KR102502011B1 - Qt열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, qt열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 탄화물의 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공한다.

Description

QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법{QT HEAT TREATED HIGH CARBON HOT ROLLED STEEL SHEET, HIGH CARBON COLD ROLLED STEEL SHEET, QT HEAT TREATED HIGH CARBON COLD ROLLED STEEL SHHET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
고탄소강은 탄소를 0.3% 이상 함유하거나, 약 0.15%의 탄소와 기타 합금원소를 함께 함유한 강재를 의미한다. 일반적으로 탄소 함량이 증가할수록 강재의 경도와 강도가 증가하기 때문에, 탄소는 강재의 물성을 조절하는데 가장 경제적이고 효과적인 원소로 활용된다. JIS 규격에서는 탄소의 함량에 따라 강종을 구분하며, 현재 전로에서 생산하는 강종 중 가장 높은 탄소 함량을 갖는 강종은 SK120이며, 상기 SK120의 탄소 함량은 1.15~1.25%이다.
상기 SK120은 오스테나이트 단상 영역의 고온에서 급속냉각 열처리를 통해 미세조직을 마르텐사이트로 상변태시킴으로써 더 높은 경도를 얻을 수 있다. 그러나, 마르텐사이트는 취성이 강하기 때문에 인성확보를 위해서 오스테나이트 영역에서 재가열을 실시한 후 템퍼링을 실시한다. 통상적으로 이러한 일련의 열처리 과정을 QT(Quenching-Tempering) 라고 말한다.
그러나, 상기 SK120은 1.15~1.25%의 C를 함유함에 따라 QT 열처리 후 경도와 인성이 우수한 이점은 있으나, 템퍼드 마르텐사이트 단상으로 이루어져 있기 때문에 내마모성이 낮다는 단점이 있다.
이러한 단점을 보완하기 위하여, 구상화 소둔 열처리한 SK120을 활용하여 QT 열처리를 할 때, 재가열 온도와 시간을 조절하여 일부 시멘타이트가 잔존하도록 하는 방안이 개발되었다. 그러나, 시멘타이트는 경도가 1300Hv 수준으로, 모재인 템퍼드 마르텐사이트와 경도가 큰 차이가 없어 뛰어난 내마모성을 기대하기 어렵다. 또한, 시멘타이트는 QT 열처리 과정 중 재가열 온도 구간에서 모두 고용되기 때문에 고도의 열처리 기술이 필요하다는 단점이 있다.
본 발명의 일측면은 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 페라이트: 20~99.9%, 시멘타이트: 10% 이하, 펄라이트: 50% 이하 및 탄화물: 0.1~20%를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 고탄소 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 준비된 열연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 및 상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함하는 고탄소 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 고탄소강에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명 고탄소강의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 1.0~1.4%
C는 강의 강도와 경도 향상에 가장 큰 영향을 미치는 합금원소이다. C는 오스테나이트를 안정적으로 형성하는 원소이며, 원자의 크기가 작기 때문에 고용상태로 존재할 경우 고용강화 효과를 가진다. 한편, C는 페라이트 조직 내에서는 고용 한계량이 낮기 때문에 탄화물을 형성시키는 합금원소와 만나 석출물을 형성하거나, Fe와 결합하여 시멘타이트(Fe3C)를 형성함으로써 강화 효과를 낸다. C는 확산속도가 빠르기 때문에 고온에서 단시간 유지시키기만 해도 재분배가 빠르게 일어난다. 따라서, 마르텐사이트의 경도를 증가하는데 가장 큰 영향력을 끼치고, 동시에 강재의 내마모성을 증가시킨다. 상기 C가 1.0% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기 언급한 강도 및 내마모성 향상 효과가 충분하지 않다. 반면, 상기 C가 1.4%를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립계에서 초석 시멘타이트가 형성되어 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 1.0~1.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 1.05%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 1.35%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.1~0.4%
Si는 페라이트를 안정적으로 형성하는 원소이며, 페라이트에 고용되어 강도를 향상시킨다. 상기 Si가 0.1% 미만인 경우에는 상기 고용강화 효과가 충분하지 않으며, 0.4%를 초과하는 경우에는 열간가공성과 인성이 저하된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 0.1~0.8%
Mn은 탈산 및 탈황제로써 강의 청정성을 향상하는 효과가 있다. 또한, 냉각수준을 고려하여 경화능을 확보하기 위해 첨가한다. 상기 Mn이 0.1% 미만인 경우에는 상기 효과가 불충분하고, 0.8%를 초과하는 경우에는 두께 중심부에 편석층을 형성하여 가공성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.1~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.6%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.3~11%
Cr은 페라이트 안정화 원소로서, 기지조직에 고용되어 경화능을 확보하는 원소이다. 또한, 상기 Cr은 C와 결합하여 경질의 Cr7C3 탄화물을 형성하기 때문에 경도와 내마모성을 향상시키는 효과가 있다. 상기 Cr이 0.3% 미만인 경우에는 상기 효과가 불충분하고, 11%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능과 조대한 Cr7C3 탄화물의 형성으로 의해 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~11%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 10.5%인 것이 보다 바람직하다.
W: 0.05~2.5%
W은 C와 결합하여 2300~2800Hv의 경질 탄화물을 형성함으로써 내마모성을 향상시킨다. 상기 효과를 위해서는, W이 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 W이 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능으로 인해 취성을 유발할 위험이 있다. 따라서, 상기 W의 함량은 0.05~2.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 W 함량의 상한은 2.45% 이하인 것이 보다 바람직하고, 2.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.03% 이하
P는 제강과정에서 걸러내지 못한 불순물로서, 가능한 적게 함유될수록 청정도와 가공성이 향상된다. 다만, 본 발명에서는 경제성을 고려하여 그 상한을 0.03%로 관리한다.
S: 0.03% 이하
S는 제강과정에서 걸러내지 못한 불순물로서, 가능한 적게 함유될수록 청정도와 가공성이 향상된다. 다만, 본 발명에서는 경제성을 고려하여 그 상한을 0.03%로 관리한다.
Al: 0.02% 이하
Al은 통상적으로 제강 과정에서 탈산제로 사용하는 원소로서, 청정도를 확보하기 위해 첨가한다. 다만, 본 발명에서는 그 효과와 경제성을 고려하여 0.02% 이하로 관리한다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명은 전술한 합금조성 외에 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
V: 0.8% 이하(0%는 제외)
V은 C와 결합하여 약 2300Hv의 경질 탄화물을 형성함으로써 내마모성을 향상시킨다. 다만, V가 0.8%를 초과하는 경우에는 조대한 V 함유 탄화물에 의해 취성이 생기는 단점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.8% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하다.
Mo: 2.5% 이하(0%는 제외)
Mo은 단독 또는 V, Nb 등의 원소와 함께 C와 결합하여 경질의 탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시킨다. 또한, Cr과 마찬가지로 경화능을 향상시키는 효과도 있다. 다만, 상기 Mo가 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능에 의해 취성을 유발할 위험이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 2.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.2%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 2.4%인 것이 보다 바람직하다.
Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)
Nb은 C와 결합하여 경질 탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시킨다. 다만, Nb의 석출 온도는 약 1300℃로서 고온이기 때문에 다량 첨가할 경우 조대 탄화물을 형성하여 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 1.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 1.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 1.2%인 것이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 기지조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 포함함으로써 우수한 내마모성 뿐만 아니라 충격에 의한 저항성을 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 탄화물을 적정 분율 확보함으로써 내마모성을 증대시킨다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 탄화물의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, W, V, Mo 및 Nb가 1종 이상 포함된 단독 또는 복합 탄화물일 수 있다. 한편, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 제조공정상 불가피하게 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 합계량으로 10% 미만으로 포함할 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량이 10%를 이상인 경우에는 경도가 저하될 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량은 7% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT열처리된 고탄소 열연강판은 350Hv 이상의 경도를 가질 수 있다. 또한, ASTM G99 방법으로 내마모성 테스트를 했을 때, 상기 QT열처리된 고탄소 열연강판은 QT전 재가열 온도가 800℃일 때 마모감량이 35mg 이하이고, QT전 재가열 온도가 850℃일 때 마모감량이 27mg 이하이며, QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하일 수 있다. 이를 통해, 우수한 경도와 내마모성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 고탄소 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 고탄소 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 20~99.9%, 시멘타이트: 10% 이하, 펄라이트: 50% 이하 및 탄화물: 0.1~20%를 포함할 수 있다. 상기 페라이트가 20% 미만인 경우에는 저경도 특성을 확보하지 못하여 냉간압연 등의 가공성이 열위하다는 단점이 있고, 99.9%를 초과하는 경우에는 시멘타이트 또는 경질 탄화물을 확보하지 못하여 QT열처리 후 내마모성이 저하된다는 단점이 있다. 상기 페라이트 분율의 하한은 30%인 것이 보다 바람직하고, 40%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 페라이트 분율의 상한은 99.8%인 것이 보다 바람직하고, 99.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 시멘타이트가 20%를 초과하는 경우에는 소재의 취성을 유발하여 가공이 어렵다는 단점이 있다. 상기 시멘타이트 분율의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하며, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 시멘타이트 분율의 상한은 8%인 것이 보다 바람직하며, 7%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 펄라이트가 50%를 초과하는 경우에는 저경도 특성을 확보하지 못하여 냉간압연 등의 가공성이 열위하다는 단점이 있다. 상기 펄라이트 분율의 하한은 1%인 것이 보다 바람직하며, 5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 펄라이트 분율의 상한은 40%인 것이 보다 바람직하며, 30%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 고탄소 냉연강판은 350Hv 이하의 경도를 가질 수 있다. 이와 같이 낮은 경도를 확보함으로써 높은 성형성을 확보할 수 있으며, 이를 통해, 후공정인 부품 성형을 원활하게 할 수 있다.
이하, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 기지조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 포함함으로써 우수한 내마모성 뿐만 아니라 충격에 의한 저항성을 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 탄화물을 적정 분율 확보함으로써 내마모성을 증대시킨다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 탄화물의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, W, V, Mo 및 Nb가 1종 이상 포함된 단독 또는 복합 탄화물일 수 있다. 한편, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 제조공정상 불가피하게 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 합계량으로 10% 미만으로 포함할 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량이 10%를 이상인 경우에는 경도가 저하될 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량은 7% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT열처리된 고탄소 냉연강판은 350Hv 이상의 경도를 가질 수 있다. 또한, ASTM G99 방법으로 내마모성 테스트를 했을 때, 상기 QT열처리된 고탄소 냉연강판은 QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하일 수 있다. 이를 통해, 우수한 경도와 내마모성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT 열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 740~1100℃에서 재가열한다. 상기 열연강판의 재가열 온도가 740℃ 미만인 경우에는 오스테나이트를 확보하지 못해 급냉 후 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 과도하게 성장하여 원하는 물성을 확보하지 못할 수 있다. 상기 열연강판 재가열온도의 하한은 800℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 열연강판 재가열온도의 상한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 10℃ 미만인 경우에는 재가열 후 냉각과정에서 페라이트, 펄라이트 등의 저경도 미세조직이 생성될 수 있는 단점이 있다. 상기 냉각속도는 40℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 90℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 100℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각속도가 빠를수록 바람직하기 때문에, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설계상의 한계로 200℃/s를 초과하기는 어려울 수 있다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 150℃ 미만인 경우에는 전위 회복이 미흡하여 템퍼링 효과가 없다는 단점이 있으며, 600℃를 초과하는 경우에는 상변태가 발생할 수 있다는 단점이 있다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 170℃인 것이 보다 바람직하고, 190℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한의 상한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 450℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 본 발명의 고탄소 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
한편, 상기 준비된 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 상기 구상화소둔 열처리는 열연강판의 높은 강도로 인해 냉간압연 공정의 수행이 불가능하거나 설비상 결함 발생을 억제하고자 하는 것이다. 즉, 상기 구상화소둔 열처리는 특히 강도가 높은 시멘타이트의 구상화를 통해 강도를 저하시켜 냉간압연 공정이 원활히 수행되도록 하기 위한 것이다. 상기 구상화소둔 열처리 온도가 630℃ 미만인 경우에는 구상화에 소요되는 시간이 과도하게 길어져 경제성이 저하되는 단점이 있을 수 있고, 800℃를 초과하는 경우에는 열처리 과정 중 펄라이트가 생성되어 강도 또는 경도 저하 효과가 미미할 수 있다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 상한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 810℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연 공정은 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 방법에 의해 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 목적으로 하는 두께의 냉연강판이 얻어질 수 있는 것이라면, 상기 냉간압연 공정에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
한편, 상기 고탄소 냉연강판의 제조방법은 전술한 구상화소둔 열처리 및 냉간압연 공정을 1회 또는 2회 이상 실시하는 것을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT 열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
한편, 상기 준비된 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 상기 구상화소둔 열처리는 열연강판의 높은 강도로 인해 냉간압연 공정의 수행이 불가능하거나 설비상 결함 발생을 억제하고자 하는 것이다. 즉, 상기 구상화소둔 열처리는 특히 강도가 높은 시멘타이트의 구상화를 통해 강도를 저하시켜 냉간압연 공정이 원활히 수행되도록 하기 위한 것이다. 상기 구상화소둔 열처리 온도가 630℃ 미만인 경우에는 구상화에 소요되는 시간이 과도하게 길어져 경제성이 저하되는 단점이 있을 수 있고, 800℃를 초과하는 경우에는 열처리 과정 중 펄라이트가 생성되어 강도 또는 경도 저하 효과가 미미할 수 있다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 상한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 810℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연 공정은 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 방법에 의해 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 목적으로 하는 두께의 냉연강판이 얻어질 수 있는 것이라면, 상기 냉간압연 공정에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열한다. 상기 냉연강판의 재가열 온도가 740℃ 미만인 경우에는 오스테나이트를 확보하지 못해 급냉 후 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 과도하게 성장하여 원하는 물성을 확보하지 못할 수 있다. 상기 냉연강판 재가열온도의 하한은 800℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 냉연강판 재가열온도의 상한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 10℃ 미만인 경우에는 재가열 후 냉각과정에서 페라이트, 펄라이트 등의 저경도 미세조직이 생성될 수 있는 단점이 있다. 상기 냉각속도는 40℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 90℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 100℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각속도가 빠를수록 바람직하기 때문에, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설계상의 한계로 200℃/s를 초과하기는 어려울 수 있다.
이후, 상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 150℃ 미만인 경우에는 전위 회복이 미흡하여 템퍼링 효과가 없다는 단점이 있으며, 600℃를 초과하는 경우에는 상변태가 발생할 수 있다는 단점이 있다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 170℃인 것이 보다 바람직하고, 190℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한의 상한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 450℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예 1)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 가열한 후, 900℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻었으며, 이 열연강판에 대하여 경도를 측정하여 하기 표 1에 함께 나타내었다. 이와 같이 얻어진 열연강판을 각각 800℃, 850℃ 및 900℃에서 재가열한 뒤, 80℃/s의 냉각속도로 냉각하고, 200℃에서 템퍼링하여 QT열처리된 열연강판을 제조하였다.
상기와 같이 제조된 QT열처리된 열연강판에 대하여 미세조직, 경도 및 내마모성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 기재하였다.
미세조직의 분율은 열역학적 특성을 기반으로 한 ThermoCalc 소프트웨어를 활용하여 계산하였다.
탄화물의 크기는 FE-SEM 주사전자현미경을 활용하여 관찰하였다. 구체적으로는, 사포를 사용하여 시편을 #400~#2000까지 연마한 후, 1㎛의 다이아몬드 연마제로 최종 연마를 실시하고, 2% nital etchant에서 처리한 뒤, 이후 이미지 분석 프로그램을 활용하여 관찰하였다.
경도는 비커스 경도계를 활용하여 측정하였다. 이 때, 10kg의 측정하중으로 5회 반복테스트 실시하여 평균값을 계산하였다.
내마모성 평가는 ASTM G99 방법에 따라 Ball-on-disk 테스트를 실시했다. 이 때, 지름: 31mm, 두께: 5mm의 디스크(Disk) 형태로 가공한 시험편과 지름: 12.7mm의 SiC 볼(Ball)을 상온에서 3600초 동안 50N의 힘과 1000rpm의 속도로 마찰을 시켜 테스트를 진행했다. 내마모성은 시험편의 마모 전 무게에서 마모 후 무게를 뺀 값, 즉 마모감량으로 표현했으며, 마모감량이 작을수록 내마모성이 우수함을 나타낸다.
구분 합금조성(중량%) 경도
(Hv)
C Si Mn P S Cr W V Mo Nb
종래강
(SK120)		 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 - - - - 324
비교강1 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 0.02 - - - 345
발명강1 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 0.5 - - - 352
발명강2 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 1.4 - - - 455
발명강3 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 2.3 - - - 423
발명강4 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 10 0.5 - - - 546
발명강5 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.15 - - 462
발명강6 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 - - 443
발명강7 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.6 - - 484
비교강2 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - 0.6 - - 487
발명강8 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 0.5 - 432
발명강9 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 1 - 465
발명강10 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 2 - 520
비교강3 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - - 2 - 518
발명강11 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - - 0.5 346
발명강12 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - - 1 354
발명강13 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.15 1.5 - 501
발명강14 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 1 - 495
비교강4 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - 0.5 1.2 - 508
발명강15 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 - 0.5 365
구분 QT열처리된 열연강판
미세조직		 경도(Hv) 마모감량(mg)
템퍼드
마르텐사이트
(면적%)		 탄화물
(면적%)		 탄화물 크기
(㎛)		 800℃ 850℃ 900℃ 800℃ 850℃ 900℃
종래강
(SK120)		 100.0 0 - 387 449 733 38.5 31.2 26.8
비교강1 100.0 0 - 390 453 760 36.2 34.1 26.5
발명강1 99.86 0.14 5 478 703 878 33.3 26.4 21.8
발명강2 99.4 0.6 6 819 902 879 26.7 21.3 21.7
발명강3 98.9 1.1 8 832 916 968 27 21.5 20.4
발명강4 85.9 14.1 5 556 819 823 34.8 22.9 23.1
발명강5 99.6 0.4 3 503 845 942 32.5 24.8 23.7
발명강6 99.3 0.7 7 558 859 922 29.3 21.5 23.9
발명강7 98.6 1.4 10 521 882 949 30.1 21.9 20.5
비교강2 98.7 1.3 0.05 466 720 934 40 30 25.7
발명강8 99.54 0.46 0.5 958 1004 949 22.6 21 23.8
발명강9 98.5 1.5 6 909 939 892 22.8 23.2 22.6
발명강10 95.1 4.9 10 983 957 886 25.3 26.6 22.2
비교강3 95.3 4.7 0.03 965 944 857 35 27.5 25.3
발명강11 99.3 0.7 8 633 935 948 27.3 21 20.9
발명강12 98.6 1.4 10 745 912 916 25.4 21 21.4
발명강13 97.0 3 0.5 1027 1008 938 19.2 21.8 24.3
발명강14 98.4 1.6 1 993 995 961 22.8 22.4 20.3
비교강4 97.9 2.1 0.05 1009 986 906 36.5 28 25
발명강15 98.7 1.3 5 777 935 943 25 22.2 20.1
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 만족하는 발명강 1 내지 15의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직과 탄화물 크기를 확보함에 따라 우수한 경도와 내마모성을 갖는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 W 함량 조건을 만족하지 않는 종래강이나 비교강 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 탄화물 크기를 확보하지 못함에 따라 경도와 내마모성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
(실시예 2)
상기 실시예 1에 기재된 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 가열한 후, 900℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻었으며, 이 열연강판에 대하여 770℃에서 구상화소둔 열처리한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 또한, 이 냉연강판에 대하여 900℃에서 재가열하고, 40℃/s의 냉각속도로 냉각한 뒤, 210℃에서 템퍼링을 실시하여 QT열처리된 냉연강판을 제조하였다.
상기와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직과 경도를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 기재하였다. 또한, 상기와 같이 제조된 QT열처리된 냉연강판에 대하여 미세조직, 경도 및 내마모성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 기재하였다.
미세조직, 경도 및 내마모성은 실시예 1과 동일한 방법을 이용하여 측정하였다.
구분 냉연강판 미세조직 경도
(Hv)
페라이트(면적%) 시멘타이트(면적%) 탄화물(면적%) 탄화물크기(㎛)
종래강
(SK120)		 94.11 5.9 0 - 230
비교강1 94.09 5.9 0 - 238
발명강1 94.33 5.7 0.14 5 243
발명강2 95.1 4.9 0.6 6 251
발명강3 95.9 4.1 1.1 8 254
발명강4 100 0.0 14.1 5 281
발명강5 94.32 5.7 0.4 3 247
발명강6 95 5.0 0.7 7 252
발명강7 96.27 3.7 1.4 10 253
비교강2 96.1 3.9 1.3 0.05 243
발명강8 94.5 5.5 0.46 0.5 253
발명강9 95.5 4.5 1.5 6 258
발명강10 97.9 2.1 4.9 10 261
비교강3 97.6 2.4 4.7 0.03 260
발명강11 95.2 4.8 0.7 8 246
발명강12 96.4 3.6 1.4 10 249
발명강13 96.9 3.1 3 0.5 257
발명강14 96.3 3.7 1.6 1 251
비교강4 97 3.0 2.1 0.05 290
발명강15 96.2 3.8 1.3 5 248
구분 QT열처리된 냉연강판
미세조직		 경도(Hv) 마모감량(mg)
템퍼드
마르텐사이트
(면적%)		 탄화물
(면적%)		 탄화물 크기
(㎛)
종래강
(SK120)		 100.0 0 - 733 26.8
비교강1 100.0 0 - 760 26.5
발명강1 99.86 0.14 5 878 21.8
발명강2 99.4 0.6 6 879 21.7
발명강3 98.9 1.1 8 968 20.4
발명강4 85.9 14.1 5 823 23.1
발명강5 99.6 0.4 3 942 23.7
발명강6 99.3 0.7 7 922 23.9
발명강7 98.6 1.4 10 949 20.5
비교강2 98.7 1.3 0.05 934 25.7
발명강8 99.54 0.46 0.5 949 23.8
발명강9 98.5 1.5 6 892 22.6
발명강10 95.1 4.9 10 886 22.2
비교강3 95.3 4.7 0.03 857 25.3
발명강11 99.3 0.7 8 948 20.9
발명강12 98.6 1.4 10 916 21.4
발명강13 97.0 3 0.5 938 24.3
발명강14 98.4 1.6 1 961 20.3
비교강4 97.9 2.1 0.05 906 25
발명강15 98.7 1.3 5 943 20.1
상기 표 3 및 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 만족하는 발명강 1 내지 15의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직과 탄화물 크기를 확보함에 따라 우수한 경도와 내마모성을 갖는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 W 함량 조건을 만족하지 않는 종래강이나 비교강 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 탄화물 크기를 확보하지 못함에 따라 경도와 내마모성이 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (25)

  1. 중량%로, C: 1.05~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며,
    상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 추가로 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 350Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 QT전 재가열 온도가 800℃일 때 마모감량이 35mg 이하이고, QT전 재가열 온도가 850℃일 때 마모감량이 27mg 이하이며, QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하인 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 중량%로, C: 1.05~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며,
    상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 추가로 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 350Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하인 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  12. 중량%로, C: 1.05~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 열연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  15. 청구항 12에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  16. 삭제
  17. 삭제
  18. 삭제
  19. 삭제
  20. 삭제
  21. 중량%로, C: 1.05~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  22. 청구항 21에 있어서,
    상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  23. 청구항 21에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  24. 청구항 21에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  25. 청구항 21에 있어서,
    상기 냉간압연 전, 상기 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 단계;를 추가로 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
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