KR102029566B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

?칭성과 소재 성형성을 향상시킨 강판이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 강판의 금속 조직이, 탄화물의 평균 입경이 0.4㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 펄라이트의 면적률이 6％ 이하, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수를 A, 페라이트 입계의 탄화물의 개수를 B라 했을 때, B/A>1 및 상기 강판의 1/2 판 두께 부분의 판면에 있어서의 {211} <011>의 X선 회절 강도를 I1, {100} <011>의 X선 회절 강도를 I0이라 했을 때 I1/I0<1을 충족하고, 강판의 비커스 경도가 100HV 이상 150HV 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
질량％로, 탄소를 0.1 내지 0.7％ 함유하는 강판은, 블랭크재에, 프레스 성형, 구멍 확장 성형, 굽힘 성형, 드로잉 성형, 두께 증가 및 두께 감소 성형, 또는, 그것들을 조합한 냉간 단조 등의 성형을 실시하여, 자동차의 기어, 클러치 등의 구동계 부품을 제조하는 소재로서 사용된다. 이러한 부품의 강도는, 강판의 ?칭 템퍼링을 실시하여 확보하므로, 강판에는 높은 ?칭성이 요구된다.
또한, 상기 구동계 부품의 소재로서의 강판에는, 냉간에서의 높은 성형성이 요구된다. 부품 성형은, 드로잉 성형 및/또는 두께 증가 성형이 주되고, 부품 성형에 있어서, 소재의 성형성을 좌우하는 가장 큰 인자를 소성 이방성으로 한다. 강판에 있어서의 소성 이방성의 개선이, 강판의 부품 성형으로의 적용에 필요하게 된다.
요구되는 ?칭성과, 소성 이방성을 개선한 성형성에 대해서, 지금까지 몇 가지 제안이 이루어지고, 다음 특허문헌에는, 냉간 단조성 및 내충격 특성이 우수한 강판이 개시되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 침탄 열 처리에 있어서의 결정립의 조대화의 억제에 의해 인성을 향상시킨 기계 구조용 강으로서, 질량％로, C: 0.10 내지 0.30％, Si: 0.05 내지 2.0％, Mn: 0.10 내지 0.50％, P: 0.030％ 이하, S: 0.030％ 이하, Cr: 1.80 내지 3.00％, Al: 0.005 내지 0.050％, Nb: 0.02 내지 0.10％, N: 0.0300％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고, 냉간 가공 전의 조직이 페라이트·펄라이트 조직이고, 페라이트 입경의 평균값이 15㎛ 이상인 기계 구조용 강이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 냉간 가공성과 침탄 켄칭성이 우수한 강으로서, C: 0.15 내지 0.40％, Si: 1.00％ 이하, Mn: 0.40％ 이하, sol.Al: 0.02％ 이하, N: 0.006％ 이하, B: 0.005 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 또한, 페라이트상과 그래파이트상을 주체로 하는 조직을 갖는 강이 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 충격 강도에 우수한 침탄 베벨기어용 강재, 고인성 침탄 베벨 기어 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 구상화 어닐링 후, 냉간 단조를 행하여, 침탄 ?칭 템퍼링 공정으로 제조되는 부품에 대하여 우수한 가공성을 가지면서, 그 후의 침탄에서도 결정립의 조대화를 억제하고, 우수한 내충격 특성, 내충격 피로 특성을 갖는 침탄 부품용 강이 개시되어 있다.
특허문헌 5에는, 플라스마 침탄용 냉간 공구 강으로서, C: 0.40 내지 0.80％, Si: 0.05 내지 1.50％, Mn: 0.05 내지 1.50％ 및 V: 1.8 내지 6.0％를 함유하고, 또한, Ni: 0.10 내지 2.50％, Cr: 0.1 내지 2.0％ 및 Mo: 3.0％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강이 개시되어 있다.
한편, 성형성 개선, 즉, 소성 이방성 개선으로서는, 이하의 제안이 있다.
예를 들어, 특허문헌 6에서는, C: 0.25 내지 0.75％에 있어서, 탄화물 입경과 구상화율을 규정하고, 냉간 압연율과 상자 어닐링 조건, 열간 압연의 권취 온도, 집합 조직 규정에 의한 면 내 이방성의 개선 규정에 의해, r값 및 Δr을 한정하는 것이 제안되어 있다.
특허문헌 7 및 8에서는, 마무리 압연기의 스탠드 사이에서의 열연재의 가열, 어닐링 조건을 규정함으로써, Δr값을 저감하고, 면 내 이방성을 개선하는 것이 제안되어 있다. 특허문헌 8에는, 열간 압연에 있어서, Ar3점 이상의 온도에서의 마무리 압연, 500-630℃에서의 권취를 규정함으로써, 면 내 이방성을 작게 한 강판이 제안되어 있다.
일본 특허 공개 제2013-040376호 공보 일본 특허 공개 평06-116679호 공보 일본 특허 공개 평09-201644호 공보 일본 특허 공개 제2006-213951호 공보 일본 특허 공개 평10-158780호 공보 일본 특허 공개 제2000-328172호 공보 일본 특허 공개 제2001-073076호 공보 일본 특허 공개 제2001-073077호 공보
상기한 특허문헌에 있어서는, 면 내 이방성의 개선을 제안하고 있지만, 부품에 요구되는 강도, 즉, ?칭성의 겸비까지는 제안되어 있지 않다.
본 발명은 종래 기술의 상기 사정을 감안하여, ?칭성과 소재 성형성을 향상시키고, 특히, 두께 증가 등의 냉간 단조에 의해 성형하여 기어 등의 부품을 얻는데 적합한 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기의 과제를 해결하고, 구동계 부품 등의 소재에 적합한 강판을 얻기 위해서는, ?칭성을 높이는 데 필요한 C를 함유한 강판에 있어서, 페라이트의 입경을 크게 하고, 탄화물(주로 시멘타이트)을 적절한 입경으로 구상화하여, 펄라이트 조직을 적게 하면 되는 것을 이해할 수 있다. 이것은, 이하의 이유 때문이다.
페라이트상은 경도가 낮고, 연성이 높다. 따라서, 페라이트를 주체로 한 조직에서, 그 입경을 크게 함으로써, 소재 성형성을 높이는 것이 가능하게 된다.
탄화물은, 금속 조직 중에 적절하게 분산시킴으로써, 소재 성형성을 유지하면서, 우수한 내마모성이나 전동 피로 특성을 부여할 수 있으므로, 구동계 부품에는 없어서는 안되는 조직이다. 또한, 강판 중의 탄화물은, 미끄럼을 방해하는 견고한 입자이고, 탄화물을 페라이트 입계에 존재시킴으로써, 결정립계를 초과하는 미끄럼의 전파를 방지하여, 전단대의 형성을 억제할 수 있고, 냉간 단조성을 향상시키고, 동시에, 강판의 성형성도 향상시킨다.
단, 시멘타이트는 단단하며 깨지기 쉬운 조직이고, 페라이트와의 층상 조직인 펄라이트의 상태로 존재하면, 강이 단단하고, 깨지기 쉽기 때문에, 구상으로 존재시킬 필요가 있다. 냉간 단조성이나, 단조 시의 균열의 발생을 고려하면, 그 입경은 적절한 범위일 필요가 있다.
그러나, 상기의 조직을 실현하기 위한 제조 방법은 지금까지 개시되어 있지 않다. 그래서, 본 발명자들은, 상기의 조직을 실현하기 위한 제조 방법에 대하여 예의 연구하였다.
그 결과, 열간 압연 후의 권취 후의 강판의 금속 조직을 라멜라 간격이 작은 미세한 펄라이트 또는 미세한 페라이트 중에 시멘타이트가 분산된 베이나이트 조직으로 하기 위해서, 비교적 저온(400℃ 내지 550℃)에서 권취한다. 비교적 저온에서 권취함으로써, 페라이트 중에 분산된 시멘타이트도 구상화하기 쉬워진다. 계속해서, 1단째의 어닐링으로서 Ac1점 바로 아래의 온도에서의 어닐링으로 시멘타이트를 부분적으로 구상화한다. 계속해서, 2단째의 어닐링으로서 Ac1점과 Ac3점 사이의 온도(소위 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역)에서의 어닐링으로, 페라이트 입자의 일부를 남기면서, 일부를 오스테나이트 변태시킨다. 그 후 완냉각하여 남긴 페라이트 입자를 성장시키면서, 거기를 핵으로 하여 오스테나이트를 페라이트 변태시킴으로써, 큰 페라이트상을 얻으면서 입계에 시멘타이트를 석출시켜, 상기 조직을 실현할 수 있음을 알아내었다.
즉, ?칭성과 성형성을 동시에 충족하는 강판의 제조 방법은, 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 궁리해도 실현 곤란하고, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정으로 최적화를 달성함으로써 실현 가능한 것을 지견하였다.
또한, 냉간 단조 시의 드로잉 성형성의 개선에는 소성 이방성의 저감이 필요하고, 이 개선에는, 열연 조건의 조정이 중요하다는 것을 지견하였다.
본 발명은 이들 지견에 기초하여 이루어진 것이고, 그 요지는, 이하와 같다.
(1) 질량％로, C: 0.10 내지 0.70％, Si: 0.01 내지 0.30％, Mn: 0.30 내지 3.00％, Al: 0.001 내지 0.10％, Cr: 0.010 내지 0.50％, Mo: 0.0010 내지 0.50％, B: 0.0004 내지 0.01％, Ti: 0.001 내지 0.10％, P: 0.02％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.0100％ 이하, O: 0.0200％ 이하, Sn: 0.05％ 이하, Sb: 0.05％ 이하, As: 0.05％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, V: 0.10％ 이하, Cu: 0.10％ 이하, W: 0.10％ 이하, Ta: 0.10％ 이하, Ni: 0.10％ 이하, Mg: 0.05％ 이하, Ca: 0.05％ 이하, Y: 0.05％ 이하, Zr: 0.05％ 이하, La: 0.05％ 이하 및 Ce: 0.05％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물인 강판이며, 상기 강판의 금속 조직이, 탄화물의 평균 입경이 0.4㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 펄라이트의 면적률이 6％ 이하, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수를 A, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 B라 했을 때, B/A>1 및 상기 강판의 1/2 판 두께 부분의 판면에 있어서의 {211} <011>의 X선 회절 강도를 I1, {100} <011>의 X선 회절 강도를 I0이라 했을 때 I1/I0<1을 충족하고, 상기 강판의 비커스 경도가 100HV 이상 150HV 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
(2) 상기 (1)의 강판을 제조하는 제조 방법이며, 상기 (1)의 성분 조성의 강편을 직접, 또는 일단 냉각 후 가열하고, 가열한 강편에, 820℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 상기 열연 강판을 400℃ 이상 550℃ 이하에서 권취하고, 권취한 열연 강판에 산세를 실시하고, 산세한 열연 강판을 30℃/시간 이상 150℃/시간 이하의 가열 속도로, 650℃ 이상 720℃ 이하의 어닐링 온도에서 가열하여, 3시간 이상 60시간 이하 유지하는 1단째의 어닐링을 실시하고, 계속해서, 열연 강판을 1℃/시간 이상 80℃/시간 이하의 가열 속도로, 725℃ 이상 790℃ 이하의 어닐링 온도에서 가열하여, 3시간 이상 10시간 미만 유지하는 2단째의 어닐링을 실시하고, 어닐링 후의 열연 강판을, 1℃/시간 이상 100℃/시간 이하의 냉각 속도로 650℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, ?칭성과 소재 성형성이 우수하고, 특히, 두께 증가 등의 냉간 단조에 의해 성형하여 기어 등의 부품을 얻는 데 적합한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다. 처음에, 본 발명 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
[C: 0.10 내지 0.70％]
C는, 탄화물을 형성하고, 강의 강화 및 페라이트 입자의 미세화에 유효한 원소이다. 냉간 성형 시, 배껍질 무늬의 발생을 억제하고, 냉간 성형품의 표면 미관을 확보하기 위해서는, 페라이트 입경의 조대화를 억제할 필요가 있다.
C가 0.10％ 미만이면 탄화물의 체적률이 부족하고, 어닐링중, 탄화물의 조대화를 억제할 수 없으므로, C는 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.14％ 이상이다. 한편, C의 함유량이 커지면, 탄화물의 체적률이 증가하고, 순간적으로 하중을 부하 했을 때에, 파괴의 기점이 되는 크랙이 생성되고, 성형성이나 내충격 특성이 저하될 우려가 있다. 이 저하를 가능한 한 작게 할 경우, C는 0.40％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.38％ 이하이다.
한편, 탄화물의 체적률이 증가하여 강도가 상승하면, 피로 특성이 향상하므로, 피로 특성의 향상을 도모하는 경우, C는 0.40％ 초과로 한다. 바람직하게는 0.44％ 이상이다. C가 0.70％를 초과하면, 파괴의 기점이 되는 크랙이 다량으로 생성되고, 피로 특성이 반대로 저하되므로, C는 0.70％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.66％ 이하이다.
[Si: 0.01 내지 0.30％]
Si는, 탈산제로서 작용하는 것 외에, 탄화물의 형태에 영향을 미치고, 소재 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 탈산 효과를 얻기 위해서, Si는 0.01％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.07％ 이상이다.
Si가 0.30％를 초과하면, 페라이트의 고용 강화에 의해 경도가 상승하여 연성이 저하되고, 냉간 단조 시에 깨짐이 일어나기 쉬워지고, 냉간 단조 시의 성형성과 침탄 ?칭 템퍼링 후의 내충격 특성이 저하되므로, Si는 0.30％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.28％ 이하이다.
[Mn: 0.30 내지 3.00％]
Mn은, 2단 어닐링에 있어서, 탄화물의 형태를 제어하는 원소이다. 0.30％ 미만이면, 2단째 어닐링 후의 서냉에 있어서, 페라이트 입계에, 탄화물을 생성시키는 것이 곤란해지므로, Mn은 0.30％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.40％ 이상이다.
Mn이 1.00％를 초과하면, 침탄 ?칭 템퍼링 후의 인성이 저하되지만, 한편으로, 강도가 향상된다. 침탄 ?칭 템퍼링 후의 인성의 저하를 최대한 억제하는 경우, Mn은 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.96％ 이하이다.
고강도화를 도모하는 경우, Mn은 1.00％ 초과로 한다. 바람직하게는 1.10％ 이상이다. Mn이 3.00％를 초과하면, 침탄 ?칭 템퍼링 후의 인성이 현저하게 저하되므로, Mn은 3.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.70％ 이하이다.
[Al: 0.001 내지 0.10％]
Al은, 탈산제로서 작용하는 동시에, 페라이트를 안정화하는 원소이다. 0.001％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Al은 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.004％ 이상이다.
한편, Al이 0.10％를 초과하면, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 성형성이 저하되므로, Al은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[Cr: 0.010 내지 0.50％]
Cr은, 열 처리 시의 탄화물의 안정화에 유효한 원소이다. 0.010％ 미만이면, 침탄 시에 탄화물을 잔존시키는 것이 곤란해지고, 표층에 있어서의 오스테나이트 입경이 조대화하여, 강도가 저하되므로, Cr은 0.010％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이상이다.
한편, Cr이 0.50％를 초과하면, 탄화물로의 Cr의 농화량이 증가하여, 2단 어닐링 중에 생성된 오스테나이트상에 미세한 탄화물이 다량으로 잔존하고, 또한, 서냉 후에 있어서도 페라이트 입자 내에 탄화물이 존재하여, 경도의 증가와, 페라이트 입계의 탄화물 개수의 감소를 초래하고, 성형성이 저하되므로, Cr은 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
[Mo: 0.001 내지 0.50％]
Mo는 Mn, Cr과 동일하게, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. 0.001％ 미만이면, 첨가 효과를 얻지 못하므로, Mo는 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
한편, 0.50％를 초과하면, 탄화물에 Mo가 농화하고, 오스테나이트상 중이라도 안정된 탄화물이 증가하여, 서냉 후에, 페라이트 입자 내에도 탄화물이 존재하고, 경도의 증가와, 페라이트 입계의 탄화물 개수 감소를 초래하여, 소재 성형성이 저하되므로, Mo는 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
[B: 0.0004 내지 0.01％]
B는 ?칭성을 높이고, 추가로 인성을 높이는 원소이다. 본 발명 강판에 있어서는, 필요한 ?칭성이 필요하므로, 0.0004 내지 0.01％ 첨가한다. 0.0004％ 미만이면, 첨가 효과를 얻지 못하므로, B는 0.0004％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.
한편, 0.01％를 초과하면, 강 제조 시에 내부 결함 등의 흠집의 원인이 되는 조대한 B화물이 생성되므로, B는 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.007％ 이하이다.
[Ti: 0.001 내지 0.10％]
Ti는, 질화물을 형성하고, 결정립의 미세화에 기여함과 함께, B의 첨가 효과를 유효하게 발휘시키는 작용을 이루는 원소이다. 0.001％ 미만이면, 첨가 효과를 얻지 못하므로, Ti는 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 조대한 Ti 질화물이 생성되고, 소재 성형성이 저하되므로, Ti는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.07％ 이하이다.
이하의 원소는, 불순물이고, 일정량 이하로 제어할 필요가 있다.
[P: 0.02％ 이하]
P는, 페라이트 입계에 편석하고, 페라이트 입계에 있어서의 탄화물의 생성을 억제하는 작용을 이루는 원소이다. 그로 인해, P는 적을수록 바람직하다. P의 함유량은 0이어도 되지만, 0.0001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.0001 내지 0.0013％이다.
P가 0.02％를 초과하면, 페라이트 입계에 있어서의 탄화물의 생성이 억제되어, 탄화물의 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, P를 0.02％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.01％ 이하이다.
[S: 0.01％ 이하]
S는, MnS 등의 비금속 개재물을 형성하는 불순물 원소이다. 비금속 개재물은, 냉간 단조 시에 깨짐의 기점이 되므로, S는 적을수록 바람직하다. S의 함유량은 0이어도 되지만, 0.0001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.0001 내지 0.0012％이다.
S가 0.01％를 초과하면, 비금속 개재물이 생성되고, 소재 성형성이 저하되므로, S는 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.009％ 이하이다.
[N: 0.02％ 이하]
N은 다량으로 존재하면, 페라이트를 취화시키는 원소이다. 그로 인해, N은 적을수록 바람직하다. N의 함유량은 0이어도 되지만, 0.0001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.0001 내지 0.0006％이다.
N이 0.02％를 초과하면, 페라이트가 취화하고, 소재 성형성이 저하되므로, N은 0.02％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.017％ 이하이다.
본 발명 강판이, C: 0.10 내지 0.40％, Mn: 0.30 내지 1.00％를 함유하는 경우, 페라이트의 취화를 억제하기 위해서, N은 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.007％ 이하이다.
[O: 0.02％ 이하]
O는, 다량으로 존재하면, 조대한 산화물의 형성을 재촉하는 원소이다. 그로 인해, O는 적을수록 바람직하지만, 0.0001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 0.0001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0011％ 이상이다.
한편, 0.020％를 초과하면, 강 중에 조대한 산화물이 생성되고, 해당 산화물이, 냉간 단조 시에 깨짐의 기점이 되어, 소재 성형성이 저하되므로, O는 0.02％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.01％ 이하이다.
[Sn: 0.05％ 이하]
Sn은, 강 원료로부터 불가피하게 혼입되는 원소이다. 그로 인해, Sn은 적을수록 바람직하다. S의 함유량은 0이어도 되지만, 0.001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.001 내지 0.002％이다.
한편, 0.05％를 초과하면, 페라이트가 취화하고, 소재 성형성이 저하되므로, Sn은 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[Sb: 0.05％ 이하]
Sb는, Sn과 동일하게, 강 원료로부터 불가피하게 혼입되어, 페라이트 입계에 편석하고, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 저감하는 원소이다. 그로 인해, Sb는 적을수록 바람직하다. Sb의 함유량은 0이어도 되지만, 0.001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.001 내지 0.002％이다.
한편, 0.050％를 초과하면, Sb가 페라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, Sb는 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[As: 0.05％ 이하]
As는, Sn, Sb와 동일하게, 강 원료로부터 불가피하게 혼입되어, 페라이트 입계에 편석하는 원소이다. 그로 인해, As는 적을수록 바람직하다. As의 함유량은 0이어도 되지만, 0.001％ 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭으로 증가하므로, 실질적인 하한은 0.001 내지 0.002％이다.
한편, 0.05％를 초과하면, As가 페라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, As는 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
본 발명 강판은, 상기 원소를 기본 성분으로 하지만, 또한, 강판의 냉간 단조성을 향상시킬 목적으로, 이하의 원소를 함유해도 된다. 이하의 원소는, 본 발명의 효과를 얻기 위하여 필수적이지는 않으므로, 함유량은 0이어도 된다.
[Nb: 0.10％ 이하]
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 또한, 조직을 미세화하여 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Nb는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 미세한 Nb 탄화물이 다수 생성되고, 강도가 너무 상승하는 동시에, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하여, 소재 성형성이 저하되므로, Nb는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[V: 0.10％ 이하]
V도, Nb와 동일하게, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 또한, 조직을 미세화하여 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, V는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 미세한 V 탄화물이 다수 생성되고, 강도가 너무 상승하는 동시에, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하여, 소재 성형성이 저하되므로, V는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[Cu: 0.10％ 이하]
Cu는, 페라이트 입계에 편석하는 원소이고, 또한, 미세한 석출물을 형성하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 강도 향상 효과를 얻기 위해서는, Cu는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.008％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 페라이트 입계로의 편석이 적열 취성을 초래하여, 열간 압연에서의 생산성이 저하되므로, Cu는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[W: 0.10％ 이하]
W도, Nb, V와 동일하게, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, W는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 미세한 W 탄화물이 다수 생성되고, 강도가 너무 상승하는 동시에, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, W는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.08％ 이하이다.
[Ta: 0.001 내지 0.10％]
Ta도, Nb, V, W와 동일하게, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Ta는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.007％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 미세한 W 탄화물이 다수 생성되고, 강도가 너무 상승하는 동시에, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, Ta는 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[Ni: 0.10％ 이하]
Ni는, 성형품의 내충격 특성의 향상에 유효한 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Ni는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이다.
한편, 0.10％를 초과하면, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, Ni는 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09％ 이하이다.
[Mg: 0.05％ 이하]
Mg는, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Mg는 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0008％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, 페라이트가 취화하고, 소재 성형성이 저하되므로, Mg는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[Ca: 0.05％ 이하]
Ca는, Mg와 동일하게, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Ca는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, 조대한 Ca 산화물이 생성되고, 냉간 단조에서의 성형 시에 깨짐의 기점이 되는, 즉, 소재 성형성이 저하되므로, Ca는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[Y: 0.05％ 이하]
Y는 Mg, Ca와 동일하게, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Y는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, 조대한 Y 산화물이 생성되고, 냉간 단조에서의 성형 시에 깨짐의 기점이 되는, 즉, 소재 성형성이 저하되므로, Y는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03％ 이하이다.
[Zr: 0.05％ 이하]
Zr은 Mg, Ca, Y와 동일하게, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Zr은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, 조대한 Zr 산화물이 생성되고, 냉간 단조에서의 성형 시에 깨짐의 기점이 되는, 즉, 소재 성형성이 저하되므로, Zr은 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[La: 0.05％ 이하]
La는, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이나, 페라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 저감하는 원소이기도 하다. 황화물의 형태 제어 효과를 얻기 위해서는, La는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, La가 플라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, La는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
[Ce: 0.05％ 이하]
Ce는, La와 동일하게, 미량의 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이나, 페라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 저감하는 원소이기도 하다. 황화물의 형태 제어 효과를 얻기 위해서는, Ce는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다.
한편, 0.05％를 초과하면, Ce가 페라이트 입계에 편석하여, 페라이트 입계의 탄화물 개수가 감소하고, 소재 성형성이 저하되므로, Ce는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피 불순물이다.
이어서, 본 발명의 강판 조직에 대하여 설명한다.
본 발명 강판의 조직은, 실질적으로 페라이트와 탄화물로 구성되는 조직이다. 탄화물은, 철과 탄소의 화합물인 시멘타이트(Fe3C)에 첨가하여, 시멘타이트 중의 Fe 원자를, Mn, Cr 등의 합금 원소로 치환한 화합물이나, 합금 탄화물(M23C6, M6C, MC 등 [M: Fe 및 기타 합금으로서 첨가한 금속 원소])이다.
강판을 소정의 형상으로 성형할 때, 강판의 매크로 조직에는 전단대가 형성되고, 전단대의 근방에서, 미끄럼 변형이 집중하여 일어난다. 미끄럼 변형은 전위의 증식을 수반하고, 전단대의 근방에는, 전위 밀도가 높은 영역이 형성된다. 강판에 부여하는 왜곡량의 증가에 수반하여, 미끄럼 변형은 촉진되고, 전위 밀도는 증가한다.
냉간 단조에서는, 상당 왜곡으로 1을 초과하는 강한 가공이 실시된다. 이로 인해, 종래의 강판에서는, 전위 밀도의 증가에 수반하는 보이드 및/또는 크랙의 발생을 방지할 수는 없고, 종래의 강판에 있어서, 냉간 단 조성의 향상은 곤란하였다. 이 과제의 해결에는, 성형 시에 있어서의 전단대의 형성을 억제하는 것이 효과적이다.
마이크로 조직의 관점에서는, 전단대의 형성을, 어느 하나의 결정립에서 발생한 미끄럼이, 결정립계를 극복하고, 인접의 결정립에 연속적으로 전파하는 현상으로서 이해된다. 따라서, 전단대의 형성을 억제하기 위해서는, 결정립계를 초과하는 미끄럼의 전파를 방지할 필요가 있다.
강판 중의 탄화물은, 미끄럼을 방해하는 견고한 입자이고, 탄화물을 페라이트 입계에 존재시킴으로써, 결정립계를 초과하는 미끄럼의 전파를 방지하여, 전단대의 형성을 억제할 수 있고, 냉간 단조성을 향상시키는 것이 가능하게 된다. 동시에, 강판의 성형성도 향상된다.
강판의 성형성은, 결정립 내로의 왜곡의 축적(전위의 축적)에 의존하는 바가 크고, 결정립계에서, 왜곡의 인접 결정립으로의 전반이 저지되면, 결정립 내의 왜곡량이 증대한다. 그 결과, 가공 경화율이 증대하고, 성형성이 개선된다.
이러한 효과를 얻기 위해서는, 탄화물은 금속 조직 중에 적절한 크기로 분산시킬 필요가 있다. 그래서, 탄화물의 평균 입자 직경은 0.4㎛ 이상 2.0㎛ 이하로 한다. 탄화물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 미만이면 강판의 경도가 현저하게 증가하고, 냉간 단조성이 저하된다. 보다 바람직하게는 0.6㎛ 이상이다.
한편, 탄화물의 평균 입자 직경이 2.0㎛를 초과하면, 냉간 성형 시에 탄화물이 균열의 기점이 된다. 보다 바람직하게는 1.95㎛ 이하이다.
또한, 철의 탄화물인 시멘타이트는 단단하여 깨지기 쉬운 조직이며, 페라이트와의 층상 조직인 펄라이트의 상태로 존재하면, 강이 단단하고, 깨지기 쉽게 된다. 따라서, 펄라이트는 최대한 적게 할 필요가 있고, 본 발명의 강판에 있어서는, 면적률로 6％ 이하로 한다.
펄라이트는 특유의 라멜라 조직을 갖기 때문에, SEM, 광학 현미경 관찰에 의해 엄중히 구별 가능하다. 임의의 단면 중에서 라멜라 조직의 영역을 산출함으로써, 펄라이트의 면적률을 구할 수 있다.
이론 및 원칙에 기초하면, 냉간 단조성은, 페라이트 입계의 탄화물 피복률의 영향을 강하게 받는다고 생각되어, 그 고정밀도의 측정이 요구된다. 그러나, 3차원 공간에 있어서의 페라이트 입계의 탄화물 피복률의 측정에는, 주사형 전자 현미경 내에서 FIB에 의한 샘플 절삭과 관찰을 반복하여 행하는, 시리얼 섹셔닝 SEM 관찰, 또는 3차원 EBSP 관찰이 필수가 되고, 방대한 측정 시간을 요함과 함께, 기술 노하우의 축적이 불가결이 된다.
본 발명자들은, 상기 관찰 방법을 일반적인 분석 방법이 아니라고 하여 채용하지 않고, 보다 간편하고 정밀도가 높은 평가 지표를 탐색하였다. 그 결과, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수: A에 대한 페라이트 입계의 탄화물 개수: B의 비율: B/A를 지표로 하면, 냉간 단조성 및 성형성을 정량적으로 평가할 수 있는 것 및 비율: B/A가 1을 초과하면, 냉간 단 조성이나, 조리개·두께 증가의 성형성이 현저하게 향상된다는 것을 알아내었다.
강판의 냉간 단조 시에 일어나는 좌굴, 꺾임, 접힘은 모두, 전단대의 형성에 수반하는 왜곡의 국소화에 의해 야기되는 것이므로, 페라이트 입계에 탄화물을 존재시킴으로써, 전단대의 형성 및 왜곡의 국소화가 완화되어, 좌굴, 꺾임, 접힘의 발생이 억제된다.
탄화물의 관찰은, 주사형 전자 현미경으로 행한다. 관찰에 앞서, 조직 관찰용의 시료를, 에머리지에 의한 습식 연마 및 1㎛의 평균 입자 사이즈를 갖는 다이아몬드 지립에 의해 연마하고, 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 3％ 질산-알코올 용액으로 조직을 에칭한다. 관찰의 배율은 3000배로 하고, 판 두께 1/4층에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 랜덤으로 8장 촬영한다.
얻어진 조직 화상에 대해서, 화상 해석 소프트웨어(미타니 쇼지 가부시끼가이샤제 WinROOF)로, 해석 영역 중에 포함되는 탄화물의 면적을 상세하게 측정한다. 탄화물의 면적으로부터 원 상당 직경(=2×√(면적/3.14))을 구하고, 그 평균값을 탄화물 입자 직경으로 한다. 또한, 노이즈에 의한 측정 오차의 확대를 억제하기 위해서, 면적이 0.01㎛2 이하의 탄화물은 평가의 대상으로부터 제외한다.
페라이트 입계에 존재하는 탄화물의 개수를 계수하고, 전 탄화물 수로부터, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 감산하여, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수를 산출한다. 계수 및 산출한 탄화물의 개수에 기초하여, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수: A에 대한 페라이트 입계의 탄화물 개수: B의 비율: B/A를 산출한다.
어닐링 후의 강판 조직에 있어서, 페라이트 입경은, 냉간 단 조성의 향상의 면에서, 3㎛ 이상 50㎛ 이하가 바람직하다. 페라이트 입경이 3㎛ 미만이면, 경도가 증가하고, 냉간 단조 시에 균열이나 크랙이 발생하기 쉬워지므로, 페라이트 입경은 3㎛ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5㎛ 이상이다.
페라이트 입경이 50㎛를 초과하면, 미끄럼의 전파를 억제하는 결정립계의 탄화물 개수가 감소하고, 냉간 단조성이 저하되므로, 페라이트 입경은 50㎛ 이하가 바람직하고. 보다 바람직하게는 40㎛ 이하이다.
페라이트 입경은, 전술한 수순으로, 시료면의 관찰면을 경면에 연마한 후, 3％ 질산-알코올 용액으로 에칭한 조직을, 광학 현미경, 또는 주사형 전자 현미경으로 관찰하고, 촬영한 화상에 선분법을 적용하여 측정할 수 있다.
냉간 단조 시에 있어서는, 탄화물의 형태 제어에 추가로, 냉간 단조 시의 드로잉 성형성이 필요해진다.
냉간 단조 시의 드로잉 성형성을 향상시키기 위해서는, 소성 이방성의 개선이 필요해진다. 그를 위해서는, 열연 강판에서의 집합 조직의 제어가 필요하다. 집합 조직의 평가는, 열연 강판의 1/2 판 두께 부분의 판면에 평행한 면에서의 X선 회절에서 행한다. X선 회절에는, Mo 관구에 의한 X선을 사용한다.
반사에 의한 회절 방위 {110}, {220}, {211}, {310}의 회절 강도를 얻어서, 이들을 기초로 ODF를 작성한다. ODF 작성에는, 철의 랜덤 방위의 상기 회절 강도 데이터를 사용한다. 여기에서, {211} <011>의 X선 회절 강도를 I1로 하고, {100} <011>의 X선 회절 강도를 I0로서 구한다. 이 I1/I0이 1 미만인 것은, 열연 시에, 랜덤 집합 조직에 필요한 재결정이 발현하였음을 의미하고 있다. 랜덤 집합 조직이 얻어지면, 소성 이방성은 저감되고, 성형성은 향상된다.
강판의 비커스 경도를 100HV 이상 150HV 이하(C: 0.10 내지 0.40％, Mn: 0.01 내지 0.30％의 경우), 또는, 100HV 이상 170HV 이하로 함으로써, 냉간 단조 시의 성형성을 개선할 수 있다. 비커스 경도가 100HV 미만이면 냉간 단조 시의 성형 중에 좌굴이 발생하기 쉬워져, 성형품의 형상 정밀도가 저하되므로, 비커스 경도는 100HV 이상으로 한다. 바람직하게는 110HV 이상이다.
비커스 경도가 170HV를 초과하면 연성이 저하되고, 두께 증가 등의 압축 변형 중에 면 외로의 좌굴이 발생하기 쉬워지고, 또한, 냉간 단조 시에 내부 깨짐이 일어나기 쉬워지고, 내충격 특성은 악화되므로, 비커스 경도는 170HV 이하로 한다. 연성과 내충격 특성을 확실하게 확보하기 위해서는, 비커스 경도는 150HV 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 140HV 이하이다.
이어서, 본 발명 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법은, 전술한 성분 조성의 강편을 사용하여, 열연 조건과 어닐링 조건을 일관하여 관리하고, 강판의 조직 제어를 행하는 것을 기본 사상으로 한다.
처음에, 필요한 성분 조성의 용강을 연속 주조한 강편을 열간 압연에 제공한다. 연속 주조 후의 주조편은, 직접 열간 압연에 제공해도 되고, 일단 냉각 후 가열하고 나서 열간 압연에 제공해도 된다.
강편을 일단 냉각 후 가열하여 열간 압연에 제공하는 경우, 가열 온도는 1000℃ 이상 1250℃ 이하가 바람직하고, 가열 시간은 0.5시간 이상 3시간 이하가 바람직하다. 연속 주조한 강편을, 직접, 열간 압연에 제공하는 경우, 열간 압연에 제공하는 강편의 온도는, 1000℃ 이상 1250℃로 하는 것이 바람직하다.
강편 온도 또는 강편 가열 온도가 1250℃를 초과하고, 또는, 강편 가열 시간이 3시간을 초과하면, 강편 표층으로부터의 탈탄이 현저해져, 침탄 ?칭 전의 가열 시에, 강판 표층의 오스테나이트 입자가 비정상적으로 성장하고, 내충격성이 저하된다. 이로 인해, 강편 온도 또는 강편 가열 온도는 1250℃ 이하가 바람직하고, 가열 시간은 3시간 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1200℃ 이하, 2.5시간 이하이다.
강편 온도 또는 강편 가열 온도가 1000℃ 미만이고, 또는, 가열 시간이 0.5시간 미만이면 주조에서 생성한 마이크로 편석이나 매크로 편석이 해소되지 않고, 강편 내부에, Si나 Mn 등의 합금 원소가 국소적으로 농화한 영역이 잔존하고, 내충격성이 저하된다. 이로 인해, 강편 온도 또는 강편 가열 온도는 1000℃ 이상이 바람직하고, 가열 시간은 0.5시간 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1050℃ 이상, 1시간 이상이다.
열간 압연에 있어서의 마무리 압연은, 820℃ 이상, 바람직하게는 900℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 완료된다. 마무리 압연 온도가 820℃ 미만이면, 강판의 변형 저항이 증가하고, 압연 부하가 현저하게 상승하고, 또한, 롤 마모량이 증대하고, 생산성이 저하되는 동시에, 소성 이방성을 개선하기 위하여 필요한 재결정화가 충분히 진행되지 않으므로, 마무리 압연 온도는 820℃ 이상으로 한다. 재결정을 촉진하는 점에서, 바람직하게는 900℃ 이상이다.
마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면, Run Out Table(ROT)을 통판 중에 두꺼운 스케일이 생성되고, 이 스케일에 기인하여 강판 표면에 흠집이 발생하고, 냉간 단조 및 침탄 ?칭 템퍼링 후에 충격 하중이 가해졌을 때, 흠집을 기점으로 하여 균열이 발생하기 쉬우므로, 강판의 내충격성이 저하된다. 이로 인해, 마무리 압연 온도는 950℃ 이하로 한다. 바람직하게는 920℃ 이하이다.
마무리 압연 후의 열연 강판을 ROT에서 냉각할 때, 냉각 속도는 10℃/초 이상 100℃/초 이하가 바람직하다. 냉각 속도가 10℃/초 미만이면 냉각 도중에 두꺼운 스케일이 생성되고, 거기에 기인하는 흠집의 발생을 억제할 수 없고, 내충격성이 저하되므로, 냉각 속도는 10℃/초 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 15℃/초 이상이다.
강판의 표층으로부터 내부에 걸쳐, 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하면, 최표층부가 과잉으로 냉각되어, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직을 발생한다. 권취 후, 100℃ 내지 실온으로 냉각된 열연 강판 코일을 불출할 때, 저온 변태 조직에 미소 크랙이 발생한다. 이 미소 크랙을, 산세 및 냉연으로 제거하는 것은 어렵다.
그리고, 강판에, 냉간 단조 및 침탄 ?칭 템퍼링 후에 충격 하중이 가해지면, 미소 크랙을 기점으로 균열이 진전되므로, 내충격성이 저하된다. 이로 인해, 강판의 최표층부에, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직이 발생하는 것을 억제하기 위해서, 냉각 속도는 100℃/초 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 90℃/초 이하이다.
또한, 상기 냉각 속도는, 마무리 압연 후의 열연 강판이 무주수 구간을 통과후, 주수 구간에서 물 냉각을 받는 시점부터, 권취의 목표 온도까지 ROT 상에서 냉각되는 시점에 있어서, 각 주수 구간의 냉각 설비로부터 받는 냉각 능을 가리키고 있고, 주수 개시점으로부터 권취기에 의해 권취되는 온도까지의 평균 냉각 속도를 나타내는 것은 아니다.
권취 온도는 400℃ 이상 550℃ 이하로 한다. 이것은, 일반적인 권취 온도보다도 낮은 온도이고, 특히 C의 함유량이 높은 경우에는 통상 행해지지 않는 조건이다. 상술한 조건에서 제조한 열연 강판을, 이 온도 범위에서 권취함으로써, 강판의 조직을, 미세한 페라이트 중에 탄화물이 분산한 베이나이트 조직으로 할 수 있다.
권취 온도가 400℃ 미만이면, 권취 전에 미변태였던 오스테나이트가 단단한 마르텐사이트로 변태하고, 열연 강판 코일의 불출 시에, 열연 강판의 표층에 크랙이 발생하고, 내충격성이 저하된다.
또한, 오스테나이트로부터 페라이트로의 재결정 시, 재결정 구동력이 작기 때문에, 재결정 페라이트 입자의 방위는, 오스테나이트 입자의 방위 영향을 강하게 받게 되고, 집합 조직의 랜덤화가 곤란해진다. 그로 인해, 권취 온도는 400℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 430℃ 이상이다.
권취 온도가 550℃를 초과하면, 라멜라 간격이 큰 펄라이트가 생성되고, 열적 안정성이 높은, 두꺼운 바늘 형상 탄화물이 생성된다. 이 바늘 형상 탄화물은 2단 어닐링 후도 잔류한다. 강판의 냉간 단조 등의 성형 시, 이 바늘 형상 탄화물을 기점으로 하여 균열이 생성된다.
또한, 오스테나이트로부터 페라이트의 재결정 시, 반대로, 재결정 구동력이 너무 커져, 이 경우에 있어서도, 오스테나이트 입자의 방위에 강하게 의존한 재결정 페라이트 입자가 되고, 집합 조직의 랜덤화가 이루어지지 않는다. 그로 인해, 권취 온도는 550℃ 이하로 한다. 바람직하게는 520℃ 이하이다.
열연 강판 코일을 불출하고, 산세를 실시한 후에, 2개의 온도 영역으로 유지하는 2단 스텝형의 어닐링(2단 어닐링)을 실시한다. 열연 강판에 2단 어닐링을 실시함으로써, 탄화물의 안정성을 제어하여, 페라이트 입계에 있어서의 탄화물의 생성을 촉진한다.
어닐링 처리 전에, 산세 후의 강판에 냉간 압연을 실시하면, 페라이트 입자가 미세화하므로, 강판이 연질화하기 어려워진다. 그로 인해, 본 발명에 있어서는, 어닐링 전에 냉간 압연을 실시하는 것은 바람직하지 않고, 산세 후, 냉간 압연을 행하지 않고 어닐링 처리를 실시하는 것이 바람직하다.
1단째의 어닐링은 650 내지 720℃, 바람직하게는 Ac1점 이하의 온도 영역에서 행한다. 이 어닐링에 의해, 탄화물을 조대화시켜, 부분적으로 구상화시킴과 함께, 합금 원소를 탄화물에 농화시켜, 탄화물의 열적 안정성을 높인다.
1단째의 어닐링에 있어서, 어닐링 온도까지의 가열 속도(이하 「1단째 가열 속도」라고 함)는 30℃/시간 이상 150℃/시간 이하로 한다. 1단째 가열 속도가 30℃/시간 미만이면, 승온에 시간을 요하여 생산성이 저하되므로, 1단째 가열 속도는 3℃/시간 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/시간 이상이다.
한편, 1단째 가열 속도가 150℃/시간을 초과하면, 열연 강판 코일에 있어서 외주부와 내부의 온도차가 증대하여, 열팽창 차에 기인하는 문지름 흠집나 태운 흔적이 발생하고, 강판 표면에 요철이 형성된다. 냉간 단조 등의 성형 시에, 이 요철이 기점이 되어 균열이 발생하고, 냉간 단조성이 저하되거나, 성형성 및 침탄 ?칭 템퍼링 후의 내충격성이 저하되므로, 1단째 가열 속도는 150℃/시간 이하로 한다. 바람직하게는 130℃/시간 이하이다.
1단째의 어닐링에 있어서의 어닐링 온도(이하 「1단째 어닐링 온도」라고 함)는 650℃ 이상 720℃ 이하로 한다. 1단째 어닐링 온도가 650℃ 미만이면, 탄화물의 안정화가 충분하지 않고, 2단째의 어닐링 시에, 오스테나이트 중에 탄화물을 잔존시키는 것이 곤란해진다. 이로 인해, 1단째 어닐링 온도는 650℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 670℃ 이상이다.
한편, 1단째 어닐링 온도가 720℃를 초과하면, 탄화물의 안정성이 상승하기 전에 오스테나이트가 생성되고, 전술한 조직 변화의 제어가 어려워지므로, 1단째 어닐링 온도는 720℃ 이하로 한다. 바람직하게는 700℃ 이하이다.
1단째의 어닐링에 있어서의 어닐링 시간(이하 「1단째 어닐링 시간」이라고 함)은 3시간 이상 60시간 이하로 한다. 1단째 어닐링 시간이 3시간 미만이면, 탄화물의 안정화가 충분하지 않고, 2단째의 어닐링 시에, 오스테나이트 중에 탄화물을 잔존시키는 것이 곤란해진다. 이로 인해, 1단째 어닐링 시간은 3시간 이상으로 한다. 바람직하게는 5시간 이상이다.
한편, 1단째 어닐링 시간이 60시간을 초과하면, 탄화물의 보다 한층의 안정화는 예상할 수 없고, 또한, 생산성이 저하되므로, 1단째 어닐링 시간은 60시간 이하로 한다. 바람직하게는 55시간 이하이다.
그 후, 725 내지 790℃, 바람직하게는 Ac1점 이상 A3점 이하의 온도 영역에 승온하고, 오스테나이트를 조직 중에 생성시킨다. 이때, 미세한 페라이트 입자 내의 탄화물은 오스테나이트 중에 용해되는데, 1단째의 어닐링에 의해 조대화한 탄화물은 오스테나이트 중에 잔존한다.
이 2단째의 어닐링을 행하지 않고 냉각한 경우에는, 페라이트 입경이 커지지 않고, 이상적인 조직을 얻을 수는 없다.
2단째의 어닐링의 어닐링 온도까지의 가열 속도(이하 「2단째 가열 속도」라고 함)는 1℃/시간 이상 80℃/시간 이하로 한다. 2단째의 어닐링 시, 페라이트 입계로부터 오스테나이트가 생성하여 성장한다. 그 때, 어닐링 온도까지의 가열 속도를 느리게 함으로써, 오스테나이트의 핵 생성을 억제하고, 어닐링 후의 서냉으로 형성되는 조직에 있어서, 탄화물의 입계 피복률을 높이는 것이 가능하게 된다.
그로 인해, 2단째 가열 속도는 늦은 쪽이 바람직하지만, 1℃/시간 미만이면 승온에 시간을 요하고, 생산성이 저하되므로, 2단째 가열 속도는 1℃/시간 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/시간 이상이다.
2단째 가열 속도가 80℃/시간을 초과하면, 열연 강판 코일에 있어서, 외주부와 내부의 온도차가 증대하여, 변태에 의한 큰 열팽창 차에 기인하는 문지름 흠집나 태운 흔적이 발생하고, 강판 표면에 요철이 형성된다. 냉간 단조 시, 이 요철을 기점으로 하여 균열이 발생하고, 냉간 단조성과 성형성이 저하되고, 또한, 침탄 ?칭 템퍼링 후의 내충격성도 저하되므로, 2단째 가열 속도는 80℃/시간 이하로 한다. 바람직하게는 70℃/시간 이하이다.
2단째의 어닐링에 있어서의 어닐링 온도(이하 「2단째 어닐링 온도」라고 함)는 725℃ 이상 790℃ 이하로 한다. 2단째 어닐링 온도가 725℃ 미만이면 오스테나이트의 생성량이 적어지고, 2단째의 어닐링 후의 냉각 후에, 페라이트 입계에 있어서의 탄화물의 개수가 감소하고, 또한, 페라이트 입경이 작아진다. 이로 인해, 2단째 어닐링 온도는 725℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 735℃ 이상이다.
한편, 2단째 어닐링 온도가 790℃를 초과하면, 탄화물을 오스테나이트에 잔존시키는 것이 곤란해지고, 조직 변화의 제어가 어려워지므로, 2단째 어닐링 온도는 790℃ 이하로 한다. 바람직하게는 770℃ 이하이다.
2단째의 어닐링에 있어서의 어닐링 시간(2단째 어닐링 시간)은 3시간 이상 10시간 미만으로 한다. 2단째 어닐링 시간이 3시간 미만이면, 오스테나이트의 생성량이 적고, 또한, 페라이트 입자 내의 탄화물의 용해가 충분히 진행되지 않고, 페라이트 입계의 탄화물 개수를 증가시키는 것이 곤란해지고, 또한, 페라이트 입경이 작아진다. 이로 인해, 2단째 어닐링 시간은 3시간 이상으로 한다. 바람직하게는 5시간 이상이다.
한편, 2단째 어닐링 시간이 10시간을 초과하면, 탄화물을 오스테나이트 중에 잔존시키는 것이 곤란해지고, 또한, 제조 비용도 증대되므로, 2단째 어닐링 시간은 10시간 미만으로 한다. 바람직하게는 8시간 이하이다.
2단 어닐링 후, 강판을, 1℃/시간 이상 100℃/시간 이하의 냉각 속도로 650℃까지 냉각한다.
서냉에 의해, 2단째의 어닐링에 있어서 생성한 오스테나이트를 서냉함으로써, 페라이트로 변태하는 동시에, 오스테나이트에 잔존하는 탄화물에 탄소 원자가 흡착하고, 탄화물과 오스테나이트가 페라이트 입계를 덮어, 최종적으로, 페라이트 입계에 탄화물이 다수 존재하는 조직으로 할 수 있다.
그를 위해서는, 냉각 속도는 늦은 쪽이 바람직하지만, 1℃/시간 미만이면 냉각에 요하는 시간이 증대되고, 생산성이 저하되므로, 냉각 속도는 1℃/시간 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/시간 이상이다.
한편, 냉각 속도가 100℃/시간을 초과하면, 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, 강판의 경도가 증가하여, 냉간 단조성이 저하되고, 또한, 침탄 ?칭 템퍼링 후의 내충격성이 저하되므로, 냉각 속도는 100℃/시간 이하로 한다. 바람직하게는 80℃/시간 이하이다.
또한, 650℃까지 냉각한 강판을 실온까지 냉각한다. 이때의 냉각 속도는 한정되는 것은 아니다.
2단 어닐링에 있어서의 분위기는, 특히, 특정한 분위기에 한정되지 않는다. 예를 들어, 95％ 이상 질소의 분위기, 95％ 이상 수소의 분위기, 대기 분위기의 어느 쪽의 분위기여도 된다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 열연 조건과 어닐링 조건을 일관하여 관리하고, 강판의 조직 제어를 행하는 제조 방법에 의하면, 조리개, 두께 증가 성형을 조합한 냉간 단조 시의 성형성이 우수하고, 또한, 침탄 ?칭 템퍼링 후의 내충격성의 향상에 필요한 ?칭성이 우수한 강판을 제조할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 조건의 일례이고, 본 발명은 이 하나의 조건 예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
표 1 및 표 2(표 1의 계속)에 나타내는 성분 조성의 연속 주조 주조편(강편)을 1240℃에서 1.8시간 가열 후에 열간 압연하고, 920℃에서 마무리 열연 후, ROT 상에서 45℃/초의 냉각 속도로 530℃까지 냉각하고, 520℃에서 권취하여, 판 두께 5.2mm의 열연 강판 코일을 제조하였다.
열연 강판 코일을 불출하고, 산세를 실시한 후, 상자형 어닐링 로에 장입하고, 어닐링 분위기를 95％ 수소-5％ 질소로 제어한 후, 실온으로부터 705℃까지 100℃/시간의 가열 속도로 가열하고, 710℃에서 24시간 유지하여, 열연 강판 코일 내의 온도 분포를 균일화하였다.
계속해서, 5℃/시간의 가열 속도로 740℃까지 가열하고, 추가로, 740℃에서 5시간 유지한 후, 650℃까지 10℃/시간의 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 실온까지 로랭하여, 특성 평가용의 시료를 제조하였다. 시료의 조직을, 전술한 방법으로 관찰하고, 페라이트 입경 및 탄화물의 개수를 측정하였다.
Figure 112017114279422-pct00001
Figure 112017114279422-pct00002
표 3에, 표 1 및 표 2에 나타내는 강판의, 페라이트 입경(㎛), 평균 탄화물 입경(㎛), 펄라이트 면적률(％), 비커스 경도(HV), 입계 탄화물 수/입자 내 탄화물 수, X선 강도비: I1/I0, r값의 이방성 지수|Δr|, 임계 냉각 속도(℃/초)를 나타내었다. I1/I0이 1 이상이면, 열간 압연에서의 재결정화는 충분히 진행되지 않고, 강판의 소성 이방성은 커진다. 또한, r값의 이방성 지수|Δr|는, 인장 시험으로 구하였다.
Figure 112017114279422-pct00003
일반적으로, 판면에 평행하고 또한 3방향의 r값으로부터 얻어지는 이방성 지수|Δr|가 0.2를 초과하면, 드로잉 성형성이 저하된다. 따라서, 우수한 성형성을 확보하기 위해서는, |Δr|이 2를 초과하지 않을 것이 요구된다.
임계 냉각 속도는 CCT 선도를 작성하여 구하였다. 구한 임계 냉각 속도보다도 늦은 냉각 속도로 열연 강판을 냉각하면, 부품에 성형한 후의 ?칭 시의 ?칭성이 나빠지고, 펄라이트 조직이 형성되고, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 그로 인해, 임계 냉각 속도가 작은 것이, 높은 ?칭 강도를 얻기 위하여 필요해진다. 임계 냉각 속도가 280℃/초라면, ?칭성이 향상되었다고 판단할 수 있다.
표 3에 나타내는 발명예에서는, 평균 탄화물 입경이 0.4 내지 2.0㎛, 펄라이트 면적률이 6％ 이하, 입계 탄화물 수/입자 내 탄화물 수는 1을 초과하고, I1/I0이 1 미만이므로, 비커스 경도가 100HV 이상 170HV 이하의 범위 내에 있고, |Δr|은 0.2 미만이다. 비교 강판을 사용한 비교예에서는, 비커스 경도가 150을 초과하고, 계 탄화물 수/입자 내 탄화물 수는 1 미만이 된다. B를 첨가하지 않는 비교 강판(표 1 및 2 중, No.15)에서는, 임계 냉각 속도가 280℃/초를 초과하고, ?칭성이 저하되고 있다.
(실시예 2)
발명 강판의 No.1 내지 5, No.16 내지 19, No.31, No.33 및 No.35의 12의 강종에 대하여, 본 발명에서 규정하는 조건 범위 밖의 조건 제조 방법을 적용하였다. 표 4에, 그 제조 조건을 나타내고, 표 5에, 표 4에서 나타내는 제조 조건으로 제조한 강판의, 페라이트 입경(㎛), 비커스 경도(HV), 입계 탄화물 수/입자 내 탄화물 수, X선 강도비: I1/I0, r값의 이방성 지수|Δr| 및 임계 냉각 속도(℃/초)를 나타내었다.
Figure 112017114279422-pct00004
Figure 112017114279422-pct00005
열간 압연에서의 마무리 압연 온도나 권취 온도를, 본 발명에서 규정하는 조건 범위 밖의 온도로 하는 것은, 재결정화의 저하를 초래하고, 집합 조직의 랜덤화에 큰 영향을 미치고, 그 결과, |Δr|의 값을 상승시키는 것을 알 수 있다. 또한, 어닐링 조건을, 본 발명에서 규정하는 조건 범위 밖의 조건으로 하면, 입계 탄화물 수/입계 탄화물 수가 1 이하가 되고, 탄화물의 분포 상태가 크게 변화하는 것을 알 수 있었다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, ?칭성과 소재 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판은, 두께 증가 등의 냉간 단조에 의해 성형하여 기어 등의 부품을 얻는 데 적합하다. 따라서, 본 발명은 강판 제조 및 이용 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (2)

  1. 질량％로,
    C: 0.10 내지 0.70％,
    Si: 0.01 내지 0.30％,
    Mn: 0.30 내지 3.00％,
    Al: 0.001 내지 0.10％,
    Cr: 0.010 내지 0.50％,
    Mo: 0.0010 내지 0.50％,
    B: 0.0004 내지 0.01％,
    Ti: 0.001 내지 0.10％,
    P: 0.02％ 이하,
    S: 0.01％ 이하,
    N: 0.0200％ 이하,
    O: 0.0200％ 이하,
    Sn: 0.05％ 이하,
    Sb: 0.05％ 이하,
    As: 0.05％ 이하,
    Nb: 0.10％ 이하,
    V: 0.10％ 이하,
    Cu: 0.10％ 이하,
    W: 0.10％ 이하,
    Ta: 0.10％ 이하,
    Ni: 0.10％ 이하,
    Mg: 0.05％ 이하,
    Ca: 0.05％ 이하,
    Y: 0.05％ 이하,
    Zr: 0.05％ 이하,
    La: 0.05％ 이하, 및
    Ce: 0.05％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물인 강판이며,
    상기 강판의 금속 조직은, 페라이트, 탄화물, 펄라이트만으로 구성되고,
    탄화물의 평균 입경이 0.4㎛ 이상, 2.0㎛ 이하,
    페라이트의 입경이 3㎛ 이상, 50㎛ 이하,
    펄라이트의 면적률이 6％ 이하,
    페라이트 입자 내의 탄화물의 개수에 대한 페라이트 입계의 탄화물의 개수 비율이 1초과, 및
    상기 강판의 1/2 판 두께 부분의 판면에 있어서의 {211} <011>의 X선 회절 강도를 I1, {100} <011>의 X선 회절 강도를 I0으로 했을 때 I1/I0<1
    을 충족하고,
    상기 강판의 비커스 경도가 100HV 이상 150HV 이하인
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 기재된 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제1항에 기재된 성분 조성의 강편을, 820℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
    상기 열연 강판을 ROT 상에서 10℃/초 이상 100℃/초 이하로 냉각하고,
    상기 열연 강판을 400℃ 이상 550℃ 이하에서 권취하고,
    권취한 열연 강판에 산세를 실시하고,
    산세한 열연 강판을 30℃/시간 이상 150℃/시간 이하의 가열 속도로, 650℃ 이상 720℃ 이하의 어닐링 온도에서 가열하여, 3시간 이상 60시간 이하 유지하는 1단째의 어닐링을 실시하고, 계속해서,
    열연 강판을 1℃/시간 이상 80℃/시간 이하의 가열 속도로, 725℃ 이상 790℃ 이하의 어닐링 온도에서 가열하여, 3시간 이상 10시간 미만 유지하는 2단째의 어닐링을 실시하고,
    어닐링 후의 열연 강판을, 1℃/시간 이상 100℃/시간 이하의 냉각 속도로 650℃까지 냉각하는
    것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.

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Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2017012858A (es) * 2015-04-10 2018-01-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero con excelente maquinabilidad en frio durante la conformacion, y proceso para producir la misma.
TWI605133B (zh) 2015-05-26 2017-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate and its manufacturing method
KR102029565B1 (ko) * 2015-05-26 2019-10-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그의 제조 방법
US20180171445A1 (en) * 2015-06-17 2018-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate and method of production of same
JP2017106048A (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社神戸製鋼所 機械構造部品用鋼線
JP6583587B2 (ja) 2017-08-31 2019-10-02 日本製鉄株式会社 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
CN109983145B (zh) 2017-08-31 2021-09-17 日本制铁株式会社 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法
KR102021815B1 (ko) * 2018-03-16 2019-09-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 석탄·광석 운반선 홀드용 강판
WO2020158356A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020158357A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6690792B1 (ja) * 2019-04-17 2020-04-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
WO2020213179A1 (ja) * 2019-04-17 2020-10-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP7328519B2 (ja) * 2019-07-19 2023-08-17 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼材
WO2021123886A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN111394654B (zh) * 2020-04-23 2021-08-03 辽宁科技学院 一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法
CN115461481B (zh) * 2020-04-30 2024-03-12 杰富意钢铁株式会社 不锈钢板及其制造方法、刀具以及餐具
CN111876564B (zh) * 2020-07-14 2022-03-04 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺
CN112621125B (zh) * 2020-12-14 2021-08-24 桃江富硕精密机械有限公司 一种高润滑耐磨的机械手臂导轨
JP7444096B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7444097B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы
CN116997671A (zh) 2021-05-13 2023-11-03 日本制铁株式会社 热冲压用钢板及热冲压成型体
CN115821169B (zh) * 2022-12-21 2024-04-05 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种高强钢及其制备方法与应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007270327A (ja) 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2007270330A (ja) 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2008274416A (ja) 2007-03-30 2008-11-13 Nippon Steel Corp 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940002139B1 (ko) * 1991-11-30 1994-03-18 삼성중공업 주식회사 침탄 기어 제조용 보론 처리강
JPH06116679A (ja) 1992-10-06 1994-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷間加工性と浸炭焼入性に優れた鋼及び浸炭焼入方法
JP3319684B2 (ja) 1996-01-23 2002-09-03 日産自動車株式会社 浸炭かさ歯車用鋼材、高靱性浸炭かさ歯車及びその製造方法
JP3629851B2 (ja) 1996-11-28 2005-03-16 大同特殊鋼株式会社 プラズマ浸炭用冷間工具鋼
JP3909950B2 (ja) * 1998-03-25 2007-04-25 日新製鋼株式会社 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
JP3800902B2 (ja) 1999-03-19 2006-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2000328172A (ja) 1999-05-13 2000-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法
JP4048675B2 (ja) 1999-06-30 2008-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2006213951A (ja) 2005-02-02 2006-08-17 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間加工性に優れ、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼
JP4622609B2 (ja) * 2005-03-23 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた軟質高加工性高炭素熱延鋼板の製造方法
KR101023633B1 (ko) * 2006-01-31 2011-03-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 파인 블랭킹 가공성이 우수한 강판 및 그 제조 방법
JP5292698B2 (ja) * 2006-03-28 2013-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5030280B2 (ja) * 2007-07-20 2012-09-19 日新製鋼株式会社 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP5652844B2 (ja) * 2009-03-30 2015-01-14 日新製鋼株式会社 高加工性浸炭用鋼板
JP5233846B2 (ja) * 2009-06-02 2013-07-10 新日鐵住金株式会社 窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材
JP5064525B2 (ja) * 2010-02-18 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP5499984B2 (ja) * 2010-08-06 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP5029749B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5965117B2 (ja) 2011-08-15 2016-08-03 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性および加工性ならびに靱性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼
KR101600723B1 (ko) * 2011-09-09 2016-03-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 중탄소 강판, 켄칭 부재 및 그들의 제조 방법
CN102899564A (zh) * 2012-11-16 2013-01-30 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种超深冲Ti+Nb-IF钢冷轧及退火工艺
JP5641086B2 (ja) * 2013-04-15 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
BR112015024840B1 (pt) * 2013-04-15 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente
JP5817804B2 (ja) * 2013-10-22 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法
JP6439248B2 (ja) * 2013-12-18 2018-12-19 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007270327A (ja) 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2007270330A (ja) 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2008274416A (ja) 2007-03-30 2008-11-13 Nippon Steel Corp 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法

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