이하로 하면 굽힘 특성이 더욱 향상되는데, 그것에는 냉각 속도를 80℃/초 이상 120℃/초 미만으로 하고, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 하고, 또한 권취 온도를 550℃ 이하로 할 필요가 있다.
스케일 제거 : 권취 후의 열연 강판은, 통상적으로 다음의 열연 강판 소둔을 실시하기 전에 스케일 제거된다. 스케일 제거 수단은 특별히 제약은 없지만, 통상적인 방법으로 산세하는 것이 바람직하다.
열연 강판의 소둔 온도 : 산세 등에 의해 스케일 제거한 후의 열연 강판은, 탄화물의 구상화를 도모하기 위해 구상화 소둔으로서 소둔이 실시된다. 그 때, 소둔 온도가 640℃ 미만에서는 페라이트 입자 성장이 불충분해지고, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 를 초과하여, 인장 변형 후의 굽힘 특성 이 열화된다. 한편, 소둔 온도가 Ac1 변태점을 초과하면 오스테나이트화가 부분적으로 진행되고, 냉각 중에 펄라이트가 생성되기 때문에, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 열화된다. 따라서, 열연 강판의 소둔 온도는 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다. 보다 우수한 신장 플랜지성을 얻기 위해, 열연 강판의 소둔 온도를 680℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ac1 변태점은 다음의 식 (2) 로부터 계산할 수 있는데, 실제로 측정한 온도를 이용해도 된다.
Ac1 변태점 = 754.83 - 32.25 × [C] + 23.32 × [Si] - 17.76 × [Mn]???(2)
여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다. 또한, 함유 원소에 따라 보정항을 도입해도 되고, 예를 들어 Cr 이나 Mo, V 를 함유하는 경우에는, +17.3 × [Cr], +4.51 × [Mo], +15.62 × [V] 와 같은 보정항을 식 (2) 의 우변에 추가해도 된다.
열연 강판의 소둔 시간은 8 ～ 80 시간 정도가 바람직하다. 얻어진 강판 중의 탄화물은 구상화되고, 평균 애스펙트비로 약 5.0 이하가 된다 (판두께의 약 1/4 위치에서 측정한 값).
본 발명의 고탄소강을 용제하는 데에는, 전로, 전기로를 어느 것이나 사용할 수 있다. 또한, 이렇게 하여 용제된 고탄소강은, 조괴 (造塊)-분괴 압연 또는 연속 주조에 의해 슬래브가 된다. 슬래브는, 통상적으로 가열된 후, 열간 압연된다. 또한, 연속 주조에 의해 제조된 슬래브의 경우에는, 그대로 혹은 온도 저하를 억제하는 목적으로 보열 (保熱) 하여, 압연하는 직송 압연을 적용해도 된다. 또한, 슬래브를 가열하여 열간 압연하는 경우에는, 스케일에 의한 표면 상태의 열화를 피하기 위해 슬래브 가열 온도를 1280℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연은, 조압연을 생략하고 마무리 압연만으로 실시할 수도 있다. 또한, 마무리 온도를 확보하기 위해, 열간 압연 중에 시트 바 히터 등의 가열 수단에 의해 피압연재를 가열해도 된다. 또한, 구상화 촉진 혹은 경도 저감을 위해, 권취 후에 코일을 서랭 커버 등의 수단으로 보온해도 된다. 열연 강판의 판두께는, 본 발명의 제조 조건을 유지할 수 있는 한에 있어서 특별히 제한은 없지만, 1.0 ～ 10.0㎜ 의 열연 강판이 조업상 특히 바람직하다.
열연 강판의 소둔은, 상자 소둔, 연속 소둔의 어느 것이라도 실시할 수 있다. 소둔 후에는, 필요에 따라 조질 압연을 실시한다. 이 조질 압연은 담금질성에 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대해 특별히 제한은 없다.
상기 본 발명의 방법으로 제조된 열연 강판은, 열연 구상화 소둔이 실시된 열연 강판으로서, 상기한 바와 같이, 평균 애스펙트비가 약 5.0 이하로 구상화된 탄화물을 갖는 열연 강판이다.
또한 본원의 열연 강판은, 페라이트 입경이 5.0㎛ 이하이다. 페라이트 입경은, 인장 가공 후의 굽힘 특성에 영향을 미치며, 페라이트 입경이 5.0㎛ 를 초과하면, 페라이트 입자 내에 미세한 탄화물이 다수 석출되게 되고, 인장 가공에 의해 탄화물과 모상 (페라이트) 의 계면에서 발생한 미세한 보이드가 굽힘 가공에 있어서 연결되어 균열이 발생한다. 페라이트 입경을 5.0㎛ 이하로 함으로써, 페 라이트 입자 내의 미세한 탄화물은 적어지고, 인장 가공에 의해 발생한 미세한 보이드가 인장 가공 후의 굽힘에 있어서 잘 연결되지 않게 되기 때문에, 균열 발생을 억제할 수 있다.
또한 본원의 열연 강판에 있어서, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 이하이다. 페라이트 입자의 형상은, 페라이트 입경과 동일하게 인장 가공 후의 굽힘 특성에 영향을 미치고, 그 페라이트 입자의 애스펙트비가 4.0 이상이면, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자와 4.0 미만인 등축상의 페라이트 입자의 입계에서 인장 가공에 있어서 미세한 균열이 발생하기 쉬워진다. 이와 같은 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 를 초과하면, 인장 가공에서의 미세한 균열을 기점으로 하여 굽힘 가공에 있어서 균열이 발생한다. 이와 같은 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 15% 이하로 함으로써, 인장 가공 후의 굽힘에서 균열 발생을 억제할 수 있다. 보다 바람직하게는, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률은 10% 이하이다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강 A ～ E 및 Z 의 연속 주조 슬래브를 1250℃ 로 가열하고, 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연하고, 산세 후, 동일하게 표 2 에 나타내는 조건으로 열연 강판을 소둔하여, 판두께 5.0㎜ 의 강판 No.1 ～ 20 을 제조하였다. 또한, 소둔은 질화성 분위기 (N2 분위기) 에서 실시하였 다.
여기서, 강판 No.1 ～ 10 은 본 발명예이고, 강판 No.11 ～ 20 은 비교예이다. 그리고, 페라이트 입경, 페라이트 입자의 애스펙트비와 면적률을 이하의 방법으로 측정하였다. 또한, 인장 가공 후의 굽힘 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.
페라이트 입경, 페라이트 입자의 애스펙트비와 면적률 : 여기서, 페라이트 입경은, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 원과 근사하게 구한 입경의 평균값이고, 또한 애스펙트비란, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 타원 근사하게 구한 (타원의 장축)/(타원의 단축) 의 평균값이다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향과 평행한 판두께 단면을 연마하고, 판두께의 1/4 위치를 나이탈액 (질산 + 에탄올) 으로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경에 의해 배율 1500 배로 미크로 조직을 관찰하고, Media Cybernetics 사 제조의 화상 해석 소프트 "Image Pro Pl us ver.4.0" (TM) 을 사용하여 화상 해석에 의해 페라이트 입경, 페라이트 입자의 애스펙트비를 구하였다. 또한, 각각의 페라이트 입자에 대해 애스펙트비 4.0 이상의 면적률을 구하고, 이것을 시야의 전체 면적으로 나누어 시야마다의 면적률을 구하고, 50 시야의 평균값을 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률로 하였다.
또한, 강판의 압연 방향과 평행한 판두께 단면을 연마하고, 판두께의 1/4 위치를 피크랄액 (피크르산 ; 에탄올) 으로 부식 후, 주사 전자 현미경에 의해 배율 3000 배로 미크로 조직을 관찰하고, 상기한 화상 해석 소프트로 탄화물의 애스펙트 비 (최장 직경)/(최단 직경) 을 구하였다. 그리고, 각 탄화물에 대해 구한 애스펙트비를 평균 (개수 평균) 하여, 평균 애스펙트비를 구하고, 구상화 소둔되어 있는 것을 확인하였다.
인장 가공 후의 굽힘 특성 : 압연 방향에 대해 직각인 방향으로부터 채취한, 평행부의 폭이 30㎜ 인 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거한 방법으로 인장 시험을 실시하고, 15% 의 예비 변형을 부여한 후, JIS Z 2248 에 준거한 가압 굽힘법에 의해 굽힘 시험을 실시하였다. 굽힘 시험에서의 펀치 직경 D 는 1㎜ 로 하고, 3 회 시험을 실시하여, 3 회 모두 균열이 발생하지 않은 것을 ○, 1 회 균열 및 2 회 균열이 발생한 것을 △, 3 회 모두 균열이 발생한 것을 × 로 하였다. 또한, ○ 의 경우를 발명예로 하였다.
결과를 표 3 에 나타낸다. 본 발명예인 강판 No.1 ～ 10 은, 모두 페라이트 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 이하로 되어 있어, 인장 가공 후의 굽힘 특성이 우수하다. 또한 본 발명예에서는, 모두 탄화물의 평균 애스펙트비가 5.0 이하이고, 구상화 소둔되어 탄화물이 구상화되어 있는 것을 확인하였다.
도 1 에, 페라이트 입경이 5.0㎛ 이하인 경우에 있어서의 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률과 인장 가공 후의 굽힘 특성의 관계를 나타낸다. 본 발명예의 강판 No.1 ～ 10 과 같이, 페라이트 입경을 5.0㎛ 이하로 하고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 15% 이하로 하면, 우수한 인장 가공 후의 굽힘 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.
Figure 112009037700628-pct00001
Figure 112009037700628-pct00002
Figure 112009037700628-pct00003
실시예 2
F 강 (C : 0.31%, Si : 0.18%, Mn : 0.68%, P : 0.012%, S : 0.0033%, Sol.Al : 0.005%, N : 0.0040%, Ar3 변태점 : 785℃, Ac1 변태점 : 737℃),
G 강 (C : 0.23%, Si : 0.18%, Mn : 0.76%, P : 0.016%, S : 0.0040%, Sol.Al : 0.008%, N : 0.0028%, Cr : 1.2%, Ar3 변태점 : 785℃, Ac1 변태점 : 759℃),
H 강 (C : 0.32%, Si : 1.2%, Mn : 1.5%, P : 0.025%, S : 0.010%, Sol.Al : 0.006%, N : 0.0070%, Ar3 변태점 : 804℃, Ac1 변태점 : 746℃),
I 강 (C : 0.35%, Si : 0.20%, Mn : 0.68%, P : 0.012%, S : 0.0038%, Sol.Al : 0.005%, N : 0.0033%, Mo : 0.17%, Cr : 0.98%, Ar3 변태점 : 773℃, Ac1 변태점 : 754℃) 및
표 1 에 나타내는 E 강을, 연속 주조하여 슬래브로 한 후 1230℃ 로 가열하고, 표 4 에 나타내는 조건으로 열간 압연 및 열연 강판을 소둔하여, 판두께 4.5㎜ 의 강판 No.21 ～ 37 을 제조하였다. 또한, 소둔은 질화성 분위기 (N2 분위기) 에서 실시하였다. 얻어진 열연 강판에 대해, 실시예 1 과 동일한 방법으로 페라이트 입경, 페라이트 입자의 애스펙트비와 면적률을 측정하고, 인장 가공 후의 굽힘 특성을 평가하였다. 또한, 실시예 1 과 동일하게 탄화물의 구상화 모습을 확인하였다.
또한, F 강 ～ I 강의 Ar3 변태점, Ac1 변태점은, 상기 식 (1) 혹은 식 (2) 로부터 구한 것으로서, Cr 혹은 Mo 를 함유하는 G 강, I 강에 대해서는 상기의 보정항을 이용하여 구한 것이다.
결과를 표 5 에 나타낸다. 냉각 속도 이외의 조건을 일정하게 한 강판 No.21 ～ 27 에서는, 냉각 속도가 본 발명의 범위 내인 No.22 ～ 26 의 인장 가공 후의 굽힘 특성이 현저하게 우수한 것을 알 수 있다. 강판 No.23 ～ 26 에서는, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 10% 이하로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 냉각 속도를 일정하게 하여 조사한 강판 No.28 ～ 33 에서는, 냉각 정지 온도, 권취 온도 모두 본 발명의 범위 내인 강판 No.30 ～ 33 의 인장 가공 후의 굽힘 특성이 특히 우수한 것을 알 수 있다. 냉각 정지 온도를 600℃ 이하 및 권취 온도를 550℃ 이하로 한 강판 No.33 은, 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률을 10% 이하로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한 본 발명예에서는, 모두 탄화물의 평균 애스펙트비가 5.0 이하이고, 구상화 소둔되어 탄화물이 구상화되어 있는 것을 확인하였다.
강 조성이 본 발명의 범위 내인 E ～ I 강은 모두, 기본 성분 이외의 합금 원소를 첨가한 G 강 및 I 강도 포함하여, 우수한 인장 가공 후의 굽힘 특성을 나타낸다.
Figure 112009037700628-pct00004
Figure 112009037700628-pct00005

Claims (6)

  1. 질량% 로, C : 0.2 ～ 0.7%, Si : 0.0001 ~ 2%, Mn : 0.0001 ~ 2%, P : 0.0001 ~ 0.03%, S : 0.0001 ~ 0.03%, Sol.Al : 0.0001 ~ 0.01%, N : 0.0001 ~ 0.01%를 함유하는 조성의 강을 (Ar3 변태점 -20℃) 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 공정과,
    상기 열연 강판을 60℃/초 이상 120℃/초 미만의 냉각 속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 공정과,
    상기 냉각 후의 열연 강판을 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 공정과,
    상기 권취 후의 열연 강판을 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔 온도에서 소둔하는 공정을 갖는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉각시키는 공정에 있어서, 열연 강판을 80℃/초 이상 120℃/초 미만의 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각시키고, 또한 상기 권취하는 공정에 있어서, 550℃ 이하의 온도에서 권취하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    강의 조성이, 상기 조성에 더하여, 추가로 하기 함유량 범위의 B, Cr, Ni, Mo, Cu, Ti, Nb, W, V, Zr 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법 ;
    질량% 로, B : 0.005% 이하, Cr : 3.5% 이하, Ni : 3.5% 이하, Mo : 0.7% 이하, Cu : 0.1% 이하, Ti : 0.1% 이하, Nb : 0.1% 이하, W, V, Zr : 합계로 0.1% 이하.
  4. 열연 구상화 소둔재인 고탄소 열연 강판으로서,
    질량% 로, C : 0.2 ～ 0.7%, Si : 0.0001 ~ 2%, Mn : 0.0001 ~ 2%, P : 0.0001 ~ 0.03%, S : 0.0001 ~ 0.03%, Sol.Al : 0.0001 ~ 0.01%, N : 0.0001 ~ 0.01%를 함유하는 조성을 갖고,
    페라이트 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한 애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 15% 이하인 고탄소 열연 강판 ;
    여기서, 페라이트 입경이란, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 원과 근사하게 구한 입경의 평균값이고, 또한 애스펙트비란, 화상 해석에 의해 페라이트 입자를 타원 근사하게 구한 (타원의 장축)/(타원의 단축) 의 평균값이다.
  5. 제 4 항에 있어서,
    애스펙트비가 4.0 이상인 페라이트 입자의 면적률이 10% 이하인 고탄소 열연 강판.
  6. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
    강의 조성이, 상기 조성에 더하여, 추가로 하기 함유량 범위의 B, Cr, Ni, Mo, Cu, Ti, Nb, W, V, Zr 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 고탄소 열연 강판 ;
    질량% 로, B : 0.005% 이하, Cr : 3.5% 이하, Ni : 3.5% 이하, Mo : 0.7% 이하, Cu : 0.1% 이하, Ti : 0.1% 이하, Nb : 0.1% 이하, W, V, Zr : 합계로 0.1% 이하.
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