KR20190109463A - 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

가공성 및 담금질성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.　질량%로, C:0.10∼0.33%, Si:0.15∼0.35%, Mn:0.5∼0.9%, P:0.03%이하, S:0.010%이하, sol.Al:0.10%이하, N:0.0065%이하, Cr:0.90%∼1.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트와 시멘타이트를 가지는 미크로 조직을 갖고, 또한 시멘타이트 밀도가 0.25개/㎛2이하이고, 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장이 40%이상이다.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 가공성 및 담금질성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
현재, 트랜스미션, 시트 리클라이너(seat recliner) 등의 자동차용 부품은 JISG4051에 규정된 기계 구조용 탄소강 강재 및 기계 구조용 합금강 강재인 열연 강판을 냉간 가공에 의해서 원하는 형상으로 가공한 후, 원하는 경도를 확보하기 위해 담금질 처리를 실시하여 제조되는 경우가 많다. 그 때문에, 소재로 되는 열연 강판에는 우수한 냉간 가공성이나 담금질성이 필요하게 되며, 지금까지 각종 강판이 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는 질량%로, C:0.1∼0.7%, Si:0.01∼1.0%, Mn:0.1∼3.0%, P:0.001∼0.025%, S:0.0001∼0.01%, T.Al:0.001∼0.10%, N:0.001∼0.010%를 함유하고, 또한 Ti:0.01∼0.20%, Cr:0.01∼1.50%, Mo:0.01∼0.50%, B:0.0001∼0.010%, Nb:0.001∼0.10%, V:0.001∼0.2%, Cu:0.001∼0.4%, W:0.001∼0.5%, Ta:0.001∼0.5%, Ni:0.001∼0.5%, Mg:0.001∼0.03%, Ca:0.001∼0.03%, Y:0.001∼0.03%, Zr:0.001∼0.03%, La:0.001∼0.03%, Ce:0.001∼0.030% 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 비커스 경도가 HV100이상 160이하인 것을 특징으로 하는 펀칭성이 우수한 고탄소 열연 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 1에 기재된 발명은 중·고탄소강의 열연 강판을, 그 담금질성을 유지하면서, 우수한 펀칭성을 충분히 제공할 수 있도록 연질화하는 것을 목적으로 하는 것이다.
또, 특허문헌 2에는 중량%로, C:0.15∼0.75%, Si:0.3%이하, Mn:0.2∼1.60%, Sol.Al:0.05%미만, N:0.0060%이하, 또한 Cr:0.2∼1.2%, Mo:0.05∼1.0%, Ni:0.05∼1.2%, V:0.05∼0.50%, Ti:0.005∼0.05% 및 B:0.0005∼0.0050% 중의 1종 또는 2종 이상 함유하는 것을 특징으로 하는 스피닝 가공, 전조 가공 등의 냉간 가공에 있어서의 성형성과 담금질 처리에 있어서의 담금질성의 쌍방을 양립할 수 있는 고탄소 강대 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.
또, 특허문헌 3에는 질량%로, C:0.10∼0.60%, Si:0.4%이하, Mn:1.0%이하, Cr:1.6%이하, Mo:0.3%이하, Cu:0.3%이하, Ni:2.0%이하, N:0.01%이하, P:0.03%이하, S:0.01%이하, T.Al:0.1%이하, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 이용한 국소 연성이 우수한 중·고탄소 강판의 제조 방법이 제안되고 있다. 부품의 제조 코스트를 저감하기 위해, 부품의 일체 성형이나 부품 가공의 공정 간략화 중에서 펀칭 가공이나 구부림 가공에 부가하여 신장 플랜지 성형 가공과 같은 국소적인 연성이 요구되는 고도의 가공에도 견딜 수 있는 강판을 얻는 것을 목적으로 하는 것이다.
특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 제2015-117406호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 제2001-81528호 특허문헌 3: 일본국 특허공개공보 제2001-73033호
특허문헌 1에 기재되는 기술에서는 열간 압연할 때에, 거친 열연 종료 후 거친 바를 가열하여 20∼150℃로 승온시키고, 600℃이상 Ae3-20℃미만의 온도역에서 마무리 압연을 완료하는 것이 필요하게 되고 있다. Ae3점 미만의 온도역에서의 마무리 압연은 페라이트립을 조대화시킴으로써 연질화하는 것에 유효한 수단이지만, 불균일한 조직으로 되어 신장이 저하하거나 혹은 실 조업에서는 안정적인 조업이 곤란하다는 문제가 있다. 또한, 페라이트 입경이 10㎛이상 50㎛이하이며, 비교적 조대한 페라이트립을 갖는다.
특허문헌 2에 기재되는 기술에서는 열간 압연 후 Ac1-50℃∼Ac1+40℃의 온도역에서 상자 소둔을 실행하거나 혹은 상기 소둔 후 냉간 압연과 650℃∼Ac1의 온도역에서의 소둔을 1회 혹은 2회 이상 반복함으로써 연질화를 도모하고 있으며, 공정수가 많다고 하는 문제가 있다.
특허문헌 3은 열간 압연 후, Ac1이상의 온도역에서 유지 후, 50℃/h이하에서 냉각함으로써, 국부 연성이 우수한 강판을 얻는 기술이다. Ac1점 이상에서의 γ 단위면적당 α/γ계면량이나 Ac1점 이상에서의 100㎛2당 탄화물 수를 조정하여, 소둔 후의 강판을 연질화하고, 신장이나 구멍 확대율을 높이고 있다. 그러나, 담금질성에 관해 기재되어 있지 않다. 조대한 탄화물을 많이 갖는 것에 의해 연질화되어 있다고 고려되며, 담금질 가열시에 있어서 오스테나이트역에서 탄화물이 충분히 고용되지 않아 담금질성을 확보할 수 없는 것이 우려된다.
본 발명은 상기 과제를 해결하고, 질소 분위기 중에서 소둔을 실행한 경우에도, 안정하고 우수한 담금질성이 얻어지고, 또한, 담금질 처리 전에, 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장 El가 40%이상인 냉간 가공성 및 담금질성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 Cr, 더욱 바람직하게는 Ni, Mo의 1종 이상과 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상을 함유한 고탄소 열연 강판의 제조 조건과 냉간 가공성, 담금질성의 관계에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.
i) 담금질 전의 고탄소 열연 강판의 경도, 전체 신장(이하, 단지 신장이라고도 함)에는 페라이트와 시멘타이트를 갖는 미크로 조직 및 시멘타이트 밀도가 크게 영향을 주고, 시멘타이트 밀도를 0.25개/㎛2이하로 함으로써, 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장(El)이 40%이상을 얻을 수 있다.
ii) 질소 분위기에서 소둔을 실시하는 경우, 분위기 중의 질소가 침질하여 강판 중에 농화되고, 강판 중의 Cr과 결합하여 Cr 질화물, 혹은 Mo와 결합하여 Mo 질화물을 생성하고, 강판 중의 고용 Cr량 및 고용 Mo량이 약간 저하하는 경우가 있다. 이에 대해, 본 발명에서는 바람직하게는 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 적어도 1종을 강 중에 소정량 함유함으로써, 이러한 침질을 방지하고, 고용 Cr량 및 고용 Mo량의 저하를 억제하여 높은 담금질성을 확보할 수 있다.
본 발명은 이러한 지견에 의거하여 이루어진 것이며, 이하를 요지로 한다.
[1] 질량%로, C:0.10∼0.33%, Si:0.15∼0.35%, Mn:0.5∼0.9%, P:0.03%이하, S:0.010%이하, sol.Al:0.10%이하, N:0.0065%이하, Cr:0.90∼1.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트와 시멘타이트를 갖는 미크로 조직을 갖고, 또한 상기 시멘타이트 밀도가 0.25개/㎛2이하이고, 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장이 40%이상인 고탄소 열연 강판.
[2] 성분 조성으로서, 질량%로, Ni, Mo 중의 1종 이상을 합계 0.5%이하 더 함유하는 상기 [1]에 기재된 고탄소 열연 강판.
[3] 성분 조성으로서, 질량%로, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상을 합계 0.002∼0.03%를 더 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고탄소 열연 강판.
[4] 상기 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛이상 15㎛이하인 상기 [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판.
[5] 상기 [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서, 강을 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지하고, Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하고, Ar1 변태점 미만의 온도역에서 20hr 이상 유지하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
[6] 상기 [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서, 강을 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후, 680∼720℃의 온도역에서 1∼35hr 유지하고, 그 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃ 이하로 가열하고 1hr 이상 유지하고, 냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃) 이상까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 냉간 가공성 및 담금질성이 우수한 고탄소 열연 강판이 얻어진다.
본 발명의 고탄소 열연 강판은 냉간 가공성 및 담금질성이 우수하기 때문에, 소재 강판에 냉간 가공성이 필요하게 되는 기어, 미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품에 적합하다.
이하에 본 발명의 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 성분 조성의 함유량의 단위인 「%」는 특히 단정하지 않는 한 「질량%」를 의미하는 것으로 한다.
1) 성분 조성
C:0.10∼0.33%
C는 담금질 후의 강도를 얻기 위해 중요한 원소이다. C량이 0.10%미만의 경우, 부품으로 성형한 후의 열 처리에 의해서 원하는 경도가 얻어지지 않기 때문에, C량은 0.10%이상으로 할 필요가 있다. 그러나, C량이 0.33%를 넘으면 경질화되고, 인성이나 냉간 가공성이 열화된다. 따라서, C량은 0.10∼0.33%로 한다. 우수한 담금질 경도를 얻기 위해서는 C량은 0.15%이상으로 하는 것이 바람직하다. 또 안정되고 기름 담금질 후의 비커스 경도(HV)에서 430이상을 얻기 위해서는 0.18%이상으로 하는 것이 바람직하다. 가공성이 엄격한 부품의 냉간 가공에 이용되는 경우에는 0.28%이하로 하는 것이 바람직하다.
Si:0.15∼0.35%
Si는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Si량의 증가와 함께 경질화되고, 냉간 가공성이 열화되기 때문에, Si량은 0.35%이하로 한다. 바람직하게는 0.33%이하이다. 한편, Si는 템퍼링 연화 저항을 증가시키는 효과가 있으며, Si량이 0.15%미만이 되면, 템퍼링 연화 저항의 효과를 얻기 어렵게 되기 때문에, Si량은 0.15%이상으로 한다. 바람직하게는 0.18%이상이다.
Mn:0.5∼0.9%
Mn은 담금질성을 향상시키는 동시에, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Mn량이 0.9%를 넘으면, Mn의 편석에 기인한 밴드 조직이 발달하고, 조직이 불균일하게 되기 때문에, 냉간 가공성이 저하한다. 따라서, Mn량은 0.9%이하로 한다. 한편, 0.5%미만이 되면 담금질성이 저하하기 시작하기 때문에, Mn량은 0.5%이상으로 한다. 바람직하게는 0.55%이상, 더욱 바람직하게는 0.60%이상이다.
P:0.03%이하
P는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. 그러나, P량이 0.03%를 넘어 증가하면 입계 취화를 초래하고, 담금질 후의 인성이 열화된다. 따라서, P량은 0.03%이하로 한다. 우수한 담금질 후의 인성을 얻기 위해서는 P량은 0.02%이하가 바람직하다. P는 냉간 가공성 및 담금질 후의 인성을 저하시키기 때문에, P량은 적을수록 바람직하지만, 과도하게 P량을 저감하면 정련 코스트가 증대하기 때문에, P량은 0.005%이상이 바람직하다.
S:0.010%이하
S는 황화물을 형성하고, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 담금질 후의 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안 되는 원소이다. S량이 0.010%를 넘으면, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 담금질 후의 인성이 현저히 열화한다. 따라서, S량은 0.010%이하로 한다. 우수한 냉간 가공성 및 담금질 후의 인성을 얻기 위해서는 S량은 0.005%이하가 바람직하다. S는 냉간 가공성 및 담금질 후의 인성을 저하시키기 때문에, S량은 적을수록 바람직하다. 그러나, 과도하게 S를 저감하면 정련 코스트가 증대하기 때문에, S량은 0.0005%이상이 바람직하다.
sol.Al:0.10%이하
sol.Al량이 0.10%를 넘으면, 담금질 처리의 가열시에 AlN이 생성되어 오스테나이트립이 너무 미세화되고, 냉각시에 페라이트상의 생성이 촉진되며, 조직이 페라이트와 마텐자이트로 되어, 담금질 후의 경도가 저하한다. 따라서, sol.Al량은 0.10%이하로 하고, 바람직하게는 0.06%이하로 한다. 한편, sol.Al은 탈산의 효과를 갖고 있으며, 충분히 탈산하기 위해서는 0.005%이상으로 하는 것이 바람직하다.
N:0.0065%이하
N량이 0.0065%를 넘으면, AlN의 형성에 의해 담금질 처리의 가열시에 오스테나이트립이 너무 미세화되고, 냉각시에 페라이트상의 생성이 촉진되며, 담금질 후의 경도가 저하한다. 따라서, N량은 0.0065%이하로 한다. 또한, 하한은 특히 규정하지 않지만, 상기한 바와 같이, N은 AlN, Cr계 질화물 및 Mo계 질화물을 형성하고, 이것에 의해 담금질 처리의 가열시에 오스테나이트립의 성장을 과도하게 억제하며, 담금질 후의 인성을 향상시키는 원소이기 때문에, N량은 0.0005%이상이 바람직하다.
Cr:0.90∼1.5%
Cr은 담금질성을 높이는 중요한 원소이며, 0.90%미만의 경우, 충분한 효과가 보이지 않기 때문에, Cr을 0.90%이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr이 1.5%를 넘으면, 담금질 전의 강판이 경질화되어 냉간 가공성이 손상되기 때문에, 1.5%이하로 한다. 또한, 프레스 성형의 어려운 고가공을 필요로 하는 부품을 가공할 때에는 한층 우수한 가공성을 필요로 하기 때문에, 1.2%이하가 바람직하다.
Ni, Mo 중의 1종 이상:합계 0.5%이하
Ni, Mo는 담금질성을 높이는 중요한 원소이며, Cr 함유만으로는 담금질성이 불충분한 경우에 담금질성을 향상시킨다. 또, 템퍼링 연화 저항을 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni, Mo 중의 1종 이상을 합계 0.01%이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ni, Mo 중의 1종 이상을 합계 0.5%를 넘어 함유하면, 담금질 전의 강판이 경질화되어 냉간 가공성이 손상되기 때문에, 합계 0.5%이하로 한다. 또한, 프레스 성형의 어려운 고가공을 필요로 하는 부품을 가공할 때에는 가일층 우수한 가공성을 필요로 하기 때문에, 0.3%이하가 바람직하다.
Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상:합계 0.002∼0.03%
Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se는 표층으로부터의 침질 억제에 중요한 원소이다. 이들 원소의 1종 이상의 합계의 양이 0.002%미만의 경우, 충분한 효과가 보이지 않기 때문에, 함유하는 경우에는 0.002%이상으로 한다. 한편, 이들 원소를 합계 0.03%를 넘어 함유해도, 침질 방지 효과는 포화한다. 또, 이들 원소는 입계에 편석하는 경향이 있으며, 이들 원소의 함유량을 합계 0.03%초과로 하면, 함유량이 너무 높아지고, 입계 취화를 야기시킬 가능성이 있다. 따라서, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상의 합계의 함유량은 0.03%이하로 한다. Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se를 함유하는 경우의 바람직한 합계 함유량은 하한은 0.005%이며, 상한은 0.020%이다.
본 발명에서는 상기와 같이 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상을 합계 0.002∼0.03%로 함으로써, 질소 분위기에서 소둔한 경우에도 강판 표층으로부터의 침질을 억제하고, 강판 표층에 있어서의 질소 농도의 증가를 억제한다. 그 결과, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150㎛ 깊이의 범위로 함유되는 질소량과, 강판 전체에 함유되는 평균 질소량의 차를 30질량ppm 이하로 하는 것이 가능하게 된다. 또, 이와 같이 침질을 억제할 수 있기 때문에, 질소 분위기에서 소둔한 경우에도, 소둔 후의 강판 중에 고용 Cr량, 고용 Mo량을 확보할 수 있어, 가일층 높은 담금질성을 얻을 수 있다.
상기한 성분 이외의 잔부는 기본적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 불가피한 불순물로서는 O:0.005%이하, Mg:0.003%이하를 허용할 수 있다. 또, 본 발명의 효과를 해치지 않는 성분으로서, Ti:0.005%이하, Nb:0.005%이하, Cu:0.04%이하를 함유할 수 있다.
2) 미크로 조직
본 발명의 고탄소 열연 강판은 페라이트와 시멘타이트를 갖는다. 페라이트는 고가공성의 확보의 이유에서 면적률에서 90%이상이 바람직하다. 시멘타이트는 고가공성의 확보의 이유로부터 면적률에서 10%이하가 바람직하다. 페라이트와 시멘타이트 이외에, 펄라이트 등의 잔부 조직이 생성되어도, 잔부 조직의 합계의 면적률이 5%정도 이하이면, 본 발명의 효과를 해치는 것은 아니기 때문에, 함유해도 상관없다.
시멘타이트 밀도:0.25개/㎛2이하
본 발명의 고탄소 열연 강판에서 얻어지는 시멘타이트 직경은 긴 직경에서 0.1∼3.0㎛ 정도이며, 강판의 석출 강화로서는 유효한 사이즈가 아니다. 본 발명에서는 시멘타이트 밀도를 저하시킴으로써 페라이트립을 조대화하고, 강도 저하를 도모할 수 있다. 본 발명에서는 페라이트를 갖고, 시멘타이트 밀도를 0.25개/㎛2이하로 함으로써, 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장이 40%이상을 달성할 수 있다. 이 때문에, 시멘타이트 밀도는 0.25개/㎛2이하로 한다. 시멘타이트 밀도는 바람직하게는 0.15개/㎛2이하이며, 더욱 바람직하게는 0.1개/㎛2이하이다.
페라이트 평균 결정 입경 5㎛이상 15㎛이하(바람직한 조건)
페라이트 평균 결정 입경이 5㎛미만에서는 냉간 가공 전의 강도가 증가하고, 프레스성이 열화하는 경우가 있기 때문에, 5㎛이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 7㎛이상이다. 한편, 15㎛를 넘으면 강판의 강도가 크게 저하하는 경우가 있다. 담금질하지 않고 사용하는 영역에서는 어느 정도 강판의 강도가 필요하기 때문에, 15㎛이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 12㎛이하이다.
또한, 미크로 조직, 페라이트립내의 시멘타이트 밀도, 페라이트 평균 결정 입경은 후술하는 실시예의 방법으로 측정할 수 있다.
3) 기계 특성: 경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장이 40%이상
본 발명에서는 기어, 트랜스미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품을 냉간 프레스로 성형하기 때문에 우수한 냉간 가공성이 필요하다. 또, 담금질 처리에 의해 경도를 크게 하여 내마모성을 부여할 필요가 있다. 그 때문에, 본 발명의 고탄소 열연 강판은 강판의 경도를 저감하여 HV에서 110이상 160이하로 하고, 신장을 높여 전체 신장(El)을 40%이상으로 해서 우수한 냉간 가공성을 갖는 동시에, 담금질성을 향상시킬 필요가 있다.
4) 제조 조건
본 발명의 고탄소 열연 강판은 상기의 성분 조성의 강을 소재로 하고, 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr이상 유지하고, Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하고, Ar1 변태점 미만의 온도역에서 20hr이상 유지하는 것에 의해 제조된다. 또는 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후, 680∼720℃의 온도역에서 1∼35hr 유지하고, 그 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr이상 유지하고, 냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃)이상까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하는 것에 의해 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 소둔 후에 조대한 페라이트립이 형성되고, 신장이 현저히 저하한다. 이 때문에, 마무리 온도는 Ar3 변태점 이상으로 한다. 또한, 마무리 온도의 상한은 특히 규정할 필요는 없으며, 마무리 압연 후의 냉각을 원활하게 실행하기 위해서는 1000℃이하로 하는 것이 바람직하다.
권취 온도:500∼700℃
마무리 압연 후의 열연 강판은 코일 형상으로 권취된다. 권취 온도가 너무 높으면 열연 강판의 강도가 너무 낮아져, 코일 형상으로 권취되었을 때, 코일의 자중으로 변형되는 경우가 있기 때문에, 조업상 바람직하지 않다. 따라서, 권취 온도의 상한을 700℃로 한다. 한편, 권취 온도가 너무 낮으면 열연 강판이 경질화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 하한을 500℃로 한다. 바람직하게는 550℃이상이다. 또한, 권취 온도는 강판의 표면 온도이다.
소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지(1단째의 소둔)하고, Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하여, Ar1 변태점 미만의 온도역에서 20hr 이상 유지(2단째의 소둔)하는 2단 소둔
본 발명에서는 열연 강판을 Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지하고, 열연 강판 중에 석출되어 있던 비교적 미세한 탄화물을 용해하여 γ상 중에 고용시키고, 그 후, 1∼20℃/hr의 평균 냉각 속도로 Ar1 변태점 미만까지 냉각하고, Ar1 변태점 미만의 온도역에서 20hr 이상 유지하는 것에 의해, 오스테나이트가 형성되어 있던 C농도의 높은 개소를 핵으로 하여 페라이트립내의 미용해 C를 석출시켜, 시멘타이트 밀도를 0.25개/㎛2이하로 하고, 탄화물(시멘타이트)의 분산을 제어한 상태로 한다. 즉, 본 발명에서는 소정의 조건에서 2단 소둔을 실시함으로써, 탄화물의 분산 형태를 제어하고, 강판을 연질화시키고 신장을 증가시킨다. 본 발명에서 대상으로 하는 고탄소 강판에서는 연질화함에 있어서 소둔 후에 있어서의 탄화물의 분산 형태를 제어하는 것이 중요하게 된다. 본 발명에서는 고탄소 열연 강판을 Ac1 변태점 이상으로 가열하여 유지(1단째의 소둔)함으로써, 미세한 탄화물을 용해하는 동시에, C를 γ(오스테나이트) 중에 고용한다. 그 후의 Ar1 변태점 미만의 냉각 단계나 유지 단계(2단째의 소둔)에 있어서, Ac1점 이상의 온도역에서 존재하는 α/γ계면이나 미용해 탄화물이 핵 생성 사이트로 되고, 비교적 조대한 탄화물이 석출한다. 이하, 이러한 2단 소둔의 조건에 대해 설명한다. 또한, 소둔시의 분위기 가스는 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스를 모두 사용할 수 있다.
소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지(1단째의 소둔)
열연 강판을 Ac1점 이상의 소둔 온도로 가열하는 것에 의해, 강판 조직의 페라이트의 일부를 오스테나이트로 변태시키고, 페라이트 중에 석출되어 있던 미세한 탄화물을 용해시키고, C를 오스테나이트 중에 고용시킨다. 한편, 오스테나이트로 변태하지 않고 남은 페라이트(α)는 고온에서 소둔되기 때문에, 전위 밀도가 감소하여 연화된다. 또, 페라이트 중에는 용해하지 않은 비교적 조대한 탄화물(미용해 탄화물)이 잔존하지만, 오스트발트 성장에 의해, 더욱 조대하게 된다. 소둔 온도가 Ac1 변태점 미만에서는 오스테나이트 변태가 발생하지 않기 때문에, 탄화물을 오스테나이트 중에 고용시킬 수 없다. 또, 본 발명에서는 Ac1 변태점 이상에서의 유지 시간이 1hr 미만에서는 미세한 탄화물을 충분히 용해할 수 없기 때문에, Ac1 변태점 이상으로 가열하고 1hr 이상 유지하는 것으로 한다. 또, 소둔 온도가 800℃를 넘으면 γ분율이 너무 높아져, 이 이후의 냉각 과정에 있어서 오스테나이트역이 일부 구상화가 완료하지 않고 봉형상의 시멘타이트가 형성되게 되며, 가공성이 저하하기 때문에, 소둔 온도는 800℃이하로 한다. 또한, 1단째의 소둔으로서, 유지 시간의 상한은 특히 한정되는 것은 아니지만, 20hr 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기에 있어서의 유지는 Ac1 변태점 이상 800℃이하의 일정 온도에 있어서의 유지 이외에, Ac1 변태점 이상 800℃이하의 온도역의 강판의 통과 시간도 포함하는 것이다.
Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각
상기한 1단째의 소둔 후, 2단째의 소둔의 온도역인 Ar1 변태점 미만으로, 1∼20℃/hr에서 냉각한다. 냉각 도중에, 오스테나이트→페라이트 변태에 수반하여 오스테나이트로부터 토출되는 C가 α/γ계면이나 미용해 탄화물을 핵 생성 사이트로 해서, 비교적 조대한 구상 탄화물로서 석출된다. 이 냉각에 있어서는 펄라이트가 생성되지 않도록 냉각 속도를 조정할 필요가 있다. 1단째의 소둔 후, 2단째의 소둔까지의 평균 냉각 속도가 1℃/hr 미만에서는 생산 효율이 나쁘기 때문에, 평균 냉각 속도는 1℃/hr 이상으로 한다. 한편, 20℃/hr을 넘어 커지면, 펄라이트가 석출되고, 경도가 높아지기 때문에, 20℃/hr 이하로 한다. 이 때문에, 1단째의 소둔 후, 2단째의 소둔의 온도역인 Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도 1∼20℃/hr에서 냉각된다.
Ar1 변태점 미만의 온도역(소둔 온도)에서 20hr 이상 유지(2단째의 소둔)
상기한 1단째의 소둔 후, 소정의 냉각 속도로 냉각하여 Ar1 변태점 미만에서 유지함으로서, 오스트발트 성장에 의해, 조대한 구상 탄화물을 더욱 성장시키고, 미세한 탄화물을 소실시킨다. Ar1 변태점 미만에서의 유지 시간이 20hr 미만에서는 탄화물을 충분히 성장시킬 수 없고, 소둔 후의 경도가 너무 커진다. 이 때문에, 2단째의 소둔은 Ar1 변태점 미만에서 20hr 이상 유지로 한다. 또한, 특히 한정하는 것은 아니지만, 2단째의 소둔 온도는 탄화물을 충분히 성장시키기 때문에 660℃이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 유지 시간의 상한은 생산 효율의 관점에서, 30hr 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기에 있어서의 유지는 Ar1 변태점 미만의 일정 온도에 있어서의 유지 이외에, Ar1 변태점 미만의 온도역의 강판의 통과 시간도 포함하는 것이다.
또, 권취 후, 680∼720℃의 온도역에서 1∼35hr 유지(1단째 소둔)하고, 그 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지하고(2단째 소둔), 냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃) 이상까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하여 제조하는 것도 가능하다. 상기 조건으로 하는 이유는 하기에 나타낸다.
680∼720℃의 온도역(소둔 온도)에서 1∼35hr 유지(1단째 소둔)
Ac1 변태점 이상으로 온도를 상승시켰을 때, γ역에서 미고용의 탄화물을 잔존시킨 강으로 하는 것이 Ar1 변태점 이하에서 유지한 후, 또한 페라이트 입계에서 탄화물이 조대화하고, 페라이트립내의 탄화물이 저감하고, 연질화된다. Ac1 변태점 이상까지 온도를 올리기 전에 조직을 구상화시키는 것이 상기의 효과를 발휘할 수 있기 때문에, 680∼720℃에서 1∼35hr 유지할 필요가 있다. 유지 시간이 1hr미만에서는 구상화가 진행되지 않기 때문에, 유지 시간은 1hr 이상으로 한다. 바람직하게는 5hr 이상이다. 한편, 유지 시간이 35hr 초과가 되면 장시간으로 되며, 생산 코스트가 높아지기 때문에 유지 시간은 35hr 이하로 한다. 바람직하게는 25hr 이하이다.
또한, 상기에 있어서의 유지는 680∼720℃의 온도역에 있어서의 일정 온도에서의 유지 이외에, 680∼720℃의 온도역의 강판의 통과 시간도 포함하는 것이다.
소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지(2단째 소둔)
열연 강판을 Ac1 변태점 이상의 소둔 온도로 가열하는 것에 의해써, 강판 조직의 페라이트의 일부를 오스테나이트로 변태시키고, 페라이트 중에 석출되어 있던 미세한 탄화물을 용해시키고, C를 오스테나이트 중에 고용시킨다. 한편, 오스테나이트로 변태하지 않고 남은 페라이트는 고온에서 소둔되기 때문에, 전위 밀도가 감소하여 연화된다. 또, 페라이트 중에는 용해하지 않았던 비교적 조대한 탄화물(미용해 탄화물)이 잔존하지만, 오스트발트 성장에 의해 조대하게 된다. 소둔 온도가 Ac1 변태점 미만에서는 오스테나이트 변태가 발생하지 않기 때문에, 탄화물을 오스테나이트 중에 고용시킬 수 없다. 또, 본 발명에서는 Ac1 변태점 이상에서의 유지 시간이 1hr 미만에서는 미세한 탄화물을 충분히 용해할 수 없기 때문에, Ac1 변태점 이상으로 가열하여 1hr 이상 유지하는 것으로 한다. 또, 소둔 온도가 800℃를 넘으면 γ분율이 너무 높아져, 이 이후의 냉각 과정에 있어서 오스테나이트역이 일부 구상화가 완료되지 않고 봉형상의 시멘타이트가 형성되게 되며, 가공성이 저하하기 때문에 800℃이하로 한다. 2단째의 소둔으로서, 특히 한정하는 것은 아니지만, 유지 시간의 상한은 10hr 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기에 있어서의 유지는 Ac1 변태점 이상 800℃이하의 온도역에 있어서의 일정 온도에서의 유지 이외에, Ac1 변태점 이상 800℃이하의 온도역에서의 통과 시간도 포함하는 것이다.
냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃) 이상까지 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각
상기한 2단째의 소둔 후, 1∼20℃/hr에서 냉각한다. 냉각 도중에, 오스테나이트→페라이트 변태에 수반하여 오스테나이트에서 토출되는 C가 α/γ계면이나 미용해 탄화물을 핵 생성 사이트로 해서, 비교적 조대한 구상 탄화물로서 석출된다. 이 냉각에 있어서는 펄라이트가 생성되지 않도록 냉각 속도를 조정할 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 1℃/hr 미만에서는 생산 효율이 나쁘기 때문에, 평균 냉각 속도는 1℃/hr 이상으로 한다. 한편, 20℃/hr를 넘어 커지면, 펄라이트가 석출되고, 경도가 높아지기 때문에, 20℃/hr 이하로 한다. 이 때문에, 2단째의 소둔 후, 냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃) 이상까지 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각한다.
냉각 정지 온도가 Ar1 변태점 초과가 되면 페라이트 변태가 완료되지 않고 펄라이트가 부분적으로 석출되기 때문에, 냉각 정지 온도는 Ar1 변태점 이하로 한다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Ar1 변태점-110)℃ 미만이 되면 너무 저온으로 되어 탄화물이 성장하기 어려워지기 때문에, 냉각 정지 온도는 (Ar1 변태점-110℃) 이상으로 한다.
또한, 본 발명의 고탄소강을 용제하기 위해서는 전로, 전기로 모두 사용 가능하다. 또, 이와 같이 용제된 고탄소강은 조괴-분괴 압연 또는 연속 주조에 의해 슬래브로 된다. 슬래브는 통상, 가열된 후, 열간 압연된다. 또한, 연속 주조로 제조된 슬래브의 경우에는 그대로 혹은 온도 저하를 억제할 목적으로 보열하여, 압연하는 직송 압연을 적용해도 좋다. 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 실행해도 좋다.
실시예 1
표 1에 나타내는 강 번호 A에서 K의 화학 성분 조성을 갖는 강을 용제하고, 다음에 표 2 및 표 3에 나타내는 제조 조건에 따라, 마무리 온도를 Ar3 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실행하며 산세하고, 질소 분위기 중(분위기 가스:질소)에서 2단 소둔으로 구상화 소둔을 실시하여, 판 두께 3.0mm의 열연 소둔판(고탄소 열연 강판)을 제조하였다. 이와 같이 해서 제조한 열연 소둔판에 대해, 하기와 같이, 미크로 조직, 경도, 신장 및 담금질 경도를 구하였다.
또한, 표 1에 나타내는 Ar1 변태점, Ac1 변태점 및 Ar3 변태점은 다음과 같이 해서 구하였다. 포마스터(Formaster) 시험기로, 원주형상의 시험편(직경 3mm×높이 10mm)을 이용하여, 가열시의 선팽창 곡선을 측정하고, 페라이트로부터 오스테나이트로 변태를 개시하는 온도(Ac1점)를 구하였다. 또, 마찬가지의 시험편을 이용하여, 오스테나이트 단상역에 가열한 후, 오스테나이트 단상역에서 실온까지 냉각했을 때의 선팽창 곡선을 측정하고, 오스테나이트에서 페라이트로 변태를 개시하는 온도(Ar3점), 페라이트에의 변태를 종료하는 온도(Ar1점)를 구하였다.
미크로 조직
열연 소둔판의 미크로 조직은 판 폭 중앙부에서 채취한 시료를 절단, 연마 후, 나이탈 부식을 실시하고, 주사형 전자 현미경을 이용하여, 판 두께 중앙부의 5개소에서 3000배의 배율로 촬영한 조직 사진에 대해, 긴 직경이 0.1㎛이상의 시멘타이트의 개수를 측정하고, 이 개수를 사진의 시야의 면적으로 나누어, 시멘타이트 밀도를 구하였다.
또, 마찬가지의 개소에서 촬영한 조직 사진에 대해, JISG0551에 정한 결정 입도의 평가 방법(절단법)을 이용하여 페라이트 평균 결정 입경을 구하였다.
소둔 후의 강판(열연 소둔판)의 경도(표 중, 원판 경도로 함)
소둔 후의 강판의 판 폭 중앙부로부터 시료를 채취하고, 압연 방향에 평행한 단면 조직의 1/4 판 두께의 위치에서 비커스 경도계(0.3kgf)를 이용하여 5점 측정하고, 평균값을 구하였다.
소둔 후의 강판(열연 소둔판)의 신장(표 중, 원판 신장으로 함)
소둔 후의 강판으로부터, 압연 방향에 대해 0°의 방향(L 방향)으로 잘라낸 JIS5호 인장 시험편을 이용하여, 시마즈 제작소(Shimadzu Corporation) AG10TB AG/XR의 인장 시험기로 10mm/분에서 인장 시험을 실행하고, 파단한 샘플을 맞대어 신장을 구하였다.
담금질 후의 강판 경도(표 중, 담금질 경도로 함)
소둔 후의 강판(열연 소둔판)의 판 폭 중앙에서 평판 시험편(폭 15mm×길이 40mm×판 두께 3mm)을 채취하고, 이하와 같이 수냉, 70℃ 유냉의 2가지의 방법에 의해 담금질 처리를 실시하여, 각각의 방법으로 담금질 후의 강판 경도(담금질 경도)를 구하였다. 즉, 담금질 처리는 상기 평판 시험편을 이용하여, 900℃에서 600s 유지하여 즉시 수냉하는 방법(수냉), 900℃에서 600s 유지하여 즉시 70℃ 기름으로 냉각하는 방법(70℃ 유냉)으로 실시하였다. 담금질 특성은 담금질 처리 후의 시험편의 절단면에 대해, 비커스 경도 시험기로 하중 1kgf의 조건하에서 경도를 5점 측정하고 평균 경도를 구하고, 이것을 담금질 경도로 하였다. 담금질 경도는 표 4의 조건을 수냉 후 경도, 70℃ 유냉 후 경도 모두 만족한 경우, 합격(○)로 판정하고 담금질성이 우수하다고 평가하였다. 또, 수냉 후 경도, 70℃ 유냉 후 경도 중의 어느 하나가 표 4에 나타내는 조건을 만족시키지 않는 경우, 불합격(×)으로 하고, 담금질성이 뒤떨어진다고 평가하였다. 또한, 표 4는 경험상, 담금질성이 충분하다고 평가할 수 있는 C함유량에 따른 담금질 경도를 나타낸 것이다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
[표 3]
Figure pct00003
[표 4]
Figure pct00004
이상의 결과로부터, 본 발명예의 열연 강판은 시멘타이트 밀도를 0.25개/㎛2이하로 한 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 미크로 조직을 갖고, 경도가 HV에서 110이상 160이하, 전체 신장이 40%이상이고, 냉간 가공성이 우수한 동시에, 담금질성도 우수한 것을 알 수 있다.

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C:0.10∼0.33%,
    Si:0.15∼0.35%,
    Mn:0.5∼0.9%,
    P:0.03%이하,
    S:0.010%이하,
    sol.Al:0.10%이하,
    N:0.0065%이하,
    Cr:0.90∼1.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    페라이트와 시멘타이트를 갖는 미크로 조직을 갖고, 또한 상기 시멘타이트 밀도가 0.25개/㎛2이하이고,
    경도가 HV에서 110∼160, 전체 신장이 40%이상인 고탄소 열연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    성분 조성으로서, 질량%로, Ni, Mo 중의 1종 이상을 합계 0.5%이하 더 함유하는 고탄소 열연 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    성분 조성으로서, 질량%로, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중의 1종 이상을 합계 0.002∼0.03% 더 함유하는 고탄소 열연 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛이상 15㎛이하인 고탄소 열연 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서,
    강을 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후,
    소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지하고,
    Ar1 변태점 미만까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하고,
    Ar1 변태점 미만의 온도역에서 20hr 이상 유지하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서,
    강을 열간 조압연 후, 마무리 온도:Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실행하고, 권취 온도:500∼700℃에서 권취한 후,
    680∼720℃의 온도역에서 1∼35hr 유지하고,
    그 후, 소둔 온도:Ac1 변태점 이상 800℃이하로 가열하여 1hr 이상 유지하고,
    냉각 정지 온도:Ar1 변태점 이하 (Ar1 변태점-110℃) 이상까지, 평균 냉각 속도:1∼20℃/hr에서 냉각하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.
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