KR20050021302A - 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

고탄소열연강판은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율은 10% 이하이다. 제조방법은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정, 권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 가진다. 고탄소냉연강판은, 0.20∼O.58 ％의 C함유량을 가진다.

Description

고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH CARBON HOT ROLLED STEEL SHEET, COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은, 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 특히, 자동차의 구조부품 등에 사용되는 고탄소열연강판, 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
고탄소강판은 공구 혹은 기어나 미션 등의 자동차부품으로 사용된다. 상기 고탄소강판은, 타발, 성형후, 소입 템퍼링 등의 열처리가 행해진다. 이러한 부품가공을 행하는 사용자의 요구의 하나로, 타발후의 성형에 있어서 구멍확장가공(burring)성의 향상이 있다. 이 구멍확장가공성은, 프레스성형성으로서는 신장플랜지성(stretch-flange formability)으로 평가되고 있다. 이 때문에, 신장플랜지성이 우수한 재료가 요구되고 있다. 또한, 복잡한 형상으로 성형하는 경우는, 연성의 지표인 신장특성이 양호한 것이 요구된다.
이와 같은, 고탄소강판의 신장플랜지성의 향상에 관하여는, 몇개의 기술이 검토되고 있다. 예컨대, 특개평11-269552호 공보는, 냉간압연을 거친 프로세스에 있어서, 신장플랜지성이 뛰어난 중ㆍ고탄소강판을 만드는 방법을 제안하고 있다. 이 방법은, C: 0.1∼0.8 질량％를 함유하는 강으로 이루어지고, 금속조직이 실질적으로 페라이트+펄라이트 조직이며, 필요에 따라서 초석페라이트 면적율이 C함유량(질량%)에 의하여 결정되는 소정의 값 이상, 펄라이트 라멜라 간격(pearlite lamellar spacing)이 0.1㎛ 이상의 열연강판을 사용한다. 상기 열연강판은, 15% 이상의 압연율로 냉간압연되고, 이어서 제조된 냉연강판에 3단계 또는 2단계 어닐링이 실시된다. 3단계 또는 2단계 어닐링에서는, 상기 냉연강판은 3단계 또는 2단계의 온도범위에서 장시간 유지된다.
또한, 특개평11-269553호 공보는, C: 0.1~0.8 질량％을 함유하는 강으로 이루어지고, 초석페라이트면적율(％)이 C함유량에 의해 결정되는 소정값이상이며, 초석페라이트+펄라이트조직인 열연강판에 1단계의 가열유지와 2단계의 가열유지를 연속하여 행하는 어닐링을 실시한다고 하는 기술을 개시하고 있다.
또, 특개2003-13145호 공보는, 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판을 개시하고 있다. C를 0.2∼0.7 질량% 함유하는 강이, 마무리온도 (Ar3변태점-20℃) 이상으로 열간압연되고, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 650℃ 이하로 냉각되며, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취되고, 산세후, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링된다. 탄화물 평균입경은 0.1㎛ 이상 1.2㎛ 미만, 탄화물을 함유하지 않은 페라이트 입자의 체적율은 10% 이하로 제어되고 있다.
또한, 특개2003-13144호 공보는, 신장플랜지성이 우수한 고탄소냉간압연강판을 개시하고 있다. C를 0.2∼0.7 질량％함유하는 강이, 마무리온도 (Ar3변태점-20℃) 이상으로 열간압연되고, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 650℃ 이하로 냉각되며, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취되고, 산세후, 냉간압하율 30% 이상으로 냉간압연되며, 제조된 냉연강판은 어닐링온도 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링된다. 탄화물 평균입경은 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 탄화물을 함유하지 않은 페라이트 입자의 체적율은 15% 이하로 제어되고 있다.
특개평11-269552호 공보와 특개평11-269553호 공보에 기재된 강판은, 페라이트 조직이 초석페라이트로 이루어지고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않기 때문에 유연하여 연성이 우수하지만, 신장플랜지성은 반드시 양호하지는 않다. 그 이유는 이하와 같이 생각된다. 타발가공시에, 타발 단면(端面)의 근방에서 초석페라이트 부분이 크게 변형하기 때문에, 초석페라이트와 구상화탄화물을 포함하는 페라이트에서는 변형량이 크게 달라진다. 그 결과, 이러한 변형량이 크게 다른 입자의 입계 부근에 응력이 집중되고, 구상화조직과 페라이트 계면에 보이드(void)가 발생한다. 이것이 크랙으로 성장하기 때문에, 결과적으로 신장플랜지성을 열화시킨다.
그 대책으로서, 구상화어닐링(spherodizing annealing)을 강화함으로써, 전체로서 연질화시키는 것을 생각할 수 있다. 그러나, 구상화어닐링을 강화하는 경우에는, 구상화한 탄화물이 조대화하고, 가공시에 보이드 발생의 기점이 됨과 동시에 가공후의 열처리단계에서 탄화물이 용해하기 어려워져 소입강도의 저하로 이어진다.
또한, 최근, 생산성향상의 관점에서 가공레벨에 대한 요구가 보다 엄격하게 되고 있다. 그 때문에 고탄소강판의 구멍확장가공에 관하여도, 가공도의 증가 등에 의하여, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 쉬워지고 있다. 따라서, 고탄소강판에도 높은 신장플랜지성이 요구되고 있다.
본 발명자들은, 이러한 사정을 감안하여 장시간을 요하는 다단계 어닐링을 이용함이 없이 제조할 수 있고, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어려운 신장플랜지성이 우수한 고탄소강판을 제공하는 것을 목적으로 하여, 특개평2003-13145호 공보와 특개2003-13144호 공보에 기재된 기술을 개발하였다. 이러한 기술에 의하여, 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판 혹은 고탄소냉연강판을 제조할 수 있게 되었다.
최근에는, 구동계(驅動系)부품 등의 용도에 대하여는, 고내구ㆍ경량화의 관점에서 일체성형부품 등으로 비(非)열처리부에 있어서도 고강도화가 진행되고, 소재인 강판의 인장강도(TS)로서 440 MPa 이상의 강도가 요구되어지고 있다. 그리고, 이러한 요구와 함께, 부품의 제조 비용저감을 위하여, 열연강판으로 공급하는 것이 요구되고 있다.
또한, 일체성형에 있어서는, 10 몇 개의 프레스공정을 가지며, 버링가공뿐만 아니라, 드로잉하고, 절곡하는 등의 성형모드가 복잡하게 조합되어 성형이 이루어지기 때문에, 신장플랜지성과 연성의 양 특성이 동시에 요구되어져 오고 있다.
그러나, 특개평2003-13145호공보와 특개2003-13144호공보에 기재된 기술에서는, TS≥440 MPa(HRB경도로 환산하여 73 포인트이상)을 달성하려고 하면, 충분한 신장플랜지성이 반드시 얻어지는 것은 아니었다. 즉, 신장플랜지성은 구멍확장가공율(λ)에 의해 평가되고, λ≥70%, 혹은 λ≥75%가 바람직하지만, 상기 기술에서는 상기 TS와 신장플랜지성의 요망을 동시에 안정하게 확보할 수는 없었다. 또한, 상기 기술에서는 연성에 관하여는 언급되지 않았다.
본 발명은, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어렵고, 440MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에, 구멍확장율 λ≥70%, 더욱이 신장 35% 이상을 만족하는 연성 및 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위해서, 본 발명은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고탄소열연강판을 제공한다. 상기 고탄소열연강판은, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하이다.
상기 탄화물은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 바람직하다, 상기 페라이트 입자는, 5％ 이하의 체적율을 가지는 것이 바람직하다. 또, 상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 갖고, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명은 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고탄소냉연강판을 제공한다. 상기 고탄소냉연강판은, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하이다.
상기 탄화물은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자는, 10％ 이하의 체적율을 가지는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자가 10％ 이하의 체적율을 갖고, 상기 탄화물이 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명은 열간압연(hot rolling)공정, 냉각공정, 귄취(coiling)공정과 어닐링공정으로 이루어지는 고탄소열연강판의 제조방법을 제공한다.
열간압연공정은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도(finishing temperature)로 열간압연하는 것으로 이루어진다. 냉각공정은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어진다. 권취공정은, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어진다. 어닐링공정은, 권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어진다.
상기 냉각공정이 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.
상기 어닐링공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉각공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지며, 상기 어닐링공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 보다 바람직하다.
또, 본 발명은 또한, 열간압연공정, 냉각공정, 귄취공정, 냉간압연공정과 어닐링공정으로 이루어지는 고탄소냉연강판의 제조방법을 제공한다. 열간압연공정은, 실질적으로 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 것으로 이루어진다. 냉각공정은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정으로 이루어진다. 귄취공정은, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어진다. 냉간압연공정은, 권취된 열연강판을 산세후, 압하율 30% 이상으로 냉간압연하는 것으로 이루어진다. 어닐링공정은, 냉연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어진다.
상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.
상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.
상기 고탄소냉연강판의 제조방법은, 권취공정 후와 냉간압연공정 전에, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것이 바람직하다. 상기 어닐링하는 공정은, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 고탄소냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.
실시형태 :
실시형태 1 :
실시형태 1은, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물인 조성과, 페라이트 평균입경이 6㎛ 이하, 틴화물 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하인 조직을 가지는 고탄소열연강판을 제공한다. 탄화물 평균입경은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 것이 바람직하다. 페라이트 입자의 체적율은, 5％ 이하인 것이 바람직하다.
또, 실시형태 1은, 상기 조성을 가지는 강을, (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연한 후, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 하여 냉각을 행하고, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취하여 열연강판으로 한 후, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 고탄소열연강판의 제조방법을 제공한다. 상기 어닐링을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각을 냉각정지온도 600℃ 이하에서 행하고, 권취를 권취온도 500℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다.
실시형태 1의 고탄소열연강판 및 그 제조방법은, 고탄소강판의 신장플랜지성 및 연성에 미치는 조성 및 미크로조직의 영향에 관하여 예의연구를 진행한 중에 이루어졌다. 그 과정에서, 강판의 신장플랜지성 및 연성에 영향을 미치는 인자는, 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물의 분산상태도 큰 영향을 미치고 있는 것을 알아내었다.
또한, 탄화물의 형상으로서는 탄화물 평균입경, 탄화물의 분산상태로서는 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을, 각각 제어함으로써 고탄소열연강판의 신장플랜지성이 향상하는 것을 알 수 있었다. 더욱이, 조성 및 페라이트 입경을 제어함에 의하여, 신장플랜지성과 강도를 안정하면서도 높은 레벨로 양립시킬 수 있고, 탄화물입경을 더욱 규정(規定)하여 제어함으로써 신장을 안정하게 높일 수 있는 것을 알아내었다. 그리고, 이러한 지식에 기초하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제어방법을 검토하고, 신장플랜지성 및 연성이 우수한 고탄소열연강판의 제조방법을 확립하였다.
이하, 실시형태 1의 구성요소에 관하여 설명한다.
C함유량 : 0.20∼O.48 ％(질량%, 이하 동일함)
C는, 탄화물을 형성하고, 소입후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. 그러나, C함유량이 0.20% 미만에서는, 열연후의 조직에 있어서 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많아지게 되어 탄화물의 분포가 불균일하게 된다. 또한, 페라이트입자도 조대화한다. 또, 이 경우 소입후에도, 기계구조용부품으로서 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.48%를 초과하면, 어닐링후에도 신장플랜지성 및 연성이 낮다. 따라서, C함유량은, 0.20% 이상 O.48 ％ 이하로 한다.
Si: 0.1％ 이하
Si는, 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승사키는 원소이기 때문에, 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하여 함유하면, 초석페라이트가 생성하기 숴워지고, 탄화물을 실질적으로 함유하지 않은 페라이트입자가 많아져서 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, Si함유량을 0.1% 이하로 제한한다.
Mn ; 0.20~0.60%
Mn은, Si과 마찬가지로 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이다. 또한, S을 MnS로서 고정하고, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 중요한 원소이다. 그리고, Mn의 함유량에 관하여는, 소입성에 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 따라서, 본 발명의 B, Cr첨가강에 있어서 소입성에 미치는 Mn량의 영향에 관하여 조사하였다.
C: 0.34％, Si: 0.04％, Mn: 0.10~0.90%, P: 0.01%, S: 0.005%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025％, Cr: 0.25％로 이루어지는 강을 용해후, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 이어서, 710℃로 40h 유지하는 조건으로 어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제작하였다. 얻어진 강판을 50×100mm의 크기로 절단후, 가열로에서 820℃로 승온하고, 10초 유지후에 약 20℃의 기름 중에서 소입하였다. 소입후의 시험편에 있어서는 경도를 록웰경도 스케일(HRc)로 10점 측정하고, 소입성을 평가하였다. 평가는 평균경도(HRc) 50 이상을 양호로 하였다. 얻어진 결과를 도1에 나타내었다.
도1은, Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다. 도1에 의하여, M n량이 0.20% 이상에서 경도(HRc) 50 이상이 확보되고, 또 Mn량이 0.35% 이상에서 경도가 55에 달하여, 보다 높은 소입경도가 안정하게 얻어지는 것을 알 수 있었다.
또한, 소재강도를 상승시키고, S를 MnS로서 고정하며, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 점에서, Mn함유량이 0.20% 미만에서는 이러한 결과가 작아지게 됨과 동시에 초석페라이트의 생성을 조장하고, 페라이트입자를 조대화시킨다.
한편, 0.60%를 초과하면, 인장강도는 얻을 수 있지만, 편석대인 망간밴드의 생성이 현저하게 되어 신장플랜지성 및 신장이 열화한다.
이상에 의하여, Mn함유량은 0.20% 이상 0.60% 이하, 바람직하게는 0.35% 이상 0.60% 이하로 한다.
P ; 0.02% 이하
P는, 입계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.02%까지는 허용될 수 있기 때문에, P함유량을 0.02%이하로 제한한다.
S ; 0.01% 이하
S는, Mn과 MnS를 형성하여 신장플랜지성을 열화시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, S의 함유량이 0.01%까지는 허용될 수 있기 때문에, S함유량을 0.01% 이하로 제한한다.
sol.A1: 0.1% 이하
Al은, 탈산제로서 사용되어 강의 청정도를 향상시키기 때문에, 제강단계에서 첨가하며, 강중에는 통상 sol.A1로서 대체로 0.005% 이상 함유된다. 한편, sol.A1 함유량이 0.1%를 넘는 정도로 Al을 첨가하여도, 청정도를 향상시킨다고 하는 효과가 포화하여 코스트 증가가 된다. 따라서, 강중의 sol.A1 함유량은 0.1% 이하로 한다.
N: 0.005% 이하
N은, BN을 형성하여 소입성에 유효한 고용 B량을 저감시켜 소입성을 저하시키므로, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, N의 함유량이 0.005%까지는 허용될 수 있기 때문에, N함유량을 0.005%이하로 제한한다.
B: 0.001~0.005％
B는, 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, B함유량이 0.001% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.005%를 초과하면, 효과가 포화함과 동시에, 열간압연의 부하가 높아져서 조업성이 저하한다. 따라서, B함유량을 0.001% 이상 0.005% 이하로 한다.
Cr: 0.05~0.3％
Cr은, B와 마찬가지로 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.05% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.3%를 초과하여 함유하여도, 소입성은 향상하지만, 초석페라이트생성의 억제효과가 포화함과 동시에 코스트증가가 된다. 따라서, Cr함유량을 0.05% 이상 0.3% 이하로 한다.
다음에, 실시형태 1의 강판의 조직에 관하여 설명한다.
페라이트평균입경 : 6㎛ 이하
페라이트평균입경은, 신장플랜지성과 소재강도를 지배하는 중요한 인자이며, 실시형태 1에 있어서 중요한 요건이다. 페라이트입자를 미세화함으로써, 신장플랜지성을 열화시킴이 없이 강도를 상승시키는 것이 가능하게 된다. 즉, 페라이트평균입경을 6㎛ 이하로 함에 의하여, 소재의 인장강도를 440MPa 이상 확보하면서도, 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 한편, 1.0㎛ 미만의 미세입자로 되면 강도상승이 현저해지며, 프레스가공시의 부하가 증대할 가능성이 있기 때문에, 하한은 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트입경은, 제조조건, 특히 마무리온도, 냉각정지온도에 의하여 제어할 수 있다.
탄화물평균입경 : 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만
탄화물입경은, 가공성일반, 및 구멍확장가공에 있어서의 보이드 발생에 큰 영향을 미친다. 탄화물이 미세하게 되면 보이드의 발생은 억제할 수 있지만, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되면 경도의 상승에 따라 연성이 저하하고, 그 때문에 신장플랜지성도 저하한다. 한편, 탄화물평균입경의 증가에 따라 가공성일반은 향상하지만, 1.20㎛ 이상이 되면 구멍확장가공에 있어서의 보이드의 발생에 의하여 신장플랜지성이 저하한다. 따라서, 탄화물평균입경을 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어한다. 또, 탄화물평균입경을 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어함에 의하여, 강도 상승이 억제됨과 동시에 신장이 증대하여 우수한 신장특성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛으로 한다. 또, 탄화물평균입경은, 제조조건, 특히 냉각정지온도, 권취온도, 및 어닐링온도에 의해 제어할 수 있다. 여기서, 탄화물의 평균입경에 관하여는, 탄화물의 장경(長徑)과 단경(短徑)의 평균을 각각의 탄화물의 입경(粒徑)으로 하고, 이 각각의 탄화물의 입경을 평균한 값을 탄화물평균입경으로 한다.
탄화물의 분산상태 : 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자의 체적율이 10% 이하
탄화물의 분산상태를 균일하게 함으로써, 상술한 바와 같이, 구멍확장가공시의 타발 단면에 있어서의 응력집중이 완화되고, 보이드의 발생이 억제될 수 있다. 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자를, 체적율로 하여 10% 이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태를 균일하게 할 수 있고, 신장플랜지성이 현저하게 향상된다. 따라서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은 10% 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을 5% 이하로 함으로써, 탄화물의 분산상태를 일층 균일화하여, 매우 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 5% 이하로 한다. 한편, 본 성분계가 아공석강으로서, 초석페라이트를 완전하게 억제하는 것이 곤란한 것을 고려하면 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율의 하한은 1%로 하는 것이 바람직하다. 또, 탄화물의 분산상태, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은, 제조조건, 특히 마무리온도, 압연후의 냉각속도, 냉각정지온도 및 권취온도에 의하여, 제어하는 것이 가능하다.
여기서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 통상의 광학현미경에 의한 금속조직관찰에서는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미하며, 주사형전자현미경에서도 저배율로는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미한다. 즉, 본 발명에 있어서의 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 강판시료의 판두께 단면(斷面)을 연마하고, 나이탈(nital)로 부식후, 주사형전자현미경으로 1000배로 관찰하여도 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자로 한다. 이와 같은 페라이트입자는, 열연후에 초석페라이트로서 생성한 부분이고, 어닐링후의 상태에서도 입자 내에 탄화물이 관찰되지 않는, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자로 말할 수 있다.
다음에, 실시형태 1의 제조조건의 한정이유에 대하여 설명하다.
열간압연의 마무리온도 : (Ar3변태점-10℃) 이상
강을 열간압연할 때의 마무리온도가 (Ar3변태점-10℃) 미만에서는, 일부에서 페라이트변태가 진행하기 때문에 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 증가하고, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 페라이트입자의 조대화가 현저하게 되어 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하기 때문에, 신장플랜지성과 함께 강도가 저하한다. 따라서, 마무리압연의 마무리온도는 (Ar3변태점-10℃) 이상으로 한다. 이에 의하여, 조직의 균일미세화를 도모할 수 있으며, 신장플랜지성과 강도의 향상이 도모될 수 있다. 한편, 마무리온도의 상한은 특히 한정되지 않지만, 1000℃를 넘는 고온의 경우 스케일성 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1000℃ 이하가 바람직하다. 또, Ar3변태점(℃)은 다음의 식으로 산출할 수 있다.
Ar3=930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr (1)
여기서, 식중의 원소기호는 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다.
열간압연의 냉각조건 : 냉각속도〉 120℃/초
본 발명에서는, 변태후의 초석페라이트입자의 체적율의 저감을 도모하기 위하여, 압연후에 급냉(냉각)을 행한다. 열간압연후의 냉각방법이 서냉이라면, 오스테나이트의 과냉도가 작아서 초석페라이트가 많이 생성된다. 냉각속도가 120℃/초 이하의 경우, 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 10%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각속도를 120℃/초를 넘는 것으로 한다. 한편, 냉각속도의 상한은 설비상 능력의 관점에서 700℃/초가 바람직하다.
여기서 냉각속도란 마무리압연후의 냉각개시로부터 냉각정지까지의 평균냉각속도이다. 또한, 마무리압연후, 통상은 3초 이내 정도에서 냉각을 개시하지만, 변태후의 페라이트결정립이나 펄라이트 등을 보다 미세화하고, 가공성을 일층 더 향상시키는 점에서, 마무리압연후, 0.1초를 넘고 1.0초 미만의 시간내에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
냉각정지온도 : 620℃ 이하
열간압연후의 냉각의 냉각정지온도가 높은 경우, 권취까지의 냉각중에 페라이트가 생성함과 동시에, 펄라이트의 콜로니(colony) 및 라멜라 간격이 증대한다. 그 때문에, 어닐링후에 페라이트입자가 조대화함과 동시에 미세탄화물이 얻어지지 않게되어, 강도가 저하하며, 신장플랜지성이 열화한다. 냉각정지온도가 620℃보다 높은 경우, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 10%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각정지온도를 620℃ 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자를 5% 이하로 하는 경우는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각정지온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
권취온도 : 600℃ 이하
냉각정지후는 강판을 권취하지만, 권취온도가 높을 수록 펄라이트의 라멜라간격이 크게 된다. 그 때문에, 어닐링후의 탄화물이 조대화하여, 권취온도가 600℃를 넘으면 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 권취온도를 600℃ 이하로 한다. 또, 권취온도를 500℃이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태가 일층 균일화하고, 매우 우수한 신장플랜지성이 얻어지기 때문에, 500℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 권취온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또, 탄화물의 분산상태를 더욱 균일화하고, 우수한 신장플랜지성을 얻기 위해서는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하여 냉각함과 동시에, 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것이 특히 바람직하다.
어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하
상기와 같이 하여 얻은 열연강판에 대하여, 탄화물을 구상화하기 위하여 어닐링을 행한다. 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 탄화물의 구상화가 불충분 혹은 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 한편, 어닐링온도가 Ac1 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 신장도 열화한다. 이상에 의하여, 어닐링온도는 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다. 더욱이, 어닐링온도를 680℃이상으로 함으로써, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이 되어, 높은 신장특성을 얻을 수 있으며, 또한 더 한층 우수한 신장플랜지성을 얻을 수 있다. 따라서, 바람직하게는 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다. 또, Ac1 변태점(℃)는 다음 식으로 산출할 수 있다.
Ac1 =754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (2)
여기서, 식중의 원소기호는 각각 원소 함유량(질량%)을 나타낸다.
실시형태 1의 고탄소강판의 성분 조제(調製)에는, 전로(轉爐) 혹은 전기로의 어느 것도 사용가능하다. 이와 같이 성분 조제된 고탄소강을, 조괴(造塊)-분괴(分塊)압연 또는 연속주조에 의하여 강 슬래브로 한다. 이 강 슬래브에 대하여 열간압연을 행하지만, 이 때 슬래브 가열온도는 스케일발생에 의한 표면결함의 열화를 피하기 위해서 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 열간압연시에 조압연을 생략하여 마무리압연을 행하여도 좋고, 연속주조슬래브를 그대로 또는 온도저하를 억제할 목적으로 보열하면서 압연하는 직송압연을 행하여도 좋다. 또한, 마무리온도 확보를 위해, 열간압연중에 바 히터 등의 가열수단에 의하여 압연재의 가열을 행하여도 좋다. 또, 구상화촉진 혹은 경도 저감을 위하여, 권취후에 코일을 서냉커버 등의 수단으로 보온하여도 좋다.
권취를 행하여 열연강판으로 한 후, 바람직하게는 통상의 방법에 따라 산세한 후에 어닐링을 행한다. 어닐링에 대해서는, 상(箱)어닐링, 연속어닐링의 어느 것도 좋다. 그 후, 필요에 따라서 조질압연을 행한다. 이 조질압연에 관하여는 소입성에는 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대하여 특히 제한은 없다.
이상에 의하여, 신장플랜지성이 우수하고, 혹은 더욱이 연성이 우수한 고탄소열연강판을 얻을 수 있다. 또, 상기는 본 발명의 제조방법의 일실시형태를 나타낸 것으로서, 이에 한정되는 것은 아니다.
이와 같이 하여 얻어진 고탄소열연강판이 우수한 신장플랜지성을 가지는 이유는 다음과 같이 생각된다. 신장플랜지성에는, 타발 단면부분의 내부조직이 크게 영향을 미친다. 특히, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자(열연후의 초석페라이트)가 많은 경우, 구상화조직의 부분과의 입계로부터 크랙이 발생하는 것이 확인되고 있다.
미크로조직의 거동을 보면, 타발 가공시에는 탄화물의 계면에, 응력집중에 의한 보이드의 발생이 현저하게 된다. 이 응력집중은, 탄화물의 치수가 클수록, 또한 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많을 수록 크게 된다. 구멍확장가공시에는, 이러한 보이드가 연결되어 크랙이 된다.
이와 같이, 제조조건의 제어뿐만 아니라, 탄화물평균입경, 및 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 차지하는 비율을 제어함으로써, 응력집중을 작게 하고, 보이드 발생을 저감하는 것이 가능하다.
실시예 1
표1에 도시한 화학성분을 가지는 강의 연속주조슬래브를, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 마무리압연후 냉각개시까지의 시간 0.7초, 열연후 냉각속도 150℃/초, 냉각정지온도 610℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 그 후, 산세하고, 710℃로 40h 유지하는 상어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제조하였다. 여기서, 강 No.A~E 및 N은 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위내이고, 강 No.F~M은 조성이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다.
이러한 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태를 측정, 신장플랜지성평가 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건에 관하여 이하로 나타낸다.
(ⅰ)페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 그 분산상태
샘플의 판두께 단면을 연마ㆍ나이탈 부식후, 주사형전자현미경에서 미크로조직을 촬영하고, 표기의 특성값을 측정하였다.
우선, 페라이트평균입경에 관하여는, 상기 주사형전자현미경에서 1000배로 촬영한 조직사진에 대하여, JIS규격 G0552에 규정되어 있는 페라이트결정입도 시험방법 중의 절단법에 준거하여 측정하였다.
탄화물평균입경에 관하여는, 마찬가지로 3000배로 촬영한 조직사진을 사용하고, 실면적 0.01㎟의 범위에서, 판두께방향으로 100mm의 선분(線分) 20개를 긋고, 이들 선분과 교차한 탄화물에 대하여 그 장경과 단경을 측정하고, 양자의 평균값을 그 탄화물의 입경으로 하며, 더욱이 측정한 전 탄화물의 입경의 평균을 구하여 탄화물평균입경으로 하였다.
또한, 탄화물의 분산상태에 대하여는, 상기 1000배로 촬영한 조직사진에 관하여, 탄화물이 관찰되지 않은 페라이트입자의 면적율을 측정하고, 이것을 가지고 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율로 하여, 탄화물의 분산상태의 지표로 하였다.
(ⅱ)신장플랜지성의 평가
샘플을, 펀치 직경 do=10mm, 다이스 직경 12mm(클리어런스 20%)의 타발공구를 사용하여 타발후, 구멍확장시험을 실시하였다. 구멍확장시험은, 원통평저(圓筒平底) 펀치(50mmφ, 5R(쇼울더(shoulder)반경 5mm)로서 밀어올리는 방법으로 행하고, 구멍테두리에 판두께 관통크랙이 발생한 시점에서의 구멍직경 db(mm)을 측정하여, 다음 식으로 정의되는 구멍확장율 λ(%)을 구하였다.
λ=100×(db-do)/do (3)
(ⅲ)인장시험
압연방향에 대하여, 90°방향(C방향)을 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장강도 10mm/min 으로 인장시험을 행하여, 인장강도 및 신장을 측정하였다.
이상의 시험결과에 의하여 얻어진, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물의 분산상태, 신장플랜지성, 및 인장강도를 표2에 나타내었다. 여기서, 신장플랜지성은 상기 식(3)의 구멍확장율 λ로 평가하였다. 또, 본 발명에서는, 인장강도 TS에 대하여는 440MPa 이상, 구멍확장율 λ에 대하여는 70% 이상(판두께 5.0mm)를 각각 목표로 한다. 또한, 우수한 연성을 요구하는 경우의 신장으로서 35% 이상을 목표로 한다.
표2에서는, 강 No.A~E 및 N은, 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위내이고, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 10% 이하의 발명예이다. 이들은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 70% 이상이라고 하는 실시형태 1의 목표를 달성하고 있다. 또한, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이기 때문에, 신장도 35% 이상 달성하고 있다.
이에 대하여, 표2의 강 No.F~M은, 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.F는 C가 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위를 초과하고 있고, 인장강도(TS)가 440MPa 미만이며, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.G는 C가 높고, 조직은 실시형태 1의 범위로 되지만, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.H는 Si 및 P가 높고, 강 No.L,M은 B, Cr이 각각 낮기 때문에, 어느것도 초석페라이트가 다량으로 생성되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한 10%를 초과하고 있으며, 구멍확장율이 목표보다 낮다.
비교예의 강 No.I는 Mn이 낮기 때문에, 초석페라이트가 다량으로 생성하고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위보다 높고, 더욱이 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하고 있으며, 강도 및 구멍확장가공율이 목표보다 낮다. 강 No.J는 Mn이 높고, 밴드조직이 발생하였기 때문에, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.K는 S가 높고, MnS가 증대하여, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다.
실시예 2
앞에 게재된 표1에 나타난 강 중, 발명예의 강 No. A, C의 연속주조슬래브를 1250℃로 가열한 후, 표3에 도시한 조건으로 열간압연, 이어서 산세, 어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제조하였다. 여기서, 강판 No.1~8은 제조조건이 실시형태 1의 범위내의 발명예이고, 강판 No.9~16은 제조조건이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다.
이들 강판으로부터 샘플을 채취하고, 실시예 1과 마찬가지로 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태의 측정, 신장플랜지성측정, 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건은 실시예 1과 동일하다. 결과를 표4에 나타내었다.
표4에서는, 제조조건이 실시형태 1의 범위내인 강 No.1~8은, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 10% 이하로 되어 있는 발명예의 강판이다.
이들 발명예의 강판은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 70% 이상이라고 하는 본 발명 목표를 달성하고 있다. 그 중에서도, 강판 No.1,3,5,7은 어닐링온도가 680℃ 이상으로 본 발명의 제조조건의 바람직한 범위이고, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상으로서 높은 신장(35% 이상)이 얻어지고 있다. 그 중에서도 특히 강판 No.3,7은 냉각정지온도가 600℃ 이하, 권취온도가 500℃ 이하, 어닐링온도가 680℃ 이하로서, 본 발명 제조조건의 바람직한 범위내이고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 5% 이하로서, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이며, 높은 구멍확장율(85% 이상)과 동시에 높은 신장(35% 이상)이 얻어지고 있다.
이에 대하여, 표4의 강 No.9~16은, 제조조건(표3)이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.9,13은, 압연종료온도가 실시형태 1보다 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하고 있고, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.10,14는, 압연후의 냉각속도가 실시형태 1의 범위보다 낮고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하고 있고 구멍확장율도 목표보다 낮다.
비교예 강판 No.11,15는, 냉각정지온도와 권취온도가 실시형태 1의 범위보다 높고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하여, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.12는, 어닐링온도가 본 발명범위보다 높고, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하여, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.16은, 어닐링온도가 실시형태 1의 범위보다 낮고, 탄화물의 구상화가 불충분하여 정확한 입경측정이 불가능하지만, 탄화물평균입경은 명백히 1.2mm를 초과하고 있고, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다. 또한, 신장도 낮다.
실시형태 1의 고탄소열연강판을 사용함에 의하여, 기어로 대표되는 변속기 부품등의 가공에 있어서 가공도를 높게 하는 것이 가능하며, 그 결과 제조공정을 생략하여 낮은 코스트로 부품등을 제조하는 것이 가능하게 된다.
실시형태 2 :
실시형태 2는, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물인 조성과, 페라이트 평균입경이 6㎛ 이하, 틴화물 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하인 조직을 가지는 고탄소냉연강판을 제공한다. 상기 탄화물 평균입경은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자의 체적율은, 10％ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 실시형태 2는, 상기 조성을 가지는 강 소재를, 마무리온도 (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연한 후, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 하여 냉각을 행하고, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취하며, 압하율 30% 이상으로 냉간압연을 행하고, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 고탄소냉연강판의 제조방법을 제공한다. 상기 어닐링을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 냉각정지온도 600℃ 이하에서 냉각을 행하고, 권취온도 500℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 제조방법에 있어서, 권취후 냉간압연전에 추가적으로 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하여도 좋다.
실시형태의 고탄소냉연강판 및 그 제조방법은, 고탄소강판의 신장플랜지성 및 연성에 미치는 조성 및 미크로조직의 영향에 관하여 예의연구를 진행한 중에 이루어졌다. 그 과정에서, 강판의 신장플랜지성 및 연성에 영향을 미치는 인자는, 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물의 분산상태도 큰 영향을 미치고 있는 것을 알아내었다.
또한, 탄화물의 형상으로서는 탄화물 평균입경, 탄화물의 분산상태로서는 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을, 각각 제어함으로써 고탄소냉연강판의 신장플랜지성이 향상하는 것을 알 수 있었다. 더욱이, 조성 및 페라이트 입경을 제어함에 의하여, 신장플랜지성과 강도를 안정하면서도 높은 레벨로 양립시킬 수 있고, 탄화물입경을 더욱 규정(規定)하여 제어함으로써 신장을 안정하게 높일 수 있는 것을 알아내었다. 그리고, 이러한 지식에 기초하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제어방법을 검토하고, 신장플랜지성 및 연성이 우수한 고탄소열연강판의 제조방법을 확립하였다.
이하, 실시형태 2의 구성요소에 관하여 설명한다.
C함유량 : 0.20∼O.58 ％(질량%, 이하 동일함)
C는, 탄화물을 형성하고, 소입후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. 그러나, C함유량이 0.20% 미만에서는, 열연후의 조직에 있어서 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많아지게 되어 탄화물의 분포가 불균일하게 된다. 또한, 페라이트입자도 조대화한다. 또, 이 경우 소입후에도, 기계구조용부품으로서 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.58%를 초과하면, 어닐링후에도 신장플랜지성 및 연성이 낮다. 따라서, C함유량은, 0.20% 이상 O.58 ％ 이하로 한다.
Si: 0.1％ 이하
Si는, 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승사키는 원소이기 때문에, 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하여 함유하면, 초석페라이트가 생성하기 숴워지고, 탄화물을 실질적으로 함유하지 않은 페라이트입자가 많아져서 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, Si함유량을 0.1% 이하로 제한한다.
Mn ; 0.20~0.60%
Mn은, Si과 마찬가지로 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이다. 또한, S을 MnS로서 고정하고, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 중요한 원소이다. 그리고, Mn의 함유량에 관하여는, 소입성에 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 따라서, 본 발명의 B, Cr첨가강에 있어서 소입성에 미치는 Mn량의 영향에 관하여 조사하였다.
C: 0.36％, Si: 0.03％, Mn: 0.10~0.90%, P: 0.01%, S: 0.003%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025％, Cr: 0.25％로 이루어지는 강을 용해후, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 이어서, 압하율 50%로 냉간압연을 행하고, 710℃로 40h 유지하는 조건으로 어닐링을 행하여, 판두께 2.5mm의 강판을 제작하였다. 얻어진 강판을 50×100mm의 크기로 절단후, 가열로에서 820℃로 승온하고, 10초 유지후에 약 20℃의 기름 내에서 소입하였다. 소입후의 시험편에 있어서는 경도를 록웰경도 스케일(HRc)로 10점 측정하고, 소입성을 평가하였다. 평가는 평균경도(HRc) 50 이상을 양호로 하였다. 얻어진 결과를 도2에 나타내었다.
도2는, Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다. 도2에 의하여, M n량이 0.20% 이상에서 경도(HRc) 50 이상이 확보되고, Mn량이 0.35% 이상에서 경도가 55에 달하여, 보다 높은 소입경도가 안정하게 얻어지는 것을 알 수 있었다.
또한, 소재강도를 상승시키고, S를 MnS로서 고정하며, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 점에서, Mn함유량이 0.20% 미만에서는 이러한 결과가 작아지게 됨과 동시에 초석페라이트의 생성을 조장하고, 페라이트입자를 조대화시킨다.
한편, 0.60%를 초과하면, 인장강도는 얻을 수 있지만, 편석대인 망간밴드의 생성이 현저하게 되어 신장플랜지성 및 신장이 열화한다.
이상에 의하여, Mn함유량은 0.20% 이상 0.60% 이하, 바람직하게는 0.35% 이상 0.60% 이하로 한다.
P ; 0.02% 이하
P는, 입계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.02%까지는 허용될 수 있기 때문에, P함유량을 0.02%이하로 제한한다.
S ; 0.01% 이하
S는, Mn과 MnS를 형성하여 신장플랜지성을 열화시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, S의 함유량이 0.01%까지는 허용될 수 있기 때문에, S함유량을 0.01% 이하로 제한한다.
sol.A1: 0.1% 이하
Al은, 탈산제로서 사용되어 강의 청정도를 향상시키기 때문에, 제강단계에서 첨가하며, 강중에는 통상 sol.A1로서 대개 0.005% 이상 함유시킨다. 한편, sol.A1 함유량이 0.1%를 넘는 정도로 Al을 첨가하여도, 청정도를 향상시킨다고 하는 효과가 포화하여 코스트 증가가 된다. 따라서, 강중의 sol.A1 함유량은 0.1% 이하로 한다.
N: 0.005% 이하
N은, BN을 형성하여 소입성에 유효한 고용 B량을 저감시켜 소입성을 저하시키므로, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, N의 함유량이 0.005%까지는 허용될 수 있기 때문에, N함유량을 0.005%이하로 제한한다.
B: 0.001~0.005％
B는, 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, B함유량이 0.001% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.005%를 초과하면, 효과가 포화함과 동시에, 열간압연의 부하가 높아져서 조업성이 저하한다. 따라서, B함유량을 0.001% 이상 0.005% 이하로 한다.
Cr: 0.05~0.3％
Cr은, B와 마찬가지로 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.05% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.3%를 초과하여 함유하여도, 소입성은 향상하지만, 초석페라이트생성의 억제효과가 포화함과 동시에 코스트증가가 된다. 따라서, Cr함유량을 0.05% 이상 0.3% 이하로 한다.
다음에, 강판의 조직에 관하여 설명한다.
페라이트평균입경 : 6㎛ 이하
페라이트평균입경은, 신장플랜지성과 소재강도를 지배하는 중요한 인자이며, 실시형태 2에 있어서 중요한 요건이다. 페라이트입자를 미세화함으로써, 신장플랜지성을 열화시킴이 없이 강도를 상승시키는 것이 가능하게 된다. 즉, 페라이트평균입경을 6㎛ 이하로 함에 의하여, 소재의 인장강도를 440MPa 이상 확보하면서도, 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 한편, 1.0㎛ 미만의 미세입자로 되면 강도상승이 현저해지며, 프레스가공시의 부하가 증대할 가능성이 있기 때문에, 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트입경은, 제조조건, 특히 마무리온도, 냉각정지온도에 의하여 제어할 수 있다.
탄화물평균입경 : 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만
탄화물입경은, 가공성일반, 및 구멍확장가공에 있어서의 보이드 발생에 큰 영향을 미친다. 탄화물이 미세하게 되면 보이드의 발생은 억제할 수 있지만, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되면 경도의 상승에 따라 연성이 저하하고, 그 때문에 신장플랜지성도 저하한다. 한편, 탄화물평균입경의 증가에 따라 가공성일반은 향상하지만, 1.20㎛ 이상이 되면 구멍확장가공에 있어서의 보이드의 발생에 의하여 신장플랜지성이 저하한다. 따라서, 탄화물평균입경을 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어한다. 또, 탄화물평균입경을 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어함에 의하여, 강도 상승이 억제됨과 동시에 신장이 증대하여 우수한 신장특성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛으로 한다. 또, 탄화물평균입경은, 제조조건, 특히 냉각정지온도, 권취온도, 및 어닐링온도에 의해 제어할 수 있다. 여기서, 탄화물의 평균입경에 관하여는, 탄화물의 장경(長徑)과 단경(短徑)의 평균을 각각의 탄화물의 입경(粒徑)으로 하고, 이 각각의 탄화물의 입경을 평균한 값을 탄화물평균입경으로 한다.
탄화물의 분산상태 : 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자의 체적율이 15% 이하
탄화물의 분산상태를 균일하게 함으로써, 상술한 바와 같이, 구멍확장가공시의 타발 단면에 있어서의 응력집중이 완화되고, 보이드의 발생이 억제될 수 있다. 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자를, 체적율로 하여 15% 이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태를 균일하게 할 수 있고, 신장플랜지성이 현저하게 향상된다. 따라서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은 15% 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을 10% 이하로 함으로써, 탄화물의 분산상태를 일층 균일화하여, 매우 우수한 신장플랜지성을 얻을 수 있다. 따라서, 바람직하게는 10% 이하로 한다. 한편, 본 성분계가 아공석강으로서, 초석페라이트를 완전하게 억제하는 것은 곤란한 것을 고려하면 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율의 하한은 1%로 하는 것이 바람직하다. 또, 탄화물의 분산상태, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은, 제조조건, 특히 마무리온도, 압연후의 냉각속도, 냉각정지온도 및 권취온도 및 어닐링온도에 의하여, 제어하는 것이 가능하다.
여기서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 통상의 광학현미경에 의한 금속조직관찰에서는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미하며, 주사형전자현미경에서도 저배율로는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미한다. 즉, 본 발명에 있어서의 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 강판시료의 판두께 단면을 연마하고, 나이탈로 부식후, 주사형전자현미경으로 1000배로 관찰하여도 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자로 한다. 이와 같은 페라이트입자는, 열연후에 초석페라이트로서 생성한 부분이고, 어닐링후의 상태에서도 입자 내에 탄화물이 관찰되지 않는, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자로 말할 수 있다.
다음에, 제조조건의 한정이유에 대하여 설명하다.
열간압연의 마무리온도 : (Ar3변태점-10℃) 이상
강을 열간압연할 때의 마무리온도가 (Ar3변태점-10℃) 미만에서는, 일부에서 페라이트변태가 진행하기 때문에 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 증가하고, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 페라이트입자의 조대화가 현저하게 되어 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하기 때문에, 신장플랜지성과 함께 강도가 저하한다. 따라서, 마무리압연의 마무리온도는 (Ar3변태점-10℃) 이상으로 한다. 이에 의하여, 조직의 균일미세화를 도모할 수 있으며, 신장플랜지성과 강도의 향상이 도모될 수 있다. 한편, 마무리온도의 상한은 특히 한정되지 않지만, 1000℃를 넘는 고온의 경우 스케일성 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1000℃ 이하가 바람직하다. 또, Ar3변태점(℃)은 다음의 식으로 산출할 수 있다.
Ar3=930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr (1)
여기서, 식중의 원소기호는 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다.
열간압연의 냉각조건 : 냉각속도〉 120℃/초
실시형태 2에서는, 변태후의 페라이트입자의 체적율의 저감을 도모하기 위하여, 압연후에 급냉(냉각)을 행한다. 열간압연후의 냉각방법이 서냉이라면, 오스테나이트의 과냉도가 작아서 초석페라이트가 많이 생성된다. 냉각속도가 120℃/초 이하의 경우, 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 15%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각속도를 120℃/초를 넘는 것으로 한다. 한편, 냉각속도의 상한은 설비상 능력의 관점에서 700℃/초가 바람직하다.
여기서 냉각속도란 마무리압연후의 냉각개시로부터 냉각정지까지의 평균냉각속도이다. 또한, 마무리압연후, 통상은 3초 이내 정도에서 냉각을 개시하지만, 변태후의 페라이트결정립이나 펄라이트 등을 보다 미세화하고, 가공성을 보다 일층 향상시키는 점에서, 마무리압연후, 0.1초를 넘고 1.0초 미만의 시간내에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
냉각정지온도 : 620℃ 이하
열간압연후의 냉각의 냉각정지온도가 높은 경우, 권취까지의 냉각중에 페라이트가 생성함과 동시에, 펄라이트의 콜로니 및 라멜라 간격이 증대한다. 그 때문에, 냉간압연-어닐링후에 페라이트입자가 조대화함과 동시에 미세탄화물이 얻어지지 않고, 강도가 저하하며, 신장플랜지성이 열화한다. 냉각정지온도가 620℃보다 높은 경우, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 15%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 열간압연후의 냉각의 냉각정지온도를 620℃ 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자를 10% 이하로 하는 경우는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각정지온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
권취온도 : 600℃ 이하
냉각정지후는 강판을 권취하지만, 권취온도가 높을 수록 펄라이트의 라멜라간격이 크게 된다. 그 때문에, 냉간압연-어닐링후의 탄화물이 조대화하여, 권취온도가 600℃를 넘으면 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 권취온도를 600℃ 이하로 한다. 또, 권취온도를 500℃이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태가 일층 균일화하고, 아주 우수한 신장플랜지성이 얻어지기 때문에, 500℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 권취온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또, 탄화물의 분산상태를 더욱 균일화하고, 우수한 신장플랜지성을 얻기 위해서는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하여 냉각함과 동시에, 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것이 특히 바람직하다. 더욱이, 권취후의 열연강판은, 냉간압연을 행하기 전에 스케일제거하기 위한 산세를 실시하는 것이 바람직하다. 특히, 열연강판에 어닐링을 실시하는 경우는, 스케일에 의한 강판표면으로의 영향을 제거하기 위하여, 상기 어닐링을 실시하기 전에 산세를 행하는 것이 바람직하다. 산세는 통상의 방법에 따라서 행하면 충분하다.
열연강판의 어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하
열연후, 냉간압연을 행하지만, 그 전에 탄화물을 구상화하기 위하여 어닐링(일차어닐링)을 행하는 것이 바람직하다. 또, 이 때의 일차어닐링은, 상어닐링, 연속어닐링 어느것도 좋다. 일차어닐링의 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 어닐링의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 어닐링온도가 Ac1 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 역시 어닐링의 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 일차어닐링을 행하는 경우의 어닐링온도는 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다. 또, 우수한 신장플랜지성을 얻는데는, 어닐링온도를 680℃이상으로 하는 것이 바람직하다.
냉간압연의 압하율 : 30% 이상
냉간압연은 탄화물의 미세균일분산을 행하고, 신장플랜지성을 향상시킨다. 그러나, 냉간압연의 압하율이 30% 미만에서는 효과가 얻어지지 않을 뿐 아니라, 어닐링후에 미(未)재결정부가 잔존하여, 오히려 신장플랜지성을 열화시킨다. 또한, 신장도 저하한다. 따라서, 냉간압연의 압하율은 30% 이상으로 한다. 압하율의 상한은 특히 제약은 없지만, 압연부하의 문제로부터 80% 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉연강판의 어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하
냉간압연후, 재결정 및 탄화물의 구상화촉진을 위하여 어닐링을 행한다. 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 탄화물의 구상화가 불충분 혹은 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만으로 되어 신장플랜지성이 열화한다. 한편, 어닐링온도가 Ac1 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 신장플랜지성이 열화한다. 더욱이, 어닐링온도를 680℃ 이상으로 함에 의하여, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이 되어, 높은 신장특성이 얻어지며, 또한 한층 더 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하이다. 또, Ac1 변태점(℃)는 다음 식으로 산출할 수 있다.
Ac1 =754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (2)
여기서, 식중의 원소기호는 각각 원소 함유량(질량%)을 나타낸다.
실시형태 2의 고탄소강판의 성분 조제(調製)에는, 전로(轉爐) 혹은 전기로의 어느 것도 사용가능하다. 이와 같은 성분 조제된 고탄소강을, 조괴(造塊)-분괴(分塊)압연 또는 연속주조에 의하여 강소재인 강 슬래브로 한다. 이 강 슬래브에 대하여 열간압연을 행하지만, 이 때 슬래브 가열온도는 스케일발생에 의한 표면상태의 열화를 피하기 위해서 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 열간압연시에 조압연을 생략하여 마무리압연을 행하여도 좋고, 연속주조슬래브를 그대로 또는 온도저하를 억제할 목적으로 보열하면서 압연하는 직송압연을 행하여도 좋다. 또한, 마무리온도 확보를 위해, 열간압연중에 바 히터 등의 가열수단에 의하여 압연재의 가열을 행하여도 좋다. 또, 구상화촉진 혹은 경도 저감을 위하여, 권취후에 코일을 서냉커버 등의 수단으로 보온하여도 좋다.
권취를 행한 후, 경우에 따라서 통상의 방법에 따라 산세한다. 이어서, 냉간압연 후, 어닐링을 행한다. 냉간압연후의 어닐링에 대하여는, 상(箱)어닐링, 연속어닐링의 어느 것도 좋다. 냉간압연후의 어닐링 후, 필요에 따라서 조질압연을 행한다. 이 조질압연에 관하여는 소입성에는 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대하여 특히 제한은 없다.
이상에 의하여, 신장플랜지성이 우수하고, 혹은 더욱이 연성이 우수한 고탄소냉연강판을 얻을 수 있다. 또, 상기는 본 발명의 제조방법의 일실시태양을 나타낸 것으로서, 이에 한정되는 것은 아니다.
이와 같이 하여 얻어진 고탄소냉연강판이 우수한 신장플랜지성을 가지는 이유는 다음과 같이 생각된다. 신장플랜지성에는, 타발 단면부분의 내부조직이 크게 영향을 미친다. 특히, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자(열연후의 초석페라이트에 대응하는 부분)가 많은 경우, 구상화조직의 부분과의 입계로부터 크랙이 발생하는 것이 확인되고 있다.
미크로조직의 거동을 보면, 타발 가공시에는 탄화물의 계면에, 응력집중에 의한 보이드의 발생이 현저하게 된다. 이 응력집중은, 탄화물의 치수가 클수록, 또한 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많을 수록 크게 된다. 구멍확장가공시에는, 이러한 보이드가 연결되어 크랙이 된다.
이와 같이, 제조조건의 제어뿐만 아니라, 탄화물평균입경, 및 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 차지하는 비율을 제어함으로써, 응력집중을 작게 하고, 보이드 발생을 저감하는 것이 가능하다.
실시예 1
표5에 도시한 화학성분을 가지는 강의 연속주조슬래브를, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 마무리압연후 냉각개시까지의 시간 0.7초, 열연후 냉각속도 150℃/초, 냉각정지온도 610℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 그 후, 산세하고, 압하율 50%로 냉간압연하고, 710℃로 40h 유지하는 상어닐링을 행하고, 판두께 2.5mm의 강판을 제조하였다. 여기서, 강 No.A~E는은 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위내의 발명예이고, 강 No.F~M은 조성이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다.
이러한 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태를 측정, 신장플랜지성평가 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건에 관하여 이하로 나타낸다.
(ⅰ)페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 그 분산상태
실시형태 1과 동일한 방법으로 측정하였다.
(ⅱ)신장플랜지성의 평가
샘플을, 펀치 직경 do=10mm, 다이스 직경 11mm(클리어런스 20%)의 타발공구를 사용하여 타발후, 구멍확장시험을 실시하였다. 구멍확장시험은, 원통평저(圓筒平底) 펀치(50mmφ, 5R(쇼울더 반경 5mm))로서 밀어올리는 방법으로 행하고, 구멍테두리에 판두께 관통크랙이 발생한 시점에서의 구멍직경 db(mm)을 측정하여, 다음 식으로 정의되는 구멍확장율 λ(%)을 구하였다.
λ=100×(db-do)/do (3)
(ⅲ)인장시험
압연방향에 대하여, 90°방향(C방향)을 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장강도 10mm/min 으로 인장시험을 행하여, 인장강도 및 신장을 측정하였다.
이상의 시험결과에 의하여 얻어진, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물의 분산상태, 신장플랜지성, 및 인장강도를 표6에 나타내었다. 여기서, 신장플랜지성은 상기 식(3)의 구멍확장율 λ로 평가하였다. 또, 본 발명에서는, 인장강도 TS에 대하여는 440MPa 이상, 구멍확장율 λ에 대하여는 80% 이상(판두께 2.5mm)를 각각 목표로 한다. 또한, 우수한 연성을 요구하는 경우의 신장으로서 35% 이상을 목표로 한다.
상기 표6에서는, 강 No.A~E는, 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위내이고, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 15% 이하의 발명예이다. 이들은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 80% 이상이라고 하는 본 발명의 목표를 달성하고 있다. 또한, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이기 때문에, 신장도 35% 이상 달성하고 있다.
이에 대하여, 표6의 강 No.F~M은, 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.F는 C가 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위를 초과하고 있고, 인장강도(TS)가 440MPa 미만이며, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.G는 C가 높고, 조직은 실시형태 2의 범위로 되지만, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.H는 Si 및 P가 높고, 강 No.L,M은 B, Cr이 각각 낮기 때문에, 어느것도 초석페라이트가 다량으로 생성되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 본 발명범위의 상한 15%를 초과하고 있고, 구멍확장율이 목표보다 낮다.
비교예의 강 No.I는 Mn이 낮기 때문에, 초석페라이트가 다량으로 생성하고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위보다 높고, 더욱이 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하고 있고, 강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.J는 Mn이 높고, 밴드조직이 발생하였기 때문에, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.K는 S가 높고, MnS가 증대하여, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다.
실시예 2
앞에 게재된 표5에 나타난 강 중, 발명예의 강 No. A, C의 연속주조슬래브를 1250℃로 가열한 후, 표7에 도시한 조건으로 열간압연후, 산세하고, 냉간압연 및 어닐링을 행하고, 판두께 2.5mm의 강판을 제조하였다. 또, 일부의 강판에 대하여는 산세후, 일차어닐링을 실시하였다. 여기서, 강판 No.1~12는 제조조건이 실시형태 2의 범위내의 발명예이고, 강판 No.13~19는 제조조건이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다.
이들 강판으로부터 샘플을 채취하고, 실시예 1과 마찬가지로 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태의 측정, 신장플랜지성측정, 및 인장시험을 행하였다. 결과를 표8에 나타내었다.
상기 표8에 의하여, 제조조건이 실시형태 2의 범위내인 강 No.1~12는, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 15% 이하로 되어 있는 발명예의 강판이다. 이들 발명예의 강판은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 80% 이상이라고 하는 실시형태 2의 목표를 달성하고 있다.
그 중에서, 특히 강판 No.3,4,5,6,11,12는 냉각정지온도가 600℃ 이하, 권취온도가 500℃ 이하, 또한 강판 No.5,6,9,10,11,12는 일차어닐링을 실시한 예이며, 각각 실시형태 2의 제조조건의 바람직한 범위내이다. 이들은, 높은 구멍확장율 (85% 이상)이 얻어지고 있다. 또한, 강판 No. 1,3,5,7,9,11은, 냉간압연후의 어닐링온도가 680℃이상이며, 이들은 높은 신장플랜지성이 얻어지고 있다.
이에 대하여, 표8의 강판 No.13~19는, 제조조건(표7)이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.13은, 압연종료온도가 본 발명범위보다 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있고, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.10,14는, 압연후의 냉각속도가 실시형태 2의 범위보다 낮고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있고 구멍확장율도 목표보다 낮다.
비교예 강판 No.15는, 냉각정지온도가 실시형태 2의 범위보다 높고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하여, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.16은, 권취온도가 실시형태 2의 범위보다 높아서, 탄화물평균입경이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있어, 구멍확장율이 목표보다 낮다.
강 No.17은, 냉간압연의 압하율이 실시형태 2의 범위보다 낮고, 미재결정조직이 잔류하며, 페라이트입자가 미세화되지 않아, 인장강도도 높고, 신장 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.18, 냉간압연후의 어닐링온도가 실시형태 2의 범위보다 높고, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있어, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 저하하고 있다. 강판 No.19은, 냉간압연후의 어닐링온도가 실시형태 2의 범위보다 낮고, 탄화물의 구상화가 불충분하여 정확한 입경측정이 불가능하지만, 탄화물평균입경은 명백히 1.20mm를 초과하고 있고, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다.
본 발명에 의하면, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어렵고, 440MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에, 구멍확장율 λ≥70%, 더욱이 신장 35% 이상을 만족하는 연성 및 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판 및 고탄소냉연강판을 만들 수 있다.
도1은, 실시형태 1에 따른 Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면,
도2는, 실시형태 2에 따른 Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다.

Claims (18)

  1. 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
    평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가지며,
    상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고,
    상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하인 고탄소열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 갖고,
    상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.
  5. 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
    평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가지며,
    상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고,
    상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하인 고탄소냉연강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 페라이트 입자가, 10％ 이하의 체적율을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 페라이트 입자가, 10％ 이하의 체적율을 갖고,
    상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.
  9. 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 공정,
    열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정,
    냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정,
    권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어지는 고탄소열연강판의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,
    상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 어닐링하는 공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,
    상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지며,
    상기 어닐링하는 공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.
  13. 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar3변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 공정,
    열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정,
    냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정,
    권취된 열연강판을 산세후, 압하율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정,
    냉연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어지는 고탄소냉연강판의 제조방법.
  14. 제13항에 있어서,
    상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,
    상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.
  15. 제13항 또는 제14항에 있어서,
    상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.
  16. 제13항에 있어서,
    권취공정 후와 냉간압연공정 전에, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.
  18. 제16항 또는 제17항에 있어서,
    상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,
    상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.
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