KR20080106314A - 극연질 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판을 제공한다. C : 0.2 ∼ 0.7% 의 고탄소 열연 강판으로서, 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상, 입경 10㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하, 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 15% 이하, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 강판이다. 그리고, 조압연 후, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 최종 2 패스의 압하율을 12% 이상, 또한 마무리 온도를 (Ar3 - 10)℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 이어서 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고, 이어서 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후, 580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서 구상화 소둔함으로써 제조된다.
극연질 고탄소 열연 강판

Description

극연질 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED ULTRA SOFT HIGH -CARBON STEEL PLATE AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 극연질 고탄소 열연 강판, 특히 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
공구 혹은 자동차 부품 (기어, 미션) 등에 사용되는 고탄소 강판은 펀칭, 성형 후, 담금질 뜨임 등의 열처리가 실시된다. 최근, 공구나 부품 메이커, 즉 고탄소 강판의 사용자에서는 저비용화를 위해 이전의 주조재의 절삭 가공이나 열간 단조에 의한 부품 가공으로부터, 강판의 프레스 성형 (냉간 단조를 포함한다) 에 의한 가공 공정의 간략화가 검토되고 있다. 그에 수반하여, 소재로서의 고탄소 강판에는 복잡한 형상으로 성형하기 위하여 연성이 우수할 것, 및 펀칭 후의 성형에 있어서 구멍 확장 가공 (버링) 성이 우수할 것이 요망되고 있다. 이 구멍 확장 가공성은 일반적으로 연신 플랜지성으로 평가되어 있다. 그 때문에, 연성과 동시에 연신 플랜지성이 우수한 재료가 요망되고 있다. 또한, 프레스기 및 금형의 부하 저감의 관점에서는 연질인 것도 강하게 요구되고 있다.
이상과 같은 현상황에 입각하여, 고탄소 강판의 연질화에 대해서는 몇 가지 기술이 검토되어 있다. 예를 들어, 특허 문헌 1 에는 열간 압연 후, 소정의 가 열 속도로 페라이트-오스테나이트의 2 상역에 가열하고, 소정의 냉각 속도로 소둔 처리하는 고탄소 강대(鋼帶)의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술에서는 고탄소 강대를 Acl 점 이상의 페라이트-오스테나이트의 2 상역에서 소둔하고, 페라이트 매트릭스 중에 조대한 구상화 세멘타이트가 균일하게 분포된 조직으로 하고 있다. 상세하게는 C : 0.2 ∼ 0.8%, Si : 0.03 ∼ 0.30%, Mn : 0.20 ∼ 1.50%, Sol.Al : 0.01 ∼ 0.10%, N : 0.0020 ∼ 0.0100% 이고, 또한 So1.Al/N : 5 ∼ 10 인 고탄소강을 열간 압연, 산세정, 탈스케일 한 후, 95 용량% 이상의 수소와 잔부 질소로 이루어지는 분위기로(爐)에서, 680℃ 이상의 온도 범위에서 가열 속도 Tv (℃/Hr) : 500 × (0.01 - N(%) as AlN) ∼ 2000 × (0.1 - N(%) as AlN), 균열 온도 TA (℃) : Acl 점 ∼ 222 × C(%)2 - 411 × C(%) + 912 에서, 균열 시간 : 1 ∼ 20 시간으로 소둔하고, 냉각 속도 : 100℃/Hr 이하의 냉각 속도로 실온까지 냉각시키는 것이다.
또한, 고탄소 강판의 연신 플랜지성의 향상에 대해서도, 몇 가지 기술이 검토되어 있다. 예를 들어, 특허 문헌 2 에는 냉간 압연을 거친 프로세스에 있어서, 연신 플랜지성이 우수한 중·고탄소 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술은 C : 0.1 ∼ 0.8 질량% 를 함유하는 강으로 이루어지고, 금속 조직이 실질적으로 페라이트 + 펄라이트 조직이며, 필요에 따라 페라이트 면적률 및 펄라이트 라멜라 간격을 규정한 열연 강판에 15% 이상의 냉간 압연을 실시하고, 이어서 3 단계 또는 2 단계 소둔을 실시하는 것이다.
특허 문헌 3 에는 C : 0.1 ∼ 0.8 질량% 를 함유하는 강으로 이루어지고, 페 라이트 면적률(%) 이 C 함유량에 의해 결정되는 소정치 이상인, 페라이트 + 펄라이트 조직의 열연 강판에 소둔을 실시할 때에, 1 단째의 가열 유지와 2 단째의 가열 유지를 연속하여 실시한다는 기술이 개시되어 있다.
그러나, 이들 기술에는 다음과 같은 문제가 있다.
특허 문헌 1 (일본 공개특허공보 평9-157758호) 에 기재된 기술은 고탄소 강대를 Acl 점 이상의 페라이트 오스테나이트의 2 상역에서 소둔하여, 조대한 구상화 세멘타이트로 하고 있지만, 이와 같은 조대 세멘타이트는 가공시에 보이드 발생의 기점이 됨과 함께 용해 속도가 느리기 때문에 담금질성을 열화시키는 것은 분명하다. 또한, 소둔 후의 경도에 대해서도, S35C 재에서 Hv 132 ∼ 141 (HRB 72 ∼ 75) 이어, 반드시 연질이라고는 할 수 없다.
특허 문헌 2, 3 에 기재된 기술에서는 페라이트 조직이 페라이트로 이루어지기 때문에, 페라이트 중에 탄화물을 실질적으로 함유하지 않기 때문에 부드러워 연성이 우수하지만, 연신 플랜지성은 반드시 양호하지는 않다. 그것은 펀칭 가공시에, 펀칭 단면의 근방에서 페라이트의 부분에서 변형되기 때문에, 페라이트와 구상화 탄화물을 함유하는 페라이트에서는 변형량이 크게 상이하다. 그 결과, 이들 변형량이 크게 상이한 입자의 입계 부근에 응력이 집중하여 보이드가 발생한다. 이것이 크랙으로 성장하기 때문에, 결과적으로는 연신 플랜지성을 열화시키는 것으로 생각된다.
이 대책으로서, 구상화 소둔을 강화함으로써, 전체적으로 연질화시키는 것이 생각되어진다. 그러나, 그 경우에는 구상화한 탄화물이 조대화되어, 가공시에 보이드 발생의 기점이 됨과 함께, 가공 후의 열처리 단계에서 탄화물이 용해되기 어려워져, 담금질 강도의 저하로 이어진다.
또한, 최근에는 종래보다 더 한층, 생산성 향상의 관점에서 가공 레벨에 대한 요구가 엄격해지고 있다. 그 때문에, 고탄소 강판의 구멍 확장 가공에 대해서도, 가공도의 증가 등에 의해, 펀칭 단면의 균열이 발생하기 쉽게 되어 있어, 고탄소 강판에도 높은 연신 플랜지성이 요구되고 있다.
본 발명자들은 이러한 사정을 감안하여, 펀칭 단면의 균열이 발생하기 어렵고, 연신 플랜지성이 우수한 고탄소 강판을 제공하는 것을 목적으로 하여, 특허 문헌 4 에 기재된 기술을 개발하였다. 이들 기술에 의해, 연신 플랜지성이 우수한 고탄소 열연 강판을 제조할 수 있게 되었다.
특허 문헌 4 는 C 를 0.2 ∼ 0.7 질량% 함유하는 강을 마무리 온도 (Ar3 변태점 -20℃) 이상에서 열간 압연한 후, 냉각 속도 120℃/초 초과 또한 냉각 정지 온도 650℃ 이하에서 냉각을 실시하고, 이어서 권취 온도 600℃ 이하에서 권취하고, 산세정 후, 소둔 온도 640℃ 이상 Acl 변태점 이하에서 소둔하는 기술이다. 금속 조직에 대해서는 탄화물 평균 입경을 0.1㎛ 이상 1.2㎛ 미만, 탄화물을 함유하지 않는 페라이트 입자 체적률을 10% 이하로 제어하는 것을 특징으로 하고 있다.
특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 평9-157758호
특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 평11-269552호
특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 평11-269553호
특허 문헌 4 : 일본 공개특허공보 2003-13145호
발명의 개시
최근에는 구동계 부품의 제조 비용 저감을 위해, 프레스에 의한 일체 성형 수법이 실용화되어 있다. 이에 수반하여, 소재인 강판에는 버링 가공뿐만 아니라, 내어 붙임, 굽힘 등의 성형 모드가 복잡하게 조합된 성형이 이루어지고 있으며, 연신 플랜지성과 연성의 양 특성이 우수할 것이 요구되게 되었다. 이 점을 고려한 경우, 상기 특허 문헌 4 의 기술에서는 연성에 대해서는 언급하지 않았다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 장시간을 필요로 하는 다단계 소둔을 이용하지 않고 제조할 수 있어, 펀칭 단면의 균열이 발생하기 어렵고, 또한 프레스 성형이나 냉간 단조에 의한 균열이 발생하기 어려운, 즉 구멍 확장률 λ 가 70% 이상, 연성의 평가 지표의 하나인 전체 연신이 35% 이상을 갖는 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 고탄소 강판의 연성 및 연신 플랜지성, 경도에 미치는 조성이나 미크로 조직 및 제조 조건의 영향에 대하여 예의 연구를 진행시키는 중에 이루어졌다. 그리고, 그 결과, 강판의 경도에 큰 영향을 미치는 인자는 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물 평균 입경, 형태, 분산 상태 및 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률 (소정치 이하의 입경인 페라이트 입자의 체적률) 이 큰 영향을 미치고 있음을 알아내었다. 그리고, 탄화물 평균 입경, 형태, 분산 상태, 페라이트 평균 입경 및 미세 페라이트 입자 체적률을 각각 적정한 범위로 제어함으로써, 고탄소 강판의 경도를 대폭 저하시킴과 함께 연성 및 연신 플랜지성이 대폭 향상되는 것을 알게 되었다.
또한, 본 발명에서는 상기 지견에 기초하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제조 방법을 검토하여, 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법을 확립하였다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로서, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량% 로, C : 0.2 ∼ 0.7%, Si : 0.01 ∼ 1.0%, Mn : 0.1 ∼ 1.0%, P : 0.03% 이하, S : 0.035% 이하, Al : 0.08% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상, 입경 10㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하, 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물의 비율이 15% 이하, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
[2] 질량% 로, C : 0.2 ∼ 0.7%, Si : 0.01 ∼ 1.0%, Mn : 0.1 ∼ 1.0%, P : 0.03% 이하, S : 0.035% 이하, Al : 0.08% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과, 입경 20㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하, 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물의 비율이 15% 이하, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 추가로 질량% 로, B : 0.0010 ∼ 0.0050%, Cr : 0.005 ∼ 0.30% 의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
[4] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 추가로 질량% 로, B : 0.0010 ∼ 0.0050% 및 Cr : 0.05 ∼ 0.30% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
[5] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량% 로, Mo : 0.005 ∼ 0.5%, Ti : 0.005 ∼ 0.05%, Nb : 0.005 ∼ 0.1% 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
[6] 상기 [1], [3], [4], [5] 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강을 조압연한 후, 마무리 압연 입측(入側) 온도가 1100℃ 이하, 최종 패스의 압하율을 12% 이상, 또한 마무리 온도를 (Ar3 - 10)℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 이어서 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고, 이어서 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후, 580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서 구상화 소둔하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
[7] 상기 [2] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강을 조압연한 후, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 최종 2 패스의 압하율을 각각 12% 이상, 또한 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90℃) 이하의 온도역에서 마무리 압연을 실시하고, 이어서 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고, 이어서 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후, 580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서, 또한 20 시간 이상의 균열 시간으로 구상화 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
[8] 상기 [7] 에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 1050℃ 이하, 최종 2 패스의 압하율이 각각 15% 이상에서 마무리 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 % 는 모두 질량% 이다.
본 발명에 의하면, 매우 연질이고 또한 연성 및 연신 플랜지성이 우수한 고탄소 열연 강판이 얻어진다.
그리고, 본 발명에서는 열연 후의 구상화 소둔 조건뿐만 아니라, 소둔 전의 열연 강판 조직, 즉 열연 조건을 제어함으로써, 소둔 후에 탄화물이 등축 또한 균일 분산으로, 나아가 페라이트 입자의 균일 조대화를 달성한다. 즉, 고온 소둔을 필요로 하지 않고, 또한 다단계 소둔을 이용하지 않고 제조할 수 있다. 그 결과, 매우 연질이고 또한 연성 및 연신 플랜지성이 우수한 고탄소 열연 강판이 얻어져, 가공 공정의 간략화 및 저비용화가 가능해진다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
본 발명의 극연질 고탄소 열연 강판은 하기에 나타내는 성분 조성으로 제어하여, 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상, 입경 10㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하 (이하, 「미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하)」이라고 칭한다), 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 15% 이하, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 한다. 바람직하게는 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과, 입경 20㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하 (이하, 「미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하)」이라고 칭한다), 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 15% 이하, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직이다. 이들은 본 발명에 있어서 가장 중요한 요건이다. 이와 같이 성분 조성과 금속 조직 (페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률), 탄화물의 형상 (탄화물 평균 입경), 형태 및 분산 상태를 규정하고, 모두를 만족함으로써, 가공성이 우수한 매우 연질인 고탄소 열연 강판을 얻을 수 있다.
그리고, 상기 극연질 고탄소 열연 강판은 후술하는 조성을 갖는 강을 조압연한 후, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 마무리 압연기의 최종 패스를 12% 이상의 압하율로, (Ar3 - 10)℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 이어서 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고, 이어서 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후, 580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서 구상화 소둔을 실시함으로써 제조된다.
또한, 상기의 바람직한 조직을 갖는 극연질 고탄소 열연 강판의 경우에는 후술하는 조성을 갖는 강을 조압연한 후, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 마무리 압연기의 최종 2 패스의 압하율을 각각 12% 이상, 또한 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하의 온도역에서 마무리 압연하고, 이어서 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고, 이어서 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후, 580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서, 또한 20 시간 이상의 균열 시간으로 구상화 소둔을 실시함으로써 제조된다. 보다 바람직하게는 마무리 압연 입측 온도가 1050℃ 이하, 마무리 압연기의 최종 2 패스의 압하율을 각각 15% 이상에서, 또한 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하의 온도역에서 마무리 압연을 실시하고, 전술한 바와 같이 마무리 압연 후의 냉각 및 구상화 소둔을 실시한다. 이와 같이, 열간 마무리 압연, 1 차 냉각, 2 차 냉각, 권취 및 소둔까지의 조건을 토탈로 제어함으로써, 본 발명의 목적이 달성된다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
먼저, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.
(1) C : 0.2 ∼ 0.7%
C 는 탄소강에 있어서 가장 기본이 되는 합금 원소이다. 그 함유량에 따라, 담금질 후의 경도 및 소둔 상태에서의 탄화물량이 크게 변동한다. C 함유량이 0.2% 미만인 강에서는 열연 후의 조직에 있어서 페라이트의 생성이 현저해져, 소둔 후에 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아 혼립 조직이 되어 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 또한, 자동차용 부품 등에 적용하는 데 있어서 충분한 담금질 경도가 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.7% 를 초과하면 탄화물 체적률이 높아, 탄화물끼리의 접촉이 많아져, 연성 및 연신 플랜지성이 대폭 저하된다. 또한, 열간 압연 후의 인성이 저하되어 강대의 제조성, 핸들링성이 악화된다. 따라서, 담금질 후의 경도와 연성 및 연신 플랜지성을 겸비한 강판을 제공하는 관점에서, C 함유량은 0.2% 이상 0.7% 이하로 한다.
(2) Si : 0.01 ∼ 1.0%
Si 는 담금질성을 향상시키는 원소이다. Si 함유량이 0.01% 미만에서는 담금질 후의 경도가 부족하다. 한편, Si 함유량이 1.0% 를 초과하면 고용 강화에 의해, 페라이트가 경화되고, 연성이 저하된다. 또한 탄화물을 흑연화하여, 담금질성을 저해하는 경향이 있다. 따라서, 담금질 후의 경도와 연성을 겸비한 강판을 제공하는 관점에서, Si 함유량 0.01% 이상 1.0% 이하, 바람직하게는 0.1% 이상 0.8% 이하로 한다.
(3) Mn : 0.1 ∼ 1.0%
Mn 은 Si 와 마찬가지로 담금질성을 향상시키는 원소이다. 또한, S 를 MnS 로서 고정시켜, 슬래브의 열간 균열을 방지하는 중요한 원소이다. Mn 함유량이 0.1% 미만에서는 이들의 효과가 충분히 얻어지지 않고, 또한 담금질성은 대폭 저하된다. 한편, Mn 함유량이 1.0% 를 초과하면 고용 강화에 의해, 페라이트가 경화되고, 연성의 저하를 초래한다. 따라서, 담금질 후의 경도와 연성을 겸비한 강판을 제공하는 관점에서, Mn 함유량은 0.1% 이상 1.0% 이하, 바람직하게는 0.3% 이상 0.8% 이하로 한다.
(4) P : 0.03% 이하
P 는 입계에 편석(偏析)하여, 연성이나 인성을 열화시키기 때문에, P 함유량은 0.03% 이하, 바람직하게는 0.02% 이하로 한다.
(5) S : 0.035% 이하
S 는 Mn 과 MnS 를 형성하여, 연성 및 연신 플랜지성, 담금질 후의 인성을 열화시키기 때문에, 저감해야 할 원소이며, 적은 편이 바람직하다. 그러나, S 함유량을 0.035% 까지는 허용할 수 있기 때문에, S 함유량은 0.035% 이하, 바람직하게는 0.010% 이하로 한다.
(6) Al : 0.08% 이하
Al 은 과잉으로 첨가하면 AlN 이 다량으로 석출되어, 담금질성을 저하시키기 때문에, Al 함유량은 0.08% 이하로 하고, 바람직하게는 0.06% 이하로 한다.
(7) N : 0.01% 이하
N 은 과잉으로 함유하고 있는 경우에는 연성의 저하를 초래하기 때문에, N 함유량은 0.01% 이하로 한다.
이상의 필수 첨가 원소에 의해, 본 발명 강은 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 상기의 필수 첨가 원소에 더하여, B, Cr 의 1 종 또는 2 종을 첨가해도 된다. 이들 원소를 첨가하는 경우의 바람직한 범위는 이하와 같고, B, Cr 중 어느 일방을 첨가해도 되지만, B, Cr 의 양방을 동시에 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
(8) B : 0.0010 ∼ 0.0050%
B 는 열간 압연 후의 냉각 중의 페라이트의 생성을 억제하여, 소둔 후에 균일한 조대 페라이트 입자를 생성하는 중요한 원소이다. 그러나, B 함유량이 0.0010% 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 0.0050% 를 초과하면, 효과가 포화됨과 함께, 열간 압연의 부하가 높아져 조업성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 첨가하는 경우, B 함유량은 0.0010% 이상 0.0050% 이하로 한다.
(9) Cr : 0.005 ∼ 0.30%
Cr 은 열간 압연 후의 냉각 중의 페라이트의 생성을 억제하여, 소둔 후에 균일한 조대 페라이트 입자를 생성하는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.005% 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 0.30% 를 초과하면 페라이트 생성의 억제 효과가 포화됨과 함께, 비용 증가가 된다. 따라서, 첨가하는 경우, Cr 함유량은 0.005% 이상 0.30% 이하로 한다. 바람직하게는 0.05% 이상 0.30% 이하로 한다.
또한, 추가로, 열연 냉각시의 페라이트 생성을 억제하여, 담금질성을 향상시키기 위하여 Mo, Ti, Nb 를 필요에 따라 1 종 또는 2 종 이상으로 첨가해도 된다. 그 경우, 각각의 첨가량이, Mo 가 0.005% 미만, Ti 가 0.005% 미만, Nb 가 0.005% 미만에서는 첨가의 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Mo 가 0.5% 초과, Ti 가 0.05% 초과, Nb 가 0.1% 초과에서는 효과가 포화되고, 비용 증가가 되며, 또한 고용 강화, 석출 강화 등에 의해 강도 상승이 커지기 때문에, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mo, Ti, Nb 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우에는 Mo 는 0.005% 이상 0.5% 이하, Ti 는 0.005% 이상 0.05% 이하, Nb 는 0.005% 이상 0.1% 이하로 한다.
또한, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물로서, 예를 들어 O 는 비금속 개재물을 형성하여 품질에 악영향을 미치기 때문에, 0.003% 이하로 저감하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 미량 원소로서 Cu, Ni, W, V, Zr, Sn, Sb 를 0.1% 이하의 범위에서 함유해도 된다.
다음으로, 본 발명의 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판의 조직에 대하여 설명한다.
(1) 페라이트 평균 입경 : 20㎛ 이상
페라이트 평균 입경은 연성 및 경도를 지배하는 중요한 인자로서, 페라이트 입자를 조대화함으로써, 연질화되고, 강도 저하에 수반하여 연성이 향상된다. 또한, 페라이트 평균 입경을 35㎛ 초과로 함으로써, 더욱 연질이 되고, 연성도 더욱 향상되어, 보다 우수한 가공성이 얻어진다. 따라서, 페라이트 평균 입경은 20㎛ 이상으로 하고, 바람직하게는 35㎛ 초과, 더욱 바람직하게는 50㎛ 이상으로 한다.
(2) 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하 혹은 입경 20㎛ 이하의 페라이트 입자의 체적률) : 20% 이하
페라이트 입자가 조대할수록 연질화되고, 연질화를 안정시키기 위해서는 입경이 소정치 이하인 미세한 페라이트 입자가 차지하는 비율이 낮은 것이 바람직하다. 그 때문에, 입경 10㎛ 이하 혹은 입경 20㎛ 이하의 페라이트 입자의 체적률을 미세 페라이트 입자 체적률이라고 정의하고, 본 발명에 있어서는 이 미세 페라이트 입자 체적률을 20% 이하로 한다.
미세 페라이트 입자 체적률이 20% 를 초과하는 경우, 혼립 조직이 되기 때문에, 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 따라서, 안정적이고 우수한 연성 및 연질화를 달성하기 위해서는 미세 페라이트 입자 체적률을 20% 이하로 하고, 바람직하게는 15% 이하로 한다.
또한, 미세 페라이트 입자 체적률은 강판 단면의 금속 조직 관찰 (약 200 배에서 10 시야 이상) 에 있어서, 입경이 소정치 이하인 미세한 페라이트 입자와 입경이 소정치 초과인 페라이트 입자의 면적비를 구하고, 이것을 체적률로 간주함으로써 구할 수 있다.
또한, 조대한 페라이트 입자 및 미세 페라이트 입자 체적률 20% 이하의 강판은 후술하는 바와 같이, 마무리 압연시의 압하율과 온도를 제어함으로써 얻어진다. 구체적으로는 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상이고 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하) 이 20% 이하인 강판은 후술하는 바와 같이, 마무리 압연기의 최종 패스를 12% 이상의 압하율로, 또한, (Ar3 - 10)℃ 이상의 마무리 온도에서 마무리 압연을 실시함으로써 얻어진다. 최종 패스의 압하율을 12% 이상으로 함으로써, 입자 성장 구동력이 증대되고, 페라이트 입자가 균일하게 조대화된다. 또한, 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과이고 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 강판은 후술하는 바와 같이, 마무리 압연기의 최종 2 패스의 압하율을 각각 12% 이상으로, 또한 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하의 온도역에서 마무리 압연을 실시함으로써 얻어진다. 최종 2 패스의 압하율을 각각 12% 이상으로 함으로써, 구오스테나이트 입자내에 전단대가 다수 도입되고, 변태의 핵 생성 사이트가 증대된다. 이 때문에, 베이나이트 조직을 구성하는 래스 형상의 페라이트 입자가 미세해지고, 매우 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 페라이트 입자가 균일하게 조대화된다. 또한, 압하율을 각각 15% 이상으로 함으로써 페라이트 입자가 균일하게 조대화된다.
(3) 탄화물 평균 입경 : 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만
탄화물 평균 입경은 가공성 일반이나 펀칭 가공성 및 가공 후의 열처리 단계에 있어서의 담금질 강도에 크게 영향을 미치기 때문에, 중요한 요건이다. 탄화물이 미세해지면 가공 후의 열처리 단계에서 탄화물이 용해되기 쉬워, 안정적인 담금질 경도를 확보할 수 있지만, 탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 미만에서는 경도의 상승에 수반하여 연성이 저하되고, 동시에 연신 플랜지성도 열화된다. 한편, 탄화물 평균 입경의 증가에 수반하여 가공성은 향상되지만, 2.0㎛ 이상이 되면, 구멍 확장 가공에 있어서의 보이드의 발생에 의해 연신 플랜지성이 저하된다. 이상으로부터, 탄화물 평균 입경은 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만으로 한다. 또한, 탄화물 평균 입경은 후술하는 바와 같이 제조 조건, 특히 열간 압연 후의 1 차 냉각 정지 온도, 2 차 냉각 유지 온도, 권취 온도, 그리고 소둔 조건에 의해, 제어할 수 있다.
(4) 탄화물 형태 : 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 15% 이하
탄화물 형태는 연성 및 연신 플랜지성에 크게 영향을 미친다. 탄화물의 형태 즉 애스펙트비가 5 이상이 되면, 약간의 가공으로 보이드가 생성되기 때문에, 가공의 초기에 크랙이 되어 연성 및 연신 플랜지성이 저하된다. 그러나, 그 비율이 15% 이하이면 영향이 작다. 따라서, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율은 15% 이하로 제어한다. 바람직하게는 10% 이하, 보다 바람직하게는 5% 이하로 한다. 또한, 탄화물의 애스펙트비는 제조 조건, 특히 마무리 압연 입측 온도에 의해 제어할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 탄화물의 애스펙트비는 탄화물의 장경과 단경의 비로 한다.
(5) 탄화물 분산 상태 : 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하
탄화물 분산 상태도 연성 및 연신 플랜지성에 크게 영향을 미친다. 탄화물끼리가 접촉하는 경우, 그 접촉부에서는 이미 보이드가 생성되어 있거나 혹은 약간의 가공으로 보이드가 생성되기 때문에, 가공의 초기에 크랙이 되어 연성 및 연신 플랜지성이 저하된다. 그러나, 그 비율이 20% 이하이면 영향이 작다. 따라서, 탄화물끼리의 접촉하는 비율은 20% 이하로 제어한다. 바람직하게는 15% 이하, 보다 바람직하게는 10% 이하로 한다. 또한, 탄화물의 분산 상태는 제조 조건, 특히 마무리 압연 후의 냉각 개시 시간에 의해 제어할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 탄화물끼리가 접촉하는 탄화물의 비율은 전체 탄화물 수에 대한 접촉하고 있는 탄화물의 비율이다.
다음으로, 본 발명의 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법 에 대하여 설명한다.
본 발명의 극연질 고탄소 열연 강판은 상기 화학 성분 범위로 조정된 강을 조압연하고, 원하는 조건으로 마무리 압연하고, 이어서 원하는 냉각 조건으로 냉각시키고, 권취하여, 산세정 후, 상자형 소둔법에 의해 원하는 구상화 소둔을 실시함으로써 얻어진다. 이들에 대하여 이하에 상세하게 설명한다.
(1) 마무리 압연 입측 온도
마무리 압연 입측 온도를 1100℃ 이하로 함으로써, 구오스테나이트 입경이 미세해지고, 마무리 압연 후의 베이나이트 래스의 미세화와 동시에 래스 중의 탄화물의 애스펙트비가 작아져, 소둔 후에 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 15% 이하가 된다. 이로써, 가공시의 보이드 생성이 억제되어, 우수한 연성 및 연신 플랜지성이 얻어진다. 그러나, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 를 초과하는 경우, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 이상의 이유로부터, 마무리 압연 입측 온도는 1100℃ 이하로 하고, 탄화물의 애스펙트비 저감의 관점에서, 1050℃ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1000℃ 이하이다.
(2) 마무리 압연에 있어서의 압하율 및 마무리 온도 (압연 온도)
최종 패스 압하율을 12% 이상으로 함으로써, 구오스테나이트 입자내에 전단대가 다수 도입되고, 변태의 핵 생성 사이트가 증대된다. 이 때문에, 베이나이트를 구성하는 래스 형상 페라이트 입자가 미세해지고, 구상화 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상이고 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하) 이 20% 이하인 균일 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지게 된다. 한편, 최종 패스 압하율이 12% 미만에서는 래스 형상 페라이트 입자가 조대해지기 때문에, 입자 성장 구동력이 부족하여, 소둔 후에 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상이고 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 이상의 이유로부터, 최종 패스 압하율은 12% 이상으로 하고, 균일 조대화의 관점에서, 바람직하게는 15% 이상, 더욱 바람직하게는 18% 이상으로 한다. 한편, 최종 패스의 압하율이 40% 이상에서는 압연 부하가 증대되기 때문에, 최종 패스 압하율의 상한은 40% 미만으로 하는 것이 바람직하다.
강을 열간 압연할 때의 마무리 온도 (최종 패스의 압연 온도) 가 (Ar3 - 10)℃ 미만에서는 일부에서 페라이트 변태가 진행되어, 페라이트 입자가 증가되기 때문에, 구상화 소둔 후에 혼립 페라이트 조직이 되고, 페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상이고 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 따라서, 마무리 온도는 (Ar3 - 10)℃ 이상으로 한다. 마무리 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 1000℃ 를 초과하는 고온의 경우, 스케일성 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1000℃ 이하가 바람직하다.
이상으로부터, 최종 패스의 압하율은 12% 이상, 마무리 온도는 (Ar3 - 10)℃ 이상으로 한다.
또한, 상기 최종 패스의 압하율에 더하여, 최종 전 패스의 압하율도 12% 이상으로 함으로써, 변형 누적 효과에 의해, 구오스테나이트 입자내에 전단대가 다수 도입되고, 변태의 핵 생성 사이트가 증대된다. 그 결과, 베이나이트를 구성하는 래스 형상 페라이트 입자가 미세해지고, 구상화 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여, 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 균일 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지게 된다. 한편, 최종 패스와 최종 전 패스 (이하, 최종 패스와 최종 전 패스를 아울러 최종 2 패스라고 칭한다) 의 압하율이 각각 12% 미만에서는 래스 형상 페라이트 입자가 조대해지기 때문에, 입자 성장 구동력이 부족하고, 소둔 후에 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 이상의 이유로부터, 최종 2 패스의 압하율은 각각 12% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 균일하게 조대화하기 위해서는 최종 2 패스의 압하율을 각각 15% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 최종 2 패스의 압하율이 각각 40% 이상에서는 압연 부하가 증대되기 때문에, 최종 2 패스의 압하율의 상한은 각각 40% 미만으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 최종 2 패스의 마무리 온도를 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하의 온도역에서 실시함으로써, 변형 누적 효과가 최대가 되고, 구상화 소둔시에 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 균일 조대 페라이트 입자 조직이 얻어진다. 마무리 최종 2 패스 압연 온도가 (Ar3 - 20)℃ 미만에서는 일부에서 페라이트 변태가 진행되어, 페라이트 입자가 증가하기 때문에, 구상화 소둔 후에 혼립 페라이트 조직이 되어, 소둔 후에 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 한층 더 안정적인 연질화를 도모할 수 없다. 한편, 마무리 최종 2 패스 압연 온도가 (Ar3 + 90)℃ 를 초과하면, 변형의 회복에 의해 변형 누적 효과가 부족하고, 소둔 후에 페라이트 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 한층 더 안정적인 연질화를 도모할 수 없는 경우가 있다. 이상의 이유로부터, 마무리 최종 2 패스 압연의 온도역은 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이상으로부터, 마무리 압연에 있어서, 최종 2 패스의 압하율은 바람직하게는 각각 12% 이상, 보다 바람직하게는 15% 이상 40% 미만, 온도역은 바람직하게는 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90)℃ 이하이다.
또한, Ar3 변태점 (℃) 은 실측에 의해 구할 수 있지만, 다음의 식 (1) 에 의해 산출해도 지장없다.
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 15Cr - 80Mo (1)
여기서, 식 중의 원소 기호는 각각의 원소의 함유량 (질량%) 을 나타낸다.
(3) 1 차 냉각 : 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도
열간 압연 후의 1 차 냉각 방법이 서랭이면, 오스테나이트의 과랭도가 작아 페라이트가 많이 생성된다. 냉각 속도가 120℃/초 이하인 경우, 페라이트의 생성이 현저해지고, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산되어, 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 연질화를 도모할 수 없다. 따라서, 열간 압연 후의 1 차 냉각의 냉각 속도는 120℃/초 초과로 한다. 바람직하게는 200℃/초 이상, 보다 바람직하게는 300℃/초 이상이다. 또한, 냉각 속도의 상한은 특별히 제한하지 않지만, 예를 들어 판두께 3.0㎜ 인 경우를 상정하면, 현상황의 설비상의 능력으로부터는 700℃/초이다. 또한, 마무리 압연에서 냉각 개시까지의 시간이 1.8 초 초과에서는 탄화물의 분포가 불균일해져 탄화물끼리의 접촉하는 비율이 증대된다. 이것은 가공 오스테나이트 입자가 부분적으로 회복되고, 베이나이트의 탄화물이 불균일해지기 때문에 탄화물끼리의 접촉으로 이어지는 것으로 생각된다. 따라서, 마무리 압연에서 냉각 개시까지의 시간을 1.8 초 이내로 한다. 또한, 탄화물의 분산 상태를 보다 균일화하기 위해서는 마무리 압연에서 냉각 개시까지의 시간은 1,5 초 이내가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0 초 이내이다.
(4) 1 차 냉각 정지 온도 : 600℃ 이하
열간 압연 후의 1 차 냉각 정지 온도가 600℃ 초과인 경우, 페라이트가 많이 생성된다. 그 때문에, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산되어, 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 연질화를 도모할 수 없다. 따라서, 열간 압연 후에 베이나이트 조직을 안정적으로 얻으려면, 열간 압연 후의 1 차 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 하고, 바람직하게는 580℃ 이하, 보다 바람직하게는 550℃ 이하로 한다. 또한, 하한 온도는 특별히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 판 형상이 열화되기 때문에, 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(5) 2 차 냉각 유지 온도 : 600℃ 이하
고탄소 강판의 경우, 1 차 냉각 후에, 페라이트 변태, 펄라이트 변태, 베이나이트 변태에 수반하여, 강판 온도가 상승하는 경우가 있고, 1 차 냉각 정지 온도가 600℃ 이하라도, 1 차 냉각 종료에서 권취까지 온도가 상승한 경우, 페라이트가 생성된다. 그 때문에, 소둔 후에 탄화물이 불균일하게 분산되어, 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 연질화를 도모할 수 없다. 따라서, 2 차 냉각에 의해, 1 차 냉각 종료에서 권취까지의 온도를 제어하는 것은 중요하며, 2 차 냉각에 의해, 1 차 냉각 종료에서 권취까지 600℃ 이하의 온도로 유지하는 것으로 하고, 바람직하게는 580℃ 이하, 보다 바람직하게는 550℃ 이하의 온도로 유지하는 것으로 한다. 또한, 이 경우의 2 차 냉각은 라미나 냉각 등에 의해 실시할 수 있다.
(6) 권취 온도 : 580℃ 이하
냉각 후의 권취가 580℃ 초과인 경우, 베이나이트를 구성하는 래스 형상 페라이트 입자가 약간 조대해지고, 소둔시의 입자 성장 구동력이 부족하여, 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어지지 않아, 연질화를 도모할 수 없다. 한편, 냉각 후의 권취를 580℃ 이하로 함으로써, 래스 형상 페라이트 입자가 미세해지고, 소둔시에 높은 입계 에너지를 구동력으로 하여 안정적인 조대 페라이트 입자 조직이 얻어진다. 따라서, 권취 온도는 580℃ 이하로 하고, 바람직하게는 550℃ 이하, 보다 바람직하게는 530℃ 이하로 한다. 또한, 권취 온도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화되기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(7) 산세정 : 실시
권취 후의 열연 강판은 구상화 소둔을 실시하기 전에 스케일 제거를 위해, 산세정을 실시한다. 산세정은 통상의 방법에 따라 실시하면 된다.
(8) 구상화 소둔 : 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서 상자형 소둔
열연 강판을 산세정한 후, 페라이트 입자를 충분히 조대화시킴과 함께 탄화물을 구상화하기 위하여 소둔을 실시한다. 구상화 소둔은 크게 나누어, (1) Acl 바로 위 온도로 가열 후 서랭시키는 방법, (2) Acl 바로 아래 온도에서 장시간 유지하는 방법, (3) Acl 바로 위 및 바로 아래의 온도에서 가열·냉각을 반복하는 방법이 있다. 이 중, 본 발명에서는 상기 (2) 의 방법에 의해, 페라이트 입자의 입자 성장과 탄화물의 구상화를 동시에 지향하고 있다. 이 때문에, 구상화 소둔은 장시간을 가지므로 상자형 소둔으로 한다. 소둔 온도가 680℃ 미만에서는 페라이트 입자의 조대화 및 탄화물의 구상화가 모두 불충분해져, 충분히 연질화되지 않고, 또한 연성 및 연신 플랜지성이 저하된다. 한편, 소둔 온도가 Acl 변태점을 초과하는 경우, 일부가 오스테나이트화되어, 냉각 중에 다시 펄라이트를 생성하기 때문에, 역시 연성 및 연신 플랜지성이 저하된다. 이상으로부터, 구상화 소둔의 소둔 온도는 680℃ 이상 Acl 변태점 이하로 한다. 또한, 평균 입경이 35㎛ 초과 또한 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 20% 이하인 페라이트 입자 조직을 안정적으로 얻으려면, 소둔 (균열) 시간은 20 시간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 40 시간 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, Acl 변태점 (℃) 은 실측에 의해 구할 수 있지만, 다음의 식 (2) 에 의해 산출해도 지장없다.
Acl = 754.83 - 32.25C + 23.32Si - 17.76Mn + 17.13Cr + 4.51Mo (2)
여기서, 식 중의 원소 기호는 각각의 원소의 함유량 (질량%) 을 나타낸다.
이상에 의해 본 발명의 가공성이 우수한 극연질 고탄소 열연 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명의 고탄소강의 성분 조정에는 전로(轉爐) 혹은 전기로 중 어느 것이라도 사용 가능하다. 이와 같이 성분 조정된 고탄소강을 조괴(造塊) - 분괴(分塊) 압연 또는 연속 주조에 의해 강 소재인 강 슬래브로 한다. 이 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 실시하는데, 그 때 슬래브 가열 온도는 스케일 발생에 의한 표면 상태의 열화를 피하기 위하여 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조 슬래브를 그대로 또는 온도 저하를 억제하는 목적으로 보열하면서 압연하는 직송 압연을 실시해도 된다. 또한, 열간 압연시에 조압연을 생략하고 마무리 압연을 실시해도 된다. 마무리 온도 확보를 위하여, 열간 압연 중에 바 히터 등의 가열 수단에 의해 압연재의 가열을 실시해도 된다. 또한, 구상화 촉진 혹은 경도 저감을 위하여, 권취 후에 코일을 서랭 커버 등의 수단으로 보온해도 된다.
소둔 후, 필요에 따라 조질 압연을 실시한다. 이 조질 압연에 대해서는 경도, 연성 및 연신 플랜지성에는 영향을 미치지 않으므로, 그 조건에 대하여 특별히 제한은 없다.
이와 같이 하여 얻어진 고탄소 열연 강판이 우수한 연성 및 연신 플랜지성과 함께 극연질을 갖는 이유는 다음과 같이 생각되어진다. 경도는 페라이트 평균 입경이 크게 영향을 미쳐, 페라이트 입경이 균일하고 또한 조대한 경우 극연질이 된다. 또한, 연성 및 연신 플랜지성에 관해서는 페라이트 입자의 입도 분포가 균일하고 또한 조대함과 동시에 탄화물이 등축이고 균일하게 분포됨으로써 향상된다. 이상의 점에서, 성분 조성과 금속 조직 (페라이트 평균 입경, 페라이트 조대화율), 탄화물의 형상 (탄화물 평균 입경), 형태 및 분포를 규정하고, 모두를 만족함으로써, 우수한 연성 및 연신 플랜지성과 함께 매우 연질인 고탄소 열연 강판을 얻을 수 있다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 연속 주조하고, 얻어진 슬래브를 1250℃ 로 가열하고, 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연 및 소둔을 실시하여, 판두께 3.0㎜ 의 열연 강판을 제조하였다.
다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률, 탄화물 평균 입경, 탄화물 애스펙트비, 탄화물끼리의 접촉 비율을 측정하고, 성능 평가를 위하여, 소재 경도, 전체 연신 및 구멍 확장률을 측정하였다. 각각의 측정 방법 및 조건은 이하와 같다.
<페라이트 평균 입경>
샘플의 판두께 단면에서의 광학 현미경 조직으로부터, JIS G 0552 에 기재된 절단법에 의해 측정을 실시하였다. 또한, 평균 입경은 페라이트 입자가 3000 개 이상의 평균치로 하였다.
<미세 페라이트 입자 체적률>
샘플의 판두께 단면을 연마·부식 후, 광학 현미경으로 미크로 조직을 관찰하고, 전체 페라이트 입자에 있어서의 10㎛ (20㎛) 이하인 입자와 10㎛ (20㎛) 초과인 입자의 면적비로부터 구하였다. 단, 미세 페라이트 입자 체적률은 약 200 배에서 10 시야 이상의 조직을 관찰하여, 평균치로서 구하였다.
측정 방법은 JIS 규격 G0552 에 규정되어 있는 페라이트 결정 입도 시험 방법 중의 절단법에 준거하여 측정하였다.
<탄화물 평균 입경>
샘플의 판두께 단면을 연마·부식 후, 주사형 전자 현미경으로 미크로 조직을 촬영하고, 탄화물 입경의 측정을 실시하였다. 또한, 평균 입경은 탄화물 총수가 500 개 이상의 평균치로 하였다.
<탄화물 애스펙트비>
샘플의 판두께 단면을 연마·부식 후, 주사형 전자 현미경으로 미크로 조직을 촬영하고, 탄화물의 장경과 단경의 비를 측정하였다. 또한, 탄화물 총수는 500 개 이상으로 하고, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물의 비율을 산출하였다.
<탄화물끼리의 접촉 비율>
샘플의 판두께 단면을 연마·부식 후, 주사형 전자 현미경으로 미크로 조직을 촬영하고, 탄화물끼리가 접촉하고 있는 탄화물의 비율을 산출하였다. 또한, 탄화물 총수는 500 개 이상으로 하였다.
<소재 경도>
샘플의 절단면을 버프 연마 마무리 후, 판두께 중앙부에서 하중 500gf 의 조 건하에서 빅커스 경도 (Hv) 를 5 점 측정하고, 평균 경도를 구하였다.
<전체 연신 : EL>
전체 연신은 인장 시험에 의해 측정하였다. 압연 방향에 대하여, 90˚ 방향 (C 방향) 을 따라 JIS 5호 시험편을 채취하여, 인장 속도 10㎜/min 로 인장 시험을 실시하고, 전체 연신 (맞댐 연신) 을 측정하였다.
<연신 플랜지성 : 구멍 확장률 λ>
연신 플랜지성은 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 샘플을 펀치 직경 do = 10㎜, 다이스 직경 12㎜ (클리어런스 20%) 의 펀칭 공구를 이용하여 펀칭 후, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 구멍 확장 시험은 원통 평저(平底) 펀치 (50㎜φ, 5R (쇼울더 반경 5㎜)) 로 밀어올리는 방법으로 실시하고, 구멍 가장자리에 판두께 관통 크랙이 발생한 시점에서의 구멍 직경 db (㎜) 를 측정하고, 다음 식으로 정의되는 구멍 확장률 λ(%) 을 구하였다.
λ(%) = (db - do)/do × 100
이상의 측정에 의해 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.
표 3 에 있어서, 강판 No.1 ∼ 15 는 화학 성분이 본 발명 범위이고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하), 탄화물 평균 입경, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 본 발명 범위인 조직을 갖는 본 발명예이다. 본 발명예에서는 소재 경도가 낮고, 전체 연신이 35% 이상, 구멍 확장률 λ 가 70% 이상인 우수한 특성을 갖고 있음을 알 수 있 다.
한편, 강판 No.16 ∼ 18 은 화학 성분이 본 발명 범위를 벗어난 비교예이다. 강판 No.16, 17 은 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하) 이 본 발명 범위 밖이며, 전체 연신 및 연신 플랜지성이 떨어진다. 강판 No.18 은 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이 본 발명 범위 밖이며, 전체 연신 및 연신 플랜지성이 떨어진다.
Figure 112008067821747-PCT00001
Figure 112008067821747-PCT00002
Figure 112008067821747-PCT00003
실시예 2
표 4 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 연속 주조하고, 얻어진 슬래브를 1250℃ 로 가열하고, 표 5 에 나타내는 조건으로 열간 압연 및 소둔을 실시하여, 판두께 3.0㎜ 의 열연 강판을 제조하였다.
다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 샘플을 채취하여, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률, 탄화물 평균 입경, 탄화물 애스펙트비, 탄화물끼리의 접촉 비율을 측정하고, 성능 평가를 위하여, 소재 경도, 전체 연신 및 구멍 확장률을 측정하였다. 각각의 측정 방법 및 조건은 실시예 1 과 동일하다.
이상의 측정에 의해 얻어진 결과를 표 6 에 나타낸다.
표 6 에 있어서, 강판 No.19 ∼ 29 는 화학 성분이 본 발명 범위이고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 10㎛ 이하), 탄화물 평균 입경, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 본 발명 범위인 조직을 갖는 본 발명예이다. 본 발명예에서는 소재 경도가 낮고, 전체 연신이 35% 이상, 구멍 확장률 λ 가 70% 이상인 우수한 특성을 갖고 있음을 알 수 있다.
한편, 강판 No.30 은 화학 성분이 본 발명 범위를 벗어난 비교예이다. 미세 페라이트 입자 체적률이 본 발명 범위 밖이기 때문에, 전체 연신 및 연신 플랜지성이 떨어진다.
Figure 112008067821747-PCT00004
Figure 112008067821747-PCT00005
Figure 112008067821747-PCT00006
실시예 3
표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 연속 주조하고, 얻어진 슬래브를 1250℃ 로 가열하고, 표 7 에 나타내는 조건으로 열간 압연 및 소둔을 실시하여, 판두께 3.0㎜ 의 열연 강판을 제조하였다.
다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률, 탄화물 평균 입경, 탄화물 애스펙트비, 탄화물끼리의 접촉 비율을 측정하고, 성능 평가를 위하여, 소재 경도, 전체 연신 및 구멍 확장률을 측정하였다. 각각의 측정 방법 및 조건은 실시예 1 과 동일하다.
이상으로부터 얻어진 결과를 표 8 에 나타낸다.
표 8 에 있어서, 강판 No.31 ∼ 47 은 제조 조건이 본 발명 범위이고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하), 탄화물 평균 입경, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 본 발명 범위인 조직을 갖고 있는 본 발명예이다. 본 발명예에서는 소재 경도가 낮고, 전체 연신이 35% 이상, 구멍 확장률 λ 가 70% 이상인 우수한 특성을 갖고 있음을 알 수 있다. 단, 강판 No.36 은 마무리 온도가 (Ar3 + 90)℃ 를 초과하고 있기 때문에, 페라이트 평균 입경이 약간 낮아져 있다.
한편, 강판 No.48 ∼ 54 는 제조 조건이 본 발명 범위를 벗어난 비교예이다. 강판 No.48, 49, 50, 53, 54 의 비교예는 페라이트 평균 입경이 본 발명 범위 밖이다. 또한, 강판 No.48, 49, 50, 52, 53, 54 는 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 본 발명 범위 밖이다. 강판 No.48, 49, 52, 53, 54 는 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이, 강판 No.49, 50, 51, 52 는 탄화물끼리의 접촉하는 비율이 본 발명 범위 밖이다. 이들의 결과, 소재 경도가 높거나, 혹은 전체 연신 및 연신 플랜지성이 대폭 열화되어 있다.
Figure 112008067821747-PCT00007
Figure 112008067821747-PCT00008
실시예 4
표 4 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 연속 주조하고, 얻어진 슬래브를 1250℃ 로 가열하고, 표 9 에 나타내는 조건으로 열간 압연 및 소둔을 실시하여, 판두께 3.0㎜ 의 열연 강판을 제조하였다.
다음으로, 상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률, 탄화물 평균 입경, 탄화물 애스펙트비, 탄화물끼리의 접촉 비율을 측정하고, 성능 평가를 위하여, 소재 경도, 전체 연신 및 구멍 확장률을 측정하였다. 각각의 측정 방법 및 조건은 실시예 1 과 동일하다.
이상으로부터 얻어진 결과를 표 10 에 나타낸다.
표 10 에 있어서, 강판 No.55 ∼ 68 은 제조 조건이 본 발명 범위이고, 페라이트 평균 입경, 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하), 탄화물 평균 입경, 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율, 탄화물끼리가 접촉하는 비율이 본 발명 범위인 조직을 갖고 있는 본 발명예이다. 본 발명예에서는 소재 경도가 낮고, 전체 연신 35% 이상, 구멍 확장률 λ 70% 이상인 우수한 특성을 갖고 있음을 알 수 있다. 단, 강판 No.59 는 마무리 온도가 (Ar3 + 90)℃ 를 초과하고 있기 때문에, 페라이트 평균 입경이 약간 낮아져 있다.
한편, 강판 No.69 ∼ 75 는 제조 조건이 본 발명 범위를 벗어난 비교예이다. 강판 No.69, 70, 72, 74, 75 의 비교예는 페라이트 평균 입경이 발명 범위 밖이다. 또한, 강판 No.69, 70, 72, 73, 74, 75 는 미세 페라이트 입자 체적률 (입경 20㎛ 이하) 이 본 발명 범위 밖이다. 강판 No.69, 72, 73, 74, 75 는 애스펙트비가 5 이상인 탄화물 비율이, 강판 No.69, 70, 71 은 탄화물끼리의 접촉하는 비율이 본 발명 범위 밖이다. 이들의 결과, 소재 경도가 높거나 혹은 전체 연신 및 연신 플랜지성이 대폭 열화되어 있다.
본 발명의 고탄소 열연 강판을 사용함으로써, 기어로 대표되는 변속기 부품 등의 복잡한 형상의 부품을 낮은 하중으로 용이하게 가공할 수 있기 때문에, 공구 혹은 자동차 부품 (기어, 미션) 을 중심으로, 다양한 용도에서의 사용이 가능해진다.
Figure 112008067821747-PCT00009
Figure 112008067821747-PCT00010

Claims (8)

  1. 질량% 로, C : 0.2 ∼ 0.7%, Si : 0.01 ∼ 1.0%, Mn : 0.1 ∼ 1.0%, P : 0.03% 이하, S : 0.035% 이하, Al : 0.08% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    페라이트 평균 입경이 20㎛ 이상,
    입경 10㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하,
    탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만,
    애스펙트비가 5 이상인 탄화물의 비율이 15% 이하,
    탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
  2. 질량% 로, C : 0.2 ∼ 0.7%, Si : 0.01 ∼ 1.0%, Mn : 0.1 ∼ 1.0%, P : 0.03% 이하, S : 0.035% 이하, Al : 0.08% 이하, N : 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    페라이트 평균 입경이 35㎛ 를 초과하고,
    입경 20㎛ 이하인 페라이트 입자의 체적률이 20% 이하,
    탄화물 평균 입경이 0.10㎛ 이상 2.0㎛ 미만,
    애스펙트비가 5 이상인 탄화물의 비율이 15% 이하,
    탄화물끼리가 접촉하는 비율이 20% 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로 질량% 로, B : 0.0010 ∼ 0.0050%, Cr : 0.005 ∼ 0.30% 의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로 질량% 로, B : 0.0010 ∼ 0.0050% 및 Cr : 0.05 ∼ 0.30% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로 질량% 로, Mo : 0.005 ∼ 0.5%, Ti : 0.005 ∼ 0.05%, Nb : 0.005 ∼ 0.1% 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판.
  6. 제 1, 3, 4, 5 항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강을 조압연한 후, 마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 최종 패스의 압하율을 12% 이상, 또한 마무리 온도를 (Ar3 - 10)℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고,
    이어서, 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고,
    이어서, 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후,
    580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후,
    상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서 구상화 소둔하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
  7. 제 2 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강을 조압연한 후,
    마무리 압연 입측 온도가 1100℃ 이하, 최종 2 패스의 압하율을 각각 12% 이상, 또한 (Ar3 - 10)℃ 이상 (Ar3 + 90℃) 이하의 온도역에서 마무리 압연을 실시하고,
    이어서, 마무리 압연 후 1.8 초 이내에 120℃/초 초과의 냉각 속도로 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각을 실시하고,
    이어서, 2 차 냉각에 의해 600℃ 이하의 온도로 유지한 후,
    580℃ 이하의 온도에서 권취하고, 산세정 후,
    상자형 소둔법에 의해, 680℃ 이상 Acl 변태점 이하의 온도에서, 또한 20 시간 이상의 균열 시간으로 구상화 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    마무리 압연 입측 온도가 1050℃ 이하, 최종 2 패스의 압하율이 각각 15% 이 상에서 마무리 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 극연질 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
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