KR20070068289A - 성형성이 우수한 고탄소강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 목적은 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하여 성형성이 우수하고, 최종 열처리성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법을 제공하는데 있다.
상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 이하, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하거나 또는 상기 B와 N의 관계식이 만족되지 않더라도 상기 Ti 의 조성이 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 범위를 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 원소로 이루어진 강 슬라브를 Ar3 변태점이상에서 열간압연을 하고, 냉각속도 20℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로 냉각하여 Ms~530℃이하의 온도에서 권취하여 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 통합 5%이하이고, 주요한 상이 베이나이트로 구성된 성형성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.
또한, 상기와 같이 제조된 열연강판을 통상의 냉간압연의 적용없이, (600℃ ~ Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하여 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하이며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛이하인 성형성이 우수한 고탄소 강판을 제공한다.
고탄소강, 미세 탄화물, 성형성, 베이나이트

Description

성형성이 우수한 고탄소강판 및 그 제조방법{CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN FORMABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.
도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.
도3은 붕소(B)와 질소(N)의 원자% 비율에 따른 구멍확장성의 관계를 나타낸 그래프이다.
도4는 붕소(B)를 첨가한 강과 첨가하지 않은 강의 냉각속도 변화에 따른 경도값을 나타내는 그래프이다.
본 발명은 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하고, 페라이트상의 결정립이 미세하며, 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 공구나 자동차용 부품을 제조하는데 사용되는 가공용 고탄소강은 열간 압연 강판으로 제조후, 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 만들기 위한 구상화 소둔을 거치게 된다. 이때 완전한 구상화를 위하여는 장시간의 소둔이 필요하 며, 이에 따라 제조 원가가 상승하고 생산성이 저하되는 문제가 있다.
그리고 가공용 고탄소강은 열간 압연 강판을 제조하기 위하여 열연 권취 및 구상화 소둔 공정을 거친 다음, 추가적으로 드로잉 성형, 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 굽힘 성형 등 대표적인 가공 공정을 적용 받게 된다.
그러나, 이러한 고탄소강이 페라이트와 세멘타이트 2상의 조직으로 구성될 경우에는 페라이트와 세멘타이트의 형상과 크기 및 분포가 부품 가공 공정에서의 성형성에 큰 영향을 미치게 된다. 즉, 초석 페라이트 조직이 다량 함유된 고탄소강의 경우에는, 초석 페라이트의 특성상 내부에 탄화물이 포함되어 있지 않으므로 연성은 우수하지만, 구멍 확장성(Hole expansion ratio)으로 평가되는 신장 플랜지성(stretch-flange formability)이 반드시 우수한 것은 아니다.
또한 초석 페라이트와 구상화된 탄화물을 포함하는 페라이트로 구성된 조직을 갖는 고탄소강은, 탄화물을 포함하는 페라이트로만 구성된 고탄소강의 조직에 비하여 탄화물의 크기가 크다.
따라서 가공시 구멍이 확장 가공되면서, 초석 페라이트와 구상화 탄화물을 포함하고 있는 페라이트간의 변형차가 발생하며, 재료의 변형 연속성을 보장하기 위하여 상대적으로 조대한 탄화물과 페라이트간의 계면에 변형이 집중되게 된다. 이 같은 변형의 집중은 계면에서의 보이드(void) 발생으로 이어지며, 이는 결국 크랙으로 성장하게 되어 신장 플랜지성을 열화시킨다.
또한, 페라이트와 펄라이트의 조직으로 구성된 강을 구상화 소둔하는 경우, 구상화 시간을 단축하기 위하여 열간 압연후 냉간 압연을 행함에 의하여 구상화 소 둔 시간을 단축하는 방법이 널리 사용되고 있다. 또한, 펄라이트 조직에서 탄화물의 층상 조직의 간격이 좁을수록, 즉 조직이 미세할수록 구상화 속도가 향상되어, 구상화를 완료하는데 걸리는 시간이 비교적 짧아지나 여전히 장시간의 BAF(Batch Annealing Furnace) 열처리가 요구된다.
또한, 가공용 고탄소강의 경우에 가공후 오스테나이트화 열처리후 담금질의 후속 냉각 공정을 거쳐 경도를 높이는 프로세스를 거치게 되는데, 시료의 두께나 크기가 얇거나 작은 경우에는 시료 전체에 걸쳐 경도가 균질하지만, 시료가 두껍거나 큰 경우에는 경도 분포가 불균질하게 된다. 그러나, 자동차 부품등의 정밀부품에서 경도 편차가 존재하는 경우에 내구성에서의 편차로 이어지므로 열처리후 균질한 재질분포를 얻는 것이 매우 중요하다.
이와 같은 불균질한 재질 분포 문제를 해결하기 위한 방법이 일본 특허 공개 평 11-269552호, 일본 특허 공개 평11-269553호, 미국 특허 제6,589,369호, 일본 특허 공개 제2003-13144호 및 일본 특허 공개 제2003-13145호에 기재되어 있다.
먼저, 일본 특허 공개 평11-269552호 및 일본 특허 공개 평11-269553호에는 탄소 함량이 0.1 내지 0.8중량%인 강을 이용하여, 실질적으로 페라이트와 펄라이트 조직인 금속 조직을 초석 페라이트 면적율 0.4ⅹ(1-[C]%/0.8)ⅹ100 이상, 펄라이트 층상 간격 0.1㎛ 이상으로 포함하는 열간 압연 강판을 제조하고, 이를 15% 이상 냉간 압연을 실시한 후에, 2단계의 가열 패턴을 이용하여 가열하고, 이후 냉각하여 특정 온도에서 유지하는 총 3단계의 가열 패턴을 적용함으로써 신장 플랜지 성형성이 우수한 중, 고탄소 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이러한 방법은 냉간 압연을 구상화 소둔전에 적용함으로써 제조 비용이 높아지는 단점이 있다.
또한, 미국 특허 제6,589,369호에는 0.01 내지 0.3중량% C, 0.01 내지 2중량% Si, 0.05 내지 3중량% Mn, 0.1중량% 이하 P, 0.01중량% 이하 S, 0.005 내지 1중량% Al를 함유하고, 페라이트를 제1상으로 하고, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 제2상(second phase)으로 하며, 제2상의 부피 분율을 평균 결정립 크기로 나눈 몫이 3~12이고, 제2상의 평균 경도값을 페라이트의 평균 경도값으로 나눈 몫이 1.5 ~ 7인 신장 플랜지성이 우수한 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나 상기 방법은 통상의 고탄소강에서 중요한 인자인 오스테나이트화 열처리후 냉각시 얻어지는 높은 경도값을 제공할 수 없다. 또한 구상화 열처리를 적용할 시 균일한 탄화물 분포를 얻을 수 없어, 최종 구상화후 구멍 확장성이 열화되는 단점이 있다.
상기 일본 특허 공개 제2003-13144호와 일본 특허 공개 제2003-13145호에서는 0.2 내지 0.7중량% C강을 Ar3 -20℃ 이상의 온도에서 열간 압연한 후 냉각속도 120℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고 650℃ 이상에서 냉각을 정지하고 이어서 600 ℃ 이하에서 권취를 행하고, 이를 산세한 후, 640℃ 내지 Ac1 온도 사이에서 소둔을 행함으로써 탄화물 평균 입경이 0.1 내지 1.2㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 10% 이하인 조직을 갖도록 제어함으로써 신장 플랜지성이 우수한 열연 고탄소 강판을 제조하거나, 또는 상기 제조방법에서 열간 압연 강판을 산세한 후에 30% 이상의 냉간 압연을 적용하고, 이를 600℃ 내지 Ac1 온도 사이에서 소둔을 행함으로써 탄화물 평균 입경이 0.1 내지 2.0㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 15% 이하인 조직을 갖도록 제어함으로써 신장 플랜지성이 우수한 냉연 고탄소강판 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 상기 방법 역시 열간압연 후 120℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각을 실시하는 것은 통상의 열간압연 공장에서는 불가능하며, 이를 위하여는 특별히 고안된 냉각장치가 필요하고 이의 설치를 위하여는 고가의 비용이 소요되는 단점이 있다.
본 발명은 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하여 성형성이 우수하고, 최종 열처리성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법을 제공하는데 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
또한, 본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하 고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
또한, 본 발명에 따른 일 실시예의 고탄소 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조하는 단계,
상기 슬라브를 재가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,
상기 열연강판을 20oC/sec~100oC/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및
상기 냉각된 열연강판을 Ms(마르텐사이트 변태 시작 온도, 이하Ms라 한다.)~530oC 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.
또한, 본 발명에 따른 다른 실시예의 고강도 강판의 제조방법은 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조하는 단계,
상기 강슬라브를 재가열하고, Ar3 변태온도 이상에서 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계,
상기 열연강판을 20oC/sec~100oC/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및
상기 냉각된 열연강판을 Ms~530oC 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.
또한, 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이고, 90% 이상의 상이 베이나이트로 형성될 수 있으며, 고탄소 강판의 탄화물의 평균크기가 1㎛ 이하이며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 각각의 경우 열연강판을 600oC~Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계 를 더 포함할 수 있다.
이와 같은 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.
먼저, 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.5%를 넘는 경우에는 제2 상인 세멘타이트의 절대량의 증가로 인하여 구상화 소둔 후 신장 플랜지성 등의 가공성이 열화된다. 따라서 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 하는 것이 바람직하다.
상기 망간(Mn)의 함량은 0.1 ~ 1.2%로 한다. 망간(Mn)은 강의 제조공정 중에 불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가된다.
망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 적열취성이 발생되고 망간(Mn)이 1.2%가 넘는 경우에는 중심편석 또는 미소편석등의 편석이 심해진다. 따라서 망간(Mn)의 함량은 0.1% ~ 1.2%로 하는 것이 바람직하다.
상기 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 0.4%를 넘는 경우, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다. 따라서 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 강의 소입성을 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나 구상화를 지연지키는 원소로 알려져 있어 다량 첨가 되는 경우 좋지 않은 역효과가 발생 할 수 있다. 따라서 크롬의 함량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고 시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, 강 중에 존재하는 질소(N)를 질화알루미늄(AlN)으로 고정하여 결정립 크기를 미세화시킨다.
그러나 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기와 같은 첨가 목적을 이룰 수 없다. 또한, 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 넘는 경우 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있다. 따라서 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다.
황(S)의 함량은 0.012% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.012%를 넘는 경우에는 황화망간(MnS)이 석출되어 강판의 성형성이 악화된다. 따라서 황(S)의 함량은 0.012% 이하로 하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti)은 질화티타늄(TiN)을 석출시켜 질소(N)를 제거한다. 따라서 질소(N)에 의해 질화붕소(BN)가 형성되어 붕소(B)가 소모되는 것을 방지한다. 이에 따라 붕소(B)의 첨가 효과가 나타나도록 할 수 있다. 붕소(B)의 첨가 효과에 대하여는 후술하도록 한다.
그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다. 따라서 이 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다.
그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 이상인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적으로 가능하므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.
다만, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 탄화티타늄(TiC)이 형성되어 탄소(C)량 감소효과로 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원단위가 상승한다.
따라서 티타늄(Ti)의 함량은 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하거나, 또는 0.5×48/14×[N]~0.03%로 하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 한다. 질소(N)는 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키므로, 그 첨가량을 최소화하는 것이 바람직하다. 다만, 질소(N)가 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 범위에서 그 함량이 질소(N)의 함량은 0.006%를 넘는 경우, 석출물의 수가 많아져서 붕소(B)의 첨가 효과를 상쇄시킨다. 따라서 질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 하는 것이 바람직하다.
그러나 티타늄(Ti)이 첨가되는 경우에는 질화티타늄(TiN)의 석출에 의해 질화붕소(BN)가 형성되지 않으므로, 티타늄(Ti)이 0.5×48/14×[N]% 이상으로 첨가된 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.
붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮추거나, 또는 Fe23(C, B)6의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제한다.
또한, 최종 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 중요한 합금원소이다.
붕소(B)가 0.0005% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵게 된다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0080%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 붕소(B)의 함량은 0.0005%~0.0080%로 하는 것이 바람직하다.
도 1 및 도 2는 붕소(B) 첨가에 의한 상변태 제어를 나타낸 개략도이다.
도면에서 Ms는 마르텐사이트 생성 개시온도를 나타내며, Mf는 마르텐사이트 생성 종료온도를 나타낸다.
도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강을 고온 예컨대, 사상압연 마무리 온도로부터 각기 다른 냉각속도로 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직을 개략적 인 연속냉각 상태도로 나타낸 것이다.
도 1에서 보는 바와 같이, 강에 붕소(B)를 첨가하지 않은 경우, v1의 냉각속도로 냉각시에는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, v2의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 얻어지고, v3의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 조직이 얻어진다.
도 2에서 보는 바와 같이, 이러한 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 페라이트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 도 1에 비하여 시간 축을 따라 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다.
즉, 붕소(B)의 첨가로 인해 동일한 냉각속도에 대하여 붕소(B)를 첨가하지 않은 강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, v1 및 v2의 냉각속도에서는 마르텐사이트를 얻게 되며, v3의 냉각속도에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 된다. 이와 같이, 붕소(B)의 첨가에 의해 냉각속도를 증가시킨 효과를 얻게 된다.
이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명하도록 한다.
먼저, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하며, 나 머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조한다.
또는, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si : 0.4%이하, Cr : 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조한다. 이와 같은 강슬라브의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 설명을 생략하도록 한다.
다음으로 상기 강재를 재가열하고 Ar3 변태온도 이상의 온도에서 열간마무리압연 하여 열연강판을 제조한다. 이때, 열간 마무리압연 온도를 Ar3 변태 온도 이상으로 하는 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 즉, 2상역 압연이 행해질 경우 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생하게 되어 전체 조직에 걸친 균일한 탄화물의 분포를 얻을 수 없다.
다음으로, 제조된 열연강판을 20oC/sec~100oC/sec범위의 냉각속도로 냉각한다. 열간압연 후 냉각속도가 20oC/sec 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어지게 되어 열연 베이나이트, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직 또는 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없게 된다. 또한, 100oC/sec를 초과하는 냉각속도를 얻기 위해서는 기존의 방식이 아닌 가압식 급속 냉각설비와 같은 새로운 설비가 필요하므로 원가상승의 원인이 된다. 따라서 냉각속도는 20oC/sec~100oC/sec 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 열연강판을 Ms~530oC 범위의 온도에서 권취한다. 권취 온도가 530oC를 넘는 경우에는 펄라이트 변태를 유발하여 저온조직을 얻을 수 없으므로 권취온도는 530oC이하로 하여야 한다. 귄취 온도가 Ms 미만인 경우에는 귄취시 마르텐사이트 변태가 발생하여 크랙이 발생할 수 있다. 실질적으로 권취온도는 권취기의 성능에 의존하는 바가 크다.
이와 같이 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5% 이하이고, 90% 이상의 상이 베이나이트로 구성된 열연코일을 제조한다. 이 경우 미량의 마르텐사이트가 생성될 수도 있으나 90% 이상의 상이 베이나이트로 형성될 경우 본 발명이 추구하는 성형성 향상에 큰 문제가 되지는 않는다.
다음으로 600oC ~ Ac1 변태 온도 범위에서 소둔 할 수 있다. 소둔이 600oC 미만의 온도에서 이루어지는 경우, 조직에 내재된 전위를 실질적으로 제거하고 탄화물의 구상화를 이루는 것이 어려워진다.
또한, Ac1 변태온도를 넘는 온도에서 소둔하는 경우, 역변태를 유발하여 이 후 냉각시에 펄라이트 변태가 이루어지므로, 가공성이 열화된다. 따라서 600oC ~ Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 것이 바람직하다.
이와 같이, 초석 페라이트와 펄라이트의 생성을 억제하고 주요 조직을 베이나이트 조직으로 형성함으로써 최종 탄화물의 평균 크기가 1um 이하이며, 평균 결 정립의 크기가 5um 이하인 성형성이 우수한 고탄소 강판을 제조할 수 있다.
이상과 같은 본 발명의 열연강판 제조방법을 이용할 경우 통상의 냉간압연을 적용하지 않고도 성형성이 우수한 고탄소 강판을 제조할 수 있다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 아래의 실시예는 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예
진공 유도 용해에 의해 표 1(단위 wt%)에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하였다. 제조된 강괴를 1200℃에서 1시간동안 재가열후 열연 두께 4.3mm가 되도록 열간압연을 하였다.
열간압연의 마무리 온도는 Ar3 변태점이상으로 하였으며, ROT 냉각속도는 10℃/초, 30℃/초 및 60℃/초로 냉각하여서 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 450 ~ 600℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시켜 열연권취를 모사하였다.
구상화 소둔 열처리는 640℃, 680℃, 710℃에서 행하였으며, 그 결과를 표 2에 기재하였다.
강종 C Mn Si Cr Al S B N Ti 기타
A 0.25 0.61 0.19 0.14 0.040 0.0033 0.0055 0.0015 - 잔부 Fe 및 불순물
B 0.34 0.73 0.21 0.09 0.030 0.0027 0.0058 0.0010 -
C 0.44 0.71 0.22 0.13 0.036 0.0026 0.0058 0.0014 -
D 0.37 0.70 0.17 0.08 0.042 0.0043 0.0023 0.0019 0.024
E 0.43 0.71 0.18 0.13 0.048 0.0046 0.0021 0.0020 0.022
F 0.35 0.65 0.22 0.14 0.040 0.0032 0.0028 0.0017 -
G 0.32 0.76 0.20 0.09 0.030 0.0026 - 0.0014 -
H 0.35 0.65 0.19 0.13 0.040 0.0031 0.0005 0.0049 -
I 0.45 0.72 0.21 0.12 0.046 0.0025 - 0.0011 -
J 0.61 0.43 0.18 0.14 0.050 0.0051 0.0041 0.0020 -
K 0.34 0.67 0.18 0.12 0.030 0.0029 0.0015 0.0044 -
표 1의 강종에 대한 제조조건, 즉, 사상압연후 냉각속도(ROT 냉각속도), 권취온도에 따른 초석 페라이트의 존재 유무 (5%이하인 경우, 없는 것으로 간주함), 미세조직 특성 및 최종 구상화 소둔판의 구멍확장성을 표 2에 기재하였다.
여기서, 구멍 확장성은 시험편에 원형의 구멍을 타발한 후, 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이, 적어도 한 곳에서 두께방향으로 관통할때까지의 구멍 확대량을 초기의 구멍에 대한 비율로 표시한 것으로서, 신장 플랜지성을 평가하는 지수로 알려져 있으며, 하기 수학식1로 표현된다.
λ = (Dh - Do)/ Doⅹ100 (%)
(λ는 구멍 확장성 (%), Do는 초기 구멍직경 (본 발명에서는 10mm), Dh 는 파단후의 구멍직경 (mm)을 의미한다.)
또한, 전술한 구멍확장성을 평가할 때 초기 구멍을 펀칭할 때의 클리어런스(clearance)에 대한 정의가 필요하다. 클리어런스는 다이와 펀치의 간격을 시험편의 두께에 대한 비율로 표시한 것으로서, 하기 수학식2에 의하여 정의되며, 본 발명의 실시예에서는 10%정도의 클리어런스를 이용하였다.
C = 0.5ⅹ(dd-dp)/t ⅹ 100 (%)
(c는 clearance (%), dd 는 타발 다이의 내경 (mm), dp 는 타발 펀치의 직경 (dp=10mm), t는 시험편의 두께를 의미한다.)
비고 ROT 냉각속도(℃/초) 권취 온도 (℃) 초석 페라이트 유/무 구상화 온도(℃)/시간(hr) 페라이트 평균직경 (㎛) 탄화물 평균직경(㎛) 구멍 확장성 (λ, %) 강종
비교예1 10 450 유 680 / 30 17.8 0.68 67.2 A
실험예1 30 450 무 680 / 30 4.3 0.21 120.4
실험예2 70 450 무 680 / 30 4.1 0.20 122.8
비교예2 10 500 유 640 / 40 7.5 0.69 48.0 B
비교예3 유 680 / 30 7.6 0.71 49.7
비교예4 유 710 / 10 7.8 0.73 50.4
실험예3 30 500 무 640 / 40 2.4 0.48 57.1
실험예4 무 680 / 30 2.5 0.55 59.3
실험예5 무 710 / 10 2.5 0.52 67.1
실험예6 70 500 무 710 / 10 2.4 0.49 69.2
비교예5 30 600 유 680 / 30 15.2 1.03 52.5
비교예6 10 500 유 680 / 30 7.1 1.41 39.3 C
실험예7 30 500 무 680 / 30 2.3 0.88 51.7
비교예7 30 600 유 680 / 30 10.0 1.17 40.3
비교예8 10 500 유 680 / 30 7.7 0.73 47.2 D
비교예9 유 710 / 10 7.7 0.74 49.1
실험예8 30 500 무 680 / 30 2.4 0.54 58.4
실험예9 무 710 / 10 2.5 0.53 64.3
비교예10 30 600 유 680 / 30 13.4 1.01 47.2
비교예11 10 450 유 680 / 30 7.0 1.31 38.9 E
실험예10 30 450 무 680 / 30 2.1 0.74 49.7
실험예11 30 500 무 710 / 10 2.4 0.52 61.1 F
비교예12 30 600 유 710 / 10 12.4 1.12 46.2
비교예13 10 500 유 680 / 30 - 구상화 미완료 40.0 G
비교예14 30 500 유 680 / 30 7.8 0.74 49.6
비교예15 30 600 유 680 / 30 - 구상화 미완료 44.0
비교예16 30 500 유 680 / 30 8.1 0.73 48.7 H
비교예17 유 710 / 10 8.3 0.77 49.9
비교예18 30 600 유 680 / 30 - 구상화 미완료 41.3
비교예19 유 710 / 10 - 구상화 미완료 42.7
비교예20 10 450 유 680 / 30 - 구상화 미완료 28.3 I
비교예21 30 450 유 680 / 30 7.2 1.37 36.4
비교예22 30 500 무 680 / 30 5.5 0.82 34.4 J
비교예23 30 600 유 680 / 30 - 구상화 미완료 23.6
비교예24 30 500 유 710 / 10 7.9 0.75 50.1 K
비교예25 30 600 유 710 / 10 - 구상화 미완료 42.3
초석 페라이트의 존재 유, 무는 마지막 열간압연이 Ar3 변태점 이하에서 작업이 되는 경우에도 의존을 하고, 또한 사상압연후 냉각속도(ROT 냉각속도)에도 의존을 하며, 또한 권취 온도에도 의존을 한다.
즉, Ar3 변태 온도는 오스테나이트 영역에서 냉각을 시작한 후의 냉각속도에 주로 의존을 하지만, Ar3 변태점 이하에서의 압연은 초석 페라이트의 생성을 의미하며, 이는 불균질한 세멘타이트의 분포를 유발하게 된다. 그리고, ROT(run out table) 냉각속도가 느릴수록 페라이트 및 펄라이트 변태가 유발되고, 냉각속도가 빠를수록 페라이트, 펄라이트 변태를 피하게 됨은 잘 알려져 있다.
또한, 열연 변태가 마무리되는 권취온도가 낮을수록 초석 페라이트의 존재 확률은 낮아진다. 이는 표 2의 실시예에 나타낸 바와 같이, 동일 조성과 냉각조건에서도 권취온도가 높을수록 초석 페라이트가 많이 생기는 것과 일치한다. 표 2에 나타낸 초석 페라이트 유, 무의 기준은 초석 페라이트의 양이 5% 초과인 경우에 유로 표시하였고, 5% 이하인 경우에 무로 표시하였으며, 초석 페라이트가 무인 경우에만 본 발명의 조성을 가지는 발명강에 해당된다.
본 발명은 열연판 제조후 냉간압연 없이 구상화 소둔에 의해서도, 최종 구상화 소둔판이 균일하고 미세한 분포의 탄화물을 포함하도록 한다. 열연판에서 초석 페라이트와 펄라이트의 생성을 억제하고 베이나이트 조직을 생성되도록 하면 가능하다.
열연판에 초석 페라이트가 존재하는 경우에는, 최종 구상화 소둔판의 탄화물 분포도 불균질해지는데, 이는 초석 페라이트내에는 탄화물이 거의 존재를 하지 않으며, 본 발명의 공정에서는 최종 구상화 소둔판까지 이러한 미세조직 특성이 지속됨에 기인한다.
또한, 열연판에서 베이나이트 조직이 생성되면, 통상의 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 변화시키는 것에 비하여 매우 짧은 시간의 소둔을 하여도 구상화가 가능하다. 예로 실시예의 710℃에서의 소둔 시간은 10시간 정도이다.
최종 구상화 소둔후 페라이트 직경을 표 2에 기재하였다. 발명강의 경우에는 5㎛이하의 미세한 평균 결정립 크기를 보이지만, 초석 페라이트가 존재하는 비교강의 경우에는 발명강에 비하여 매우 큰 페라이트 결정립을 보여준다. 강종 J는 탄소 범위가 발명의 조성에서 벗어남으로 초석 페라이트가 무인 경우에 해당되지만 비교강으로 분류되었다.
도 3은 붕소(B)와 질소(N)의 원자% 비율에 따른 구멍확장성의 관계를 나타낸 그래프이다. B(원자%)/N(원자%) 비율이 1미만인 경우에는 구멍 확장성이 매우 낮았으나, 1 이상인 경우에는 구멍확장성이 매우 높은 것을 알 수 있다. 이것으로 N와 결합하지 않는 B가 상변태를 효과적으로 지연시키고 있음을 알 수 있다.
최종 구상화 소둔후 페라이트 직경은, 열연 미세조직과 탄화물의 크기와 관련성이 있는데, 열연 미세조직에서 초석 페라이트나 펄라이트가 존재하는 경우에 페라이트의 직경이 커지게 되며, 탄화물이 국부적으로 존재하게 됨에 따라 탄화물의 사이즈도 상대적으로 커지게 됨에 따라서, 최종 페라이트의 결정립은 커지게 된다.
최종 페라이트 결정립이 작을수록 인성(toughness)이 향상되는 것은 주지의 사실이며, 이는 본 발명의 부가적 이점이라 할 수 있다. 탄화물 평균 직경도 전술한 페라이트 결정립 크기에서와 같이, 초석 페라이트가 존재하는 경우에 국부적인 영역에의 탄화물의 집중적 생성에 기인하여, 탄화물의 평균 직경은 커지게 되고, 전체적으로 불균질한 분포를 야기한다. 이는 구멍 확장성의 열화의 원인이 되며, 페라이트 결정립의 조대화도 야기한다.
도 4는 붕소(B)를 첨가한 강과 첨가하지 않은 강의 냉각속도 변화에 따른 경도값을 나타내는 그래프이다.
B가 효과적으로 첨가된 B로 표시된 강의 경우에는 약 20℃/초 이상의 냉각속도에서는 거의 균일한 경도값을 보이나, B가 첨가되지 않은 G로 표시된 강의 경우는 냉각속도가 변함에 따라서 경도값이 매우 크게 변하는 것을 알 수 있다. 즉, B가 상변태를 지연시키므로, 소입성이 향상되어, 최종 성형 후 행해지기도 하는 최종 열처리과정 후의 경도 편차를 줄이거나, 경도를 향상시킬 수 있다.
전술한 바와 같이 본 발명에 따르면 느린 냉각속도로 냉각하여도 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하는 성형성이 우수한 고탄소 강판을 얻을 수 있어 고가의 냉각설비 투자를 줄일 수 있는 이점이 있다.
또한, 최종 성형 후 행하여지는 최종 열처리 과정 후의 경도 편차를 줄이거나, 경도를 향상시킬 수 있는 이점이 있다.

Claims (12)

  1. 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 1㎛이하의 평균 입자 크기를 갖는 탄화물 및 5㎛이하의 평균 결정립 크기를 갖는 페라이트를 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 고탄소 강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이고, 90%이상이 베이나이트로 형성되는 성형성이 우수한 고탄소 강판.
  3. 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 1㎛이하의 평균 입자 크기를 갖는 탄화물 및 5㎛이하의 평균 결정립 크기를 갖는 페라이트를 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 고탄소 강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이고, 90%이상이 베이나이트로 형성되는 성형성이 우수한 고탄소 강판.
  5. 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 제조하는 단계,
    상기 슬라브를 재가열하고 Ar3 변태 온도 이상의 온도에서 열간마무리압연하는 열간압연단계,
    상기 열간압연단계에 에서 제조된 열연강판을 20oC/sec~100oC/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및
    상기 냉각된 열연강판을 Ms(마르텐사이트 변태온도)~530oC 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분 율이 각각 5%이하이고, 90%이상이 베이나이트로 형성되는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
    상기 열연강판을 600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    고탄소 강판의 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛이하인 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  9. 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계,
    상기 슬라브를 재가열하고 마무리 온도를 Ar3 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계,
    상기 열연강판을 20oC/sec~100oC/sec범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및
    상기 냉각된 열연강판을 Ms~530oC 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이고, 90%이상이 베이나이트로 형성되는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서,
    상기 열연강판을 600℃~Ac1 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 고탄소 강판의 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛이하인 성형성이 우수한 고탄소 강판 제조방법.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009075494A1 (en) * 2007-12-06 2009-06-18 Posco High carbon steel sheet superior in tensile strength and elongation and method for manufacturing the same
WO2010074370A1 (ko) * 2008-12-24 2010-07-01 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
WO2013154254A1 (ko) 2012-04-10 2013-10-17 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
KR101353551B1 (ko) * 2011-12-22 2014-01-23 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법
KR101372707B1 (ko) * 2011-12-15 2014-03-10 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
KR20160047058A (ko) 2014-10-21 2016-05-02 주식회사 포스코 고상 접합성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법
KR20160053790A (ko) 2014-10-30 2016-05-13 주식회사 포스코 템퍼 취성 저항성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101178708B1 (ko) * 2009-08-10 2012-08-30 주식회사 엘지화학 내충격성 및 착색성이 우수한 고무 강화 열가소성 수지 조성물
EP2714947B1 (en) * 2011-05-30 2017-07-19 Tata Steel Limited Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
CN103687973B (zh) * 2011-07-15 2016-08-31 Posco公司 热压成形钢板、使用其的成型部件以及制造该钢板和部件的方法
EP2832466B1 (en) * 2012-03-30 2016-06-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Manufacturing method for hot press-molded steel member, and hot press-molded steel member
CN103212943B (zh) * 2012-12-24 2016-01-20 浙江易锋机械有限公司 汽车空调压缩机偏心轮的生产方法
CN103042364B (zh) * 2012-12-24 2015-11-18 浙江易锋机械有限公司 汽车空调压缩机活塞的生产方法
CN103009005B (zh) * 2012-12-24 2015-10-07 浙江易锋机械有限公司 汽车空调压缩机缸体的生产方法
EP3045550A4 (en) * 2013-09-10 2017-05-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for manufacturing press-molded article, and press-molded article
CN103627867A (zh) * 2013-10-30 2014-03-12 丹阳市华龙特钢有限公司 一种不锈钢板材的制造方法
CN104630618B (zh) * 2015-01-19 2017-04-12 宁波钢铁有限公司 一种家用园艺工具用钢55MnB及其制备方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3508911A (en) 1967-05-11 1970-04-28 Bethlehem Steel Corp Low carbon steel with titanium aluminum and boron
US3987245A (en) * 1975-01-23 1976-10-19 Motorola, Inc. Compensated speaker-microphone
JPH0196032A (ja) * 1987-10-09 1989-04-14 Seiko Epson Corp ガラスの製造方法
JPH075970B2 (ja) * 1989-12-18 1995-01-25 住友金属工業株式会社 高炭素薄鋼板の製造方法
JP3836195B2 (ja) 1996-09-20 2006-10-18 日新製鋼株式会社 ドアインパクトビーム用熱延鋼板の製造方法
JPH10265845A (ja) 1997-03-24 1998-10-06 Kawasaki Steel Corp 冷間加工性に優れた熱延合金鋼板の製造方法
JP3909949B2 (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・高炭素鋼板の製造法
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
FR2780984B1 (fr) * 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
FR2787735B1 (fr) 1998-12-24 2001-02-02 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une piece a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud
JP3752118B2 (ja) * 1999-08-31 2006-03-08 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高炭素鋼板
CN1157491C (zh) 2000-01-27 2004-07-14 杰富意钢铁株式会社 高碳钢板及其制造方法
WO2001081640A1 (fr) 2000-04-21 2001-11-01 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP3879447B2 (ja) 2001-06-28 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法
JP3879446B2 (ja) 2001-06-28 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法
US6889369B1 (en) 2001-07-26 2005-05-03 Advanced Micro Devices, Inc. Method and apparatus for determining critical timing path sensitivities of macros in a semiconductor device
DE60130500T2 (de) 2001-11-16 2008-06-12 Posco, Pohang Stahlplatte mit überlegener zähigkeit in der von der schweisshitze beeinflussten zone und verfahren zu ihrer herstellung; schweisskonstruktion unter verwendung davon
FR2833504A1 (fr) * 2001-12-14 2003-06-20 Usinor Procede de mise en forme a chaud et notamment l'obtention de tout ou partie d'une roue de vehicule automobile
JP4062118B2 (ja) 2002-03-22 2008-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4380471B2 (ja) 2003-08-28 2009-12-09 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
JP4380469B2 (ja) * 2003-08-28 2009-12-09 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
JP4412094B2 (ja) * 2003-10-10 2010-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素冷延鋼板およびその製造方法
KR100673422B1 (ko) * 2003-08-28 2007-01-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법
JP4403925B2 (ja) * 2003-10-10 2010-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素冷延鋼板およびその製造方法
JP4650006B2 (ja) * 2004-03-10 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009075494A1 (en) * 2007-12-06 2009-06-18 Posco High carbon steel sheet superior in tensile strength and elongation and method for manufacturing the same
US8465601B2 (en) 2007-12-06 2013-06-18 Posco High carbon steel sheet superior in tensile strength and elongation and method for manufacturing the same
WO2010074370A1 (ko) * 2008-12-24 2010-07-01 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
KR101372707B1 (ko) * 2011-12-15 2014-03-10 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
KR101353551B1 (ko) * 2011-12-22 2014-01-23 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법
WO2013154254A1 (ko) 2012-04-10 2013-10-17 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
US9856550B2 (en) 2012-04-10 2018-01-02 Posco High carbon hot rolled steel sheet having excellent material uniformity and method for manufacturing the same
KR20160047058A (ko) 2014-10-21 2016-05-02 주식회사 포스코 고상 접합성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법
KR20160053790A (ko) 2014-10-30 2016-05-13 주식회사 포스코 템퍼 취성 저항성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조 방법

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