KR20220089066A - 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.65∼0.95%, Mn: 0.2∼0.6%, Si: 0.01~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, Ni: 0.7~2.0%, Mo: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하며, 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 1~10%, 잔류 오스테나이트: 1~5%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 상기 미세조직은 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하인 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH CARBON COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING HIGH TOUGHNESS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
합금 고탄소강은 주로 Cr, Mo, V을 활용하여 강도와 경도, 소입성을 확보한다. 통상적으로 합금 고탄소강에는 제조 원가를 고려하여 합금원소를 1.0% 이내로 첨가하지만, 고급 용도나 특수 산업/공구용 제품에는 2~4% 수준까지 첨가하는 경우도 있다. Band saw의 body 부분처럼 사용시 휘어짐과 꺾임 위험이 존재하는 부품에는 고인성의 소재가 요구되는데, 이 경우 일반적인 합금 고탄소강 규격으로는 목표하는 물성을 만족하기 어렵거나, 목표하는 미세조직을 구현하기 위하여 수 차례의 열처리 공정이 적용되기 때문에 제조 비용이 증가하는 단점이 있다.
일반적인 소둔/냉연, Quenching&Tempering(QT) 공정을 이용하면서, 고인성의 고탄소 냉연 강판을 제조할 수 있다면, 고가의 열처리 비용을 생략할 수 있고, 길이 방향, 폭 방향 재질 편차를 줄일 수 있기에, 제품 사이즈 확대로, 보다 다양한 제품에 적용할 수 있다.
고탄소강은 소둔/냉연 공정으로 최종 제품 두께를 맞춘 후, 구상화 소둔하고, blanking 등의 성형을 한다. 보다 정밀한 형태의 가공 및 절단면 불량 저감같은 가공성을 높이려면, 구상화 탄화물이 미세하여야 유리하다. QT 공정 중 재가열시 미고용 탄화물 억제도 탄화물이 미세할수록 좋으며, 이는 기지 조직의 고용 탄소 농도를 높여 템퍼드 마르텐사이트 조직의 강도 향상에도 영향을 끼치기에 구상화 소둔시 탄화물을 미세하게 할 필요가 있다.
본 발명의 일측면은, 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.65∼0.95%, Mn: 0.2∼0.6%, Si: 0.01~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, Ni: 0.7~2.0%, Mo: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하며, 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 1~10%, 잔류 오스테나이트: 1~5%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 상기 미세조직은 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하인 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 % 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, Ni: 0.7~2.0%, Mo: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 830~940℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~700℃까지 냉각한 후 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 300~700℃에서 5~20시간 동안 연질화 열처리하는 단계; 상기 연질화 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 650~750℃에서 12~30시간 동안 구상화 열처리하는 단계; 상기 구상화 열처리된 냉연강판을 800~1000℃에서 30~180초 동안 재가열하는 단계; 상기 재가열된 냉연강판을 켄칭하는 단계; 및 상기 켄칭된 냉연강판을 200~450℃에서 15~60분 동안 템퍼링하는 단계;를 포함하는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명 고탄소 냉연강판의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.65∼0.95%
C는 마르텐사이트 조직의 강도와 템퍼링 후 충격인성에 큰 영향을 끼치는 원소이다. 상기 C 함량이 0.65% 미만이면 기지조직의 탄소 농도가 낮아져 마르텐사이트의 경도 확보에 불리하다. 반면에 상기 C 함량이 0.95%를 초과하는 경우에는 초석 세멘타이트 형성 및 QT후 미고용 탄화물 존재로 인해 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 C 함량은 0.65~0.95%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.67%인 것이 보다 바람직하고, 0.69%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.72%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.93%인 것이 보다 바람직하고, 0.91%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.88%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.2∼0.6%
Mn은 고용강화 원소로써 강도 증가와 경화능 확보를 위해 첨가된다. 상기 Mn 함량이 0.2% 미만이면 본 발명이 얻고자 하는 경도 확보가 어려울 수 있고, 0.6%를 초과하는 경우에는 편석/개재물 형성으로 인해 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.%~0.6%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 0.55%인 것이 보다 바람직하고, 0.53%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.5%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.01~0.4%
Si은 고용강화 및 열간압연시 스케일 결함 억제를 위해 첨가한다. 상기 Si의 함량이 0.01% 미만이면 상기 효과가 충분하지 않을 수 있다. 반면, 0.4%를 초과하는 경우에는 가열로에서 생성되는 1차 스케일을 과도하게 형성함에 따라 적스케일 결함을 유발하여 열처리 및 가공성을 저해시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.02%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.38%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.30%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.005∼0.02%
P은 고용강화 효과가 큰 원소이다. 강도 확보를 위하여, 상기 인은 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.02%를 초과하는 경우에는 P 편석에 의해 템퍼드 마르텐사이트 취성이 발생되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.005~0.02%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.006%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.008%인 것이 가장 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.016%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.01% 이하
황은 비금속 개재물을 형성하기 쉬운 원소로서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이므로, 가능한 낮게 관리하는 것이 필요하다. 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.01%이하로 제어한다. 한편, 본 발명에서는 상기 S의 함량이 낮을수록 편석/개재물에 의한 템퍼드 마르텐사이트 취성 위험이 감소하여 인성 확보에 유리하므로 그 하한을 특별히 제한하지 않는다. 상기 S의 함량은 0.008%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%이하인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
Al은 탈산을 위해 첨가될 뿐만 아니라, AlN 형성을 통한 오스테나이트 결정립 미세화를 통해 최종적으로 얻어지는 템퍼드 마르텐사이트 조직의 미세화를 위해 첨가된다. 상기 Al함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻기 어렵고, 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 증가와 연주 시 슬라브 결함 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.017%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.1~0.5%
Cr은 고용강화 및 경화능 확보를 위해 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 0.5%를 초과하는 경우에는 편석 및 과도한 탄화물 형성으로 인해 인성이 저하될 우려가 있고, 미고용 탄화물을 잔존시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.1~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.44%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.40%인 것이 가장 바람직하다.
Ni: 0.7~2.0%
Ni은 인성을 향상시키는 핵심원소이며, A1 상변태 온도를 낮추어 구상화 소둔시 역변태 위험 없이 미세한 구상탄화물 형성에 도움을 주며, 이러한 효과를 위해서는 0.7% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 2.0%를 초과하는 경우에는 열처리성을 저하시키며, 원가 상승으로 인해 경제성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.7~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.9%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 1.95%인 것이 보다 바람직하고, 1.9%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.85%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.01~0.4%
Mo은 강도 및 경화능 확보를 위해 0.01% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 0.4%를 초과하는 경우에는 과도한 탄화물 형성으로 인해 미고용 탄화물이 존재하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.08%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.37%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.32%인 것이 가장 바람직하다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명 고탄소 냉연강판의 합금조성 중 상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하는 것이 바람직하다. Cr, Ni, Mo는 강도와 인성 확보를 위해 그 합계량이 1.2% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 그 합계량이 2.0%를 초과하는 경우에는 구상화 열처리성이 저하되고, 미고용 탄화물 존재로 인해 취성이 발생하는 문제점이 있다. 상기 (Ni+Cr+Mo) 함량의 하한은 1.25%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.35%인 것이 가장 바람직하다. 상기 (Ni+Cr+Mo) 함량의 상한은 1.95%인 것이 보다 바람직하고, 1.90%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.85%인 것이 가장 바람직하다.
이하, 본 발명 고탄소 냉연강판의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명 고탄소 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 1~10%, 잔류 오스테나이트: 1~5%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 기지조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 포함함으로써 우수한 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다. 상기 베이나이트는 분절된 세멘타이트 탄화물을 포함하는 조직으로서 조대 탄화물을 억제하는 효과를 발현한다. 상기 베이나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 10%를 초과하는 경우에는 템퍼드 마르텐사이트 조직과의 상간 경도차이에 의한 가공성 저하가 발생하는 단점이 있다. 상기 잔류 오스테나이트는 미세조직상 삼중점 부근에서 많이 생기며, 연신율을 높여 인성을 향상시키는 효과를 발현한다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 5%를 초과하는 경우에는 침상형 잔류 오스테나이트 형성으로 인해 가공 후 TRIP 현상에 의해 마르텐사이트상으로 변태하여 크랙을 유발할 수 있는 단점이 있다.
상기 미세조직의 평균 결정립 크기는 25㎛ 이하일 수 있다. 예를 들어, 잔류 오스테나이트의 평균 결정립 크기, 마르텐사이트 또는 베이나이트의 블록(block) 또는 노듈(nodule)의 평균 크기는 25㎛일 수 있다. 상기 평균 결정립 크기가 25㎛를 초과하는 경우에는 결정립의 조대화에 의해 충격인성이 저하될 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 평균 결정립 크기는 작을수록 강도 및 인성 확보에 유리하므로, 그 하한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 고탄소 냉연강판은 500~650Hv의 경도와 35J 이상의 상온 충격흡수에너지를 가질 수 있으며, 이를 통해, 우수한 경도와 인성을 동시에 확보할 수 있다. 한편, 상기 경도가 500Hv 미만이면 강도와 내마모성이 감소해 제품 수명 저하 위험이 있고, 경도가 650Hv를 초과하는 경우에는 취성이 증가하는 위험이 있다. 또한, 본 발명의 냉연강판은 90° 굽힘시험시 R/t가 3.5 이하로서, 우수한 굽힘특성을 가질 수 있다. 여기서, R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(㎜)이고, t는 강판의 두께(㎜)를 의미한다. 아울러, 본 발명의 냉연강판은 0.8~1.8mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명 고탄소 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 가열한다. 상기 강 슬라브의 가열은 1100~1300℃에서 행하여질 수 있다. 상기 강 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 통판에 필요한 슬라브의 온도를 충분히 확보하기 어려울 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 비정상적인 오스테나이트 성장 및 과도한 스케일에 의한 표면 결함이 생길 수 있다. 따라서, 상기 슬라브의 가열 온도는 1100~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브의 가열 온도의 하한은 1130℃인 것이 보다 바람직하고, 1150℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1170℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 슬라브의 가열 온도의 상한은 1290℃인 것이 보다 바람직하고, 1280℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1270℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 상기 조압연은 1000~1100℃에서 행하여질 수 있다. 상기 조압연 온도가 1000℃ 미만인 경우에는 압연부하가 증대되어 통판성이 열위되는 단점이 있을 수 있고, 1100℃를 초과하는 경우에는 스케일이 과다하게 형성되어 표면 품질이 매우 열위해지는 단점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 조압연 온도는 1000~1100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 1010℃인 것이 보다 바람직하고, 1020℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1030℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1090℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1070℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 바를 830~940℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연 온도가 830℃미만일 경우에는 과도한 압연부하로 열간압연성이 크게 저하되고, 940℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 매우 조대해져 취성의 위험이 있다. 따라서, 상기 마무리 압연 온도는 830~940℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도의 하한은 835℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하며, 850℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도의 상한은 935℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 열연강판은 2.0~3.5mm의 두께를 가질 수 있다. 고급 산업/공구용 제품은 대부분 냉연강판의 두께가 0.8~1.8mm인데, 60%이하의 냉간압하율로 상기 냉연강판의 두께를 충족시키기 위해서는, 상기 열연강판의 두께가 2.0~3.5mm의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 550~700℃까지 냉각한 후 권취한다. 상기 권취온도가 550℃ 미만인 경우에는 저온 변태 조직인 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 나오기 때문에 균일한 열연 조직을 얻을 수 없다. 상기 권취온도가 700℃ 초과일 경우에는 표면부 내부산화층과 탈탄층을 형성해 표면결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 550~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 560℃인 것이 보다 바람직하고, 570℃인 것이 보다 더 바람직하며, 580℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취 온도의 상한은 690℃인 것이 보다 바람직하고, 680℃인 것이 보다 더 바람직하며, 670℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각은 5~50℃/s의 냉각속도로 행하여질 수 있다. 상기 냉각속도가 5℃/초 미만인 경우에는 펄라이트 조직이 조대해져 취성의 위험이 있고, 냉각속도가 50℃/초를 초과하는 경우에는 폭방향 에지(edge)부의 과냉에 따른 폭 방향 재질 편차로 인해 열처리성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 5~50℃/초의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 하한은 7℃/초인 것이 보다 바람직하고, 9℃/초인 것이 보다 더 바람직하며, 10℃/초인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한은 45℃/초인 것이 보다 바람직하고, 40℃/초인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/초인 것이 가장 바람직하다.
상기 권취 후에는 상기 권취된 열연강판을 200℃이하에서 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 일례로, 상기 산세온도까지의 냉각은 자연 냉각일 수 있다. 상기 산세를 통해 강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다. 상기 산세온도가 200℃를 초과하면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠질 수 있으므로, 상기 산세온도는 200℃이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 산세온도의 하한에 대해 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 상온일 수 있다.
이후, 상기 귄취된 열연강판을 300~700℃에서 5~20시간 동안 연질화 열처리한다. 상기 연질화 열처리는 열연강판의 강도를 낮추어 냉간압연성을 높이는 공정이다. 상기 연질화 열처리를 통해 오스테나이트상으로의 역변태 없이, 잔류 응력을 해소하고, 일부 구상화 조직을 형성함으로써 강판을 연질화시킬 수 있다. 상기 연질화 열처리 온도가 700℃를 초과하거나 20시간을 초과하는 경우에는 역변태에 의한 재결정 및 조대 탄화물 형성의 위험이 있다. 반면, 상기 연질화 열처리 온도가 300℃를 미만이거나 3시간 미만인 경우에는 응력 풀림 효과가 없거나 효율이 너무 떨어지게 된다. 상기 연질화 열처리 온도의 상한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 600℃인 것이 보다 더 바람직하며, 550℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 연질화 열처리 온도의 하한은 350℃인 것이 보다 바람직하고, 400℃인 것이 보다 더 바람직하며, 500℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 연질화 열처리 시간의 상한은 18시간인 것이 보다 바람직하고, 15시간인 것이 보다 더 바람직하며, 12시간인 것이 가장 바람직하다. 상기 연질화 열처리 시간의 하한은 7시간인 것이 보다 바람직하고, 8시간인 것이 보다 더 바람직하며, 9시간인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 연질화 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연을 통해, 최종 목표 두께인 0.8~1.8mm를 갖는 냉연강판을 얻을 수 있다. 상기 냉간압연은 60% 이하의 압하율로 행하여질 수 있는데, 냉간 압연시 전체 압하율이 60%를 초과하는 경우에는 폭의 에지부 크랙이 발생할 위험이 있다. 한편, 상기 냉간압연시 개별 패스당 압하율과 속도 등의 상세한 압연 패스 스케쥴은 설비와 용도에 따라 달라지므로, 본 발명에서는 상기 조건에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 냉연강판을 650~750℃에서 12~30시간 동안 구상화 열처리한다. 상기 구상화 열처리는 미세한 구상 탄화물을 형성하기 위한 공정이다. 상기 구상화 열처리 온도가 650℃ 미만이면 탄화물의 구상화가 거의 일어나지 않으며, 750℃를 초과하는 경우에는 일부 조직의 오스테나이트 역변태가 일어나 펄라이트 재결정이 발생하여 구상화 조직이 형성되지 않는다. 따라서, 상기 구상화 열처리 온도는 650~750℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 구상화 열처리 온도의 하한은 655℃인 것이 보다 바람직하고, 660℃인 것이 보다 더 바람직하며, 670℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 구상화 열처리 온도의 상한은 745℃인 것이 보다 바람직하고, 740℃인 것이 보다 더 바람직하며, 735℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 구상화 열처리 12시간 미만이면 구상화가 거의 일어나지 않고, 30시간을 초과하는 경우에는 형성된 구상 탄화물이 성장함으로써 조대하게 되어 QT후 미고용 탄화물이 잔존하여 취성이 유발되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 구상화 열처리 시간은 12~30시간의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 구상화 열처리 시간의 하한은 13시간인 것이 보다 바람직하고, 14시간인 것이 보다 더 바람직하며, 15시간인 것이 가장 바람직하다. 상기 구상화 열처리 시간의 상한은 29시간인 것이 보다 바람직하고, 28시간인 것이 보다 더 바람직하며, 27시간인 것이 가장 바람직하다. 상기 구상화 열처리된 냉연강판은 탄화물의 구상화율이 90% 이상일 수 있으며, 평균 직경이 1.5㎛ 이하인 구상화 탄화물을 가질 수 있다. 상기 탄화물의 구상화율이 90% 미만이거나 평균 직경이 1.5㎛를 초과하는 경우에는 조대한 판상형 탄화물이 많이 존재하게 됨에 따라 가공시 크랙이 발생하거나 절단면에서 burr 등이 발생할 수 있다. 이 때, 탄화물이 구상화되었는지에 대한 판단은 탄화물의 종횡비가 2.0 이하인 것을 기준으로 할 수 있다. 즉, 상기 구상화율이란 전체 탄화물 대비 종횡비가 2.0 이하인 탄화물의 비율을 의미한다.
이후, 상기 구상화 열처리된 냉연강판을 800~1000℃에서 30~180초 동안 재가열한다. 상기 재가열 온도가 800℃ 미만이면 기존 미고용 탄화물이 잔존하여 취성을 유발할 수 있고, 1000℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 인성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 재가열 온도는 800~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도의 하한은 820℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하며, 850℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 온도의 상한은 970℃인 것이 보다 바람직하고, 950℃인 것이 보다 더 바람직하며, 930℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 시간이 30초 미만인 경우에는 오스테나이징이 완전히 일어나지 않고, 180초를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 재가열 시간은 30~180초의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열 시간의 하한은 33초인 것이 보다 바람직하고, 35초인 것이 보다 더 바람직하며, 40초인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 시간의 상한은 175초인 것이 보다 바람직하고, 170초인 것이 보다 더 바람직하며, 165초인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 재가열 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 고주파 유도가열 또는 BOX type 가열로 등을 이용할 수 있다.
이후, 상기 재가열된 냉연강판을 켄칭한다. 상기 켄칭을 통해 미세조직을 마르텐사이트로 형성시킬 수 있다. 상기 켄칭시 냉각속도는 10~50℃/s일 수 있다. 상기 켄칭시 냉각속도가 상기 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 마르텐사이트의 형성이 충분히 이루어지지 않을 수 있다. 반면, 상기 켄칭시 냉각속도가 50℃/s를 초과하는 경우에는 켄칭 크랙이 발생할 위험이 있다. 상기 켄칭시 냉각속도 하한은 13℃/s인 것이 보다 바람직하고, 15℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 20℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 켄칭시 냉각속도 상한은 45℃/s인 것이 보다 바람직하고, 40℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/s인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 켄칭 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 100℃ 이하의 오일이나 50℃ 이하의 물을 이용할 수 있다.
이후, 상기 켄칭된 냉연강판을 200~450℃에서 15~60분 동안 템퍼링한다. 상기 템퍼링 공정은 마르텐사이트를 템퍼트 마르텐사이트로 변태시켜 인성을 확보하기 위한 공정이다. 상기 템퍼링 온도가 200℃ 미만인 경우에는 경도가 너무 높아 충격인성이 열위하고, 450℃를 초과하는 경우에는 탄화물 재석출로 인한 취성의 문제점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 200~450℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 220℃인 것이 보다 바람직하고, 240℃인 것이 보다 더 바람직하며, 260℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 440℃인 것이 보다 바람직하고, 430℃인 것이 보다 더 바람직하며, 420℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간이 15분 미만이면 경도가 너무 높아 충격인성이 열위해지고, 60분을 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하여 본 발명이 목적으로 하는 경도를 확보하지 못할 수 있다. 따라서, 상기 템퍼링 시간은 15~60분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 하한은 17분인 것이 보다 바람직하고, 19분인 것이 보다 더 바람직하며, 22분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 상한은 57분인 것이 보다 바람직하고, 54분인 것이 보다 더 바람직하며, 50분인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 2시간 가열한 뒤, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열연강판을 제조하였다. 이 때, 조압연 온도는 1050℃, 열연 후 권취까지의 냉각속도는 25℃/s였다. 이후, 산세 공정을 실시한 뒤, 하기 표 2 및 3에 기재된 조건으로 냉연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 또한, 구상화 열처리 직후 구상화율 및 탄화물의 평균 직경을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
구상화율 및 탄화물의 평균 직경은 ×500배율의 미세조직 사진을 이용하여 전체 탄화물 중 종횡비가 2.0 이하인 탄화물의 분율과 평균 직경을 측정하였다.
미세조직은 EBSD 분석법을 이용하여 ×1500배율로 측정하였다.
경도는 10kgf 하중 기준의 비커스 경도계를 이용하여 측정하였다.
샤르피 충격흡수에너지는 샤르피 충격시험기를 이용하여 상온(25℃)에서 V notch로 시험하여 측정하였다.
굽힘특성은 냉연강판을 90°굽힘시험한 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경 R을 냉연강판의 두께 t로 나눈 값으로 결정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Mn Ni Cr Mo Si Al P S Ni+Cr+Mo
발명강1 0.79 0.38 1.51 0.20 0.13 0.20 0.030 0.011 0.002 1.84
비교강1 0.52 0.41 1.45 0.19 0.11 0.21 0.028 0.009 0.003 1.75
비교강2 1.13 0.44 1.49 0.22 0.12 0.19 0.025 0.010 0.003 1.83
비교강3 0.77 0.08 1.55 0.21 0.10 0.21 0.026 0.011 0.003 1.86
비교강4 0.92 0.75 1.52 0.20 0.15 0.22 0.031 0.011 0.002 1.87
비교강5 0.85 0.35 0.59 0.43 0.31 0.22 0.028 0.009 0.002 1.33
비교강6 0.81 0.42 2.26 0.22 0.14 0.20 0.025 0.010 0.002 2.62
비교강7 0.83 0.39 1.48 0.04 0.13 0.22 0.022 0.011 0.003 1.65
비교강8 0.78 0.38 1.25 0.58 0.12 0.19 0.026 0.012 0.002 1.95
비교강9 0.79 0.43 1.46 0.18 0.003 0.18 0.023 0.009 0.002 1.643
비교강10 0.82 0.44 1.13 0.19 0.56 0.20 0.025 0.008 0.003 1.88
비교강11 0.85 0.42 1.45 0.22 0.15 0.005 0.026 0.009 0.002 1.82
비교강12 0.77 0.41 1.50 0.20 0.17 0.53 0.030 0.010 0.003 1.87
비교강13 0.72 0.40 1.51 0.21 0.16 0.21 0.006 0.013 0.002 1.88
비교강14 0.73 0.42 1.55 0.20 0.15 0.20 0.19 0.008 0.002 1.9
비교강15 0.82 0.39 0.84 0.22 0.1 0.22 0.029 0.009 0.002 1.16
비교강16 0.81 0.40 1.83 0.35 0.21 0.20 0.030 0.010 0.003 2.39
구분 강종No. 마무리 압연
온도(℃)		 권취온도
(℃)		 열연강판
두께(mm)		 연질화
열처리
온도(℃)		 연질화
열처리
시간(Hr)		 냉간
압하율
(%)		 냉연강판
두께(mm)
발명예1 발명강1 890 630 2.0 580 10 50 1.0
발명예2 발명강1 890 630 2.0 560 12 55 0.9
발명예3 발명강1 880 640 2.4 600 12 50 1.2
발명예4 발명강1 880 640 2.2 600 12 50 1.1
비교예1 발명강1 890 500 2.2 580 12 50 1.1
비교예2 발명강1 890 740 2.2 580 12 50 1.1
비교예3 발명강1 890 640 2.0 750 10 50 1.0
비교예4 발명강1 890 640 2.0 580 24 50 1.0
비교예5 발명강1 890 640 2.4 580 12 50 1.2
비교예6 발명강1 890 640 2.4 580 12 50 1.2
비교예7 발명강1 890 640 2.4 580 12 50 1.2
비교예8 발명강1 890 640 2.4 580 12 50 1.2
비교예9 발명강1 880 630 2.2 580 12 50 1.1
비교예10 발명강1 880 630 2.2 580 12 50 1.1
비교예11 발명강1 880 630 2.2 580 12 50 1.1
비교예12 발명강1 880 630 2.2 580 12 50 1.1
비교예13 발명강1 890 640 2.0 580 12 50 1.0
비교예14 발명강1 890 640 2.0 580 12 50 1.0
비교예15 발명강1 890 640 2.0 580 12 50 1.0
비교예16 발명강1 890 640 2.0 580 12 50 1.0
비교예17 비교강1 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예18 비교강2 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예19 비교강3 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예20 비교강4 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예21 비교강5 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예22 비교강6 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예23 비교강7 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예24 비교강8 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예25 비교강9 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예26 비교강10 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예27 비교강11 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예28 비교강12 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예29 비교강13 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예30 비교강14 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예31 비교강15 890 630 2.2 570 10 50 1.1
비교예32 비교강16 890 630 2.2 570 10 50 1.1
구분 강종No. 구상화 열처리
온도(℃)		 구상화 열처리
시간(Hr)		 재가열
온도(℃)		 재가열
시간(sec)		 템퍼링
온도(℃)		 템퍼링
시간(min)
발명예1 발명강1 690 22 900 110 300 45
발명예2 발명강1 680 24 890 120 340 40
발명예3 발명강1 700 20 900 120 320 45
발명예4 발명강1 690 18 890 130 300 40
비교예1 발명강1 690 20 900 110 320 40
비교예2 발명강1 690 20 900 110 320 40
비교예3 발명강1 690 20 900 120 320 40
비교예4 발명강1 690 20 900 120 320 40
비교예5 발명강1 610 22 890 120 320 40
비교예6 발명강1 770 22 890 120 320 40
비교예7 발명강1 690 6 890 120 320 40
비교예8 발명강1 690 34 890 120 320 40
비교예9 발명강1 690 20 760 120 320 40
비교예10 발명강1 690 20 1080 120 320 40
비교예11 발명강1 690 20 890 15 320 40
비교예12 발명강1 690 20 890 230 320 40
비교예13 발명강1 700 20 890 120 160 40
비교예14 발명강1 700 20 890 120 500 40
비교예15 발명강1 700 20 890 120 320 10
비교예16 발명강1 700 20 890 120 320 75
비교예17 비교강1 690 22 900 110 300 40
비교예18 비교강2 690 22 900 110 300 40
비교예19 비교강3 690 22 900 110 300 40
비교예20 비교강4 690 22 900 110 300 40
비교예21 비교강5 690 22 900 110 300 40
비교예22 비교강6 690 22 900 110 300 40
비교예23 비교강7 690 22 900 110 300 40
비교예24 비교강8 690 22 900 110 300 40
비교예25 비교강9 690 22 900 110 300 40
비교예26 비교강10 690 22 900 110 300 40
비교예27 비교강11 690 22 900 110 300 40
비교예28 비교강12 690 22 900 110 300 40
비교예29 비교강13 690 22 900 110 300 40
비교예30 비교강14 690 22 900 110 300 40
비교예31 비교강15 690 22 900 110 300 40
비교예32 비교강16 690 22 900 110 300 40
구분 구상화 탄화물 기계적 물성 미세조직(면적%) 평균
결정립
크기
(㎛)
구상화율
(%)		 구상화
탄화물 크기
(㎛)		 경도
(Hv)		 샤르피
충격흡수
에너지(J)		 굽힘
특성
(R/t)		 TM B RA
발명예1 93 1.2 576 48 0.5 95 3 2 13
발명예2 92 1.1 561 46 1.5 94 3 3 15
발명예3 92 1.2 570 47 1.0 94 3 3 11
발명예4 93 1.2 581 48 0.5 94 4 2 12
비교예1 96 2.1 460 25 4.5 90 8 2 26
비교예2 84 0.9 430 30 5.5 85 13 2 23
비교예3 92 2.2 475 28 5.0 89 8 3 27
비교예4 93 1.9 468 29 5.5 90 9 1 25
비교예5 81 1.3 476 33 5.0 80 15 4 20
비교예6 77 1.6 492 32 5.5 81 17 2 21
비교예7 83 1.2 458 30 5.0 84 14 2 22
비교예8 93 2.3 483 29 4.5 87 12 1 21
비교예9 92 1.1 426 28 4.5 76 20 4 22
비교예10 84 1.0 479 18 6.0 87 12 1 29
비교예11 93 1.0 433 29 5.5 82 17 1 27
비교예12 93 1.1 481 16 6.0 85 11 4 31
비교예13 92 1.2 703 44 3.0 91 1 8 21
비교예14 92 1.1 395 16 6.0 85 13 2 28
비교예15 92 1.1 687 15 6.5 92 6 2 27
비교예16 91 1.0 425 39 3.0 84 7 9 19
비교예17 92 1.1 363 55 2.5 92 6 2 18
비교예18 93 1.1 697 18 6.0 93 5 2 28
비교예19 92 1.2 379 43 3.0 91 6 3 15
비교예20 91 1.0 679 22 4.5 90 6 4 28
비교예21 92 1.1 570 24 5.0 93 3 4 29
비교예22 82 1.2 579 31 4.5 91 4 5 30
비교예23 91 1.1 471 44 2.5 93 3 4 18
비교예24 92 1.2 698 25 4.5 91 7 2 30
비교예25 91 1.0 465 29 5.0 92 6 2 28
비교예26 91 1.1 698 37 5.5 89 8 3 26
비교예27 92 1.2 442 31 4.5 94 5 1 22
비교예28 93 1.1 682 39 5.0 84 14 2 27
비교예29 91 1.2 473 38 5.0 91 5 4 28
비교예30 92 1.1 681 34 6.0 89 8 3 23
비교예31 91 1.0 462 38 3.5 88 9 3 24
비교예32 92 1.2 598 14 5.5 91 7 2 32
TM: 템퍼드, 마르텐사이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트
상기 표 1 내지 4에 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 4는 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 모두 만족하는 경우로서, 본 발명이 제안하는 구상화 탄화물 조건과 미세조직을 만족함으로써 500~650Hv의 경도와 35J 이상의 상온 충격흡수에너지를 가짐을 알 수 있다.
비교예 1은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 권취온도가 500℃로 본 발명의 조건인 550~700℃를 벗어난 경우로서, 권취온도가 낮아 열연재에서 베이나이트 등의 저온변태조직이 형성됨에 따라 구상화 탄화물의 평균 직경이 본 발명의 조건을 벗어나게 되어 충격인성이 열위해짐을 알 수 있다.
비교예 2는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 권취온도가 740℃로 본 발명의 조건인 550~700℃를 벗어난 경우로서, 권취온도가 높아 열연재에서 조대한 펄라이트 및 탄화물층이 형성됨에 따라 구상화율이 84%로 본 발명의 조건인 90% 이상을 벗어나게 되며, 낮은 구상화율로 인해 베이나이트 분율이 증가하여 13%로 본 발명의 범위를 벗어나 경도가 430Hv으로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 3은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 연질화 열처리 온도가 740℃로 본 발명의 조건인 700℃ 이하를 벗어난 경우로서, 구상화 탄화물의 평균 직경이 본 발명의 조건을 벗어나게 되어 충격인성이 열위해짐을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 연질화 열처리 시간이 24시간으로 본 발명의 조건인 20시간 이하를 벗어난 경우로서, 구상화 탄화물의 평균 직경이 본 발명의 조건을 벗어나게 되어 충격인성이 열위해짐을 알 수 있다.
비교예 5는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 구상화 열처리 온도가 610℃로 본 발명의 조건인 650~750℃를 벗어난 경우로서, 구상화 열처리 온도가 너무 낮아 구상화율이 81%로 본 발명의 조건을 벗어나며 이로인해 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하지 못함에 따라, 경도가 476Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 6은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 구상화 열처리 온도가 770℃로 본 발명의 조건인 650~750℃를 벗어난 경우로서, 구상화 소둔 온도가 너무 높아 일부 오스테나이트 역변태 후 재생 펄라이트가 형성됨에 따라 구상화율이 본 발명의 조건을 벗어나게 되고, 미세조직 또한 본 발명의 조건을 만족하지 못함에 따라 충격인성이 열위해짐을 알 수 있으며, 경도도 492Hv로 낮아아져 본 발명의 조건인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 7은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 구상화 열처리 시간이 6시간으로 본 발명의 조건인 12~30시간을 벗어난 경우로서, 구상화 열처리 시간이 너무 짧아 구상화율이 83%로 본 발명의 조건을 벗어나게 되고, 베이나이트 분율이 14%로 본 발명의 범위를 벗어나, 경도가 458Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 8은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 구상화 열처리 시간이 34시간으로 본 발명의 조건인 12~30시간을 벗어난 경우로서, 구상화 소둔 시간이 너무 길어 구상화 탄화물의 평균 직경이 본 발명의 조건을 벗어나게 되고, 조대 탄화물에 따른 기지조직의 탄소 함량 감소로 인해 베이나이트 분율이 12%로 과도하게 되어, 경도가 483Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어나고, 충격인성 또한 열위해짐을 알 수 있다.
비교예 9는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 재가열 온도가 760℃로 본 발명의 조건인 800~1000℃를 벗어나는 경우로서, 재가열 온도가 낮아 충분히 오스테나이징되지 못하여 베이나이트 분율이 20%로 과도하게 형성되었고, 이로인해 경도 426Hv로 낮아 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 10는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 재가열 온도가 1080℃로 본 발명의 조건인 800~1000℃를 벗어나는 경우로서, 재가열 온도가 너무 높아 오스테나이트의 결정립이 조대화되고, 이로 인해 템퍼드 마르텐사이트의 블록(block) 사이즈가 조대하게 되어 충격인성이 열위함을 알 수 있다.
비교예 11은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 재가열 시간이 15초로 본 발명의 조건인 30~180초를 벗어나는 경우로서, 재가열 시간이 짧아 충분히 오스테나이징되지 못하여 후 경도가 433Hv로 낮아 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 12는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 재가열 시간이 230초로 본 발명의 조건인 30~180초를 벗어나는 경우로서, 재가열 시간이 길어 오스테나이트의 결정립이 조대화되고, 이로 인해 템퍼드 마르텐사이트의 블록(block) 사이즈가 조대하게 되고, 베이나이트 분율도 11%로 높아져, 경도가 481Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어나고 충격인성 또한 열위함을 알 수 있다.
비교예 13는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 템퍼링 온도가 160℃로 본 발명의 조건인 200~450℃를 벗어나는 경우로서, 템퍼링 온도가 낮아 잔류 오스테나이트 분율이 8%로 본 발명의 범위를 벗어나, 경도가 703Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv 벗어남을 알 수 있다.
비교예 14는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 템퍼링 온도가 500℃로 본 발명의 조건인 200~450℃를 벗어나는 경우로서, 템퍼링 온도가 너무 높아 베이나이트 분율이 13%로 본 발명의 범위를 벗어나, 경도가 395Hv로 낮아져 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 15는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 템퍼링 시간이 10분으로 본 발명의 조건인 15~60분을 벗어나는 경우로서, 템퍼링 시간이 부족하여 경도가 687Hv로 높아 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어나고, 충격인성도 열위해져 충격흡수에너지가 15J로 본 발명의 목표인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 16은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 템퍼링 시간이 75분으로 본 발명의 조건인 15~60분을 벗어나는 경우로서, 템퍼링 시간이 과도하여 잔류 오스테나이트 분율이 9%로 본 발명의 범위인 1~5%를 벗어나, 경도가 425Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 17은 본 발명의 제조조건을 만족하나, C 함량이 0.52%로 본 발명의 범위인 0.65~0.95%를 벗어나는 경우로서, C 함량 미달로 인해 경도가 낮아져 363Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 18은 본 발명의 제조조건을 만족하나, C 함량이 1.13%로 본 발명의 범위인 0.65~0.95%를 벗어나는 경우로서, C 함량 초과로 인해 경도가 높아져 697Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어나고, 충격흡수에너지도 18J로 본 발명의 목표인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 19는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mn 함량이 0.08%로 본 발명의 범위인 0.2~0.6%를 벗어나는 경우로서, Mn 함량 미달로 인해 경도가 379Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 20은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mn 함량이 0.75%로 본 발명의 범위인 0.2~0.6%를 벗어나는 경우로서, Mn 함량 초과로 인해 경도가 높아져 679Hv로 본 발명의 범위인 500~650Hv를 벗어나고, 충격흡수에너지도 22J로 본 발명의 목표인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 21은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni 함량이 0.59%로 본 발명의 범위인 0.7~2.0%를 벗어나는 경우로서, Ni 함량이 낮아 인성이 열위해져 충격흡수에너지가 24J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 22는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni 함량이 2.26%로 본 발명의 범위인 0.7~2.0%를 벗어나는 경우로서, Ni 함량이 높아 구상화 열처리성 저하로 인해 구상화율이 82%로 본 발명의 목표인 90% 이상을 벗어나고, 이로 인해 재질 편차 및 인성 저하가 발생하여 충격흡수에너지가 31J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 23은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Cr 함량이 0.04%로 본 발명의 범위인 0.1~0.5%를 벗어나는 경우로서, Cr 함량이 낮아 경도가 471Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 24는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Cr 함량이 0.58%로 본 발명의 범위인 0.1~0.5%를 벗어나는 경우로서, Cr 함량이 높아 과도한 경도 증가 및 탄화물 형성으로 인성이 열위해져 경도가 698Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어나고, 충격흡수에너지도 25J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 25는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mo 함량이 0.003%로 본 발명의 범위인 0.01~0.4%를 벗어나는 경우로서, Mo 함량이 낮아 경도가 465Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 26은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mo 함량이 0.56%로 본 발명의 범위인 0.01~0.4%를 벗어나는 경우로서, Mo 함량 과다로 인해 경도가 698Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 27은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Si 함량이 0.005%로 본 발명의 범위인 0.01~0.4%를 벗어나는 경우로서, Si 함량이 낮아 경도가 442Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 28은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Si 함량이 0.53%로 본 발명의 범위인 0.01~0.4%를 벗어나는 경우로서, Si 함량이 높아 경도가 682Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어나고, 베이나이트 형성능이 좋아져 베이나이트 분율이 14%로 본 발명의 목표인 10% 이하를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 29는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Al 함량이 0.006%로 본 발명의 범위인 0.01~0.1%를 벗어나는 경우로서, Al 함량이 낮아 경도가 473Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 30은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Al 함량이 0.19%로 본 발명의 범위인 0.01~0.1%를 벗어나는 경우로서, Al 함량이 높아 경도가 681Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 31은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni+Cr+Mo 함량의 합이 1.16%로 본 발명의 범위인 1.2~2.0%를 벗어나는 경우로서, Ni+Cr+Mo 함량의 합이 낮아 경도 확보가 불리하여, 경도가 462Hv로 본 발명의 목표인 500~650Hv를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 32는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni+Cr+Mo 함량의 합이 2.39%로 본 발명의 범위인 1.2~2.0%를 벗어나는 경우로서, Ni+Cr+Mo 함량의 합이 높아 탄화물이 과도하게 형성됨에 따라 인성이 저하되어, 충격흡수에너지가 14J로 본 발명의 목표인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.65∼0.95%, Mn: 0.2∼0.6%, Si: 0.01~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, Ni: 0.7~2.0%, Mo: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 베이나이트: 1~10%, 잔류 오스테나이트: 1~5%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고,
    상기 미세조직은 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하인 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 500~650Hv의 경도, 35J 이상의 상온 충격흡수에너지 및 3.5 이하의 R/t를 갖는고인성을 갖는 고탄소 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 0.8~1.8mm의 두께를 갖는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판.
  4. 중량%로, C: 0.65∼0.95%, Mn: 0.2∼0.6%, Si: 0.01~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, Ni: 0.7~2.0%, Mo: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cr, Ni 및 Mo의 합은 1.2~2.0%의 범위를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 830~940℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 550~700℃까지 냉각한 후 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 700℃ 이하에서 20시간 이하 동안 연질화 열처리하는 단계;
    상기 연질화 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 650~750℃에서 12~30시간 동안 구상화 열처리하는 단계;
    상기 구상화 열처리된 냉연강판을 800~1000℃에서 30~180초 동안 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 냉연강판을 켄칭하는 단계; 및
    상기 켄칭된 냉연강판을 200~450℃에서 15~60분 동안 템퍼링하는 단계;를 포함하는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 슬라브의 가열은 1100~1300℃에서 행하여지는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 조압연은 1000~1100℃에서 행하여지는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  7. 청구항 4에 있어서,
    상기 열연강판은 2.0~3.5mm의 두께를 갖는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  8. 청구항 4에 있어서,
    상기 냉각은 5~50℃/s의 냉각속도로 행하여지는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  9. 청구항 4에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 200℃ 이하에서 산세하는 단계를 추가로 포함하는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  10. 청구항 4에 있어서,
    상기 냉간압연은 60% 이하의 압하율로 행하여지는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  11. 청구항 4에 있어서,
    상기 구상화 열처리된 냉연강판은 탄화물의 구상화율이 90% 이상인 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  12. 청구항 4에 있어서,
    상기 구상화 열처리된 냉연강판은 평균 직경이 1.5㎛ 이하인 구상화 탄화물을 갖는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  13. 청구항 4에 있어서,
    상기 켄칭은 10℃/s 이상의 냉각속도로 행하여지는 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
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