KR101799712B1 - 고탄소 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

고탄소 강판은, 질량％로, C: 0.60％ 내지 0.90％, Mn: 0.30％ 내지 1.50％, Cr: 0.20％ 내지 1.00％ 등으로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도: 2％ 이상 8％ 이하, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도: 2％ 이상 8％ 이하, 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이상 50㎛ 이하, 시멘타이트의 평균 입경: 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하이고, 또한 시멘타이트의 구상화율: 85％ 이상으로 나타내어지는 조직을 갖는다.

Description

고탄소 강판 및 그 제조 방법{HIGH-CARBON STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상을 도모한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
고탄소 강판은, 자동차의 체인, 기어 및 클러치 등의 구동계 부품 등에 사용되고 있다. 구동계 부품을 제조할 때에는 고탄소 강판의 성형으로서의 냉간 가공 및 켄칭 템퍼링이 행하여진다. 최근들어 자동차의 경량화가 진행되고 있어, 구동계 부품에 관해서도 고강도화에 의한 경량화가 검토되고 있다. 예를 들어, 켄칭 템퍼링이 실시된 구동계 부품 등의 부품의 고강도화에는 Ti, Nb, Mo로 대표되는 탄화물 생성 원소의 첨가, 또는 C 함유량의 증가가 유효하다.
그리고, 특허문헌 1에 고경도 및 고인성의 양립을 목적으로 한 기계 구조용 강의 제조 방법이 기재되고, 특허문헌 2에 구상화 어닐링의 생략 등을 목적으로 한 베어링 조(粗) 성형품의 제조 방법이 기재되고, 특허문헌 3 및 4에 펀칭성의 향상을 목적으로 한 고탄소 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 5에 냉간 가공성 및 켄칭 안정성의 향상을 목적으로 한 중탄소 강판이 기재되고, 특허문헌 6에 피삭성의 향상을 목적으로 한 베어링 요소 부품용 강재가 기재되고, 특허문헌 7에 노멀라이징의 생략을 목적으로 한 공구 강의 제조 방법이 기재되고, 특허문헌 8에 성형성의 향상을 목적으로 한 고탄소 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.
한편, 고탄소 강판에는 켄칭 템퍼링 후에 있어서의 양호한 피로 특성, 예를 들어 전동 피로 특성도 요구된다. 그러나, 특허문헌 1 내지 8에 기재된 종래의 제조 방법에서는, 충분한 피로 특성을 얻을 수 없다.
일본 특허 공개 제2013-072105호 공보 일본 특허 공개 제2009-108354호 공보 일본 특허 공개 제2011-012317호 공보 일본 특허 공개 제2011-012316호 공보 국제 공개 제2013/035848호 일본 특허 공개 제2002-275584호 공보 일본 특허 공개 제2007-16284호 공보 일본 특허 공개(평) 2-101122호 공보
본 발명은 켄칭 템퍼링 후에 있어서의 우수한 피로 특성을 얻을 수 있는 고탄소 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 종래의 고탄소 강판에 있어서 냉간 가공 및 켄칭 템퍼링 후에 양호한 피로 특성이 얻어지지 않는 원인을 구명하기 위해 예의 검토를 거듭했다. 이 결과, 냉간 가공 중에 시멘타이트 및/또는 철-탄소 화합물(이하, 시멘타이트 및 철-탄소 화합물을 총칭하여 「시멘타이트」라고 하는 경우가 있음)에 크랙 및/또는 보이드(이하, 크랙 및 보이드를 총칭하여 「보이드」라고 하는 경우가 있음)가 발생하여 성형성이 저하되고, 또한 보이드를 기점으로 하여 균열이 진전되고 있는 것이 판명되었다. 또한, 시멘타이트는 페라이트 입자 내 및 페라이트 입계에 존재하는 바, 페라이트 입계에 존재하는 시멘타이트에서는, 페라이트 입자 내에 존재하는 시멘타이트보다도 현저하게 보이드가 발생하기 쉬운 것도 판명되었다.
본 발명자들은, 상기한 원인을 해소하기 위해 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 양을 적절한 범위로 하고, 페라이트의 크기를 적절한 범위로 함으로써, 피로 특성을 현저하게 향상시킬 수 있는 것을 지견했다. 특허문헌 1 내지 8에 기재된 종래의 제조 방법에서는, 이들 사항이 고려되고 있지 않기 때문에, 충분한 피로 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 이와 같은 고탄소 강판을 제조하기 위해서는, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링의 조건을, 이들을 소위 일관 공정으로 간주한 후에 소정의 것으로 하는 것이 중요한 것도 지견했다. 그리고, 본원 발명자 등은, 이들 지견에 기초하여, 이하에 기재하는 발명의 제형태에 상도했다. 또한, 본원 명세서 및 청구범위에 있어서의 「시멘타이트」란, 펄라이트에 포함되는 시멘타이트도 포함하는 개념인 것을 명확히 하고 있는 개소를 제외하고, 펄라이트에 포함되지 않고, 펄라이트와는 구별되는 시멘타이트 및 철-탄소 화합물을 의미한다.
(1)
질량％로,
C: 0.60％ 내지 0.90％,
Si: 0.10％ 내지 0.40％,
Mn: 0.30％ 내지 1.50％,
N: 0.0010％ 내지 0.0100％,
Cr: 0.20％ 내지 1.00％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0060％ 이하,
Al: 0.050％ 이하,
Mg: 0.000％ 내지 0.010％,
Ca: 0.000％ 내지 0.010％,
Y: 0.000％ 내지 0.010％,
Zr: 0.000％ 내지 0.010％,
La: 0.000％ 내지 0.010％,
Ce: 0.000％ 내지 0.010％이고, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도: 2％ 이상 8％ 이하,
시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도: 2％ 이상 8％ 이하,
페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이상 50㎛ 이하,
시멘타이트의 평균 입경: 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하이고, 또한
시멘타이트의 구상화율: 85％ 이상
으로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판.
(2)
상기 화학 조성에 있어서,
Mg: 0.001％ 내지 0.010％,
Ca: 0.001％ 내지 0.010％,
Y: 0.001％ 내지 0.010％,
Zr: 0.001％ 내지 0.010％,
La: 0.001％ 내지 0.010％, 혹은
Ce: 0.001％ 내지 0.010％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고탄소 강판.
(3)
슬래브의 열간 압연을 행하여 열연판을 취득하는 공정과,
상기 열연판의 산세를 행하는 공정과,
상기 산세 후에, 상기 열연판의 열연판 어닐링을 행하여 열연 어닐링판을 취득하는 공정과,
상기 열연 어닐링판의 냉간 압연을 행하여 냉연판을 취득하는 공정과,
상기 냉연판의 냉연판 어닐링을 행하는 공정을 갖고,
상기 슬래브는,
질량％로,
C: 0.60％ 내지 0.90％,
Si: 0.10％ 내지 0.40％,
Mn: 0.30％ 내지 1.50％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0060％ 이하,
Al: 0.050％ 이하,
N: 0.0010％ 내지 0.0100％,
Cr: 0.20％ 내지 1.00％
Mg: 0.000％ 내지 0.010％,
Ca: 0.000％ 내지 0.010％,
Y: 0.000％ 내지 0.010％,
Zr: 0.000％ 내지 0.010％,
La: 0.000％ 내지 0.010％,
Ce: 0.000％ 내지 0.010％이고, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
상기 열간 압연을 행하는 공정에서는,
마무리 압연의 완료 온도를 800℃ 이상 950℃ 미만으로 하고,
권취의 온도를 450℃ 이상 550℃ 미만으로 하고,
상기 냉간 압연에 있어서의 압하율을 5％ 이상 35％ 이하로 하고,
상기 열연판 어닐링을 행하는 공정은,
상기 열연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제1 온도까지 가열하는 공정과,
계속해서, 상기 열연판을 상기 제1 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하는 공정과,
계속해서, 상기 열연판을 상기 제1 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제2 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하는 공정과,
계속해서, 상기 열연판을 상기 제2 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지하는 공정을 갖고,
상기 열연판을 상기 제1 온도까지 가열하는 공정에서는, 60℃부터 상기 제1 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 하고,
상기 냉연판 어닐링을 행하는 공정은,
상기 냉연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제3 온도까지 가열하는 공정과,
계속해서, 상기 냉연판을 상기 제3 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하는 공정과,
계속해서, 상기 냉연판을 상기 제3 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제4 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하는 공정과,
계속해서, 상기 냉연판을 상기 제4 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지하는 공정을 갖고,
상기 냉연판을 상기 제3 온도까지 가열하는 공정에서는, 60℃부터 상기 제3 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 하는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판의 제조 방법.
(4)
상기 화학 조성에 있어서,
Mg: 0.001％ 내지 0.010％,
Ca: 0.001％ 내지 0.010％,
Y: 0.001％ 내지 0.010％,
Zr: 0.001％ 내지 0.010％,
La: 0.001％ 내지 0.010％, 혹은
Ce: 0.001％ 내지 0.010％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (3)에 기재된 고탄소 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도 등을 적절한 것으로 하고 있기 때문에, 켄칭 템퍼링 후에 있어서의 피로 특성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 시멘타이트의 깨짐으로 발생한 보이드의 수의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 시멘타이트의 깨짐으로 발생한 보이드의 수와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4는 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다.
도 5는 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도와 시멘타이트의 깨짐으로 발생한 보이드의 수의 관계를 도시하는 도면이다.
도 6은 열연판 어닐링의 유지 온도와 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도의 관계를 도시하는 도면이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 고탄소 강판 및 그 제조에 사용하는 슬래브(강괴)의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상세는 후술하겠지만, 본 발명의 실시 형태에 관한 고탄소 강판은, 슬래브의 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연, 냉연판 어닐링 등을 거쳐 제조된다. 따라서, 고탄소 강판 및 슬래브의 화학 조성은, 고탄소 강판의 특성뿐만 아니라, 이들 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 고탄소 강판 및 그 제조에 사용되는 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 고탄소 강판 및 그 제조에 사용되는 슬래브는, C: 0.60％ 내지 0.90％, Si: 0.10％ 내지 0.40％, Mn: 0.30％ 내지 1.50％, N: 0.0010％ 내지 0.0100％, Cr: 0.20％ 내지 1.00％, P: 0.0200％ 이하, S: 0.0060％ 이하, Al: 0.050％ 이하, Mg: 0.000％ 내지 0.010％, Ca: 0.000％ 내지 0.010％, Y: 0.000％ 내지 0.010％, Zr: 0.000％ 내지 0.010％, La: 0.000％ 내지 0.010％, Ce: 0.000％ 내지 0.010％이고, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다. 예를 들어, 원재료로서 스크랩을 사용하는 경우, Sn, Sb 혹은 As 또는 이들의 임의의 조합이 0.001％ 이상 혼입하는 경우가 있다. 그러나, 모두 함유량이 0.02％ 이하이면 본 실시 형태의 효과를 저해하지 않기 때문에, 불순물로서 허용할 수 있다. 또한, O는 0.004％를 한도로 하여 불순물로서 허용할 수 있다. O는 산화물을 형성하고, 산화물이 응집되어 조대화되면, 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 이로 인해, O 함유량은 낮으면 낮을수록 좋지만, O 함유량을 0.0001％ 미만까지 저감시키는 것은 기술적으로 곤란하다. 불순물의 일례로서, Ti: 0.04％ 이하, V: 0.04％ 이하, Cu: 0.04％ 이하, W: 0.04％ 이하, Ta: 0.04％ 이하, Ni: 0.04％ 이하, Mo: 0.04％ 이하, B: 0.01％ 이하 및 Nb: 0.04％ 이하도 들 수 있다. 이들 원소는 최대한 함유되어 있지 않은 것이 바람직하지만, 0.001％ 미만까지 저감시키는 것은 기술적으로 곤란하다.
(C: 0.60％ 내지 0.90％)
C는 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 특히 켄칭성을 높이는 원소이다. C는 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 기여하는 원소이기도 하다. C 함유량이 0.60％ 미만에서는, 켄칭 중에 구 오스테나이트 입계에 초석 페라이트나 펄라이트가 생성되어, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.60％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.65％ 이상으로 한다. C 함유량이 0.90％ 초과에서는, 켄칭 후에 다량의 잔류 오스테나이트가 존재한다. 잔류 오스테나이트는 템퍼링 중에 페라이트와 시멘타이트로 분해되어, 템퍼링 후에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트와, 잔류 오스테나이트의 분해에 의해 생성된 페라이트 및 시멘타이트 사이에 큰 강도차가 발생하여, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.90％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.85％ 이하로 한다.
(Si: 0.10％ 내지 0.40％)
Si는 탈산제로서 작용하고, 또한 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. Si 함유량이 0.10％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히는 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.15％ 이상으로 한다. Si 함유량이 0.40％ 초과에서는 강 중 개재물로서 생성되는 Si 산화물의 양 및 사이즈가 증대되어, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.40％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다.
(Mn: 0.30％ 내지 1.50％)
Mn은 시멘타이트에 함유되어 냉간 가공 중의 보이드의 생성을 억제하는 원소이다. Mn 함유량이 0.30％ 미만에서는, 시멘타이트에 충분한 양의 Mn을 함유시키기 위한 어닐링에 매우 오랜 시간이 걸려, 생산성이 현저하게 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 0.30％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.50％ 이상으로 한다. Mn 함유량이 1.50％ 초과에서는, 시멘타이트에 함유되는 Mn이 과잉이 되어, 켄칭을 위한 가열 중에 시멘타이트가 용해되기 어려워져, 오스테나이트 중에 고용하는 C의 양이 부족하다. 이로 인해, 켄칭 후의 강도가 저하되고, 또한 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.30％ 이하로 한다.
(N: 0.001 내지 0.010％)
N은 Al과 결합하여 AlN을 생성하고, 켄칭을 위한 가열 중의 오스테나이트의 미립화에 유효한 원소이다. N 함유량이 0.001％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히는 얻어지지 않는다. 따라서, N 함유량은 0.001％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. N 함유량이 0.010％ 초과에서는, 오스테나이트 입자가 과도하게 미세해져, 켄칭성이 저하되고, 켄칭의 냉각 중에 초석 페라이트나 펄라이트의 생성이 촉진되어, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.008％ 이하로 한다.
(Cr: 0.20％ 내지 1.00％)
Cr은 Mn과 마찬가지로, 시멘타이트에 함유되어 냉간 가공 중의 보이드의 생성을 억제하는 원소이다. Cr 함유량이 0.20％ 미만에서는, 시멘타이트에 충분한 양의 Cr을 함유시키기 위한 어닐링에 매우 오랜 시간이 걸려, 생산성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 0.20％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.35％ 이상으로 한다. Cr 함유량이 1.00％ 초과에서는, 시멘타이트에 함유되는 Cr이 과잉이 되고, 켄칭을 위한 가열 중에 시멘타이트가 용해되기 어려워져, 오스테나이트 중에 고용하는 C의 양이 부족하다. 이로 인해, 켄칭 후의 강도가 저하되고, 또한 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 1.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.85％ 이하로 한다.
(P: 0.0200％ 이하)
P는 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강판 중에 불순물로서 함유된다. P는 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성을 저하시키거나, 켄칭 후의 인성을 저하시키거나 하는 원소이다. 예를 들어, 인성의 저하에 의해 켄칭 후에 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 이로 인해, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 P 함유량이 0.0200％ 초과에서, 악영향이 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.0200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0180％ 이하로 한다. 또한, P 함유량의 저감에는 시간 및 비용이 들고, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 시간 및 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 되고, 시간 및 비용의 한층 더한 저감을 위하여 0.0010％ 이상으로 해도 된다.
(S: 0.0060％ 이하)
S는 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강판 중에 불순물로서 함유된다. S는 MnS 등의 황화물을 형성하고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.0060％ 초과에서, 악영향이 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.0060％ 이하로 한다. 또한, S 함유량의 저감에는 시간 및 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 시간 및 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
(Al: 0.050％ 이하)
Al은 제강 단계에서 탈산제로서 작용하는 원소이지만, 고탄소 강판의 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강판 중에 불순물로서 함유된다. Al 함유량이 0.050％ 초과에서는, 고탄소 강판 중에 조대한 Al 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Al 함유량은 0.050％ 이하로 한다. 고탄소 강판의 Al 함유량이 0.001％ 미만에서는, 탈산이 충분하지 않은 경우도 있다. 따라서, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Mg, Ca, Y, Zr, La 및 Ce는 필수 원소가 아니고, 고탄소 강판 및 슬래브에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(Mg: 0.000％ 내지 0.010％)
Mg는 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Mg가 함유되어 있어도 된다. 그러나, Mg 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 Mg 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Mg 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, Mg 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
(Ca: 0.000％ 내지 0.010％)
Ca는 Mg와 마찬가지로, 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Ca가 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ca 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 Ca 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Ca 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, Ca 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
(Y: 0.000％ 내지 0.010％)
Y는 Mg 및 Ca와 마찬가지로, 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Y가 함유되어 있어도 된다. 그러나, Y 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 Y 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Y 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, Y 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
(Zr: 0.000％ 내지 0.010％)
Zr은 Mg, Ca 및 Y와 마찬가지로, 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Zr이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Zr 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 Zr 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Zr 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, Zr 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
(La: 0.000％ 내지 0.010％)
La는 Mg, Ca, Y 및 Zr과 마찬가지로, 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, La가 함유되어 있어도 된다. 그러나, La 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 La 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, La 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, La 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
(Ce: 0.000％ 내지 0.010％)
Ce는 Mg, Ca, Y 및 Zr과 마찬가지로, 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이며, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성의 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Ce가 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ce 함유량이 0.010％ 초과에서는, 조대한 Ce 산화물이 형성되고, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, Ce 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.007％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위하여, Ce 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다.
이와 같이, Mg, Ca, Y, Zr, La 및 Ce는 임의 원소이며, 「Mg: 0.001％ 내지 0.010％」, 「Ca: 0.001％ 내지 0.010％」, 「Y: 0.001％ 내지 0.010％」, 「Zr: 0.001％ 내지 0.010％」, 「La: 0.001％ 내지 0.010％」, 혹은 「Ce: 0.001％ 내지 0.010％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 고탄소 강판의 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 고탄소 강판은, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도: 2％ 이상 8％ 이하, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도: 2％ 이상 8％ 이하, 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이상 50㎛ 이하, 시멘타이트 입자의 평균 입경: 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하이고, 또한 시멘타이트 입자의 구상화율: 85％ 이상으로 나타내어지는 조직을 갖는다.
(시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도 및 Cr의 농도: 모두 2％ 이상 8％ 이하)
상세는 후술하겠지만, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr은, 냉간 가공 중에 있어서의 시멘타이트 중에서의 보이드의 생성의 억제에 기여한다. 냉간 가공 중의 보이드의 생성의 억제에 의해, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 향상된다. 시멘타이트에 포함되는 Mn 또는 Cr의 농도가 2％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히는 얻어지지 않는다. 따라서, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도 및 Cr의 농도는 2％ 이상으로 한다. 시멘타이트에 포함되는 Mn 또는 Cr의 농도가 8％ 초과에서는, 켄칭을 위한 가열 중에 시멘타이트로부터 오스테나이트로 C가 고용되기 어려워져, 켄칭성이 저하되고, 초석 페라이트, 펄라이트, 켄칭 마르텐사이트 또는 베이나이트에 비하여 강도가 낮은 조직이 분산된다. 이 결과, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도 및 Cr의 농도는 8％ 이하로 한다.
여기서, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 피로 특성의 관계에 대하여 본 발명자들이 행한 조사에 대하여 설명한다.
이 조사에서는, 각종 조건의 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링을 통하여 고탄소 강판을 제조했다. 그리고, 각 고탄소 강판에 대하여, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도 및 Cr의 농도를, 니혼덴시제의 필드 에미션 전자총을 탑재한 전자 프로브 마이크로 애널라이저(FE-EPMA)를 사용하여 측정했다. 계속해서, 고탄소 강판에 냉간 가공(성형)을 모의하는 압하율이 35％인 냉간 압연을 실시하고, 900℃로 가열한 염욕 중에 고탄소 강판을 20분간 유지하고, 80℃의 유중에 켄칭했다. 계속해서, 고탄소 강판에 180℃의 대기 중에서 60분간 유지하는 템퍼링을 실시하여, 피로 시험용 샘플을 제작했다.
그 후, 피로 시험 및 냉간 가공 후의 시멘타이트 내의 보이드의 관찰을 행했다. 피로 시험에서는, 전동 피로 시험기를 사용하여, 면압을 3000MPa로 하고, 박리가 발생할 때까지의 사이클수를 측정했다. 보이드의 관찰에서는, 니혼덴시제의 필드 에미션 전자총을 탑재한 주사형 전자 현미경(FE-SEM)을 사용하여, 배율을 3000배 정도로 하고, 고탄소 강판의 두께 방향에서 균등한 간격의 20개소에서, 면적이 1200㎛2인 영역의 조직을 촬영했다. 그리고, 총계로 면적이 24000㎛2인 영역 내에서, 시멘타이트의 깨짐으로 발생한 보이드의 수(이하, 간단히 「보이드의 수」라고 하는 경우가 있음)를 세어, 이 보이드의 총 수를 12로 제산하여 2000㎛2당 보이드수를 계산했다. 또한, 본 실시 형태에서는, 시멘타이트의 평균 입경이 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하이기 때문에, 그 관찰을 위한 배율은 3000배 이상으로 하는 것이 바람직하고, 시멘타이트의 사이즈에 따라 5000배 또는 10000배 등의 보다 높은 배율을 선택해도 된다. 배율이 3000배 초과라도, 단위 면적당(예를 들어 2000㎛2당) 보이드의 수는 배율이 3000배인 경우의 그것과 동등하다. 시멘타이트와 페라이트의 계면에 보이드가 존재하는 경우도 있지만, 이와 같은 보이드에 의한 피로 특성에의 영향은 시멘타이트의 깨짐으로 발생한 보이드에 의한 영향과 비교하여 매우 작다. 이로 인해, 이와 같은 보이드는 카운트하고 있지 않다.
또한, FE-EPMA 또는 FE-SEM을 사용한 측정에 제공하는 샘플은 다음과 같이 준비했다. 우선, 습식 에머리 및 다이아몬드 지립에서의 버프 연마로 관찰면을 경면 형상으로 마무리하고, 계속해서, 피크럴(포화 피크르산-3체적％ 질산-알코올) 용액에 실온(20℃)에서 20초간 침지하여, 조직을 현출시켰다. 그 후, 온풍 건조기 등으로 관찰면의 수분을 제거하고, 오염을 방지하기 위하여 3시간 이내에 FE-EPMA 및 FE-SEM의 시료 교환실에 장입했다.
이들 결과를 도 1, 도 2 및 도 3에 도시한다. 도 1은 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다. 도 2는 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 보이드의 수의 관계를 도시하는 도면이다. 도 3은 보이드의 수와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다. 도 1 내지 도 3에 도시하는 결과는, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 2％ 이상 8％ 이하인 시료의 것이다.
도 1로부터, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 2％ 이상 8％ 이하의 범위에서, 전동 피로 특성이 현저하게 높은 것을 알 수 있다. 도 2로부터, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 2％ 이상 8％ 이하의 범위에서, 보이드의 생성이 억제되고 있는 것을 알 수 있다. 도 3으로부터, 2000㎛2당 보이드수가 15개 이하인 경우에 15개 초과인 경우와 비교하여 피로 특성이 매우 높은 것을 알 수 있다. 도 1 내지 도 3에 도시하는 결과로부터, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 2％ 이상 8％ 이하이면 냉간 가공(성형) 중에 시멘타이트가 깨지기 어려워져, 보이드의 생성이 억제되기 때문에, 그 후의 켄칭 템퍼링 후의 피로 시험에 있어서, 보이드를 기점으로 하는 균열의 진전이 억제되어, 피로 특성이 향상되었다고 생각되어진다.
본 발명자들은 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도와 전동 피로 특성 및 보이드의 수의 관계도 조사했다. 이들 결과를 도 4 및 도 5에 도시한다. 도 4는 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도와 전동 피로 특성의 관계를 도시하는 도면이다. 도 5는 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도와 보이드의 수의 관계를 도시하는 도면이다. 도 4 내지 도 5에 도시하는 결과는, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 2％ 이상 8％ 이하인 시료의 것이다. 도 4 및 도 5에 도시한 바와 같이, 도 1 및 도 2에 도시하는 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도와 전동 피로 특성 또는 보이드의 수의 관계와 마찬가지로, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 2％ 이상 8％ 이하의 범위에서 우수한 전동 피로 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.
시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr이, 냉간 가공 중의 보이드의 생성의 억제에 기여하는 이유는 명백하지 않으나, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr에 의해 시멘타이트의 인장 강도 및 연성 등의 기계 특성이 향상되기 때문이라고 추측된다.
(페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이상 50㎛ 이하)
페라이트가 작을수록 페라이트 입계가 증가된다. 그리고, 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 미만에서는, 페라이트 입계 상의 시멘타이트에 있어서의 냉간 가공 중의 보이드의 발생이 현저해진다. 따라서, 페라이트의 평균 입경은 10㎛ 이상으로 하고, 바람직하게는 12㎛ 이상으로 한다. 페라이트의 평균 입경이 50㎛ 초과에서는, 성형 후의 강판의 표면에 배껍질 무늬가 발생하여, 표면의 미관이 손상된다. 따라서, 페라이트의 평균 입경은 50㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 45㎛ 이하로 한다.
페라이트의 평균 입경의 측정은, 전술한 경면 연마 및 피크럴에 의한 에칭을 실시한 후에, FE-SEM을 사용하여 행할 수 있다. 예를 들어 200개의 페라이트의 평균 면적을 구하고, 이 평균 면적이 얻어지는 원의 직경을 구하고, 이 직경을 페라이트의 평균 입경으로 한다. 페라이트의 평균 면적은, 페라이트의 총 면적을 당해 페라이트의 개수, 여기에서는 200으로 제산하여 얻어지는 값이다.
(시멘타이트의 평균 입경: 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하)
시멘타이트의 사이즈는 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성에 엄청난 영향을 미친다. 시멘타이트의 평균 입경이 0.3㎛ 미만에서는, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, 시멘타이트의 평균 입경은 0.3㎛ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.5㎛ 이상으로 한다. 시멘타이트의 평균 입경이 1.5㎛ 초과에서는, 냉간 가공 중에 조대한 시멘타이트에 우선적으로 보이드가 생성되어, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 저하된다. 따라서, 시멘타이트의 평균 입경은 1.5㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 1.3㎛ 이하로 한다.
(시멘타이트의 구상화율: 85％ 이상)
시멘타이트의 구상화율이 낮을수록 보이드가 발생하기 쉬운 개소, 예를 들어 바늘 형상의 부분 등이 증가한다. 그리고, 시멘타이트의 구상화율이 85％ 미만에서는, 시멘타이트에 있어서의 냉간 가공 중의 보이드의 발생이 현저해진다. 따라서, 시멘타이트의 구상화율은 85％ 이상으로 하고, 바람직하게는 90％ 이상으로 한다. 시멘타이트의 구상화율은 높으면 높을수록 바람직하지만, 100％로 하기 위해서는 어닐링에 매우 오랜 시간이 걸려, 제조 비용이 증가한다. 따라서, 제조 비용의 관점에서 시멘타이트의 구상화율은 바람직하게는 99％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 98％ 이하로 한다.
시멘타이트의 구상화율 및 평균 입경은, FE-SEM을 사용한 조직 관찰에 의해 행할 수 있다. 조직 관찰용 샘플의 제작에서는, 에머리지에 의한 습식 연마 및 입자 사이즈가 1㎛인 다이아몬드 지립에 의한 연마로 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 상기한 피크럴 용액으로 에칭을 행한다. 관찰 배율은 1000배 내지 10000배로 하고, 예를 들어 3000배로 하고, 관찰면에 시멘타이트가 500개 이상 포함되는 시야를 16개소 선택하여, 이들 조직 화상을 취득한다. 그리고, 화상 처리 소프트웨어를 사용하여, 조직 화상 중의 각 시멘타이트의 면적을 측정한다. 화상 처리 소프트웨어로서는, 예를 들어 미타니 쇼지 가부시키가이샤제의 「Win ROOF」를 사용할 수 있다. 이 때, 노이즈에 의한 측정 오차의 영향을 억제하기 위하여, 면적이 0.01㎛2 이하인 시멘타이트는 평가의 대상으로부터 제외한다. 그리고, 평가 대상의 시멘타이트의 평균 면적을 구하고, 이 평균 면적이 얻어지는 원의 직경을 구하고, 이 직경을 시멘타이트의 평균 입경으로 한다. 시멘타이트의 평균 면적은, 평가 대상의 시멘타이트의 총 면적을 당해 시멘타이트의 개수로 제산하여 얻어지는 값이다. 또한, 장축 길이와 단축 길이의 비가 3 이상인 시멘타이트를 바늘 형상 시멘타이트로 하고, 3 미만의 시멘타이트를 구상 시멘타이트로 하고, 구상 시멘타이트의 개수를 전체 시멘타이트의 개수로 제산한 값을 시멘타이트의 구상화율로 한다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이 제조 방법에서는, 상기 화학 조성의 슬래브의 열간 압연을 행하여 열연판을 취득하고, 이 열연판의 산세를 행하고, 그 후에, 열연판의 열연판 어닐링을 행하여 열연 어닐링판을 취득하고, 이 열연 어닐링판의 냉간 압연을 행하여 냉연판을 취득하고, 이 냉연판의 냉연판 어닐링을 행한다. 열간 압연에서는, 마무리 압연의 완료 온도를 800℃ 이상 950℃ 미만으로 하고, 권취의 온도를 450℃ 이상 550℃ 미만으로 한다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은 5％ 이상 35％ 이하로 한다. 열연판 어닐링 시에는 열연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제1 온도까지 가열하고, 계속해서, 열연판을 제1 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하고, 계속해서, 열연판을 제1 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제2 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하고, 계속해서 열연판을 제2 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지한다. 열연판을 제1 온도까지 가열할 때에는 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 한다. 냉연판 어닐링 시에는 냉연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제3 온도까지 가열하고, 계속해서 냉연판을 제3 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하고, 계속해서 냉연판을 제3 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제4 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하고, 계속해서 냉연판을 제4 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지한다. 냉연판을 제3 온도까지 가열할 때에는 60℃부터 제3 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 한다. 열연판 어닐링 및 냉연판 어닐링의 어떤 경우든, 2단계의 어닐링을 행하는 것으로 간주할 수 있다.
(열간 압연의 마무리 압연의 완료 온도: 800℃ 이상 950℃ 미만)
마무리 압연의 완료 온도가 800℃ 미만에서는, 슬래브의 변형 저항이 높고, 압연 부하가 상승하고, 압연 롤의 마모량이 증대하고, 생산성이 저하한다. 따라서, 마무리 압연의 완료 온도는 800℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 810℃ 이상으로 한다. 마무리 압연의 완료 온도가 950℃ 이상에서는, 열간 압연 중에 스케일이 생성되고, 스케일이 압연 롤에 의해 슬래브에 가압되기 때문에, 얻어지는 열연판의 표면에 자국이 생겨 생산성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연의 완료 온도는 950℃ 미만으로 하고, 바람직하게는 920℃ 이하로 한다. 슬래브는, 예를 들어 연속 주조로 제조할 수 있고, 이 슬래브를 그대로 열간 압연에 제공해도 되고, 일단 냉각한 후에 가열하여 열간 압연에 제공해도 된다.
(열간 압연의 권취 온도: 450℃ 이상 550℃ 미만)
권취 온도는 낮으면 낮을수록 바람직하다. 그러나, 권취 온도가 450℃ 미만에서는, 열연판의 취화가 현저하여, 산세를 위하여 열연판의 코일을 풀 때에 열연판에 깨짐 등이 발생하여 생산성이 저하된다. 따라서, 권취 온도는 450℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 470℃ 이상으로 한다. 권취 온도가 550℃ 이상에서는, 열연판의 조직이 미세해지지 않아, 열연판 어닐링 중에 Mn 및 Cr이 확산되기 어려워져, 시멘타이트에 충분한 양의 Mn 및/또는 Cr을 함유시키기 어려워진다. 따라서, 권취 온도는 550℃ 미만으로 하고, 바람직하게는 530℃ 이하로 한다.
(냉간 압연에 있어서의 압하율: 5％ 이상 35％ 이하)
냉간 압연에 있어서의 압하율이 5％ 미만에서는, 그 후에 냉연판 어닐링을 행해도, 그 후에 미재결정의 페라이트가 많이 남는다. 이로 인해, 냉연판 어닐링 후의 조직은, 재결정이 완료된 부분 및 미재결정의 부분이 혼재하는 불균일한 조직이 되고, 냉간 가공 중에 고탄소 강판 내부에 발생하는 변형의 크기도 불균일해져, 큰 변형이 발생한 시멘타이트에 보이드가 생성하기 쉬워진다. 따라서, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 5％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상으로 한다. 압하율이 35％ 초과에서는, 재결정 페라이트의 핵 생성 빈도가 높아져, 페라이트의 평균 입경을 10㎛ 이상으로 할 수 없다. 따라서, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 35％ 이하로 하고, 바람직하게는 30％ 이하로 한다.
(제1 온도: 450℃ 이상 550℃ 이하)
본 실시 형태에서는, 열연판을 제1 온도로 유지하고 있는 동안에, Mn 및 Cr을 시멘타이트에 확산시켜 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 농도를 높인다. 제1 온도가 450℃ 미만에서는, Fe 및 Mn 및 Cr 등의 치환형 고용 원소의 확산 빈도가 저하되고, 시멘타이트에 충분한 양의 Mn 및 Cr을 함유시키기 위하여 오랜 시간이 걸려, 생산성이 저하된다. 따라서, 제1 온도는 450℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 480℃ 이상으로 한다. 제1 온도가 550℃ 초과에서는, 시멘타이트에 충분한 양의 Mn 및 Cr을 함유시킬 수 없다. 따라서, 제1 온도는 550℃ 이하로 하고, 바람직하게는 520℃ 이하로 한다.
여기서, 제1 온도와 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도의 관계에 대하여 본 발명자들이 행한 조사에 대하여 설명한다. 이 조사에서는, 다양한 온도에서 9시간의 유지를 행하고, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도를 측정했다. 이 결과를 도 6에 나타낸다. 도 6의 종축에는 Mn 및 Cr의 각 농도에 대하여, 유지 온도를 700℃로 했을 때의 값에 대한 비를 나타내고 있다. 도 6으로부터 Mn 및 Cr의 어느 하나에 대해서도 500℃ 부근에서 농도가 특히 높아지는 것을 알 수 있다.
(제1 온도로 유지하는 시간: 1hr 이상 10hr 미만)
시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도는 제1 온도로 유지하는 시간에 밀접하게 관계한다. 이 시간이 1hr 미만에서는, 충분한 양의 Mn 및 Cr을 시멘타이트에 함유시킬 수 없다. 따라서, 이 시간은 1hr 이상으로 하고, 바람직하게는 1.5hr 이상으로 한다. 이 시간이 10hr 초과에서는, 시멘타이트에 함유되는 Mn 및 Cr의 각 농도의 증가가 근소하게 있어, 불필요하게 시간 및 비용이 들게 된다. 따라서, 이 시간은 10hr 이하로 하고, 바람직하게는 7hr 이하로 한다.
(60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도: 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하)
열연판 어닐링에서는, 예를 들어 실온으로부터의 가열을 행하여, 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도가 30℃/hr 미만에서는, 승온에 오랜 시간이 걸려, 생산성이 저하된다. 따라서, 이 가열 속도는 30℃/hr 이상으로 하고, 바람직하게는 60℃/hr 이상으로 한다. 이 가열 속도가 150℃/hr 초과에서는, 열연판의 코일의 내측 부분과 외측 부분 사이에서의 온도차가 커지고, 팽창차에 기인하여 찰과흔이나 코일 감기 형상의 붕괴가 일어나, 수율이 저하된다. 따라서, 이 가열 온도는 150℃/hr 이하로 하고, 바람직하게는 120℃/hr 이하로 한다.
(제2 온도: 670℃ 이상 730℃ 이하)
제2 온도가 670℃ 미만에서는, 열연판 어닐링 중에 시멘타이트가 조대화되지 않아, 핀 고정 에너지가 높은 상태가 된다. 이로 인해, 후에 행하는 냉연판 어닐링 중의 페라이트의 입성장이 저해되어, 페라이트의 평균 입경을 10㎛ 이상으로 하기 위해서는 매우 오랜 시간이 걸려, 생산성이 저하된다. 따라서, 제2 온도는 670℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 690℃로 한다. 제2 온도가 730℃ 초과에서는, 열연판 어닐링 중에 오스테나이트가 부분적으로 생성되고, 제2 온도에서의 유지 후의 냉각 시에 펄라이트 변태가 일어난다. 이때에 발생한 펄라이트 조직은, 후에 행하는 냉연판 어닐링 중에 페라이트의 입성장에 대하여 강한 핀 고정력을 발휘하기 때문에, 페라이트의 입성장이 저해된다. 따라서, 제2 온도는 730℃ 이하로 하고, 바람직하게는 720℃ 이하로 한다.
(제2 온도로 유지하는 시간: 20hr 이상 200hr 이하)
제2 온도로 유지하는 시간이 20hr 미만에서는, 시멘타이트가 조대화되지 않고, 핀 고정 에너지가 높은 상태로 된다. 이로 인해, 후에 행하는 냉연판 어닐링 중의 페라이트의 입성장이 저해되어, 장시간의 냉연판 어닐링을 행하지 않으면 페라이트 입계 상에 존재하는 시멘타이트가 많아지고, 냉간 가공 중에 보이드가 생성하여 피로 특성이 저하된다. 따라서, 이 시간은 20hr 이상으로 하고, 바람직하게는 30hr 이상으로 한다. 이 시간이 200hr 초과에서는, 생산성의 저하가 현저해진다. 따라서, 이 시간은 200hr 이하로 하고, 바람직하게는 180hr 이하로 한다.
(제1 온도부터 제2 온도까지의 가열 속도: 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하)
열연판을 제1 온도로 유지함으로써 시멘타이트에 Mn 및 Cr을 확산시킬 수 있지만, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 농도는, 복수의 시멘타이트의 사이에서 변동되고 있다. 이 Mn 및 Cr의 농도의 변동은 제1 온도부터 제2 온도까지의 승온 중에 완화시킬 수 있다.
Mn 및 Cr의 농도의 변동의 완화를 위해서는 가열 속도는 낮으면 낮을수록 바람직하지만, 제1 온도부터 제2 온도까지의 가열 속도가 5℃/hr 미만에서는, 생산성의 저하가 현저하다. 따라서, 이 가열 속도는 5℃/hr 이상으로 하고, 바람직하게는 10℃/hr 이상으로 한다. 이 가열 속도가 80℃/hr 초과에서는, Mn 및 Cr의 농도의 변동을 충분히 완화시킬 수 없어, Mn 및/또는 Cr의 농도가 낮은 시멘타이트가 존재하게 되고, 냉간 가공 중에 보이드가 생성되어 피로 특성이 저하된다. 따라서, 이 가열 속도는 80℃/hr 이하로 하고, 바람직하게는 65℃/hr 이하로 한다.
여기서, 제1 온도부터 제2 온도까지의 승온 중에 일어나는 조직 변화에 대하여 설명한다. 여기에서는, 제1 온도로 유지된 후에, Mn 및 Cr의 농도가 낮은 시멘타이트(제1 시멘타이트)와, Mn 및 Cr의 농도가 높은 시멘타이트(제2 시멘타이트)가 존재한다고 가정한다. 제1 시멘타이트 및 제2 시멘타이트의 어느 하나에 관해서도, 시멘타이트와 모상(페라이트상)의 계면 근방에서는 국소적인 평형 상태가 유지되고 있으며, 새로운 합금 원소의 유입 또는 유출이 일어나지 않는 한, 당해 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 농도는 변화하지 않는다.
열연판을 제1 온도로 유지한 후에 가열하고, 원자의 확산 빈도를 높여 가면, 시멘타이트로부터 페라이트상으로 C가 방출된다. Mn 및 Cr은 C를 끌어당기는 작용을 가지므로, 제2 시멘타이트로부터 방출되는 C의 양은 적고, 제1 시멘타이트로부터 방출되는 C의 양은 많다. 한편, 페라이트상에 방출된 C는 Mn 및 Cr의 농도가 높은 제2 시멘타이트에 끌어당겨져, 제2 시멘타이트의 외피에 고착되어, 새로운 시멘타이트(제3 시멘타이트)가 형성된다.
방금 형성된 제3 시멘타이트는 Mn 및 Cr을 실질적으로 함유하지 않기 때문에, 도 4에 도시하는 농도로 Mn 및 Cr을 함유하고자 하지만, 시멘타이트 중의 Mn 및 Cr의 확산 속도는, C와의 상호 인력의 영향을 받아, 페라이트상 중의 그것에 비하여 매우 느리다. 이로 인해, 인접하는 제2 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr은 제3 시멘타이트에 확산되기 어렵다. 따라서, 제3 시멘타이트는 분배 평형을 유지하기 위하여, 페라이트상으로부터의 Mn 및 Cr의 공급을 받아, 제3 시멘타이트도 제2 시멘타이트와 동일 정도의 농도로 Mn 및 Cr을 포함하도록 된다. 또한, 제1 시멘타이트도, C의 방출에 수반하여 Mn 및 Cr의 농도가 증가되기 때문에, 제2 시멘타이트와 동일 정도의 농도로 Mn 및 Cr을 포함하도록 된다. 이와 같이 하여, 복수의 시멘타이트의 사이에서의 Mn 및 Cr의 농도의 변동이 완화된다. 따라서, Mn 및 Cr의 농도의 변동의 관점에서는, 가열 속도는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 과도하게 가열 속도가 높은 경우에는 Mn 및 Cr의 농도의 변동을 충분히 완화시킬 수 없다.
(제3 온도: 450℃ 이상 550℃ 이하)
본 실시 형태에서는, 냉연판을 제3 온도로 유지하고 있는 동안에도 Mn 및 Cr을 시멘타이트에 확산시켜 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 농도를 높인다. 제3 온도가 450℃ 미만에서는, 제1 온도가 450℃ 미만인 경우와 마찬가지로, 생산성이 저하된다. 따라서, 제3 온도는 450℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 480℃ 이상으로 한다. 제3 온도가 550℃ 초과에서는, 제1 온도가 550℃ 초과인 경우와 마찬가지로, 시멘타이트에 충분한 양의 Mn 및 Cr을 함유시킬 수 없다. 따라서, 제3 온도는 550℃ 이하로 하고, 바람직하게는 520℃ 이하로 한다.
(제3 온도로 유지하는 시간: 1hr 이상 10hr 미만)
시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도는 제3 온도로 유지하는 시간에 밀접하게 관계한다. 이 시간이 1hr 미만에서는, 충분한 양의 Mn 및 Cr을 시멘타이트에 함유시킬 수 없다. 따라서, 이 시간은 1hr 이상으로 하고, 바람직하게는 1.5hr 이상으로 한다. 이 시간이 10hr 초과에서는, 시멘타이트에 함유되는 Mn 및 Cr의 각 농도의 증가가 근소하게 있어, 불필요하게 시간 및 비용이 들게 된다. 따라서, 이 시간은 10hr 이하로 하고, 바람직하게는 7hr 이하로 한다.
(60℃부터 제3 온도까지의 가열 속도: 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하)
냉연판 어닐링에서는, 예를 들어 실온으로부터의 가열을 행하고, 60℃부터 제3 온도까지의 가열 속도가 30℃/hr 미만에서는, 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도가 30℃/hr 미만인 경우와 마찬가지로, 생산성이 저하된다. 따라서, 이 가열 속도는 30℃/hr 이상으로 하고, 바람직하게는 60℃/hr 이상으로 한다. 이 가열 속도가 150℃/hr 초과에서는, 냉연판의 코일의 내측 부분과 외측 부분 사이에서의 온도차가 커지고, 팽창차에 기인하여 찰과흔이나 코일 감기 형상의 붕괴가 일어나, 수율이 저하된다. 따라서, 이 가열 온도는 150℃/hr 이하로 하고, 바람직하게는 120℃/hr 이하로 한다.
(제4 온도: 670℃ 이상 730℃ 이하)
본 실시 형태에서는, 냉연판을 제4 온도로 유지하고 있는 동안에, 냉간 압연에 의해 도입된 변형을 구동력으로 하고, 페라이트의 핵 생성형의 재결정, 그 자리에서 재결정 또는 변형 유기 입계 이동에 의해 페라이트의 평균 입경을 10㎛ 이상으로 제어한다. 상기한 바와 같이 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 이상이면, 우수한 성형성이 얻어진다. 제4 온도가 670℃ 미만에서는, 냉연판 어닐링 후에 미재결정 페라이트가 잔존함과 함께, 페라이트의 평균 입경이 10 이상이 되지 않아, 우수한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서, 제4 온도는 670℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 690℃로 한다. 제4 온도가 730℃ 초과에서는, 냉연판 어닐링 중에 오스테나이트가 부분적으로 생성되고, 제4 온도에서의 유지 후의 냉각 시에 펄라이트 변태가 일어난다. 펄라이트 변태가 발생하면, 시멘타이트의 구상화율이 저하되고, 냉간 가공 중에 보이드가 생성되기 쉬워져, 피로 특성이 저하된다. 따라서, 제4 온도는 730℃ 이하로 하고, 바람직하게는 720℃ 이하로 한다.
(제4 온도로 유지하는 시간: 20hr 이상 200hr 이하)
제4 온도로 유지하는 시간이 20hr 미만에서는, 냉연판 어닐링 후에 미재결정 페라이트가 잔존함과 함께, 페라이트의 평균 입경이 10 이상이 되지 않아, 우수한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서, 이 시간은 20hr 이상으로 하고, 바람직하게는 30hr 이상으로 한다. 이 시간이 200hr 초과에서는, 생산성의 저하가 현저해진다. 따라서, 이 시간은 200hr 이하로 하고, 바람직하게는 180hr 이하로 한다.
또한, 열연판 어닐링의 분위기 및 냉연판 어닐링의 분위기는 특별히 한정되지 않고 예를 들어 질소를 95체적％ 이상 포함하는 분위기, 수소를 95체적％ 이상 포함하는 분위기, 대기 분위기 등에서 이들 어닐링을 행할 수 있다.
본 실시 형태에 따르면, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 2％ 이상 8％ 이하, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 2％ 이상 8％ 이하, 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 이상 50㎛ 이하, 시멘타이트의 평균 입경이 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하, 시멘타이트의 구상화율이 85％ 이상 99％ 이하인 고탄소 강판을 제조할 수 있다. 그리고, 이 고탄소 강판은 냉간 가공 시에 있어서의 시멘타이트를 기점으로 한 보이드의 발생을 억제하여, 켄칭 템퍼링 후의 피로 특성이 우수한 고탄소 강판을 제조할 수 있다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 기재한 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 실험)
제1 실험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖고 두께가 250㎜인 슬래브(강종 A 내지 AT)의 열간 압연을 행하여 두께가 2.5㎜인 열연판의 코일을 취득했다. 열간 압연에서는, 슬래브 가열의 온도를 1140℃, 그 시간을 1hr로 하고, 마무리 압연의 완료 온도를 880℃로 하고, 권취의 온도를 510℃로 했다. 계속해서, 코일을 풀면서 열연판을 산세하고, 열연판의 열연판 어닐링을 행하여 열연 어닐링판을 취득했다. 열연판 어닐링의 분위기는, 95체적％ 수소-5체적％ 질소의 분위기로 했다. 그 후, 압하율을 18％로 하고 열연 어닐링판의 냉간 압연을 행하여 냉연판을 취득했다. 계속해서, 냉연판의 냉연판 어닐링을 행했다. 냉연판 어닐링의 분위기는 95체적％ 수소-5체적％ 질소의 분위기로 했다. 열연판 어닐링 및 냉연판 어닐링에서는, 실온으로부터 열연판 또는 냉연판을 가열하고, 60℃부터 495℃까지의 가열 속도를 85℃/hr로 하고, 495℃에서 2.8hr 유지하고, 495℃부터 710℃까지를 65℃/hr의 가열 속도로 가열하고, 710℃에서 65hr 유지하고, 그 후, 실온까지 로냉했다. 이와 같이 하여 다양한 고탄소 강판을 제조했다. 표 1 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure 112016047547918-pct00001
그리고, 각 고탄소 강판에 대하여, 페라이트의 평균 입경, 시멘타이트의 평균 입경, 시멘타이트의 구상화율 및 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도를 측정했다. 조직 관찰은 상기한 방법에 의해 행했다. 또한, 상기한 방법에 의해, 냉간 가공을 모의하는 냉간 압연 및 켄칭 템퍼링을 행하고, 2000㎛2당 보이드의 수의 계수 및 전동 피로에 관한 피로 시험을 행했다. 이들 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure 112016047547918-pct00002
표 2에 나타낸 바와 같이, 시료 No.1 내지 No.15 및 No.35 내지 No.40에서는, 본 발명 범위 내에 있기 때문에, 우수한 전동 피로 특성을 얻을 수 있었다. 즉, 전동 피로에 관한 피로 시험에 있어서 100만 사이클의 반복 부하를 인가해도 박리가 발생하지 않았다.
한편, 시료 No.16에서는, 강종 P의 Mn 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도도 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.17에서는, 강종 Q의 Mn 함유량이 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도도 지나치게 높아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.18에서는, 강종 R의 Si 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 켄칭 후의 템퍼링 중에 시멘타이트가 조대화되어, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 또한, 페라이트의 평균 입경이 지나치게 크기 때문에, 냉간 가공을 모의하는 냉간 압연 시에 배껍질 무늬가 발생하여, 표면 미관이 손상되었다. 시료 No.19에서는, 강종 S의 C 함유량이 지나치게 높기 때문에, 켄칭 후에 다량의 잔류 오스테나이트가 존재하고, 이 잔류 오스테나이트를 기점으로 한 피로 파괴가 발생했다. 이 결과, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.20에서는, 강종 T의 Si 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Si 산화물이 생성되고, 이 Si 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.21에서는, 강종 U의 Mn 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도도 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.22에서는, 강종 V의 S 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 황화물이 생성되고, 이 황화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.23에서는, 강종 W의 Cr 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도도 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.24에서는, 강종 X의 N 함유량이 지나치게 높기 때문에, AlN에 의한 오스테나이트의 핀 고정력이 강하고, 오스테나이트 입자가 과도하게 미세해져 켄칭의 냉각 중에 펄라이트가 생성되어, 이 펄라이트를 기점으로 한 피로 파괴가 발생했다. 이 결과, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.25에서는, 강종 Y의 P 함유량이 지나치게 높기 때문에, 켄칭 시에 깨짐이 발생하고, 이 깨짐을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.26에서는, 강종 Z의 C 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 켄칭 시에 펄라이트가 발생하고, 이 펄라이트를 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.27에서는, 강종 AA의 Mn 함유량이 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도도 지나치게 높아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.28에서는, 강종 AB의 Al 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Al 산화물이 생성되고, 이 Al 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.29에서는, 강종 AC의 Cr 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도도 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.30에서는, 강종 AD의 Cr 함유량이 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도도 지나치게 높아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.31에서는, 강종 AE의 Si 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Si 산화물이 생성되고, 이 Si 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.32에서는, 강종 AF의 C 함유량이 지나치게 높기 때문에, 켄칭 후에 다량의 잔류 오스테나이트가 존재하고, 이 잔류 오스테나이트를 기점으로 한 피로 파괴가 발생했다. 이 결과, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.33에서는, 강종 AG의 C 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 켄칭 시에 펄라이트가 발생하고, 이 펄라이트를 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.34에서는, 강종 AH의 Cr 함유량이 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도도 지나치게 높아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다.
시료 No.41에서는, 강종 AO의 Ca 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Ca 산화물이 생성되고, 이 Ca 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.42에서는, 강종 AP의 Ce 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Ce 산화물이 생성되고, 이 Ce 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.43에서는, 강종 AQ의 Mg 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Mg 산화물이 생성되고, 이 Mg 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.44에서는, 강종 AR의 Y 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Y 산화물이 생성되고, 이 Y 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.45에서는, 강종 AS의 Zr 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 Zr 산화물이 생성되고, 이 Zr 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.46에서는, 강종 AT의 La 함유량이 지나치게 높기 때문에, 조대한 La 산화물이 생성되고, 이 La 산화물을 기점으로 한 피로 파괴가 발생하여, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다.
(제2 실험)
제2 실험에서는, 제1 실험에서 사용한 강종 중으로부터 선택한 특정한 강종(강종 A, B, C, D, E, F, G, H, I, J, K, L, M, N, O, AI, AJ, AK, AL, AM 및 AN)에 대하여, 다양한 조건 하에서 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링을 행하여 고탄소 강판을 제조했다. 이들 조건을 표 3, 표 4, 표 5 및 표 6에 나타낸다. 표 3 내지 표 6 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 3 내지 표 6에 기재하고 있지 않은 조건은, 제1 실험과 마찬가지이다.
Figure 112016047547918-pct00003
Figure 112016047547918-pct00004
Figure 112016047547918-pct00005
Figure 112016047547918-pct00006
그리고, 제1 실험과 마찬가지로 하여, 각 고탄소 강판에 대하여, 페라이트의 평균 입경, 시멘타이트의 평균 입경, 시멘타이트의 구상화율 및 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도를 측정하고, 또한 보이드의 계수 및 전동 피로에 관한 피로 시험을 행했다. 이들 결과를 표 7 및 표 8에 나타낸다. 표 7 및 표 8 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure 112016047547918-pct00007
Figure 112016047547918-pct00008
표 7 및 표 8에 나타낸 바와 같이, 시료 No.51, No.52, No.54 내지 No.58, No.60 내지 No.62, No.66, No.67, No.71, No.74, No.76, No.77, No.80, No.83, No.84, No.86, No.89 내지 No.91, No.93, No.99 내지 No.101, No.104 내지 No.110 및 No.112에서는, 본 발명 범위 내에 있기 때문에, 우수한 전동 피로 특성을 얻을 수 있었다. 즉, 전동 피로에 관한 피로 시험에 있어서 100만 사이클의 반복 부하를 인가해도 박리가 발생하지 않았다.
한편, 시료 No.53에서는, 제3 온도부터 제4 온도까지의 가열 속도가 지나치게 높기 때문에, 냉연판 코일의 중앙부 및 주연부간의 온도차가 커, 열팽창의 차에 기인한 찰과흔이 발생했다. 또한, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.59에서는, 제2 온도에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 페라이트의 평균 입경이 작고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.63에서는, 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도가 지나치게 낮기 때문에, 생산성이 매우 낮았다. 시료 No.64에서는, 제1 온도부터 제2 온도까지의 가열 속도가 지나치게 높기 때문에, 열연판 코일의 중앙부 및 주연부간의 온도차가 커, 열팽창의 차에 기인한 찰과흔이 발생했다. 또한, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.65에서는, 제3 온도가 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.68에서는, 권취 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도 및 시멘타이트의 구상화율이 지나치게 낮아, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.69에서는, 제4 온도가 지나치게 높기 때문에, 페라이트 및 시멘타이트가 과잉으로 성장했다. 또한, 펄라이트가 생성되어 있어, 시멘타이트의 구상화율이 낮았다. 이 결과, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.70에서는, 권취 온도가 지나치게 낮기 때문에, 열연판이 취화되어, 산세를 위하여 풀 때에 깨짐이 발생했다.
시료 No.72에서는, 권취 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도 및 시멘타이트의 구상화율이 지나치게 낮아, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.73에서는, 제1 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.75에서는, 제3 온도에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.78에서는, 제1 온도에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.79에서는, 제2 온도가 지나치게 높기 때문에, 펄라이트가 생성되어, 페라이트의 평균 입경이 지나치게 작았다. 이로 인해, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.81에서는, 냉간 압연의 압하율이 지나치게 낮기 때문에, 미재결정의 페라이트가 존재하고, 조직의 균일성이 낮아, 냉간 가공을 모의한 냉간 압연 시에 국소적으로 큰 변형이 발생했다. 이 결과, 시멘타이트의 깨짐이 다발하고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.82에서는, 마무리 압연의 완료 온도가 지나치게 낮기 때문에, 압연 롤의 마모가 현저하여, 생산성이 낮았다. 시료 No.85에서는, 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도가 지나치게 낮기 때문에, 생산성이 매우 낮았다. 시료 No.87에서는, 60℃부터 제1 온도까지의 가열 속도가 지나치게 높기 때문에, 열연판 코일의 중앙부 및 주연부간의 온도차가 커, 열팽창의 차에 기인한 찰과흔이 발생했다. 시료 No.88에서는, 권취 온도가 지나치게 낮기 때문에, 열연판이 취화되어, 산세를 위하여 풀 때에 깨짐이 발생했다. 시료 No.92에서는, 60℃부터 제3 온도까지의 가열 속도가 지나치게 높기 때문에, 냉연판 코일의 중앙부 및 주연부간의 온도차가 커, 열팽창의 차에 기인한 찰과흔이 발생했다.
시료 No.94에서는, 냉간 압연의 압하율이 지나치게 높기 때문에, 페라이트의 평균 입경이 작고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.95에서는, 제2 온도가 지나치게 낮기 때문에, 열연판 어닐링 후에 있어서 시멘타이트가 미세하여, 페라이트의 평균 입경이 지나치게 작았다. 이 결과, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.96에서는, 마무리 압연의 완료 온도가 지나치게 높기 때문에, 열간 압연 중에 스케일이 과도하게 발생하고, 이 스케일에 기인한 자국이 생겼다. 시료 No.97에서는, 제3 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.98에서는, 제4 온도가 지나치게 낮기 때문에, 페라이트의 평균 입경이 지나치게 작고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.102에서는, 제4 온도에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 페라이트의 평균 입경이 지나치게 작고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.103에서는, 제3 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.111에서는, 제3 온도가 지나치게 낮기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다. 시료 No.113에서는, 제1 온도가 지나치게 높기 때문에, 시멘타이트에 포함되는 Mn 및 Cr의 각 농도가 지나치게 낮고, 보이드가 많아, 충분한 전동 피로 특성을 얻지 못했다.
<산업상 이용가능성>
본 발명은, 예를 들어 자동차의 구동계 부품 등, 다양한 철강 제품에 사용되는 고탄소 강판의 제조 산업 및 이용 산업에 이용할 수 있다.

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.60％ 내지 0.90％,
    Si: 0.10％ 내지 0.40％,
    Mn: 0.30％ 내지 1.50％,
    N: 0.0010％ 내지 0.0100％,
    Cr: 0.20％ 내지 1.00％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0060％ 이하,
    Al: 0.050％ 이하,
    Mg: 0.000％ 내지 0.010％,
    Ca: 0.000％ 내지 0.010％,
    Y: 0.000％ 내지 0.010％,
    Zr: 0.000％ 내지 0.010％,
    La: 0.000％ 내지 0.010％,
    Ce: 0.000％ 내지 0.010％이고, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
    시멘타이트에 포함되는 Mn의 농도: 2％ 이상 8％ 이하,
    시멘타이트에 포함되는 Cr의 농도: 2％ 이상 8％ 이하,
    페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이상 50㎛ 이하,
    시멘타이트의 평균 입경: 0.3㎛ 이상 1.5㎛ 이하이고, 또한
    시멘타이트의 구상화율: 85％ 이상
    으로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Mg: 0.001％ 내지 0.010％,
    Ca: 0.001％ 내지 0.010％,
    Y: 0.001％ 내지 0.010％,
    Zr: 0.001％ 내지 0.010％,
    La: 0.001％ 내지 0.010％ 및
    Ce: 0.001％ 내지 0.010％ 중 어느 1종
    또는 2종 이상의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판.
  3. 슬래브의 열간 압연을 행하여 열연판을 취득하는 공정과,
    상기 열연판의 산세를 행하는 공정과,
    상기 산세 후에, 상기 열연판의 열연판 어닐링을 행하여 열연 어닐링판을 취득하는 공정과,
    상기 열연 어닐링판의 냉간 압연을 행하여 냉연판을 취득하는 공정과,
    상기 냉연판의 냉연판 어닐링을 행하는 공정을 갖고,
    상기 슬래브는,
    질량％로,
    C: 0.60％ 내지 0.90％,
    Si: 0.10％ 내지 0.40％,
    Mn: 0.30％ 내지 1.50％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0060％ 이하,
    Al: 0.050％ 이하,
    N: 0.0010％ 내지 0.0100％,
    Cr: 0.20％ 내지 1.00％
    Mg: 0.000％ 내지 0.010％,
    Ca: 0.000％ 내지 0.010％,
    Y: 0.000％ 내지 0.010％,
    Zr: 0.000％ 내지 0.010％,
    La: 0.000％ 내지 0.010％,
    Ce: 0.000％ 내지 0.010％이고, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
    상기 열간 압연을 행하는 공정에서는,
    마무리 압연의 완료 온도를 800℃ 이상 950℃ 미만으로 하고,
    권취의 온도를 450℃ 이상 550℃ 미만으로 하고,
    상기 냉간 압연에 있어서의 압하율을 5％ 이상 35％ 이하로 하고,
    상기 열연판 어닐링을 행하는 공정은,
    상기 열연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제1 온도까지 가열하는 공정과,
    계속해서, 상기 열연판을 상기 제1 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하는 공정과,
    계속해서, 상기 열연판을 상기 제1 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제2 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하는 공정과,
    계속해서, 상기 열연판을 상기 제2 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지하는 공정을 갖고,
    상기 열연판을 상기 제1 온도까지 가열하는 공정에서는, 60℃부터 상기 제1 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 하고,
    상기 냉연판 어닐링을 행하는 공정은,
    상기 냉연판을 450℃ 이상 550℃ 이하의 제3 온도까지 가열하는 공정과,
    계속해서, 상기 냉연판을 상기 제3 온도로 1hr 이상 10hr 미만 유지하는 공정과,
    계속해서, 상기 냉연판을 상기 제3 온도부터 670℃ 이상 730℃ 이하의 제4 온도까지 5℃/hr 이상 80℃/hr 이하의 가열 속도로 가열하는 공정과,
    계속해서, 상기 냉연판을 상기 제4 온도로 20hr 이상 200hr 이하 유지하는 공정을 갖고,
    상기 냉연판을 상기 제3 온도까지 가열하는 공정에서는, 60℃부터 상기 제3 온도까지의 가열 속도를 30℃/hr 이상 150℃/hr 이하로 하는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Mg: 0.001％ 내지 0.010％,
    Ca: 0.001％ 내지 0.010％,
    Y: 0.001％ 내지 0.010％,
    Zr: 0.001％ 내지 0.010％,
    La: 0.001％ 내지 0.010％ 및
    Ce: 0.001％ 내지 0.010％ 중 어느 1종
    또는 2종 이상의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 고탄소 강판의 제조 방법.
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