WO2013154254A1 - 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2013154254A1
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전재춘
이병호
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high carbon hot rolled steel sheet having excellent material uniformity, and more particularly, to a high carbon hot rolled steel sheet having excellent material uniformity that can be used for mechanical parts, tools, and automobile parts.
  • High carbon hot rolled steel sheet using high carbon steel has been used in various applications such as machine parts, tools and automobile parts.
  • the steel sheet suitable for the above-mentioned use is prepared by producing a hot rolled steel sheet corresponding to a desired thickness, and then performing blanking, bending, pressing, etc. to obtain a desired shape, and finally performing heat treatment to give a high hardness. .
  • High carbon hot rolled steel sheet is required to have excellent material uniformity characteristics. If the material variation in the high carbon hot rolled steel sheet is large, the dimensional accuracy decreases during the forming process, not only causes defects during processing, but also causes uneven structure distribution during the final heat treatment Because.
  • Patent Document 1 on the formability of a high carbon annealed steel sheet after cold rolling and annealing, by controlling the annealing conditions, the average carbide grain size is 1 ⁇ m or less, and the carbide fraction of 0.3 ⁇ m or less is 20% or less
  • the carbide diameter should be formed to be 1 ⁇ m or less after annealing the hot rolled steel sheet having excellent moldability.
  • Patent Literature 2 in which the annealing conditions are appropriately controlled and the ferrite grain size is 5 ⁇ m or more, and the standard deviation of the carbide grain size is 0.5 or less, there is no mention of the hot rolled structure, and the hot rolled steel sheet having excellent formability is conventionally annealing condition. After passing through, there is no necessity to have a carbide distribution as described above.
  • Patent Document 3 discloses that the fine blanking processability is increased when the grain size of the ferrite is within the range of 10 to 20 ⁇ m while the fraction of pearlite and cementite is 10% or less.
  • Patent Document 4 has a ferrite grain size of 6 ⁇ m or less after annealing, and to control the carbide grain size in the range of 0.1 ⁇ 1.2 ⁇ m, while cooling the hot rolled steel sheet at a rate of 120 °C or more per second to improve the ferrite fraction after annealing
  • a method for defining a hot rolled structure obtained at 10% or less is also proposed, the present invention is to improve the elongation flangeability of annealing material, and a fast cooling rate of 120 ° C. per second to form a ferrite fraction of 10% or less in a hot rolled steel sheet. Is not necessary.
  • Patent Literature 5 controls the fraction of the cornerstone ferrite and pearlite to 5% or less, respectively, to obtain a high-carbon bainite structure having a bainite fraction of 90% or more, and to obtain a structure in which fine cementite is distributed after annealing.
  • a method of improving the formability is proposed, the present invention is only for improving the formability of the annealed material by finely controlling the average size of the carbide to 1 ⁇ m or less and the crystal grain size to 5 ⁇ m or less. It is not an invention.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-344194
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-344196
  • Patent Document 3 JP 2001-140037 A
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-063394
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 2007-0068289
  • the present invention is to solve the above problems, to provide a high-carbon hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same that can ensure excellent material uniformity through the control of the type, content and structure of the alloying elements formed.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% Or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (0 It provides a high-carbon hot rolled steel sheet having excellent material uniformity, consisting of a balance Fe and other unavoidable impurities, and the area fraction of the pearlite phase is 95% or more.
  • Another aspect of the invention is by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2-1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P: 0.03% Or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% or less (0 Silver), to produce a high carbon steel slab composed of the balance Fe and other unavoidable impurities; Reheating the slab at 1100-1300 ° C .; After the reheating, hot rolling so that the finishing hot rolling temperature becomes 800 to 1000 ° C; Cooling the hot rolled steel sheet to a cooling rate CR1 satisfying the following formula (1) or formula (1 ') until reaching 550 ° C. from the finish hot rolling temperature; And winding the cooled steel sheet at a coiling temperature (CT) satisfying the following formula (3).
  • C 0.2-0.5%
  • Si 0.5% or less (
  • the material uniformity between hot-rolled tissue of high-carbon hot-rolled steel sheet is excellent, not only excellent dimensional accuracy of the parts after molding, but also no defects during processing And, even after the final heat treatment may have a uniform structure and hardness distribution.
  • 1 is a view showing a transformation curve of a hot rolled steel sheet according to the cooling rate control.
  • the present inventors have studied in depth to derive steel materials having excellent material uniformity, which is a characteristic required for high carbon hot rolled steel sheet. As a result, the inventors have precisely determined the content and process conditions of alloying elements, particularly cooling and winding conditions as a function of alloy components. By deriving a pearlite microstructure of 95% or more by controlling, it was confirmed that a high carbon hot rolled steel sheet having excellent material uniformity was completed and the present invention was completed.
  • High-carbon hot-rolled steel sheet according to the present invention by weight%, C: 0.2 ⁇ 0.5%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.2 ⁇ 1.5%, Cr: 1.0% or less (excluding 0), P : 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.05% or less (excluding 0), B: 0.0005 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.01% (Except zero), remainder Fe and other unavoidable impurities.
  • the high carbon hot rolled steel sheet preferably contains 0.2 to 0.4% of carbon (C) by weight.
  • the high carbon hot rolled steel sheet preferably contains 0.4 to 0.5% of carbon (C) by weight.
  • the content of the component element means all weight%.
  • Carbon (C) is an element necessary for securing the hardenability at the time of heat treatment and the hardness after the heat treatment, and for this purpose, it is preferable to add 0.2% or more. However, if the content is more than 0.5%, it has a very high hot-rolled hardness, the absolute value of the material deviation increases, and the moldability also worsens, it is difficult to obtain the excellent material uniformity characteristics of the present invention.
  • the carbon (C) is contained in the range of 0.2% to 0.4%, various materials such as drawing, forging, and drawing are easy because the material is soft before the final heat treatment, and thus it is suitable for use in the manufacture of complex mechanical parts.
  • Si 0.5% or less (excluding 0)
  • Silicon (Si) is an element that is added together with Al for deoxidation. When Si is added, silicon has little adverse function that red scale occurs, and there is a possibility of stabilizing ferrite and increasing material variation, so the upper limit is limited to 0.5%. It is desirable to.
  • Manganese (Mn) is an element that increases hardenability and contributes to securing hardness after heat treatment. If the Mn content is too low, less than 0.2%, coarse FeS may be formed, and the steel may be very vulnerable. If the content of Mn exceeds 1.5%, the alloy cost may increase and residual austenite may be formed.
  • Chromium is an element that increases hardenability and contributes to securing hardness after heat treatment.
  • Cr contributes to improving the formability of the steel sheet by making the lamellar spacing of pearlite fine. If the Cr content is added in excess of 1.0%, the alloy cost increases and phase transformation is excessively delayed, so that it may be difficult to obtain sufficient phase transformation when cooling in the Run Out Table (ROT), so the upper limit is limited to 0.1%. It is desirable to.
  • Phosphorus (P) is an impurity element in steel.
  • the content thereof exceeds 0.03%, weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased. Therefore, the upper limit thereof is preferably limited to 0.03%.
  • S Sulfur
  • P phosphorus
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation and acts as a deoxidizer in the steelmaking process. Since Al is not required to be added in excess of 0.05%, and excessively high amount may cause nozzle clogging during playing, the upper limit is preferably limited to 0.05%.
  • Boron (B) is an element that greatly contributes to securing the hardenability of steel materials, and in order to obtain the hardenability reinforcing effect, it is necessary to be added at 0.0005% or more. However, when the amount is excessively large, boron carbide is formed at the grain boundary to form a nucleus. There is a fear of deteriorating the hardenability since the place of production is provided. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 0.005%.
  • Titanium (Ti) is an element added for the so-called boron protection that suppresses the formation of BN by reacting with nitrogen (N) to form TiN. If the content of Ti is less than 0.005%, there is a risk that the nitrogen in the steel may not be effectively fixed. On the other hand, if the addition amount is too high, the steel may be vulnerable due to the coarsening of TiN formed. It is preferable to control in the range which can be fixed sufficiently, and therefore it is preferable to limit the upper limit to 0.05%.
  • N 0.01% or less (excluding 0)
  • N Nitrogen
  • N is an element that contributes to the hardness of the steel, but is difficult to control.
  • the content of N exceeds 0.01%, the risk of brittleness is greatly increased, and since the excess N remaining after forming TiN may possibly consume B in the form of BN, which should contribute to the hardenability, the upper limit thereof is increased. Is preferably limited to 0.01%.
  • the high carbon hot rolled steel sheet according to the present invention is made of residual Fe and other unavoidable impurities in addition to the above element components.
  • the microstructure in the high carbon hot rolled steel sheet provided by the present invention preferably contains 95% or more pearlite based on the area fraction.
  • the fraction of the pearlite phase is formed to be less than 95%, that is, when the fraction of the cornerstone ferrite phase, bainite phase or martensite phase is formed to 5% or more, the material variation of the steel sheet is increased to produce a hot rolled steel sheet having a uniform material. Difficult to obtain
  • the pearlite phase is preferably obtained at least 75% by area fraction before winding. This is to impart material uniformity characteristics to the hot rolled steel sheet, and by obtaining 75% or more of the pearlite phase before winding, the average size of the pearlite colonies (colony) divided by the grain boundary of 15 degrees or more in the azimuth difference is 15 ⁇ m or less. By forming, it is possible to obtain a fine and uniform structure, thereby allowing a more uniform material variation.
  • the fraction of the pearlite phase formed before the winding is not sufficient, less than 75%, a large amount of metamorphic latent heat accumulates in the coil after winding, causing partial spheroidization of the pearlite tissue, resulting in high hardness deviation, As a result, the lamellar structure becomes coarse to form a partially low-tissue tissue. In addition, there is a fear that a ferrite or bainite phase is formed during transformation.
  • the pearlite transformation is performed in a relatively low temperature range before winding, so that the average interlamellar spacing in the final microstructure is finely obtained at 0.1 ⁇ m or less, and thus, It has the effect of further improving the uniformity.
  • Method for producing a high carbon hot rolled steel sheet according to the present invention is, after heating a steel slab that satisfies the above-described component system and microstructure, and then rolling the heated slab, finishing it at a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C After rolling, the process consists of cooling and winding.
  • the heating process of the slab is a process of smoothly performing the subsequent rolling process and heating the steel to sufficiently obtain the properties of the target steel sheet, the heating process should be performed within an appropriate temperature range for the purpose.
  • the heating temperature In slab reheating, if the heating temperature is lower than 1100 °C, the hot rolling load increases rapidly.However, if the heating temperature is higher than 1300 °C, the amount of surface scale increases, leading to the loss of materials and the heating cost. .
  • the finish hot rolling temperature is 800 ⁇ 1000 °C to produce a steel sheet.
  • the finishing hot rolling temperature is lower than 800 ° C, the rolling load is greatly increased.On the other hand, if the temperature exceeds 1000 ° C, the structure of the steel sheet becomes coarse and the steel becomes vulnerable. Associated degradation of surface quality can occur.
  • the hot rolled steel sheet When the hot rolled steel sheet is cooled, it is cooled in a run out table (ROT) until it reaches 550 ° C from the finished hot rolling temperature.
  • ROT run out table
  • the cooling rate (CR1) is controlled to a cooling rate in the range of Cond1 or more from less than 100 °C per second as shown in the following equation (1). If the cooling rate (CR1) is slower than Cond1, which is the value calculated by Equation (1), the ferrite phase is formed during cooling, and the hardness difference is larger than 30 Hv. On the other hand, if the cooling rate exceeds 100 °C per second, the plate shape becomes large. Will fall out.
  • the desired material homogenizing effect can be obtained even at a normal cooling rate.
  • the cooling rate CR1 may be controlled to satisfy the range of Cond1 or more and Cond1 + 20 ° C / sec or less as shown in the following formula (1 ').
  • the cooling rate CR1 as in the following formula (1 '), it is possible to further promote the pearlite transformation in the next step by avoiding the formation of the ferrite phase but not far from the phase transformation nose temperature.
  • the winding temperature exceeds 650 ° C., even if the manufacturing conditions such as the cooling conditions described above are satisfied, there is a possibility that a ferrite phase is formed in the holding step after winding, whereas the winding temperature is a value calculated by the following equation (2). If it is less than Cond2, the bainite phase is formed to increase the hardness difference of the steel sheet.
  • the perlite phase can be transformed by more than 75% by area fraction prior to the winding step by controlling the composition and cooling rate and winding temperature as shown in FIG.
  • the pearlite phase By forming the pearlite phase at 75% or more, it is possible to have a pearlite phase of 95% or more after winding.
  • the produced hot-rolled steel sheet has a hardness difference of 30HV or less Can be ensured, and has excellent material uniformity characteristics.
  • the hardness difference is defined as the difference between the 95% level hardness and the 5% level hardness when the maximum value of the hardness measured in the hot-rolled steel sheet is set to 100% and the minimum value to 0%.
  • the hot rolled steel sheet manufactured by the manufacturing method according to the present invention may be used as it is without further processing thereafter, or may be used after undergoing a process such as an annealing process.
  • a steel having an alloy composition as shown in Table 1 was vacuum-dissolved into an ingot of 30 Kg, followed by sizing rolling to prepare a slab having a thickness of 30 mm. After reheating the slab at 1200 ° C. for 1 hour, hot rolling was performed. At this time, by performing a finish hot rolling at 900 °C to produce a hot rolled steel sheet having a final thickness of 3mm.
  • the steel sheets were cooled at a cooling rate of CR1 from a water cooling zone (ROT) to 550 ° C., and then the cooled steel sheets were charged into a furnace preheated to the respective target winding temperatures and maintained for 1 hour. Through this process, the hot rolled winding process was simulated. At this time, the cooling rate (CR1) and the winding temperature (CT) applied to the respective steel sheets are shown in Table 2 below.
  • ROT water cooling zone
  • CT winding temperature
  • the microstructure of the final hot-rolled steel sheet obtained by completing the winding process was analyzed, and Vickers hardness was measured and shown in Table 2 below.
  • the hardness was measured by Vickers hardness of 500g load, and when the maximum value is set to 100% and the minimum value to 0% in the results measured more than 30 times, the difference between the 95% level and 5% level hardness was defined as the hardness difference. .

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Abstract

본 발명은 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 강의 성분과 조직을 정밀제어하고 아울러 제조조건을 조절함으로써 열연 조직간 재질 균일성이 우수하여 성형 후 부품의 치수 정밀도가 뛰어날 뿐만 아니라, 가공 중 결함이 발생하지 않고, 최종 열처리 과정 후에도 균일한 조직 및 경도 분포를 가질 수 있다.

Description

재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
본 발명은 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
고탄소 강을 이용한 고탄소 열연강판은 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등의 여러 용도로서 사용되어 왔다. 상술한 용도에 맞는 강판은 목적하는 두께에 해당하는 열연강판을 제조한 뒤 블랭킹, 굽힘, 프레스 가공 등을 수행하여 원하는 형태를 얻을 후, 여기에 최종적으로 열처리를 수행하여 높은 경도를 부여하여 제조한다.
고탄소 열연강판은 우수한 재질 균일성 특성이 요구되는데, 고탄소 열연강판 내의 재질 편차가 크면 성형과정에서 치수 정밀도가 떨어지고, 가공 중 결함을 야기할 뿐만 아니라, 최종 열처리 과정에서도 불균일한 조직 분포를 유발하기 때문이다.
이와 같은 고탄소 열연강판의 성형성을 개선하기 위해 여러 발명들이 제안되어 왔으나, 대부분 냉간압연과 소둔을 거친 이후의 미세조직에서의 탄화물 크기 및 분포 제어에 초점을 맞추고 있는 발명들일 뿐, 열연강판의 성형성과 열처리 균일성에 대한 발명을 제안한 것은 아니다.
보다 구체적으로, 냉간압연과 소둔을 실시한 후 고탄소 소둔강판의 성형성에 대한 특허문헌 1에 따르면, 소둔 조건을 제어함으로써 평균 탄화물 입경이 1μm 이하이고, 0.3μm 이하의 탄화물 분율이 20% 이하로 탄화물 분포를 얻을 경우 성형성이 개선됨을 개시하고 있으나, 열연강판 상태에서의 성형성에 대한 언급은 없으며, 더욱이 성형성이 우수한 열연강판을 소둔한 후 탄화물의 입경이 반드시 1μm 이하로 형성되어야 할 필연성은 없다.
또한, 소둔 조건을 적절히 제어하여 페라이트의 입경이 5μm 이상이면서, 탄화물 입경의 표준편차를 0.5 이하로 규정한 특허문헌 2에서도 열연 조직에 대한 언급은 없고, 성형성이 우수한 열연강판이 통상적인 소둔 조건을 거친 후 위 발명과 같은 탄화물 분포를 가져야 할 필연성은 없다.
특허문헌 3에서는 펄라이트와 세멘타이트의 분율을 10% 이하로 하면서, 페라이트의 결정립 크기가 10~20μm 범위를 만족할 때, 파인블랭킹 가공성이 증가됨을 개시하고 있으나, 이 발명 또한 소둔강판의 미세조직 제어에 대한 한정으로서 열연조직의 성형성과는 거리가 있으며, 열연조직의 성형성 개선에 있어서는 도리어 페라이트 형성을 억제하고 균일한 상분포를 얻음으로써 재질 편차를 최소화하는 수단의 활용이 가능하다.
한편, 특허문헌 4는 신장 플랜지성 개선을 위해, 소둔 후 페라이트 입경이 6μm 이하이고, 탄화물 입경을 0.1~1.2μm 범위로 제어함과 동시에, 초당 120℃ 이상의 속도로 열연강판을 냉각하여 페라이트 분율을 10% 이하로 얻는 열연조직의 규정 방법도 제안하고 있으나, 이 발명은 소둔재의 신장 플랜지성을 개선하기 위한 것이며, 열연강판에서 페라이트 분율을 10% 이하로 형성하기 위해서 초당 120℃의 빠른 냉각속도가 반드시 필요한 것은 아니다.
특허문헌 5에서는 초석 페라이트와 펄라이트의 분율을 각각 5% 이하로 제어하고, 베이나이트의 분율이 90% 이상인 고탄소 베이나이트 조직을 얻고, 소둔 후 미세한 세멘타이트가 분포한 조직을 얻음으로써 소둔판의 성형성을 개선하는 방법을 제안하고 있으나, 이 발명은 탄화물의 평균 크기를 1μm 이하, 결정립 크기를 5μm 이하로 미세하게 제어하여 소둔재의 성형성을 개선하기 위한 것일 뿐, 열연재의 성형성에 관련된 발명은 아니다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허 제2005-344194호
(특허문헌 2) 일본 공개특허 제2005-344196호
(특허문헌 3) 일본 공개특허 제2001-140037호
(특허문헌 4) 일본 공개특허 제2006-063394호
(특허문헌 5) 한국 공개특허 제2007-0068289호
본 발명은 상술한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 합금원소의 종류, 함량 및 형성되는 조직의 제어를 통해 우수한 재질 균일성을 확보할 수 있는 고탄소 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 펄라이트 상의 면적분율이 95% 이상인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 하기 식(1) 또는 식(1')를 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각시킨 강판을 하기 식(3)을 만족하는 권취 온도(CT)로 권취하는 단계를 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[식(1)]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
[식(1')]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
[식(2)]
Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,
Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
본 발명에 따르면, 강재의 조성성분, 미세조직 및 공정조건을 제어함으로써, 고탄소 열연강판의 열연 조직간 재질 균일성이 우수하여 성형 후 부품의 치수 정밀도가 뛰어날 뿐만 아니라, 가공 중 결함이 발생하지 않고, 최종 열처리 과정 후에도 균일한 조직 및 경도 분포를 가질 수 있다.
도 1은 냉각속도 제어에 따른 열연강판의 변태곡선을 나타낸 도면이다.
본 발명자들은 고탄소 열연강판에서 요구되는 특성인 재질 균일성을 우수하게 갖는 강재를 도출해내기 위해 깊이 연구한 결과, 합금원소의 함량 및 공정조건 특히, 냉각조건 및 권취조건을 합금성분의 함수로 정밀 제어하여 95% 이상의 펄라이트 미세조직을 도출함으로써, 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 일 측면으로서, 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판에 대해 설명한다.
본 발명에 따른 고탄소 열연강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
상기 고탄소 열연강판은 중량%로 탄소(C)를 0.2~0.4% 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 고탄소 열연강판은 중량%로 탄소(C)를 0.4~0.5% 포함하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 고탄소 열연강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
C: 0.2~0.5%
탄소(C)는 열처리 시의 경화능과 열처리 후의 경도를 확보하기 위해 필요한 원소로서, 이를 위해서는 0.2% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 매우 높은 열연 경도를 갖게 되어 재질 편차의 절대값이 증가하고, 성형성도 나빠지기 때문에 본 발명에서 목적으로 하는 우수한 재질 균일 특성을 얻기 어렵다.
특히, 탄소(C)를 0.2~0.4%의 범위로 함유하는 경우에는, 최종 열처리 전에 재질이 무르기 때문에 인발, 단조, 드로잉 등 각종 성형이 용이하므로, 복잡한 기계부품 제조에 사용하기 적합하다.
또한, 탄소(C)를 0.4~0.5%의 범위로 함유하는 경우에는, 성형 과정에서는 상대적으로 가공이 어려우나, 최종 열처리 후의 경도가 높기 때문에 내마모성 및 내피로특성이 우수하여 기계적 부하가 높은 기계부품 군의 제조에 사용하기 적합하다.
Si: 0.5% 이하(0은 제외)
실리콘(Si)은 탈산을 위해 Al과 함께 첨가되는 원소로서, Si가 첨가될 경우 적스케일이 발생하는 역기능이 적고, 페라이트를 안정화시켜 재질 편차를 증대시킬 가능성이 있으므로, 그 상한은 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.2~1.5%
망간(Mn)은 경화능을 증가시키고, 열처리 후에 경도를 확보하는데에 기여하는 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 0.2% 미만으로 너무 낮으면 조대한 FeS가 형성되어 강재가 매우 취약해질 수 있으며, 반면 1.5%를 초과하게 되면 합금 원가가 증가하고 잔류 오스테나이트를 형성시킬 우려가 있다.
Cr: 1.0% 이하(0은 제외)
크롬(Cr)은 경화능을 증가시키고, 열처리 후에 경도 확보에 기여하는 원소이다. 또한, Cr은 펄라이트의 라멜라 간격을 미세하게 함으로써 강판의 성형성 향상에 기여한다. 이러한 Cr을 1.0% 초과하여 첨가하게 되면, 합금 원가가 증가하고 지나치게 상변태가 지연되어 런아웃테이블(ROT; Run Out Table) 내에서 냉각할 시 충분한 상변태를 얻기 어려울 수 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하(0은 제외)
인(P)은 강중 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고, 강의 취성이 발생할 위험성이 커지므로, 그 상한을 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.015% 이하(0은 제외)
황(S)은 상기 인(P)과 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 따라서, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면, 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높으므로, 그 상한을 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.05% 이하(0은 제외)
알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 제강공정시 탈산제로서 작용한다. 이러한 Al은 0.05%를 초과하여 첨가될 필요성은 낮으며, 첨가량이 지나치게 많을 경우 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있기 때문에, 그 상한을 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.005%
보론(B)은 강재의 경화능을 확보하는데에 크게 기여하는 원소로서, 경화능 강화 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상으로 첨가될 필요가 있으나, 다만 첨가량이 지나치게 많을 경우 입계에 보론 탄화물을 형성시켜 핵생성 장소를 제공하므로 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있다. 따라서, 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.05%
티타늄(Ti)은 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성함으로써, BN의 형성을 억제하는 소위 보론 보호를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Ti의 함량이 0.005% 미만일 경우에는 강중의 질소를 효과적으로 고정하지 못할 우려가 있으며, 반면 첨가량이 지나치게 많을 경우 형성되는 TiN의 조대화 등으로 인해 강재를 취약하게 할 우려가 있으므로, 강중의 질소를 충분히 고정할 수 있는 범위로 제어하는 것이 바람직하며, 따라서 그 상한을 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하(0은 제외)
질소(N)는 강재의 경도에 기여하는 원소이기는 하지만, 제어가 곤란한 원소이다. 이러한 N의 함량이 0.01%를 초과하게 되면, 취성이 발생할 위험성이 크게 증가될 뿐만 아니라, TiN을 형성하고 남은 여분의 N이 경화능에 기여하여야 할 B를 BN 형태로 소모시킬 가능성이 있으므로, 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 고탄소 열연강판은 상기 원소 성분 이외에도 잔수 Fe 및 기타 불가피한 불순물들로 이루어진다.
상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 내부조직의 종류와 형상에 대하여 추가적으로 한정할 필요가 있다.
즉, 본 발명에서 제공하는 고탄소 열연강판 내부의 미세조직은 면적분율을 기준으로 95% 이상의 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 펄라이트 상의 분율이 95% 미만으로 형성될 경우, 즉 초석 페라이트 상, 베이나이트 상 또는 마르텐사이트 상의 분율이 5% 이상으로 형성될 경우에는 강판의 재질 편차가 증대되어 균일한 재질을 갖는 열연강판을 얻기가 어렵다.
또한, 상기 펄라이트 상은 권취 이전에 면적분율로 75% 이상 얻는 것이 바람직하다. 이는, 상기 열연강판에 재질 균일성 특성을 부여하기 위한 것으로서, 권취 이전에 펄라이트 상을 75% 이상 얻음으로써, 방위차 15도 이상의 경각입계로 구분되는 펄라이트 콜로니(colony)의 평균 크기를 15μm 이하로 형성시켜, 미세하고 균일한 조직을 얻을 수 있으며, 이로 인해 더욱 균일한 재질 편차를 갖도록 할 수 있다.
만일, 권취 이전에 형성된 펄라이트 상의 분율이 75% 미만으로 충분하지 못하면, 권취 이후 많은 양의 변태 잠열이 코일에 축적되어 펄라이트 조직의 부분적 구상화가 진행되어 높은 경도 편차를 유발하게 되고, 상기 변태 발열로 인해 라멜라 구조가 조대해지는 현상이 발생되어 부분적으로 경도가 낮은 조직이 형성되게 된다. 또한, 변태 중에 페라이트 또는 베이나이트 상이 형성될 우려가 있다.
이와 같이, 본 발명에서는 권취 이전의 비교적 낮은 온도 범위에서 펄라이트 변태가 상당 부분 이루어짐에 의해, 최종 미세조직 내의 평균 라멜라 층간 간격(Interlamellar spacing)이 0.1μm 이하로 미세하게 얻어지고, 이로 인해 강판 재질의 균일성을 한층 향상시키는 효과를 갖게 된다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 목적을 충족하는 고탄소 열연강판을 제조하기 위하여, 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 일례에 대하여 하기에 구체적으로 설명하며, 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 따른 고탄소 열연강판의 제조방법은 개략적으로, 상술한 성분계 및 미세조직을 만족하는 강 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 압연한 후, 이를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 압연을 실시한 후 냉각, 권취하는 과정으로 이루어진다.
이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
재가열 단계: 1100~1300℃
슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다.
슬라브 재가열 시, 가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있으며, 가열 비용도 증대된다.
압연조건
상기 재가열된 슬라브를 열간 압연할 시, 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 수행하여 강판으로 제조한다.
열간 압연 시, 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 발생하며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고 스케일과 관련된 표면 품질의 저하가 발생할 수 있다.
냉각조건
상기 열간 압연된 강판을 냉각할 시, 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 수냉각대(ROT; Run Out Table)에서 냉각한다.
이때, 냉각속도(CR1)는 하기 식(1)과 같이 초당 100℃ 미만으로부터 Cond1 이상 범위의 냉각속도로 제어한다. 냉각속도(CR1)가 하기 식(1)에 의해 계산된 값인 Cond1 보다 느릴 경우에는 냉각 중에 페라이트 상이 형성되어 경도차가 30Hv 이상으로 커지게 되며, 반면 냉각속도가 초당 100℃를 넘게 되면 판형상이 크게 나빠지게 된다.
본 발명에서는 B의 첨가와 함께, C, Mn 및 Cr 성분의 함량을 제어함으로써 통상적인 냉각속도에서도 목적하는 재질균일화 효과를 얻을 수 있다.
[식(1)]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
또한, 냉각속도(CR1)를 하기 식(1')과 같이 Cond1 이상 Cond1+20℃/sec 이하 범위를 만족하도록 제어할 수 있다. 냉각속도(CR1)를 하기 식(1')과 같이 제어함으로써, 페라이트 상의 형성을 피하되 상변태 선단온도(nose temperature)로부터 멀리 떨어지지 않게 함으로써 다음 단계에서의 펄라이트 변태를 더욱 촉진시킬 수 있다.
[식(1')]
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,
Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
권취조건
상기 수냉각대(ROT)를 통과시킴으로써 냉각이 완료된 강판을 두루마리 형태의 코일로 권취한다. 이때, 강판의 온도가 복열 또는 추가적인 냉각에 의해 하기 식(2)를 만족하는 권취 온도(CT)에 도달하도록 한다.
권취 시, 권취 온도가 650℃를 초과하게 되면 상술한 냉각조건 등의 제조조건을 만족하더라도 권취 후 유지 단계에서 페라이트 상이 형성될 우려가 있으며, 반면 권취온도가 하기 식(2)에 의해 계산된 값인 Cond2 미만이면 베이나이트 상이 형성되어 강판의 경도차가 증가하게 된다.
[식(2)]
Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,
Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
고탄소 열연강판의 제조시, 조성성분을 제어하는 동시에 도 1에 나타낸 바와 같이 냉각속도 및 권취 온도를 제어함으로써 권취 단계 이전에 펄라이트 상을 면적분율로 75% 이상 변태시킬 수 있으며, 이와 같이 권취 이전에 펄라이트 상을 75% 이상으로 형성시킴으로써 권취 후에는 95% 이상의 펄라이트 상을 갖도록 할 수 있다.
또한, 조성성분 및 냉각속도 등의 제조조건 제어로 펄라이트 콜로니의 평균 크기를 15μm 이하로 형성시키고, 평균 라멜라 층간 간격을 0.1μm 이하로 얻음으로써, 제조된 열연강판은 미세조직간 경도차를 30HV 이하로 확보할 수 있어, 우수한 재질 균일성 특성을 갖는다. 이때, 상기 경도차는 열연강판에서 측정한 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준 경도와 5% 수준 경도의 차이로서 정의한다.
본 발명에 따른 제조방법에 의해 제조된 열연강판은 이후 추가적인 공정 없이 그대로 이용될 수 있으며, 또는 소둔 공정 등의 과정을 거친 후 이용될 수도 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 합금성분 조성을 갖는 강을 30Kg의 잉곳(ingot)으로 진공용해한 후, 사이징(sizing) 압연을 수행하여 두께 30mm의 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃에서 1시간 동안 재가열한 후, 열간압연을 수행하였다. 이때, 900℃에서 마무리 열간압연을 수행하여 최종 3mm 두께를 갖는 열연강판을 제조하였다.
마무리 열간압연 후, 상기 강판들을 수냉각대(ROT)에서 550℃까지 CR1의 냉각속도로 냉각한 후, 냉각된 강판을 각각의 목표 권취 온도로 미리 가열시킨 로에 장입하여 1시간 동안 유지시킨 후 로냉하는 과정을 거쳐 열연 권취공정을 모사하였다. 이때, 상기 각 강판들에 적용되는 냉각속도(CR1) 및 권취 온도(CT)는 하기 표 2에 나타내었다.
또한, 권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 미세조직을 분석하고, 비커스 경도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 경도는 500g 하중의 비커스 경도로 측정하였으며, 30회 이상 측정한 결과에서 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준과 5% 수준 경도의 차이를 경도차로 정의하였다.
표 1
강종 C Si Mn Cr B Ti Al P S N 비고
A 0.201 0.192 0.706 0.211 0.0021 0.020 0.033 0.011 0.0032 0.0040 발명강
B 0.215 0.102 0.981 0.003 0.0019 0.019 0.033 0.012 0.0022 0.0042 발명강
C 0.225 0.117 0.722 0.430 0.0002 0.002 0.021 0.014 0.0057 0.0059 비교강
D 0.233 0.201 1.113 0.006 0.0022 0.019 0.018 0.013 0.0042 0.0043 발명강
E 0.248 0.122 0.927 0.495 0.0020 0.023 0.015 0.015 0.0037 0.0052 발명강
F 0.312 0.21 0.812 0.002 0.0019 0.021 0.017 0.017 0.0021 0.0037 발명강
G 0.347 0.152 0.325 0.750 0.0011 0.019 0.021 0.018 0.0015 0.0040 발명강
H 0.362 0.215 1.370 0.003 0.0020 0.021 0.019 0.012 0.0012 0.0049 발명강
I 0.371 0.075 0.867 0.512 0.0014 0.019 0.042 0.009 0.0032 0.0032 발명강
J 0.384 0.045 0.912 0.007 0.0022 0.021 0.038 0.008 0.0027 0.007 발명강
K 0.409 0.063 0.399 0.212 0.0022 0.020 0.044 0.012 0.0084 0.0066 발명강
L 0.397 0.211 0.415 0.003 0.0001 0.003 0.015 0.013 0.0067 0.0050 비교강
M 0.466 0.327 0.315 0.125 0.0020 0.021 0.007 0.014 0.0039 0.0047 발명강
표 2
열연강판 Cond1 CR1 Cond2 CT Pearlite분율 Colony크기(μm) 라멜라 층간간격(μm) 경도편차 구분
A 72 75 579 600 96% 12 0.054 25 발명예
B 81 85 573 600 98% 13 0.058 19 발명예
C 43 50 571 600 83% 13 0.051 63 비교예
D 71 75 566 600 99% 12 0.059 21 발명예
E 23 30 562 620 97% 14 0.055 25 발명예
F 57 75 553 580 99% 12 0.053 16 발명예
G 10 20 546 580 95% 10 0.043 24 발명예
H 25 30 532 580 97% 9 0.059 18 발명예
I 10 20 533 670 91% 16 0.071 79 비교예
J 32 50 534 580 99% 10 0.054 17 발명예
K 19 30 535 580 96% 9 0.049 23 발명예
L 43 50 539 620 87% 13 0.055 82 비교예
M 13 20 523 620 99% 12 0.054 27 발명예
(상기 표 2에 기재된 펄라이트 분율을 제외한 나머지는 초석 페라이트로 이루어져 있음)
측정 결과, 보론(B) 함량이 본 발명에서 제공하는 범위를 만족하지 않는 표 1의 비교강 C 및 L을 이용한 비교예 C 및 L의 경우, 제조조건(냉각조건 및 권취조건)이 본 발명을 만족하더라도 펄라이트의 분율이 각각 83%, 87%로 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않으며, 경도 편차도 30HV 이상으로 측정되었다.
또한, 성분조건은 본 발명을 만족하지만, 권취 온도 조건이 본 발명을 만족하지 않는 표 2의 비교예 I의 경우에도, 높은 권취 온도에서 페라이트 상이 형성됨에 따라 펄라이트의 분율이 95% 이하이며, 경도편차도 79HV로 재질 균일성이 열위에 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명에서 제공하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예들 중, 특히 발명예 F의 경우에는 펄라이트의 분율이 99% 이었으며, 경도편차도 16HV로 측정되었다.
또한, 상기 발명예들의 라멜라 층간 간격을 측정해본 결과, 모두 0.1μm 이하로 매우 미세한 조직이 형성되었음을 확인하였다.
상술한 결과를 통해, 본 발명에서 제공하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하여야만 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판을 얻을 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
    펄라이트 상의 면적분율이 95% 이상인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 펄라이트 상의 콜로니(colony) 크기가 15μm 이하이고, 라멜라 조직 내 평균 층간 간격이 0.1μm 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 고탄소 열연강판은 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 하였을 때, 95% 수준의 경도와 5% 수준의 경도 차이가 30HV 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 펄라이트 상의 75% 이상은 권취 이전에 변태된 것임을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 탄소(C)의 함량이 0.2~0.4%인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 탄소(C)의 함량이 0.4~0.5%인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 하기 식(1)을 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계;
    [식(1)]
    Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 100,
    Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
    상기 냉각시킨 강판을 하기 식(2)를 만족하는 권취온도(CT)로 권취하는 단계
    [식(2)]
    Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,
    Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
    를 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판의 제조방법.
  8. 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, Cr: 1.0% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃로 되도록 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 550℃에 도달할 때까지 하기 식(1')을 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계;
    [식(1')]
    Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,
    Cond1 = 175 - 300×C(wt.%) - 30×Mn(wt.%) - 100×Cr(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값
    상기 냉각시킨 강판을 하기 식(2)를 만족하는 권취온도(CT)로 권취하는 단계
    [식(2)]
    Cond2 ≤ CT(℃) ≤ 650,
    Cond2 = 640 - 237×C(wt.%) - 16.5×Mn(wt.%) - 8.5×Cr(wt.%)
    를 포함하는 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판의 제조방법.
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