KR20160018805A

KR20160018805A - 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160018805A
Application number: KR1020167000740A
Authority: KR
Inventors: 유카 미야모토; 다카시 고바야시; 지카라 가미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-07-09
Filing date: 2014-07-08
Publication date: 2016-02-17
Also published as: JP5812048B2; EP3020843A1; MX2016000008A; KR101747052B1; WO2015004906A1; US10400299B2; CN105378132A; JP2015017284A; EP3020843B1; EP3020843A4; CN105378132B; US20160145710A1

Abstract

B 를 첨가한 강을 소재로 하고, 질소 분위기 중에서 어닐링해도, 안정적으로 우수한 퀀칭성이 얻어지고, 또한 퀀칭 처리 전에 HRB 로 65 이하, 전체 연신율 El 이 40 ％ 이상과 같은 우수한 가공성을 갖는 고탄소 열연 강판을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.20 ∼ 0.48 ％, Si : 0.10 ％ 이하, Mn : 0.50 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, sol.Al : 0.10 ％ 이하, N : 0.0050 ％ 이하, B : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ∼ 0.030 ％ 함유하는 조성을 갖고, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛² 이하인 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는 고탄소 열연 강판.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD FOR SAME}

본 발명은, 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 B 를 첨가한 고탄소 열연 강판으로서, 표층에 있어서의 침질 (浸窒) 억제 효과가 높은 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

현재, 기어, 트랜스미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품은, JIS G 4051 에 규정된 기계 구조용 탄소강 강재인 열연 강판을 원하는 형상으로 냉간 가공한 후, 원하는 경도를 확보하기 위해 퀀칭 처리를 실시하여 제조되는 경우가 많다. 이 때문에, 소재가 되는 열연 강판에는 우수한 냉간 가공성이나 퀀칭성이 필요하게 되어, 지금까지 다양한 강판이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량％ 로, C : 0.1 ∼ 0.8 ％, Si : 0.15 ∼ 0.40 ％, Mn : 0.3 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, P 를 0.03 ％ 이하, S 를 0.01 ％ 이하, T.Al 을 0.1 ％ 이하의 함유량으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아공석강의 열연 강판에 20 ％ 이상 30 ％ 이하의 경압하 냉간 압연을 실시하고, 이어서, Ac1 － 50 ℃ ∼ Ac1 미만의 온도 범위에서 0.5 시간 이상 (단 균열 (均熱) 6 시간 이상을 제외한다) 유지하는 1 단째의 가열을 실시한 후, Ac1 ∼ Ac1 ＋ 100 ℃ 의 온도 범위에서 0.5 ∼ 20 시간 유지하는 2 단째의 가열 및 Ar1 － 50 ℃ ∼ Ar1 의 온도 범위에서 2 ∼ 20 시간 유지하는 3 단째의 가열을 연속하여 실시하고, 또한 2 단째의 유지 온도에서 3 단째의 유지 온도로의 냉각 속도를 5 ∼ 30 ℃/h 로 하는 3 단계 어닐링을 실시하는 연질화된 중·고탄소 강판의 제조법이 개시되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 발명은, 중·고탄소강의 열연 강판을, 그 퀀칭성을 유지하면서, 가공도가 높은 일체 성형 가공에도 충분히 제공할 수 있도록 연질화하는 것을 목적으로 하는 것이다.

또, 특허문헌 2 에는, C : 0.10 ∼ 0.60 질량％ 를 함유하는 강의 열연 강판에 대하여, Ac1 점 이상의 가열을 이용한 어닐링을 실시할 때, Ac1 점 이상의 가열 종료 단계에 있어서 γ 단위 면적당의 α/γ 계면량이 0.5 ㎛/㎛² 이상인 금속 조직, 혹은 Ac1 점 이상의 가열 종료 단계에 있어서 100 ㎛² 당의 미용해 탄화물 수가 1 개 이상, 또한 γ 단위 면적당의 α/γ 계면량이 0.3 ㎛/㎛² 이상인 금속 조직으로 하고, 그 후 Ar1 점 이하의 온도까지 50 ℃/h 이하의 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 국부 연성이 우수한 중·고탄소 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 발명은, 특수한 원소를 첨가하지 않고 일반적인 중·고탄소의 강종에 있어서, 신장 플랜지성을 안정적으로 개선할 수 있고, 또한 부품 가공 후의 퀀칭성도 충분히 확보할 수 있는 중·고탄소 강판 소재의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다. 또, 특허문헌 2 에는, 퀀칭성 등의 특성을 개선하는 원소를 첨가할 수 있는 것이 기재되어 있고, 특히 B 는 극히 미량의 첨가로 강재의 퀀칭성을 대폭 향상시키는 것이 기재되어 있다.

또, 프레스 성형의 소재가 되는 열연 강판에는, 진원도의 확보나 두께 편차 방지를 위해, r 값 (랭크포드값 (Lankford value)) 의 면내 이방성 (Δr) 이 0 에 가까운, 즉, Δr 의 절대값이 작은 것이 요구되는 경우가 있다.

일본 공개특허공보 2006-45679호 일본 공개특허공보 2001-73033호

특허문헌 1 에 기재되는 기술에서는, 어닐링 전에 경압하 냉간 압연을 실시하는 것이 필요하게 된다. 특허문헌 1 에 기재되는 기술은, 이와 같은 경압하 냉간 압연을 실시한 후, 소정의 조건으로 3 단 어닐링을 실시함으로써, 어닐링 후의 경도를 현저하게 저감시키고자 하는 것이다. 그러나, 이 기술에서는, 어닐링 전에 통상적으로 실시하지 않는 공정인 경압하 냉간 압연을 실시한다는 공정이 필요하게 된다. 이 때문에, 이 기술은, 이와 같은 공정을 실시하지 않는 경우에 비해 생산 비용이 상승한다는 문제를 갖는다. 특허문헌 1 에 기재되는 기술에서는, 어닐링 전의 열연 강판에 경압하 냉간 압연을 실시하지 않고, 충분히 연질화를 도모하는 것은 곤란하다.

또, 특허문헌 2 에 기재되는 기술에서는 극미량의 첨가로 퀀칭성을 높이는 원소로서 B 가 기재되어 있다. 한편, 발명자들은, 구상화 어닐링으로서 일반적으로 사용되고 있는 질소 분위기 중에서의 구상화 어닐링을 검토하여, B 를 첨가해도 퀀칭성을 충분히 확보할 수 없다는 문제를 지견하였다.

양호한 냉간 가공성을 얻기 위해서는, 고탄소 열연 강판에는, 비교적 낮은 경도와 높은 연신율이 요구된다. 예를 들어, 종래 열간 단조, 절삭, 용접 등의 복수 공정으로 제조하였던 자동차용 부품을 냉간 프레스로 일체 성형할 수 있도록 하는 고탄소 열연 강판에는, 로크웰 경도 HRB 로 65 이하, 전체 연신율이 40 ％ 이상과 같은 가공성 레벨이 요구되고 있는 것도 있다. 한편으로, 이와 같이 가공성을 양호하게 한 고탄소 열연 강판에는, 우수한 퀀칭성이 요망되고 있으며, 예를 들어 워터 퀀칭 후에 비커스 경도 (HV) 로 440 이상의 경도를 얻는 것, 나아가서는 HV 로 500 이상의 경도를 얻는 것이 요망되고 있다.

본 발명은, 상기 문제를 해결하고, B 를 첨가한 강을 소재로 하며, 질소 분위기 중에서 어닐링을 실시해도 안정적으로 우수한 퀀칭성이 얻어지고, 또한 퀀칭 처리 전에 HRB 로 65 이하, 전체 연신율 El 이 40 ％ 이상과 같은 우수한 가공성을 갖는 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명에서는, 또한 Δr 의 절대값이 0.15 이하와 같은 r 값의 면내 이방성도 작은 고탄소 열연 강판을 제공할 수 있도록 하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, B 를 첨가한 고탄소 열연 강판의 제조 조건과 가공성, 퀀칭성의 관계에 대해 성의 검토한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

ⅰ) 퀀칭 전의 고탄소 열연 강판의 경도, 전체 연신율 (이하, 간단히 연신율이라고도 한다) 에는, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 크게 영향을 준다. 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도를 0.10 개/㎛² 이하로 함으로써, 경도가 HRB 로 65 이하, 전체 연신율 (El) 이 40 ％ 이상과 같은 우수한 가공성이 얻어진다.

ⅱ) 질소 분위기에서 어닐링을 실시하는 경우, 분위기 중의 질소가 침질되어 강판 중에 농화되고, 강판 중의 B 와 결합하여 BN 을 생성하기 때문에, 강판 중의 고용 B 량이 대폭 저하된다. 또한, 질소 분위기란, 질소를 90 체적％ 이상 함유하는 분위기이다. 한편, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 적어도 1 종을 강 중에 소정량 첨가함으로써, 이와 같은 침질을 방지하고, 고용 B 량의 저하를 억제하여 우수한 퀀칭성이 얻어진다.

본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로서, 이하를 요지로 한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.20 ∼ 0.48 ％, Si : 0.10 ％ 이하, Mn : 0.50 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, sol.Al : 0.10 ％ 이하, N : 0.0050 ％ 이하, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ∼ 0.030 ％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛² 이하인 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB 로 65 이하, 전체 연신율이 40 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판.

[2] 추가로, 질량％ 로, Ni, Cr, Mo 중 적어도 1 종을 합계로 0.50 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판.

[3] r 값의 면내 이방성 (Δr) 의 절대값이 0.15 이하인 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 상기 [2] 에 기재된 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판.

[4] 상기 [1] 또는 상기 [2] 에 기재된 조성을 갖는 강을, 열간 조 (粗) 압연 후, 마무리 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 권취 온도 : 500 ∼ 750 ℃ 에서 권취한 후, Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지하고, 1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각시켜, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판의 제조 방법.

[5] 상기 마무리 온도가 900 ℃ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 [4] 에 기재된 퀀칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의해 퀀칭성, 냉간 가공성 (가공성) 이 우수한 고탄소 열연 강판을 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고탄소 열연 강판은, 소재 강판에 냉간 가공성이 필요하게 되는 기어, 미션, 시트 리클라이너, 허브 등의 자동차용 부품에 바람직하다.

이하에 본 발명인 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 성분의 함유량의 단위인「％」는 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

1) 조성

C : 0.20 ∼ 0.48 ％

C 는 퀀칭 후의 강도를 얻기 위해 중요한 원소이다. C 량이 0.20 ％ 미만인 경우, 강판을 부품으로 성형한 후의 열처리에 의해 원하는 경도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, C 량은 0.20 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 량이 0.48 ％ 를 초과하면 강판이 경질화되고, 인성이나 냉간 가공성이 열화된다. 이 때문에, C 량은 0.48 ％ 이하로 할 필요가 있다. C 량은 0.40 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, C 량은 0.20 ∼ 0.48 ％ 로 한다. 우수한 퀀칭 경도를 얻으려면, C 량은 0.26 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 나아가서는 안정적으로 워터 퀀칭 후의 비커스 경도 (HV) 로 500 이상을 얻기 위해서는, C 량은 0.32 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.10 ％ 이하

Si 는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Si 량의 증가와 함께 강판이 경질화되고, 냉간 가공성이 열화되기 때문에, Si 량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. Si 는 냉간 가공성을 저하시키기 때문에, Si 량은 적을수록 바람직하지만, 과도하게 Si 를 저감시키면 정련 비용이 증대되기 때문에, Si 량은 0.005 ％ 이상이 바람직하다.

Mn : 0.50 ％ 이하

Mn 은 퀀칭성을 향상시킴과 함께, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Mn 량이 0.50 ％ 를 초과하면, Mn 의 편석에서 기인한 밴드 조직이 발달하여, 강 조직이 불균일해지기 때문에, 냉간 가공성이 저하된다. 따라서, Mn 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, 하한은 특별히 지정하지 않는다. 퀀칭시의 용체화 처리에 있어서, 그래파이트 석출을 억제하여 강판 중의 전체 C 량을 고용시켜 소정의 퀀칭 경도를 얻기 위해서는, Mn 량은 0.20 ％ 이상이 바람직하다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. P 량이 0.03 ％ 를 초과하여 증가하면 입계 취화 (脆化) 를 초래하여, 퀀칭 후의 인성이 열화된다. 따라서, P 량은 0.03 ％ 이하로 한다. 우수한 퀀칭 후의 인성을 얻으려면, P 량은 0.02 ％ 이하가 바람직하다. P 는 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, P 량은 적을수록 바람직하다. 한편, 과도하게 P 를 저감시키면 정련 비용이 증대되기 때문에, P 량은 0.005 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.010 ％ 이하

S 는 황화물을 형성하여, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, 저감시켜야 하는 원소이다. S 량이 0.010 ％ 를 초과하면, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성이 현저하게 열화된다. 따라서, S 량은 0.010 ％ 이하로 한다. 우수한 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 얻으려면, S 량은 0.005 ％ 이하가 바람직하다. S 는 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, S 량은 적을수록 바람직하다. 한편, 과도하게 S 를 저감시키면 정련 비용이 증대되기 때문에, S 량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

sol.Al : 0.10 ％ 이하

sol.Al (산 가용성 알루미늄) 량이 0.10 ％ 를 초과하면, 퀀칭 처리의 가열시에 AlN 이 생성되어 오스테나이트 입자가 지나치게 미세화되고, 그 결과, 퀀칭 처리의 냉각시에 페라이트상의 생성이 촉진되어, 강 조직이 페라이트와 마텐자이트가 되어, 퀀칭 후의 경도가 저하됨과 함께, 퀀칭 후의 인성이 열화된다. 따라서, sol.Al 량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, sol.Al 량은 0.06 ％ 이하로 한다. 또한, sol.Al 은 탈산의 효과를 갖고 있어, 충분히 탈산시키기 위해서는, 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.0050 ％ 이하

N 량이 0.0050 ％ 를 초과하면, BN 의 형성에 의해 고용 B 량이 저하된다. 또, N 량이 0.0050 ％ 를 초과하면, BN, AlN 의 형성에 의해 퀀칭 처리의 가열시에 오스테나이트 입자가 지나치게 미세화되고, 그 결과, 퀀칭 처리의 냉각시에 페라이트상의 생성이 촉진되어, 퀀칭 후의 경도가 저하됨과 함께, 퀀칭 후의 인성이 저하된다. 따라서, N 량은 0.0050 ％ 이하로 한다. 하한은 특별히 규정하지 않는다. 또한, 상기한 바와 같이, N 은 BN, AlN 을 형성하고, 이로써 퀀칭 처리의 가열시에 오스테나이트 입자의 성장을 적당히 억제하여, 퀀칭 후의 인성을 향상시키는 원소이기 때문에, N 량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

B 는 퀀칭성을 높이는 중요한 원소이다. B 량이 0.0005 ％ 미만인 경우, 충분한 효과가 확인되지 않기 때문에, B 량은 0.0005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, B 량은 0.0009 ％ 이상으로 한다. 한편, B 량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 재결정이 지연되고, 그 결과, 열연 강판의 집합 조직 (texture) 이 발달하여, 어닐링 후의 강판의 이방성이 커진다. 이 때문에, B 량은 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, B 량은 0.0035 ％ 이하이다. 따라서, B 량은 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 로 한다.

Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ∼ 0.030 ％

Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 는 표층으로부터의 침질 억제에 중요한 원소이다. 이들 원소의 합계의 양이 0.002 ％ 미만인 경우, 충분한 효과가 확인되지 않는다. 이 때문에, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 함유하고, 또한 이들 원소의 합계량의 하한을 0.002 ％ 로 한다. 바람직하게는, 이들 원소의 합계량의 하한은 0.005 ％ 이다. 한편, 이들 원소를 그 함유량의 합계로 0.030 ％ 초과로 하여 첨가해도, 침질 방지 효과는 포화된다. 또, 이들 원소는 입계에 편석되는 경향이 있기 때문에, 이들 원소의 함유량을 합계로 0.030 ％ 초과로 하면, 함유량이 지나치게 높아져 입계 취화를 일으킬 가능성이 있다. 따라서, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 의 함유량의 합계는 0.030 ％ 를 상한으로 한다. 바람직하게는, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 의 함유량의 합계는 0.020 ％ 이하이다. 따라서, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 함유하고, 이들 원소의 함유량의 합계를 0.002 ∼ 0.030 ％ 로 한다. 바람직하게는, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 의 함유량의 합계는 0.005 ∼ 0.020 ％ 이다.

본 발명에서는, 상기와 같이 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ∼ 0.030 ％ 로 한다. 이와 같이 함으로써, 질소 분위기에서 어닐링한 경우에도 강판 표층으로부터의 침질을 억제하여, 강판 표층에 있어서의 질소 농도의 증가를 억제한다. 이로써, 강판 표층으로부터 판두께 방향으로 150 ㎛ 깊이의 범위에 함유되는 질소량과 강판 전체에 함유되는 평균 질소량의 차를 30 질량ppm 이하로 하는 것을 가능하게 한다. 또, 이와 같이 침질을 억제할 수 있기 때문에, 질소 분위기에서 어닐링한 경우에도, 어닐링 후의 강판 중에 고용 B 를 확보할 수 있다. 이로써, 강판 중의 고용 B 량과 첨가한 B 량의 비인 {(고용 B 량)/(첨가 B 량)} × 100 (％) 을 75 (％) 이상으로 할 수 있어, 높은 퀀칭성을 얻을 수 있다. 또한, 여기서 첨가 B 량은 강 중의 B 함유량이다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하지만, 퀀칭성의 추가적인 향상을 위해, Ni, Cr, Mo 중 적어도 1 종을 합계로 0.50 ％ 이하 함유시킬 수 있다. 즉, Ni, Cr, Mo 중 적어도 1 종을 함유시키고, Ni, Cr, Mo 의 함유량의 합계를 0.50 ％ 이하로 할 수 있다. 또한, Ni, Cr, Mo 는 고가이기 때문에, 비용 상승을 억제하기 위해서도, 합계로 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기한 효과를 얻는 데에 있어서는, Ni, Cr, Mo 의 함유량의 합계는 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

2) 마이크로 조직

페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 높으면, 분산 강화에 의해 경질화되어, 연신율이 저하된다. 본 발명에서는, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도를 0.10 개/㎛² 이하로 함으로써, 로크웰 경도가 HRB 로 65 이하, 전체 연신율 40 ％ 이상을 달성할 수 있다. 이 때문에, 본 발명의 강판의 마이크로 조직은, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛² 이하인 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직으로 한다. 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도는, 바람직하게는 0.06 개/㎛² 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.04 개/㎛² 미만이다. 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도는 0 개/㎛² 여도 된다. 또한, 페라이트 입자 내에 존재하는 시멘타이트 직경은 장경으로 0.15 ∼ 1.8 ㎛ 정도이며, 강판의 석출 강화에 유효한 사이즈이다. 이 때문에, 본 발명의 강판에서는, 입자 내의 시멘타이트 밀도를 저하시킴으로써 강도 저하를 도모할 수 있다. 한편, 페라이트 입계의 시멘타이트는 분산 강화에 거의 기여하지 않으므로, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도를 0.10 개/㎛² 이하로 규정한다.

또한, 시멘타이트의 체적률은 대체로 2.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하이다. 또, 상기한 페라이트와 시멘타이트 이외에, 불가피적으로 펄라이트 등의 잔부 조직이 생성되어도, 잔부 조직의 합계의 체적률이 5 ％ 정도 이하이면, 본 발명의 효과를 저해하는 것은 아니다. 이 때문에, 펄라이트 등의 잔부 조직은, 그 체적률의 합계가 5 ％ 이하이면, 함유해도 상관없다.

3) 기계 특성

본 발명에서는, 기어, 트랜스미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품을 냉간 프레스로 성형하기 위해 우수한 가공성이 필요하다. 또, 퀀칭 처리에 의해 경도를 크게 하여 내마모성을 부여할 필요가 있다. 그 때문에, 본 발명의 고탄소 열연 강판은, 강판의 경도를 저감시켜 HRB 65 이하로 하고, 연신율을 높여 El 을 40 ％ 이상으로 하여 우수한 가공성을 가짐과 함께, 퀀칭성을 향상시킬 필요가 있어, 우수한 퀀칭성을 갖는다.

여기서, 퀀칭 처리로는, 워터 퀀칭 처리나 오일 퀀칭 처리 등이 실시된다. 워터 퀀칭 처리는, 예를 들어, 대체로 850 ∼ 1050 ℃ 로 가열하여, 대체로 0.1 ∼ 600 초 유지하고 바로 수랭시키는 처리이다. 또, 오일 퀀칭 처리는, 예를 들어, 대체로 800 ∼ 1050 ℃ 로 가열하여, 대체로 60 ∼ 3600 초 유지하고 바로 유랭시키는 처리이다. 우수한 퀀칭성으로는, 예를 들어, 870 ℃ 에서 30 s 유지하고 바로 수랭시키는 워터 퀀칭 처리를 실시함으로써, 비커스 경도 (HV) 로 440 이상의 경도를 얻는 것이며, 더욱 바람직하게는 HV 로 500 이상의 경도를 얻는 것이다. 또, 워터 퀀칭 처리 혹은 오일 퀀칭 처리를 실시한 후의 마이크로 조직은, 마텐자이트 단상 조직, 또는 마텐자이트상과 베이나이트상의 혼합 조직이 된다.

4) 제조 조건

본 발명의 고탄소 열연 강판은, 상기와 같은 조성의 강을 소재로 하여, 열간 조압연 후, 마무리 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 권취 온도 : 500 ∼ 750 ℃ 에서 권취한 후, Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지하고, 1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각시켜, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지함으로써 제조된다.

이하, 본 발명의 고탄소 열연 강판의 제조 방법에 있어서의 한정 이유에 대해 설명한다.

마무리 온도 : Ar3 변태점 이상

마무리 온도가 Ar3 변태점 미만에서는, 열간 압연 후 및 어닐링 후에 조대한 페라이트 입자가 형성되어 연신율이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 마무리 온도는 Ar3 변태점 이상으로 한다. 또한, 마무리 온도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 마무리 압연 후의 냉각을 원활하게 실시하기 위해서는, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도 : 500 ∼ 750 ℃

마무리 압연 후의 열연 강판은 코일 형상으로 권취된다. 권취 온도가 지나치게 높으면 열연 강판의 강도가 지나치게 낮아져, 코일 형상으로 권취되었을 때, 코일의 자중에 의해 변형되는 경우가 있기 때문에, 조업상 바람직하지 않다. 따라서 권취 온도의 상한을 750 ℃ 으로 한다. 한편, 권취 온도가 지나치게 낮으면 열연 강판이 경질화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 하한을 500 ℃ 로 한다.

Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지 (1 단째의 어닐링) 하고, 1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각시켜, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지 (2 단째의 어닐링) 하는 2 단 어닐링

본 발명에서는, 열연 강판을 Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h (0.5 시간) 이상 유지하여, 열연 강판 중에 석출되어 있던 비교적 미세한 탄화물을 용해시켜 γ 상 중에 고용시킨다. 그 후 1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각시켜, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지함으로써, 비교적 조대한 미용해 탄화물 등을 핵으로 하여 고용 C 를 석출시킨다. 이로써, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도를 0.10 개/㎛² 이하로 하여, 탄화물 (시멘타이트) 의 분산이 제어된 상태로 한다. 즉, 본 발명에서는, 소정 조건으로 2 단 어닐링을 실시함으로써, 탄화물의 분산 형태를 제어하여, 강판을 연질화시킨다. 본 발명에서 대상으로 하는 고탄소 강판에서는, 연질화하는 데에 있어서 어닐링 후에 있어서의 탄화물의 분산 형태를 제어하는 것이 중요해진다. 본 발명에서는, 고탄소 열연 강판을 Ac1 변태점 이상으로 가열하여 유지함 (1 단째의 어닐링) 으로써, 미세한 탄화물을 용해시킴과 함께, C 를 γ (오스테나이트) 중에 고용시킨다. 그 후의 Ar1 변태점 미만의 냉각 단계나 유지 단계 (2 단째의 어닐링) 에 있어서, Ac1 점 이상의 온도역에서 존재하는 α/γ 계면이나 미용해 탄화물이 핵 생성 사이트가 되어, 비교적 조대한 탄화물이 석출된다. 이하, 이와 같은 2 단 어닐링의 조건에 대해 설명한다. 또한, 어닐링시의 분위기 가스는, 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스 모두 사용할 수 있다. 또, 어닐링시의 분위기 가스는, 상기 가스 중 어느 것이어도 되지만, 비용 및 안전성의 관점에서, 질소를 90 체적％ 이상 함유하는 가스가 바람직하다.

Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지 (1 단째의 어닐링)

열연 강판을 Ac1 점 이상의 어닐링 온도로 가열함으로써, 강판 조직의 페라이트의 일부를 오스테나이트로 변태시키고, 페라이트 중에 석출되어 있던 미세한 탄화물을 용해시키고, C 를 오스테나이트 중에 고용시킨다. 한편, 오스테나이트로 변태되지 않고 남은 페라이트는 고온에서 어닐링되기 때문에, 전위 밀도가 감소되어 연화된다. 또, 페라이트 중에는 용해되지 않은 비교적 조대한 탄화물 (미용해 탄화물) 이 잔존하는데, 이와 같은 탄화물은, 오스트발트 성장 (Ostwald growth) 에 의해 보다 조대해진다. 어닐링 온도가 Ac1 변태점 미만에서는, 오스테나이트 변태가 발생하지 않기 때문에, 탄화물을 오스테나이트 중에 고용시킬 수 없다. 또, 본 발명에서는, Ac1 변태점 이상에서의 유지 시간이 0.5 h 미만에서는 미세한 탄화물을 충분히 용해시킬 수 없다. 이 때문에, 1 단째의 어닐링으로서, Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지하는 것으로 한다. 바람직하게는, (Ac1 ＋ 10) ℃ 이상으로 가열한다. 또, 바람직하게는, 1.0 h 이상의 유지로 한다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 어닐링 온도는 800 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 또, 유지 시간은 10 h 이하로 하는 것이 바람직하다.

1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각

상기한 1 단째의 어닐링 후, 2 단째의 어닐링의 온도역인 Ar1 변태점 미만으로 1 ∼ 20 ℃/h 로 냉각시킨다. 냉각 도중에 있어서, 오스테나이트 → 페라이트 변태에 수반하여 오스테나이트로부터 C (탄소) 가 토출된다. 이 토출되는 C 는, α/γ 계면이나 미용해 탄화물을 핵 생성 사이트로 하여, 비교적 조대한 구상 탄화물로서 석출된다. 이 냉각에 있어서는, 펄라이트가 생성되지 않도록 냉각 속도를 조정할 필요가 있다. 1 단째의 어닐링 후, 2 단째의 어닐링까지의 냉각 속도가 1 ℃/h 미만에서는 생산 효율이 나쁘기 때문에, 그 냉각 속도는 1 ℃/h 이상으로 한다. 바람직하게는, 그 냉각 속도는 5 ℃/h 이상이다. 한편, 그 냉각 속도가 20 ℃/h 를 초과하여 커지면, 펄라이트가 석출되어, 경도가 높아지기 때문에, 그 냉각 속도는 20 ℃/h 이하로 한다. 바람직하게는, 그 냉각 속도는 15 ℃/h 이하이다. 이 때문에, 1 단째의 어닐링 후, 2 단째의 어닐링의 온도역인 Ar1 변태점 미만까지 1 ∼ 20 ℃/h 로 냉각시킨다. 바람직하게는, 2 단째의 어닐링의 온도역으로서 바람직한 Ar1 변태점 미만 660 ℃ 이상의 온도역까지 냉각시킨다.

Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지 (2 단째의 어닐링)

상기한 1 단째의 어닐링 후, 소정의 냉각 속도로 냉각시켜 Ar1 변태점 미만에서 유지함으로써, 오스트발트 성장에 의해 조대한 구상 탄화물을 더욱 성장시켜, 미세한 탄화물을 소실시킨다. Ar1 변태점 미만에서의 유지 시간은, 20 h 미만에서는, 탄화물을 충분히 성장시킬 수 없고, 어닐링 후의 경도가 지나치게 커진다. 이 때문에, 2 단째의 어닐링은 Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지로 한다. 바람직하게는, 720 ℃ 이하에서의 유지이다. 또, 바람직하게는, 유지 시간은 22 h 이상이다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 2 단째의 어닐링 온도는 탄화물을 충분히 성장시키기 위해 660 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 유지 시간은 생산 효율의 관점에서 30 h 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 고탄소강을 용제 (溶製) 하려면, 전로, 전기로 중 어느 쪽도 사용 가능하다. 또, 이렇게 하여 용제된 고탄소강은, 조괴-분괴 압연 또는 연속 주조에 의해 슬래브로 된다. 슬래브는, 통상적으로 가열된 후, 열간 압연된다. 또한, 연속 주조로 제조된 슬래브의 경우에는, 그대로 혹은 온도 저하를 억제할 목적으로 보열 (保熱) 하고, 압연하는 직송 압연을 적용해도 된다. 또, 슬래브를 가열하여 열간 압연하는 경우에는, 스케일에 의한 표면 상태의 열화를 피하기 위해 슬래브 가열 온도를 1280 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연에서는, 마무리 온도를 확보하기 위해, 열간 압연 중에 시트 바 히터 등의 가열 수단에 의해 피압연재의 가열을 실시해도 된다.

또한 본 발명에서는, 어닐링 후의 이방성을 작게 하기 위해, 열간 압연에 있어서의 상기한 마무리 온도를 900 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 온도가 900 ℃ 미만에서는, 압연 조직 (미변형태) 이 남기 쉬워, 어닐링 후의 r 값의 면내 이방성이 커질 우려가 있다. 마무리 온도를 900 ℃ 이상으로 함으로써, 어닐링 후의 열연 강판의 r 값의 면내 이방성을 그 절대값으로 0.15 이하로 할 수 있어, Δr 을 0 에 근접시킬 수 있다. 이 때문에, r 값의 면내 이방성을 작게 하는 경우, 마무리 온도를 900 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, r 값의 면내 이방성을 그 절대값으로 0.10 이하로 하기 위해서는, 마무리 온도를 950 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 강번 A 내지 H 의 화학 성분 조성을 갖는 강을 용제하였다. 이어서 표 2 에 나타내는 제조 조건에 따라, 마무리 온도를 Ar3 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고 산세하였다. 이어서 질소 분위기 중 (분위기 가스 : 질소 95 체적％ 이고 잔부가 수소로 이루어지는 혼합 가스) 에서 2 단 어닐링으로 구상화 어닐링을 실시하여, 판두께 4.0 ㎜ 의 열연 어닐링판을 제조하였다. 이와 같이 하여 제조된 열연 어닐링판에 대해, 하기와 같이 마이크로 조직, 경도, 연신율 및 퀀칭 경도 및 r 값의 면내 이방성 (Δr) 을 조사하였다. 또, 표층 150 ㎛ 의 질소량과 강판 중 평균 N 량의 차, (고용 B 량)/(첨가 B 량) 을 구하였다. 또한, 표 1 에 나타내는 Ar1 변태점, Ac1 변태점 및 Ar3 변태점은 열 팽창 곡선으로부터 구한 것이다.

어닐링 후의 강판의 경도

어닐링 후의 강판 (원판) 의 판 폭 중앙부로부터 시료를 채취하고, 로크웰 경도계 (B 스케일) 를 사용하여 5 점 측정하여, 평균값을 구하였다.

어닐링 후의 강판의 연신율

어닐링 후의 강판 (원판) 으로부터 압연 방향에 대하여 0°의 방향 (L 방향) 으로 잘라낸 JIS 5 호 인장 시험편을 사용하여, 시마즈 제작소 AG10TB AG/XR 의 인장 시험기로 10 ㎜/분으로 인장 시험을 실시하고, 파단된 샘플을 맞대어 연신율을 구하였다.

마이크로 조직

어닐링 후의 강판의 마이크로 조직은, 판 폭 중앙부로부터 채취한 시료를 절단하고, 절단면 (압연 방향 판두께 단면) 을 연마 후, 나이탈 부식을 실시하고, 주사형 전자 현미경을 사용하여 판두께 중앙부의 5 개 지점에서 3000 배의 배율로 조직 사진을 촬영하였다. 촬영한 조직 사진을 사용하여, 입계 상에 없고, 장경이 0.15 ㎛ 이상인 시멘타이트의 개수를 측정하고, 이 개수를 사진의 시야 면적으로 나눠, 입자 내의 시멘타이트 밀도를 구하였다.

r 값의 면내 이방성 (Δr)

어닐링 후의 강판 (원판) 으로부터 압연 방향에 대하여 0°, 45°, 90°의 방향으로 잘라낸 JIS 5 호 인장 시험편을 사용하여, 시마즈 제작소 AG10TB AG/XR 의 인장 시험기로 10 ㎜/분으로 12 ％ 까지 변형을 부여하고, 하기 식 (1) 로 각 방향의 r 값을 구하고, 하기 식 (2) 로 Δr 을 구하였다.

r ＝ ln(w/w0)/ln(t/t0) ‥ (1)

단, w : 12 ％ 변형 부여 후의 판 폭, w0 : 시험 전의 판 폭, t : 12 ％ 변형 부여 후의 판두께, t0 : 시험 전의 판두께.

Δr ＝ (r0 ＋ r90 － 2r45)/2 ‥ (2)

단, r0, r45, r90 은 각각 압연 방향에 대하여 0°, 45°, 90°의 방향으로 잘라낸 인장 시험편을 사용하여 구한 r 값.

표층 150 ㎛ 의 질소량과 강판 중 평균 N 량의 차

어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙부로부터 채취한 시료를 사용하여, 표층 150 ㎛ 의 질소량 및 강판 중 평균 N 량을 측정하고, 표층 150 ㎛ 의 질소량과 강판 중의 평균 N 량의 차를 구하였다. 여기서 표층 150 ㎛ 의 질소량이란, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 150 ㎛ 깊이까지의 범위에 함유되는 질소량이다. 또, 표층 150 ㎛ 의 질소량은 이하와 같이 구하였다. 채취한 강판의 표면으로부터 절삭을 개시하여, 표면으로부터 150 ㎛ 의 깊이까지 강판을 절삭하고, 이 때에 발생한 절삭 부스러기 (chip) 를 샘플로서 채취하였다. 이 샘플 중의 N 량을 측정하여 표층 150 ㎛ 의 질소량으로 하였다. 표층 150 ㎛ 의 질소량과 강판 중 평균 N 량은, 불활성 가스 융해-열 전도도법 (inert gas transportation fusion-thermal conductivity method) 에 의해 각 N 량을 측정하여 구하였다. 이와 같이 하여 구한 표층 150 ㎛ 의 질소량 (표면 ∼ 표면으로부터 150 ㎛ 깊이의 범위의 질소량) 과 강판 중의 평균 N 량 (강 중의 N 함유량) 의 차가 30 질량ppm 이하이면, 침질을 억제할 수 있었던 것으로 평가할 수 있다.

고용 B 량/첨가 B 량

고용 B 량은, 어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙으로부터 채취한 시료를 사용하여, 강판 중의 BN 을 10 (체적％) Br 메탄올로 추출하고, BN 을 형성하고 있는 B 량을 측정하고, B 의 전체 첨가량으로부터 BN 을 형성하고 있는 B 량을 빼서 구하였다. 또, 이와 같이 하여 구한 고용 B 량과 첨가한 B 량 (B 함유량) 의 비인 고용 B 량/첨가 B 량을 구하였다. {고용 B 량 (질량％)/첨가 B 량 (질량％)} × 100 (％) 이 75 (％) 이상이면, 고용 B 량의 저하를 억제할 수 있었던 것으로 평가할 수 있다.

퀀칭 후의 강판 경도 (퀀칭 경도)

어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙으로부터 평판 시험편 (폭 15 ㎜ × 길이 40 ㎜ × 판두께 4 ㎜) 을 채취하고, 이하와 같이 수랭, 120 ℃ 유랭의 2 가지의 방법에 의해 퀀칭 처리를 실시하고, 각각의 방법에서 퀀칭 후의 강판 경도 (퀀칭 경도) 를 구하였다. 즉, 퀀칭 처리는, 상기 평판 시험편을 사용하여, 870 ℃ 에서 30 s 유지하고 바로 수랭시키는 방법 (수랭), 870 ℃ 에서 30 s 유지하고 바로 120 ℃ 오일로 냉각시키는 방법 (120 ℃ 유랭) 으로 실시하였다. 퀀칭 특성은 퀀칭 처리 후의 시험편의 절단면에 대해, 비커스 경도 시험기로 하중 1 ㎏f 의 조건하에서 경도를 5 점 측정하여 평균 경도를 구하고, 이것을 퀀칭 경도로 하였다. 퀀칭 경도는, 표 3 의 조건을 수랭 후 경도, 120 ℃ 유랭 후 경도 모두 만족시킨 경우, 합격 (○) 으로 판정하여, 퀀칭성이 우수한 것으로 평가하였다. 또, 수랭 후 경도, 120 ℃ 유랭 후 경도 중 어느 것이 표 3 에 나타내는 조건을 만족시키지 않는 경우, 불합격 (×) 으로 하여, 퀀칭성이 떨어지는 것으로 평가하였다. 또한, 표 3 은, 경험상, 퀀칭성이 충분한 것으로 평가할 수 있는, C 함유량에 따른 퀀칭 경도를 나타낸 것이다.

표 2 의 결과로부터, 본 발명예의 열연 강판은, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도를 0.10 개/㎛² 이하로 한 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고 있음을 알 수 있다. 또, 본 발명예의 열연 강판은, 경도가 HRB 로 65 이하, 전체 연신율이 40 ％ 이상으로서, 냉간 가공성이 우수함과 함께, 퀀칭성도 우수함을 알 수 있다. 또, 특히 마무리 온도를 900 ℃ 이상으로 하여 제조한 본 발명예의 열연 강판은, Δr 이 -0.14 ∼ -0.07 로서, Δr 의 절대값이 0.15 이하를 달성하고 0 에 가까운 Δr 이 얻어져, 이방성이 작음을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.20 ∼ 0.48 ％, Si : 0.10 ％ 이하, Mn : 0.50 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, sol.Al : 0.10 ％ 이하, N : 0.0050 ％ 이하, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ∼ 0.030 ％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트 입자 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛² 이하인 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB 로 65 이하, 전체 연신율이 40 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Ni, Cr, Mo 중 적어도 1 종을 합계로 0.50 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
r 값의 면내 이방성 (Δr) 의 절대값이 0.15 이하인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 조성을 갖는 강을, 열간 조압연 후, 마무리 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 권취 온도 : 500 ∼ 750 ℃ 에서 권취한 후, Ac1 변태점 이상으로 가열하여 0.5 h 이상 유지하고, 1 ∼ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각시켜, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 마무리 온도가 900 ℃ 이상인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.