KR20010112920A - 고탄소 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고탄소 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, JIS G 4051 (기계구조용 탄소강), JIS G 4401 (탄소공구강 강재) 및 JIS G 4802 (스프링용 냉간압연강대)에서 규정되는 성분을 함유하고, 탄화물의 전체 갯수에 대한 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이며, 또한 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물이 50개 이상 존재하고, r값의 면내이방성 지표인 △r = (r0+r90-2×r45)/4가 -0.15 초과 0.15미만인 고탄소 강판에 관한 것이다. 단, r0, r90, r45는, 각각 압연방향, 압연방향과 직각방향, 압연방향과 45°방향의 r값을 나타낸다. 본 발명의 고탄소 강판은, 소입성 및 인성이 우수하며, 또한 충분히 높은 치수정밀도로 가공된다.

Description

고탄소 강판 및 그 제조방법{High Carbon Steel Sheet and Method for Production Thereof}
종래부터, JIS G 4051, JIS G 4401, JIS G 4802에서 규정되는 성분을 갖는 고탄소 강판은, 와셔, 체인 등의 기계구조용 부품으로 사용되는 경우가 많다. 그 때문에, 이와 같은 고탄소 강판에는, 높은 소입성이 요구되지만, 최근에는 소입후의 고경도화뿐만 아니라, 저코스트화를 위한 소입처리의 저온 단시간화나, 사용중의 안전성 향상을 위한 소입후의 고인성화가 요구되고 있다. 또한, 고탄소 강판은, 열간압연, 소둔, 냉간압연 등의 제조공정에 기인하는 큰 기계적 성질의 면내이방성을 갖기 때문에, 종래부터 주조, 단조로 제조되어지는 높은 치수정밀도가 요구되는 기어 등의 부품으로의 적용이 곤란하였다.
그래서, 고탄소 강판의 소입성이나 인성을 향상시키기도 하고, 기계적 성질의 면내이방성을 작게 하기 위해, 이하와 같은 방법이 지금까지 제안되어 있다.
(1) 특개평 5-9588호 공보 (종래기술 1): 열간압연후 10℃/sec 이상의 냉각속도로 20- 500℃의 온도로 냉각하고, 그 후 단시간의 재가열을 행하면서 권취하고, 탄화물의 구상화를 촉진시켜, 소입성을 높이는 방법.
(2) 특개평 5-98388호 공보 (종래기술 2): C량을 0.30- 0.70% 함유하는 고탄소강에 Nb, Ti를 첨가하여, 그 탄질화물을 형성시켜 오스테나이트의 입성장을 억제하여, 인성을 높이는 방법.
(3) 재료와 프로세스, Vol. 1 (1988), P. 1729 (종래기술 3): C량을 0.65% 함유하는 고탄소강을 열간압연후, 냉연율 50%로 냉간압연하고, 650℃에서 24hr의 배치소둔을 행하고, 더욱이 냉연율 65%로 2차 냉간압연하고, 680℃에서 24hr의 배치소둔을 행하여, 가공성을 향상시키는 방법, 또는 C량을 0.65% 함유하는 고탄소강의 성분 조정을 행하고, 상기와 같이 압연하고 소둔을 반복하여 세멘타이트를 흑연화시켜, 가공성의 향상과 r값의 면내이방성의 저감을 도모하는 방법.
(4) 특개평 10- 152757호 공보 (종래기술 4): C, Si, Mn, P, Cr, Ni, Mo, V, Ti, Al 양을 조정하고, S량을 0.002wt% 이하로 저감하며, 압연방향으로 가늘고 길게 늘린 황화물계 비금속개재물의 압연방향의 평균 길이를 6㎛ 이하, 압연방향의 길이가 4㎛ 이하인 갯수를 전체 개재물 갯수의 80% 이상으로 하여, 인성과 연성의 면내이방성을 작게 하는 방법.
(5) 특개평 6- 271935호 공보 (종래기술 5): C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B, Al 양이 조정된 강을, Ar3 변태점 이상에서 열간압연후, 30℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각시키고, 550- 700℃의 권취온도에서 권취하며, 탈스케일후, 600- 680℃의 온도에서 소둔하고, 더욱이 냉연율 40% 이상으로 냉간압연하고, 600- 680℃의 온도에서 소둔하고 조질압연하여, 소입열처리시에 생기는 형상의 면내이방성을 작게 하는 방법.
그러나, 상기한 종래기술에는 이하와 같은 문제가 있다.
종래기술 1: 단시간의 재가열을 행하고 나서 권취하지만, 탄화물의 구상화를 위한 처리시간이 극히 짧고, 구상화율이 불충분하며, 높은 소입성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 냉각후 권취까지 단시간 가열하기에는, 통전 가열과 같은 급속가열장치가 필요하여, 제조코스트가 크게 증가한다.
종래기술 2: 고가인 Nb 및 Ti를 첨가하기 때문에 코스트가 증대된다.
종래기술 3: r값의 면내이방성 지표인 △r = (r0+r90-2×r45)/4 (단, r0, r90, r45는, 각각 압연방향, 압연방향과 직각방향, 압연방향과 45°방향의 r값을 의미한다.)가 -0.47이고, 또한 r0, r90, r45 중 최대값과 최소값의 차이인 r값의 △max가 1.17이고, 높은 치수정밀도로 가공함이 곤란하였다.
또한, 세멘타이트를 흑연화하여도 △r값은 0.34, r값의 △max는 0.85로 감소했지만, 충분히 높은 치수정밀도로 가공할 수 없었다. 또한, 흑연화한 경우는 흑연의 오스테나이트 중으로의 용해속도가 늦기 때문에, 소입성은 현저히 저하한다.
종래기술 4: 개재물로 기인한 면내이방성은 저감되지만, 반드시 충분히 높은 치수정밀도로 가공할 수 있는 것은 아니었다.
종래기술 5: 소입열처리시에 생기는 형상 불량을 개선할 수 있으나, 충분히 높은 치수정밀도로 가공할 수 없었다.
본 발명은, JIS G 4051 (기계구조용 탄소강), JIS G 4401 (탄소공구강 강재), JIS G 4802 (스프링용 냉간압연강대)에서 규정되는 성분을 갖는 고탄소강판, 특히, 소입성 및 인성이 우수하고 높은 치수정밀도로 가공 가능한 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
도1은 탄화물의 전체 갯수에 대한 어느 입경 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상으로 될 때의 그 입경(최대 입경)과 소입후의 경도의 관계를 나타내는 도면이다.
도2는 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 존재하는 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물의 갯수와 초기 오스테나이트 입경의 관계를 보이는 도면이다.
도3은 1차 소둔온도, 2차 소둔온도와 r값의 △max와의 관계를 보이는 도면이다.
도4는 1차 소둔온도, 2차 소둔온도와 r값의 △max와의 관계를 보이는 도면이다.
본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위한 것으로, 소입성 및 인성이 우수하고, 충분히 높은 치수정밀도로 가공 가능한 고탄소 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 목적은, JIS G 4051, JIS G 4401, JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하고, 탄화물의 전체 갯수에 대한 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이며, 또한 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물이 50개 이상 존재하고, r값의 면내이방성 지표인 △r이 -0.15 초과 0.15미만인 고탄소 강판에 의해 달성된다.
또한, 상기 고탄소 강판은, JIS G 4051, JIS G 4401, JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강을 열간압연하고, 520- 600℃의 권취온도에서 권취하는 공정과, 권취후의 강판을 탈스케일하고, 640- 690℃의 온도에서 20hr 이상의 1차 소둔하는 공정과, 소둔후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과, 냉간압연후의 강판을 620- 680℃의 온도에서 2차 소둔하는 공정을 갖는 제조방법에 의해 제조된다.
본 발명자들은 JIS G 4051, JIS G 4401, 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 고탄소 강판에 있어서, 소입성, 인성 및 가공 시의 치수 정밀도를 검토한 바, 소입성, 인성에는 강중에 석출하는 탄화물의 존재 상태가, 또한 가공시의 치수정밀도에는 r값의 면내이방성이 지배적 요인이며, 특히 충분한 가공시의 치수정밀도를 얻으려면, r값의 면내이방성을 종래 이상으로 작게 할 필요가 있는 것을 알았다. 이하, 그 상세한 설명을 한다.
(i) 소입성 및 인성
wt%로, C: 0.36%, Si: 0.20%, Mn: 0.75%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%인 강을 용해하여 제조후, 사상온도 850℃, 권취온도 560℃에서 열간압연하고, 산세후, 640- 690℃에서 40hr 1차 소둔하고, 냉연율 60%로 냉간압연하고, 610- 690℃에서 40hr 2차 소둔하여 강판을 제작하였다. 제조한 강판으로부터 50×100mm인 시료를 채취하고, 가열로로 820℃에서 10sec 간 유지한 후, 약 20℃의 유냉 속에 소입하였다. 그리고, 경도측정과 전자현미경에 의한 탄화물의 관찰을 행하였다.
경도는 록크웰 C 스케일(HRc)로 10곳을 측정하고, 그 평균값으로부터 구하였다. 또, 별도로 행한 소입성의 시험으로부터 이 평균 경도가 50 이상이면, 충분한 소입성을 갖는다고 판단할 수 있다.
탄화물의 관찰은 강판의 판 두께 단면을 연마후, 피크럴(picral) 부식액으로 부식하고, 주사형 전자현미경을 이용하여 1500- 5000배율로 행하였다. 그리고, 관찰시야 2500㎛2중에 걸친 탄화물의 입경과 갯수를 측정하였다. 또, 관찰시야 면적을 2500㎛2으로 하는 것은, 그보다 작은 시야에서는 관찰할 수 있는 탄화물의 갯수가 적고 입경이나 갯수를 정확하게 측정할 수 없기 때문이다.
도1에 탄화물의 전체 갯수에 대한 어느 입경 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이 될 때의 그 입경과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸다.
탄화물의 전체 갯수에 대한 입경 0.6㎛ 이하인 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이 되면, HRc가 50 이상이 되며, 우수한 소입성이 얻어진다. 이는 입경 0.6㎛ 이하의 미세한 탄화물은 소입 처리시에 오스테나이트 속에 빨리 용해되기 때문이라 여겨진다.
그러나, 전체 탄화물의 입경이 0.6㎛ 이하가 되면, 소입 처리시에 전체 탄화물이 용해해 버리고, 오스테나이트 입경이 현저하게 조대화하여, 인성을 열화시킬 우려가 있다. 이를 방지하려면, 도2에 도시된 바와 같이, 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 입경 1.5㎛ 이상인 탄화물이 50개 이상 존재하도록 하면 좋다.
(ii) 가공시의 치수 정밀도
가공시의 치수 정밀도를 올리려면, 종래기술에 기재되어 있는 바와 같이, r값의 면내이방성을 작게 하면 좋다. 그러나, 어느 정밀도까지 작게 하면, 종래부터 주조, 단조로 제조되어지는 기어 부품 등의 치수 정밀도와 동등한 정밀도가 얻어지는가는 불명하였다. 그래서, r값의 면내이방성과 가공시의 치수정밀도의 관계를 검토한 바, r값의 면내이방성 지수인 △r이 -0.15 초과 0.15 미만이면, 주조, 단조로 제조되어지는 부품 등의 치수정밀도가 얻어짐이 명확하게 되었다.
△r 대신에, r값의 △max를 0.2미만으로 하면, 보다 높은 치수정밀도로 가공될 수 있게 된다.
(i)에 기재된 바와 같은 탄화물의 존재상태와 (ii)에 기재된 바와 같은 -0.15 초과 0.15 미만의 △r을 갖는 고탄소 강판은, JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강을 열간압연하고, 520- 600℃의 권취온도에서 권취하는 공정과, 권취 후의 강판을 탈스케일하고, 640- 690℃의 온도에서 20hr 이상의 1차 소둔하는 공정과, 소둔 후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과, 냉간압연 후의 강판을 620- 680℃의 온도에서 2차 소둔하는 공정을 갖는 제조방법에 의해 제조된다. 이하에, 그 상세한 설명을 한다.
(1) 권취온도
권취온도가 520℃ 미만이 되면, 펄라이트 조직이 극히 미세하게 되기 때문에 1차 소둔후의 카바이드가 현저히 미세하게 되고, 2차 소둔후에 입경 1.5㎛ 이상인 탄화물이 얻어지지 않는다. 한편, 600℃를 초과하면, 조대 펄라이트가 생성하고, 2차 소둔후에 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 권취온도를 520- 600℃로 한정한다.
(2) 1차 소둔조건
1차 소둔온도가 690℃를 초과하면, 탄화물의 구상화가 너무 촉진되어 버려, 2차 소둔후에 입경 0.6㎛ 이하인 탄화물이 얻어지지 않게 된다. 한편, 640℃ 미만이 되면 탄화물의 구상화가 곤란하며, 2차 소둔후에 입경 1.5㎛ 이상인 탄화물이 얻어지지 않는다. 따라서, 1차 소둔온도를 640- 690℃로 한정한다. 또, 소둔시간은 균일하게 구상화하기 때문에 20hr 이상 필요하다.
(3) 냉연율
일반적으로, 냉연율이 높게 될수록 △r가 작게 되는 경향이 있지만, △r을 -0.15 초과 0.15 미만으로 하려면 적어도 50% 이상의 냉연율이 필요하다.
(4) 2차 소둔조건
2차 소둔온도가 680℃를 초과하면, 탄화물이 현저하게 조대화함은 물론 입성장이 현저하게 되어, △r이 증대한다. 한편, 620℃ 미만으로 되면, 탄화물이 미세하게 됨과 함께 재결정이나 입성장이 충분히 일어나지 않고, 가공성이 저하한다. 따라서, 2차 소둔온도를 620-680℃로 한정한다. 또, 2차 소둔은 연속소둔, 상소둔 어느 것이라도 좋다.
(i)에 기대한 바와 같은 탄화물의 존재 상태와 (ii)에 기재한 바와 같은 0.2미만의 r값의 △max를 갖는 고탄소 강판을 제조하려면, 상기의 방법에 있어서, 1차 소둔의 소둔온도 T1과 2차 소둔의 소둔온도 T2가 하기 식(1)을 만족하도록 할 필요가 있다.
1024- 0.6×T1 ≤T2 ≤ 1202- 0.80 ×T1 ..... (1)
이하에, 그 상세한 설명을 한다.
wt%로, C:0.36%, Si: 0.20%, Mn: 0.75%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%의 강을 용해하여 제조한 후, 사상온도 850℃에서 열간압연하고, 권취온도 560℃에서 권취하며, 산세후 640- 690℃에서 40hr 1차 소둔하고, 냉연율 60%로 냉간압연하며, 610- 690℃에서 40hr 2차 소둔하여 강판을 제작하였다. 그리고, r값의 △max의 측정을 행하였다.
도3에 도시된 바와 같이, 1차 소둔온도 T1이 640- 690℃이고, 2차 소둔온도 T2가 1차 소둔온도 T1에 대응하여 상기 식(1)을 만족하면, r값의 △max는 0.2미만이 된다.
이때, 2차 소둔온도가 680℃를 초과하면, 탄화물이 조대화해 버리고, 입경 0.6㎛ 이하인 탄화물이 얻지지 않는다. 한편, 620℃미만이 되면, 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물이 얻지지 않는다. 따라서, 2차 소둔온도를 620- 680℃로 한정한다. 또, 2차 소둔은 연속소둔, 상소둔 어느 것이라도 좋다.
또한, JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강 슬라브를 연속주조하는 공정과, 단조후의 강 슬라브를 가열하지 않거나 냉각후 소정의 온도로 가열하여 조압연하는 공정과, 조압연후의 조바(粗 bar)를 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하여 사상압연하는 공정과, 사상압연후의 강판을 500- 650℃의 권취온도에서 권취하는 공정과, 권취후의 강판을 탈스케일하고, 630- 700℃의온도 T1에서 20hr 이상의 1차 소둔하는 공정과, 소둔후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과, 냉간압연후의 강판을 620- 680℃의 온도 T2에서 2차 소둔하는 공정을 갖고, 또한 T1과 T2가 하기 식(2)를 만족하도록 한 방법에 의해 고탄소 강판을 제조하면, r값의 △max를 보다 작게 할 수 있다.
1010 - 0.59 ×T1 ≤T2 ≤ 1210 - 0.80 ×T1 ..... (2)
이때, 조압연후의 조바를 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하고 나서 사상압연하는 대신에, 조압연후의 조바를 압연중에 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하면서 사상압연하여도 같은 효과가 얻어진다. 이하에, 그 상세한 설명을 한다.
(5) 조압연후의 조바 가열
조압연후의 조바를 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하고 나서 사상압연하거나 또는 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하면서 사상압연하면, 압연 중에 강판의 결정입경 등의 조직이 판 두께 방향으로 균일화되며, 2차 소둔후의 탄화물 분포상태의 편차가 적게 됨은 물론, r값의 면내이방성이 작게 되도록 하는 집합조직이 판 두께 방향으로 균일하게 형성되며, 보다 우수한 소입성이나 인성 및 보다 높은 가공시의 치수정밀도가 얻어진다. 또, 가열시간은 3초 이상이면 충분하다. 또한, 가열은 단시간 가열이므로 유도가열방식으로 행하는 것이 바람직하다.
(6) 권취온도, 1차 소둔온도
상기한 바와 같은 조바를 가열하면, 권취온도 및 1차 소둔온도의 허용범위가, 이러한 처리를 행하지 않은 경우에 비하여 각각 500- 650℃, 630- 700℃로 넓어진다.
(7) 1차 소둔온도 T1와 2차 소둔온도 T2의 관계
wt%로, C:0.36%, Si: 0.20%, Mn: 0.75%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%의 강 슬라브를 용해하여 제조하고, 조압연후 조바를 유도가열방식에 의해 1010℃에서 15초 가열하고나서 사상온도 850℃에서 사상압연하고, 권취온도 560℃에서 권취하고, 산세후 640- 700℃에서 40hr 1차 소둔하고, 냉연율 60%로 냉간압연하고, 610- 690℃에서 40hr 2차 소둔하여 강판을 제작하였다. 그리고, X선 회절에 의해 판 두께 방향(표면, 판두께 1/4, 판두께 1/2)의 (222) 적분 반사강도 및 r값의 △max의 측정을 행하였다.
표1에 나타난 바와 같이, 조바 가열을 행하므로써, 판 두께 방향의 (222) 적분 반사강도의 최대치와 최소치의 차 △max가 작게 되었으며, 조직이 보다 균일화되어 있다.
도4에 도시된 바와 같이, 상기 식(2)를 만족하는 범위에서 0.15 미만 보다 작은 r값의 △max이 얻어진다. 또한, 상기 식(2)를 만족하는 범위는, 식(1)의 경우에 비하여 보다 넓게 된다.
조바 가열(℃/s) 1차 소둔(℃×hr) 2차 소둔(℃×hr) (222) 적분 반사강도
표면 판 두께 1/4 판 두께 1/2 △max
1010×15 640×40 610×40 2.81 2.95 2.89 0.14
1010×15 640×40 650×40 2.82 2.88 2.95 0.13
1010×15 640×40 690×40 2.90 2.91 3.02 0.12
1010×15 680×40 610×40 2.37 2.35 2.46 0.11
1010×15 680×40 650×40 2.40 2.36 2.47 0.11
1010×15 680×40 690×40 2.29 2.34 2.39 0.10
640×40 610×40 2.70 3.01 2.90 0.31
640×40 650×40 2.75 2.87 2.99 0.24
640×40 690×40 2.81 2.90 3.05 0.24
680×40 610×40 2.34 2.27 2.50 0.23
680×40 650×40 2.39 2.23 2.51 0.28
680×40 690×40 2.25 2.37 2.45 0.20
또, 본 발명인 고탄소 강판의 접동성(摺動性)을 향상시키기 위해 그 표면에 전기아연도금법이나 용융아연도금법 등에 의해 아연도금후, 인산염 처리를 실시할 수 있다. 또한, 본 발명의 고탄소 강판의 제조방법은, 코일 박스 등을 이용한 연속 열연프로세스에 대하여도 적용할 수 있다. 이 경우는, 조바 가열을, 조압연기 사이, 코일 박스 전후, 용접기 전후 등에서 행할 수 있다.
실시예1
JIS G 4051의 S35C 상당의 성분(wt%로, C:0.35%, Si: 0.20%, Mn: 0.76%, P: 0.016%, S: 0.003%, Al: 0.026%)을 함유하는 강 슬라브를 연속주조에 의해 제조하고, 1100℃로 가열후 열간압연후, 표2에 나타난 조건으로, 권취, 1차 소둔, 냉간압연, 2차 소둔을 차례로 행하고, 1.5%의 조질압연을 행하여, 판 두께 1.0mm의 강판 A-H를 만들었다. 여기서, 강판 H는 종래재이다. 그리고, 상기한 방법에서 탄화물의 입경분포나 소입성을 조사하였다. 또한, 이하의 방법으로 기계적 성질이나 초기 오스테나이트 입경의 측정을 행하였다.
(a) 기계적 성질
압연방향에 대해 0°(L), 45°(S), 90°(C) 방향에서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장속도 10mm/min로 인장시험을 행하고, 각 방향의 인장 특성값과 r값을 측정하였다. 그리고, 인장특성값의 △max, 즉 L, S, C 방향의 값 가운데 최대값과 최소값의 차 및 △r을 구하였다.
(b) 초기 오스테나이트 입경
소입성을 조사한 소입후의 시료 판 두께 단면을 연마, 부식후, 광학현미경에 의해 마이크로 조직을 관찰하고, JIS G 0551에 따라 초기 오스테나이트 입경 번호를 측정하였다.
결과를 표2 및 표3에 나타낸다.
본 발명의 강판 A-C는, 탄화물의 입경분포가 본 발명범위 내에 있기 때문에 소입후의 HRc가 50 이상이 되어 소입성이 우수하고, 초기 오스테나이트 입경도 작고 인성도 우수하다. 또한, △r이 -0.15 초과 0.15 미만이며, 면내이방성이 극히 작아 높은 치수정밀도로 가공할 수 있다. 이때, 항복강도, 인장강도의 △max는 10MPa 이하, 전체 연신의 △max가 1.5% 이하이고, 어떠한 면내이방성도 극히 작다.
한편, 비교 강판 D-H에서는 인장특성치의 △max, △r이 크고, 면내이방성이 크다. 또한, 초기 오스테나이트 입경이 조대화되어 있고(강판 D), HRc가 50 미만인(강판 E, G, H) 등의 문제가 있다.
강판 권취온도(℃) 1차 소둔(℃×hr) 냉연율(%) 2차 소둔(℃×hr) 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물 갯수 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물 비율(%) 비고
A 580 650×40 70 680×40 89 84 발명예
B 560 640×20 60 660×40 84 87 발명예
C 540 660×20 65 640×40 81 93 발명예
D 500 640×40 60 660×40 64 96 비교예
E 560 710×40 65 660×40 103 58 비교예
F 540 660×20 40 680×40 86 84 비교예
G 550 640×20 60 720×40 98 61 비교예
H 620 - 50 690×40 74 70 비교예
실시예2
JIS G 4051의 S35C 상당의 성분(wt%로, C:0.36%, Si: 0.20%, Mn: 0.75%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%)을 함유하는 강 슬라브를 연속주조에 의해 제조하고, 1100℃로 가열후 열간압연하고, 표4에 나타난 조건으로, 권취, 1차 소둔, 냉간압연, 2차 소둔을 차례로 행하고, 1.5%의 조질압연을 행하여, 판 두께 2.5mm의 강판 1-19를 만들었다. 여기서, 강판 19는 종래재이다. 그리고, 실시예1의 경우와 동일한 조사를 행하였다. 또, 여기서는 △r 대신에 r값의 △max를 구하였다.
결과를 표4 및 표5에 나타낸다.
본 발명의 강판 1- 7은, 탄화물의 입경분포가 본 발명범위 내에 있기 때문에 소입후의 HRc가 50 이상이 되어 소입성이 우수하고, 초기 오스테나이트 입경도 작고 인성도 우수하다. 또한, △r의 △max가 0.2미만이며, 면내이방성이 극히 작아 높은 치수정밀도로 가공할 수 있다. 이때, 항복강도, 인장강도의 △max는 10MPa 이하, 전체 연신의 △max가 1.5% 이하이고, 어떠한 면내이방성도 극히 작다.
한편, 비교 강판 8- 19는, r값이나 인장특성값의 △max이 크고, 면내이방성이 크다. 또한, 초기 오스테나이트 입경이 조대화되어 있고(강판 8, 10, 17, 18), HRc가 50미만인(강판 9, 11, 15, 16, 19) 등의 문제가 있다.
실시예3
JIS G 4802의 S65C-CSP 상당의 성분(wt%로, C:0.65%, Si: 0.19%, Mn: 0.73%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%)을 함유하는 강 슬라브를 연속주조에 의해 제조하고, 1100℃로 가열후 열간압연하고, 표6에 나타난 조건으로, 권취, 1차 소둔, 냉간압연, 2차 소둔을 차례로 행하고, 1.5%의 조질압연을 행하여, 판 두께 2.5mm의 강판 20- 38를 만들었다. 여기서, 강판 38은 종래재이다. 그리고, 실시예2의 경우와 동일한 조사를 행하였다.
결과를 표6 및 표7에 나타낸다.
본 발명의 강판 20- 26은, 탄화물의 입경분포가 본 발명범위 내에 있기 때문에 소입후의 HRc가 50 이상이 되어 소입성이 우수하고, 초기 오스테나이트 입경도 작고 인성도 우수하다. 또한, △r의 △max가 0.2미만이며, 면내이방성이 극히 작아 높은 치수정밀도로 가공할 수 있다. 이때, 항복강도, 인장강도의 △max는 15MPa 이하, 전체 연신의 △max가 1.5% 이하이고, 어떠한 면내이방성도 극히 작다.
한편, 비교 강판 27- 38에서는, r값이나 인장특성값의 △max이 크고, 면내이방성이 크다. 또한, 초기 오스테나이트 입경이 조대화되어 있고(강판 27, 29, 36), HRc가 50 미만인(강판 28, 38) 등의 문제가 있다.
실시예4
JIS G 4051의 S35C 상당의 성분(wt%로, C:0.36%, Si: 0.20%, Mn: 0.75%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%)을 함유하는 강 슬라브를 연속주조에 의해 제조하고, 1100℃로 가열후 열간압연하고, 표8 및 표9에 나타난 조건으로, 열간압연, 권취, 1차 소둔, 냉간압연, 2차 소둔을 차례로 행하고, 1.5%의 조질압연을 행하여, 판 두께 2.5mm의 강판 39- 64를 만들었다. 여기서, 강판 64는 종래재이다. 그리고, 실시예2의 경우와 동일한 조사 및 상기한 판 두께 방향의 (222) 적분 반사강도의 △max의 측정을 행하였다.
결과를 표8, 표9, 표10, 표11 및 표12에 나타낸다.
본 발명의 강판 39- 52는, 탄화물의 입경분포가 본 발명범위 내에 있기 때문에 소입후의 HRc가 50 이상이 되어 소입성이 우수하고, 초기 오스테나이트 입경도 작고 인성도 우수하다. 또한, △r의 △max가 0.2 미만이며, 면내이방성이 극히 작아 높은 치수정밀도로 가공할 수 있다. 이때, 항복강도, 인장강도의 △max는 10MPa 이하, 전체 연신의 △max가 1.5% 이하이고, 어떠한 면내이방성도 극히 작다. 특히, 조바 가열을 행한 강판 39- 45에서는, (222) 적분 반사강도의 △max가 작고 판 두께 방향의 조직이 균일성도 우수하다.
한편, 비교 강판 53- 64에서는, r값이나 인장특성값의 △max이 크고, 면내이방성이 크다. 또한, 초기 오스테나이트 입경이 조대화되어 있고(강판 53, 55, 62, 63), HRc가 50 미만인(강판 54, 56, 60, 61, 64) 등의 문제가 있다.
강판 (222) 적분 반사강도 비고
표면 판두께 1/4 판두께 1/2 △max
39 2.80 2.79 2.90 0.11 발명예
40 2.85 2.92 3.00 0.15 발명예
41 2.87 2.93 3.00 0.13 발명예
42 2.72 2.80 2.84 0.12 발명예
43 2.54 2.60 2.66 0.12 발명예
44 2.85 2.93 2.99 0.14 발명예
45 2.88 3.01 2.95 0.13 발명예
46 2.75 2.90 3.03 0.28 발명예
47 2.77 3.06 2.98 0.29 발명예
48 2.79 2.74 3.02 0.28 발명예
49 2.65 2.77 2.90 0.25 발명예
50 2.48 2.58 2.75 0.27 발명예
51 2.80 3.02 2.97 0.22 발명예
52 2.83 2.80 3.04 0.24 발명예
53 2.81 2.88 2.96 0.15 비교예
54 2.84 2.87 2.98 0.14 비교예
55 2.90 3.04 2.99 0.14 비교예
56 2.20 2.28 2.32 0.12 비교예
57 2.82 2.93 2.91 0.11 비교예
58 2.83 2.90 2.98 0.15 비교예
59 2.73 2.79 2.86 0.13 비교예
60 2.85 2.92 3.00 0.15 비교예
61 2.82 2.96 2.93 0.14 비교예
62 2.38 2.42 2.53 0.15 비교예
63 2.83 2.88 2.96 0.13 비교예
64 2.33 2.39 2.48 0.15 비교예
실시예5
JIS G 4802의 S65C-CSP 상당의 성분(wt%로, C:0.65%, Si: 0.19%, Mn: 0.73%, P: 0.011%, S: 0.002%, Al: 0.020%)을 함유하는 강 슬라브를 연속주조에 의해 제조하고, 1100℃로 가열후, 표13 및 표14에 나타난 조건으로, 열간압연, 권취, 1차 소둔, 냉간압연, 2차 소둔을 차례로 행하고, 1.5%의 조질압연을 행하여, 판 두께 2.5mm의 강판 65- 90를 만들었다. 또한, 본 실시예의 일부인 강판에서는, 표13 및 표14의 조건으로 조바 가열을 행하고 있다. 강판 90은 종래재이다. 그리고, 실시예4의 경우와 동일한 조사를 행하였다.
결과를 표13, 표14, 표15, 표16 및 표17에 나타낸다.
본 발명의 강판 65- 78는, 탄화물의 입경분포가 본 발명범위 내에 있기 때문에 소입후의 HRc가 50 이상이 되어 소입성이 우수하고, 초기 오스테나이트 입경도 작고 인성도 우수하다. 또한, △r의 △max가 0.2미만이며, 면내이방성이 극히 작아 높은 치수정밀도로 가공할 수 있다. 이때, 항복강도, 인장강도의 △max는 15MPa 이하, 전체 연신의 △max가 1.5% 이하이고, 어떠한 면내이방성도 극히 작다. 특히, 조바 가열을 행한 강판 65- 71에서는, (222) 적분 반사강도의 △max가 작고 판 두께 방향의 조직이 균일성도 우수하다.
한편, 비교 강판 79- 90에서는, r값이나 인장특성값의 △max이 크고, 면내이방성이 크다. 또한, 초기 오스테나이트 입경이 조대화되어 있고(강판 79, 81, 88), HRc가 50 미만인(강판 80) 등의 문제가 있다.
강판 (222) 적분 반사강도 비고
표면 판두께 1/4 판두께 1/2 △max
65 2.87 2.82 2.97 0.15 발명예
66 2.83 2.86 2.94 0.11 발명예
67 2.85 2.90 2.97 0.12 발명예
68 2.75 2.81 2.86 0.11 발명예
69 2.58 2.64 2.71 0.13 발명예
70 2.84 2.91 2.96 0.12 발명예
71 2.85 2.99 2.95 0.14 발명예
72 2.73 2.85 3.02 0.29 발명예
73 2.76 3.03 2.97 0.27 발명예
74 2.78 2.92 3.04 0.26 발명예
75 2.69 2.82 2.96 0.27 발명예
76 2.50 2.64 2.75 0.25 발명예
77 2.81 3.03 2.99 0.22 발명예
78 2.79 2.87 3.03 0.24 발명예
79 2.83 2.87 2.96 0.13 비교예
80 2.84 2.88 2.99 0.15 비교예
81 2.92 3.03 2.95 0.11 비교예
82 2.22 2.26 2.34 0.12 비교예
83 2.85 2.97 2.92 0.12 비교예
84 2.88 2.94 3.02 0.14 비교예
85 2.73 2.75 2.87 0.14 비교예
86 2.84 2.87 2.99 0.15 비교예
87 2.86 3.01 2.92 0.15 비교예
88 2.40 2.42 2.54 0.14 비교예
89 2.89 2.98 3.04 0.15 비교예
90 2.37 2.40 2.50 0.13 비교예

Claims (6)

  1. JIS G 4051 (기계구조용 탄소강), JIS G 4401 (탄소공구강 강재), JIS G 4802 (스프링용 냉간압연강대)에서 규정되는 성분을 함유하고,
    탄화물의 전체 갯수에 대한 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이며, 또한 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물이 50개 이상 존재하고,
    r값의 면내이방성 지표인 △r = (r0+r90-2×r45)/4 (단, r0, r90, r45는, 각각 압연방향, 압연방향과 직각방향, 압연방향과 45°방향의 r값을 나타낸다.)가 -0.15 초과 0.15미만인 고탄소 강판.
  2. JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하고,
    탄화물의 전체 갯수에 대한 입경 0.6㎛ 이하의 탄화물의 갯수의 비율이 80% 이상이며, 또한 전자현미경 관찰시야 2500㎛2중에 입경 1.5㎛ 이상의 탄화물이 50개 이상 존재하고,
    r0, r90, r45 중 최대값과 최소값의 차인 r값의 △max가 0.2미만인 고탄소 강판.
  3. JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강을열간압연하고, 520- 600℃의 권취온도에서 권취하는 공정과,
    권취후의 강판을 탈스케일하고, 640- 690℃의 온도에서 20hr 이상의 1차 소둔하는 공정과,
    소둔후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과,
    냉간압연후의 강판을 620- 680℃의 온도에서 2차 소둔하는 공정을 갖는 고탄소 강판의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서,
    1차 소둔의 소둔온도 T1과 2차 소둔의 소둔온도 T2가 하식 식(1)
    1024- 0.6×T1 ≤T2 ≤ 1202- 0.80 ×T1 ..... (1)
    을 만족하는 고탄소 강판의 제조방법.
  5. JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강 슬라브를 연속주조하는 공정과,
    주조후의 강 슬라브를 가열하지 않고 또는 냉각후 소정의 온도로 가열하여 조압연하는 공정과,
    조압연후의 조바를 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하여 사상압연하는 공정과,
    사상압연후의 강판을 500- 650℃의 권취온도에서 권취하는 공정과,
    권취후의 강판을 탈스케일하고, 630- 700℃의 온도 T1에서 20hr 이상의 1차소둔하는 공정과,
    소둔후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과,
    냉간압연후의 강판을 620- 680℃의 온도 T2에서 2차 소둔하는 공정을 갖고, 또한 상기 T1과 T2가 하기 식(2)
    1010 - 0.59 ×T1 ≤T2 ≤ 1210 - 0.80 ×T1 ..... (2)
    를 만족하는 고탄소 강판의 제조방법.
  6. JIS G 4051, JIS G 4401 및 JIS G 4802에서 규정되는 성분을 함유하는 강 슬라브를 연속주조하는 공정과,
    주조후의 강 슬라브를 가열하지 않고 또는 냉각후 소정의 온도로 가열하여 조압연하는 공정과,
    조압연후의 조바를 Ar3 변태점 이상의 온도로 가열하면서 사상압연하는 공정과,
    사상압연후의 강판을 500- 650℃의 권취온도에서 권취하는 공정과,
    권취후의 강판을 탈스케일하고, 630- 700℃의 온도 T1에서 20hr 이상의 1차 소둔하는 공정과,
    소둔후의 강판을 50% 이상의 냉연율로 냉간압연하는 공정과,
    냉간압연후의 강판을 620- 680℃의 온도 T2에서 2차 소둔하는 공정을 갖고, 또한 상기 T1과 T2가 상기 식(2)를 만족하는 고탄소 강판의 제조방법.
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100722390B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722392B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722391B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722394B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그제조방법
KR100722389B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 성형성과 담금질성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7438477B2 (en) * 2001-11-29 2008-10-21 Ntn Corporation Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing
DE60303849T2 (de) 2002-10-17 2006-11-02 Ntn Corp. Vollrolliger radial Wälzlager und Rollennockenfolger für Brennkraftmaschine
US7334943B2 (en) * 2003-02-28 2008-02-26 Ntn Corporation Differential support structure, differential's component, method of manufacturing differential support structure, and method of manufacturing differential's component
JP4718781B2 (ja) * 2003-02-28 2011-07-06 Ｎｔｎ株式会社 トランスミッションの構成部品および円錐ころ軸受
JP2004301321A (ja) * 2003-03-14 2004-10-28 Ntn Corp オルタネータ用軸受およびプーリ用軸受
JP4152283B2 (ja) * 2003-08-29 2008-09-17 Ｎｔｎ株式会社 軸受部品の熱処理方法
US20070172168A1 (en) * 2003-09-16 2007-07-26 Ntn Corporation Shell type needle roller bearing, support structure for compressor spindle, and support structure for piston pump driving portion
US7594762B2 (en) 2004-01-09 2009-09-29 Ntn Corporation Thrust needle roller bearing, support structure receiving thrust load of compressor for car air-conditioner, support structure receiving thrust load of automatic transmission, support structure for continuously variable transmission, and support structure receivin
JP4540351B2 (ja) * 2004-01-15 2010-09-08 Ｎｔｎ株式会社 鋼の熱処理方法および軸受部品の製造方法
EP1715204A4 (en) * 2004-02-12 2011-12-21 Ntn Toyo Bearing Co Ltd BOTTLE NEEDLE BEARINGS, SUPPORT STRUCTURE FOR COMPRESSION SPINDLE AND SUPPORT STRUCTURE FOR PISTON PUMP DRIVE PARTS
JP2007046717A (ja) * 2005-08-10 2007-02-22 Ntn Corp ジョイント用爪付き転動軸
WO2007075030A1 (en) 2005-12-26 2007-07-05 Posco Carbon steel sheet superior in formability and manufacturing method thereof
JP2012036418A (ja) * 2010-08-03 2012-02-23 Chuo Spring Co Ltd 高強度ばねとその製造方法
CN107109571B (zh) * 2015-01-15 2018-12-04 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN106222553B (zh) * 2016-08-19 2018-11-02 武汉钢铁有限公司 一种厚度为0.1-0.4mm的冷轧中高碳合金结构钢的制造方法
CN106222572B (zh) * 2016-08-19 2018-07-13 武汉钢铁有限公司 一种厚度为0.4-0.8mm的冷轧中高碳合金结构钢的制造方法
CN108385019A (zh) * 2018-01-18 2018-08-10 苏州翔楼新材料股份有限公司 一种汽车儿童座椅锁紧装置用冷轧精冲钢带及制备方法
JP7355994B2 (ja) * 2019-03-29 2023-10-04 日本製鉄株式会社 高炭素鋼板およびその製造方法
CN111607733B (zh) * 2020-06-01 2023-06-02 宁波瑞国精机工业有限公司 一种防盗型螺母及其加工工艺
CN115198072A (zh) * 2022-06-13 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5247512A (en) * 1975-10-14 1977-04-15 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production process of high tensile cold rolled steel sheet having litt le surface anisotropy
JPH0344422A (ja) * 1989-07-10 1991-02-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素薄鋼板の製造方法
DE3934037C1 (ko) * 1989-10-12 1991-02-14 Thyssen Stahl Ag, 4100 Duisburg, De
JPH04124216A (ja) * 1990-09-12 1992-04-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法
JPH059588A (ja) 1991-02-26 1993-01-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法
JPH0598388A (ja) 1991-10-04 1993-04-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靱性高炭素薄鋼板およびその製造方法
JP3272804B2 (ja) * 1993-03-19 2002-04-08 新日本製鐵株式会社 異方性の小さい高炭素冷延鋼板の製造法
JP3297788B2 (ja) * 1994-10-19 2002-07-02 住友金属工業株式会社 穴拡げ性と二次加工性に優れた高炭素薄鋼板及びその製造方法
JPH08246051A (ja) * 1995-03-07 1996-09-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた中炭素鋼板の製造方法
JPH0987805A (ja) * 1995-09-26 1997-03-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素薄鋼板およびその製造方法
JP3910242B2 (ja) * 1996-11-25 2007-04-25 日新製鋼株式会社 面内異方性の小さい高炭素鋼板
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
US6673171B2 (en) * 2000-09-01 2004-01-06 United States Steel Corporation Medium carbon steel sheet and strip having enhanced uniform elongation and method for production thereof

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100722390B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722392B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722391B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
KR100722394B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그제조방법
KR100722389B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 성형성과 담금질성을 가지는 고탄소강판 및 그 제조방법

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