WO2022139277A1 - 공구용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022139277A1
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손창영
최재훈
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for a tool and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a steel material for a tool having improved heat treatment properties and a method for manufacturing the same.
  • hardness and workability are widely known as incompatible properties. This is because an increase in the strength of the steel causes an increase in hardness, whereas when the strength of the steel increases, the workability of the steel deteriorates.
  • Spheroidizing annealing is a heat treatment in which plate-shaped cementite in lamellar pearlite is heated at a high temperature to make it spherical, and it takes a long time to secure a desired level of workability.
  • a method of maintaining a temperature below A1 for a long time is mainly used, but heat treatment at a high temperature for a long time inevitably entails a decrease in economic efficiency and productivity.
  • Patent Document 1 proposes a method of accelerating the spheroidization of cementite in a steel sheet having a lamellar pearlite structure through cold rolling without annealing, but the steel sheet of Patent Document 1 has a carbon (C) content of 0.6% by weight or less. Therefore, it is not possible to provide hardness suitable as a steel material for tools.
  • Patent Document 2 proposes a method of performing a secondary annealing heat treatment at a temperature of about 650° C. after performing a primary annealing heat treatment at a temperature directly above A1 to control the spheroidized carbide structure, but such a heating condition is a typical heating furnace There are aspects that are difficult to implement in
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-133199 A (published on May 26, 2005)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-257449 A (published on September 28, 2006)
  • a steel material suitable for tools and a method for manufacturing the same can be provided by improving the heat treatment properties of the spheroidizing annealing while securing high hardness characteristics including 0.8% by weight or more of carbon (C).
  • the average pole density of the ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups may be 1.8 or more, and the ⁇ 332 ⁇ 113> crystal orientation may have a pole density of 2.0 or more.
  • the thickness center means a region within the range of 3/8t to 5/8t with respect to the thickness (t, mm) of the steel material when the cross-section of the steel material is observed.
  • the average long/short axis ratio of (block) may be 1.41:1 or more.
  • the method of manufacturing a steel material for a tool by weight, carbon (C): 0.8 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.3%, manganese (Mn): 0.3 to 0.5%, chromium (Cr): 0.1 to 0.3%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.005% or less, reheating the slab containing the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in a temperature range of 1000 to 1300 °C step; hot rolling the reheated slab in a temperature range of 850 to 1150 °C; and cold-rolling the hot-rolled steel at a reduction ratio of 30-50% without annealing.
  • FIG. 1 is a photograph of a cross-section of a non-annealed cold-rolled specimen 1 observed with a scanning electron microscope.
  • the present invention relates to a steel material for a tool and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. The present embodiments are provided in order to further detailed the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the steel material for tools of the present invention is, by weight, carbon (C): 0.8 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.3%, manganese (Mn): 0.3 to 0.5%, chromium (Cr): 0.1 to 0.3 %, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.005% or less, the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities, and pearlite as a matrix, in the center of the thickness, ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups may have an average pole density of 1.8 or more, and ⁇ 332 ⁇ 113> crystal orientations may have a pole density of 2.5 or more.
  • the thickness center means a region within the range of 3/8t to 5/8t with respect to the thickness (t, mm) of the steel material when the cross-section of the steel material is observed.
  • % described in relation to the alloy composition means % by weight.
  • Carbon (C) is a representative hardenability improving element, and in the present invention, it is an element essential to secure hardness after quenching. Therefore, the present invention may contain 0.8% or more of carbon (C) for this effect.
  • a preferred carbon (C) content may be greater than 0.8%, and a more preferred carbon (C) content may be 0.82% or more.
  • the carbon (C) content in the steel exceeds a certain range, the cementite fraction in the steel is too high to promote brittle fracture, so the present invention limits the upper limit of the carbon (C) content to 1.0%.
  • a preferred carbon (C) content may be less than 1.0%, and a more preferred carbon (C) content may be 0.98% or less.
  • the present invention may include 0.1% or more of silicon (Si) to achieve such an effect.
  • a preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 0.12%, and a more preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 0.15%.
  • the silicon (Si) content in the steel exceeds a certain range, not only the cold rolling is inferior, but also the possibility of decarburization during heat treatment increases, and since it may cause an increase in scale defects on the surface of the steel, the present invention provides silicon ( The upper limit of the Si) content may be limited to 0.3%.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.28%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.25%.
  • Manganese (Mn) is not only an element contributing to the improvement of hardenability, but also an element that effectively contributes to the improvement of the strength of the material by solid solution strengthening.
  • manganese (Mn) is combined with sulfur (S) in steel to precipitate as MnS, it is possible to effectively prevent red hot brittleness caused by sulfur (S).
  • the present invention may contain 0.3% or more of manganese (Mn) to achieve such an effect.
  • a preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.32%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.35%.
  • the present invention sets the upper limit of the manganese (Mn) content It can be limited to 0.5%.
  • a preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 0.48%, and a more preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 0.45%.
  • Chromium (Cr) is an element that effectively contributes to improvement of hardenability, like manganese (Mn). Therefore, the present invention may contain 0.1% or more of chromium (Cr) for this effect.
  • a preferable lower limit of the chromium (Cr) content may be 0.13%, and a more preferable lower limit of the chromium (Cr) content may be 0.16%.
  • the chromium (Cr) content in the steel exceeds a certain range, not only the cold rolling ductility may decrease, but also the decomposition of cementite by heat treatment is delayed, so that the spheroidization of the carbide is not completed even by spheroidizing annealing. Possibility exists.
  • the present invention may limit the upper limit of the chromium (Cr) content to 0.3%.
  • a preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.28%, and a more preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.25%.
  • Phosphorus (P) in steel is a typical impurity element, but it is also the most advantageous element for securing strength without significantly impairing formability.
  • the present invention may limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.03%.
  • Sulfur (S) is an impurity element that is unavoidably introduced into steel, and it is desirable to manage its content as low as possible.
  • sulfur (S) in steel may cause red hot brittleness
  • the present invention may limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.005%.
  • the steel material for tools of the present invention may include the remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • the steel material for a tool according to an aspect of the present invention may have a microstructure including a pearlite matrix and other residual structures.
  • Pearlite is an essential structure for securing the desired physical properties of the present invention, and the preferred fraction of pearlite may be 90% by area or more.
  • Other residual structures may include low-temperature structures such as proeutectoid ferrite and bainite and martensite.
  • proeutectoid ferrite When proeutectoid ferrite is excessive, not only hardness is lowered, but also workability may be deteriorated by promoting grain boundary fracture, so the fraction of proeutectoid ferrite may be limited to 10 area% or less (including 0%). Since hard bainite and martensite are not preferable in terms of workability, the fraction of hard structures such as bainite and martensite may be limited to less than 3 area% (including 0%).
  • the average value of the pole density of the ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> crystal orientation groups measured at the center of the thickness of the steel is 1.8 or more, and it is measured at the center of the thickness of the steel.
  • the pole density of the crystal orientation may be 2.5 or more.
  • the pole density average value of the ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups measured at the center of the thickness of the steel may be 1.9 or more, and the ⁇ 332 ⁇ 113> crystals measured at the center of the thickness of the steel.
  • the pole density of the orientation may be 2.7 or more.
  • the average values of the pole densities of the ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups are ⁇ 100 ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ 110>, ⁇ 113 ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ 110>, ⁇ 335 ⁇ 110>, and ⁇ 223 ⁇ 110> mean the pole density average value of the crystal orientation, and the thickness center of the steel material is 3/8t to 5/ with respect to the steel material thickness (t, mm) It means an area within the range of 8t.
  • Each crystal orientation pole density can be measured using a backscattered electron diffraction pattern (EBSD) of a scanning electron microscope, and a person skilled in the art can determine the present invention without difficulty without adding special technical means.
  • the azimuth pole density can be measured.
  • the plate-shaped lamellar pearlite structure is deformed by cold rolling without annealing, and the growth of a specific crystal orientation can be controlled according to the non-annealing reduction method.
  • the pole density average value of the ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups of the thickness center of the steel material is controlled to be 1.8 or more, and measured at the thickness center of the steel material.
  • the pole density of the crystal orientation can be controlled to be 2.5 or more.
  • the average long-short axis ratio of the pearlite block in the longitudinal section of the steel is also a factor affecting the spheroidization rate of cementite. Since the longitudinal elongation of pearlite occurs by non-annealing cold rolling, the average long-short axis ratio of the pearlite block in the longitudinal section of the steel is also a factor controlled by non-annealing cold rolling.
  • the average long-short axis ratio of the pearlite block observed in the longitudinal section of the steel can be controlled to 1.41:1 or more in order to promote a sufficient rate of spheroidization of cementite. . More preferably, the average long-short axis ratio of the pearlite block may be 1.43:1 or more.
  • the steel material for a tool according to an aspect of the present invention may have a surface hardness of HRB 104 to HRB 115.
  • a more preferable surface hardness may be HRB 108 or more or HRB 112 or less.
  • the spheroidization speed of the steel material for tools according to an aspect of the present invention is accelerated, so that spheroidization of carbides can be effectively completed even when the spheroidization annealing is performed in a temperature range of 650 to 700°C.
  • a preferred spheroidizing annealing time may be 10 hours to 30 hours.
  • the spheroidization completion condition of the carbide means that the number of spherical carbides having a long/short axis ratio of 1.2 or less of the carbide is 90% or more of the total number of carbides, and more preferably 95% or more.
  • the workability may be significantly reduced by the needle-shaped carbide that has not been spheroidized.
  • the spheroidization annealing temperature is less than 650° C., it is not easy to spheroidize the carbide due to the low temperature, and it may take an excessively long time for the spheroidization of the carbide.
  • the spheroidizing annealing temperature exceeds 700 °C, the size of the carbide becomes coarse and cracks easily occur at the interphase boundary, so that the workability may be poor.
  • the method of manufacturing a steel material for a tool by weight, carbon (C): 0.8 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.3%, manganese (Mn): 0.3 to 0.5%, chromium (Cr): 0.1 ⁇ 0.3%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.005% or less, reheating the slab containing the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities and then hot rolling to provide hot-rolled steel sheet to do; and mechanically segmenting pearlite cementite included in the hot-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet without annealing at a reduction ratio of 30-50%.
  • reheating of the slab may be performed. Since the slab alloy composition of the present invention corresponds to the alloy composition of the above-described steel, the description of the slab alloy composition of the present invention is replaced with a description of the alloy composition of the above-described steel.
  • the slab reheating temperature of the present invention may be applied to the conditions applied to normal slab reheating, as a non-limiting example, the slab reheating temperature of the present invention may be in the range of 1000 to 1300 °C.
  • the present invention can limit the upper limit of the hot rolling temperature range to 1150°C.
  • the present invention may limit the lower limit of the hot rolling temperature to 850 °C.
  • Hot-rolled steel can be wound in the temperature range of 600 ⁇ 650 °C.
  • the coiling temperature is excessively high, not only the thickness of the cementite in the pearlite structure becomes thick, but also shape defects may occur due to the phase transformation after coiling.
  • the present invention may limit the lower limit of the coiling temperature to 600°C.
  • the temperature deviation in the longitudinal direction of the hot-rolled coil may be controlled to 20° C. or less.
  • the pickling process can be selectively applied according to the surface quality of the uncoiled steel, and then the carbide (plate-like cementite) can be mechanically segmented by applying a mechanical external force to the steel.
  • the method of applying a mechanical external force to the steel material may be any method as long as it is a method capable of segmenting plate-shaped cementite, but preferably cold rolling may be applied.
  • cold rolling for mechanical segmentation of carbides is referred to as non-annealing cold rolling in order to distinguish it from conventional cold rolling for manufacturing a cold rolled steel sheet.
  • the plate-shaped cementite is segmented by applying a mechanical external force to the hot-rolled steel, it is possible to effectively improve the spheroidizing efficiency in the spheroidizing annealing performed later. That is, in the present invention, since the spheroidizing annealing is initiated in a state in which a large amount of finely segmented carbide is distributed, the carbide can be effectively spheroidized within a relatively short time.
  • the final specimen was prepared by performing cold rolling without annealing under the conditions shown in Table 2, and the rollability during cold rolling without annealing was evaluated according to the following criteria and described together in Table 2.
  • the polar density of the crystal azimuth group in the thickness center (3/8t to 5/8t region) of each non-annealed cold-rolled specimen was measured using a scanning electron microscope, and the values are also described in Table 2.
  • pole density 1 means the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ 110> crystal orientation groups
  • pole density 2 means the pole density of the ⁇ 332 ⁇ 113> crystal orientations.
  • the pearlite block was observed in the longitudinal section of each specimen using a scanning electron microscope, and the average long-short axis ratio of the pearlite block calculated through this was also described in Table 2.
  • the surface hardness of each specimen was measured according to ISO6508, and the Rockwell hardness (HRB) measured using this was also described in Table 2.
  • edge cracks of 10 mm or more occur, or 5 or more edge cracks of less than 10 mm occur
  • Spheroidizing annealing was performed under the conditions of Table 3 for each specimen. At this time, the spheroidization annealing time was commonly applied to 15 hours. After completion of the spheroidization annealing, carbides were observed in the cross section of each specimen using a scanning electron microscope, and the spheroidization rate was determined using the number ratio of carbides having a long/short axis ratio of 1.2 or less to the total number of carbides. Vickers hardness was measured by pressing the surface of the specimen with a load of 1 kg and a holding time of 10 seconds for the specimen after spheroidization annealing, and the values are described together in Table 3.
  • the height of the bur on the punching surface is measured through a stereoscopic optical microscope, and the specimen of thickness t is rotated at 90 degrees in the vertical direction of the rolling direction using a jig having a radius of curvature R.
  • the occurrence of cracks on the surface was judged, and the minimum radius of curvature at which cracks did not occur was measured to evaluate bending at 90 degrees, and the values are also listed in Table 3.
  • the specimens satisfying the alloy composition and process conditions of the present invention have excellent hardness properties and workability at the same time, whereas the specimens that do not satisfy any one of the alloy composition or process conditions of the present invention are It can be seen that both excellent hardness properties and workability are not compatible at the same time.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 의하면, 고경도 특성을 가지면서도 구상화 소둔의 열처리성이 개선되어 공구용으로 적합한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

공구용 강재 및 그 제조방법
본 발명은 공구용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 열처리성이 개선된 공구용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 강재의 물성 중 경도와 가공성은 양립되기 어려운 물성으로 널리 알려져 있다. 강재의 강도 상승은 경도 상승을 유발하는 반면, 강재의 강도가 높아지는 경우, 강재의 가공성이 열위해지는 특성을 나타내기 때문이다.
공구용 부품의 제작에 이용되는 공구용 강재의 경우, 부품 형상으로의 제작 시 우수한 가공성을 요구하는 반면, 최종 가공 후의 부품은 내마모 및 내충격 특성 등을 확보하기 위하여 높은 경도를 요구한다. 특히, 공구용 부품의 제작에 이용되는 공구용 강재의 경우, 일정 수준 이상의 경도 및 강도 확보를 위하여 상대적으로 다량의 탄소(C)를 함유하는 강재를 주로 이용하므로, 목적하는 수준의 가공성 확보가 용이하지 않은 실정이다.
공구용 강재의 경우, 구상화 소둔을 통해 강재의 가공성을 확보한 후 부품 형상으로 가공하며, 이후 담금질을 통해 강재에 마르텐사이트 조직을 도입하여 경도를 확보하는 방식이 일반적으로 이용된다. 구상화 소둔은 라멜라 펄라이트 내의 판상의 세멘타이트를 구형으로 만들기 위하여 고온에서 가열하는 열처리로서, 목적하는 수준의 가공성 확보를 위해서는 장시간이 소요된다. 산업적으로는 A1 온도 이하에서 장시간 유지하는 방법이 주로 이용되나, 고온에서 장시간의 열처리는 경제성 및 생산성 저하를 필연적으로 수반하게 된다,
특허문헌 1은 무소둔 냉간압연을 통해 라멜라 펄라이트 조직을 가지는 강판에서 세멘타이트의 구상화를 촉진하는 방안을 제안하나, 특허문헌 1의 강판은 탄소(C)의 함량이 0.6중량% 이하의 수준에 불과하여 공구용 강재로서 적합한 경도를 제공할 수 없다. 특허문헌 2는 구상화 탄화물 조직을 제어하기 위해 A1 직상의 온도에서 1차 소둔 열처리를 실시한 후 약 650℃의 온도에서 2차 소둔 열처리를 실시하는 방안을 제안하지만, 이와 같은 가열 조건은 통상적인 가열로에서 구현하기가 어려운 측면이 있다.
따라서, 공구용으로 적합한 경도를 가지면서도, 구상화 소둔의 열처리성이 개선된 강재에 대한 연구 및 개발이 필요한 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 2005-133199 A (2005.05.26. 공개)
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 2006-257449 A (2006.09.28. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 0.8중량% 이상의 탄소(C)를 포함하여 고경도 특성을 확보하면서도 구상화 소둔의 열처리성이 개선되어 공구용으로 적합한 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 펄라이트를 기지조직으로 포함하며, 두께 중심부에서, {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값이 1.8 이상이고, {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.0 이상일 수 있다. 여기서, 상기 두께 중심부는 강재의 단면 관찰 시, 강재 두께(t, mm)에 대해 3/8t 내지 5/8t 범위 이내의 영역을 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 펄라이트를 기지조직으로 포함하며, 길이방향 단면에서 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비가 1.41:1 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강재를 30~50%의 압하율로 무소둔 냉간압연하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 구현예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 고경도 특성을 가지면서도 구상화 소둔의 열처리성이 개선되어 공구용으로 적합한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 아래에 기재된 사항으로부터 유추 가능한 기술적 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
도 1은 무소둔 냉간압연된 시편 1의 단면을 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 구상화 열처리 후의 시편 1의 단면을 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
본 발명은 공구용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 공구용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 펄라이트를 기지조직으로 포함하며, 두께 중심부에서, {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값이 1.8 이상이고, {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상일 수 있다.
여기서, 상기 두께 중심부는 강재의 단면 관찰 시, 강재 두께(t, mm)에 대해 3/8t 내지 5/8t 범위 이내의 영역을 의미한다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 합금조성과 관련하여 기재된 %는 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.8~1.0%
탄소(C)는 대표적인 경화능 향상 원소로, 본 발명에서는 담금질 후 경도 확보를 위하여 필수적으로 첨가되는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.8% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.8% 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.82% 이상일 수 있다. 반면, 강 내 탄소(C) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 강 중 세멘타이트 분율이 지나치게 높아져 취성파괴를 조장할 우려가 있으므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 1.0% 미만일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.98% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.3%
실리콘(Si)는 강의 강도 향상에 기여하는 성분이므로, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.1% 이상의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.12%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.15%일 수 있다. 다만, 강 중 실리콘(Si) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 열위해질 뿐만 아니라, 열처리 시 탈탄 가능성이 커지며, 강재 표면에 스케일 결함의 증가를 유발할 수 있으므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.28%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
망간(Mn): 0.3~0.5%
망간(Mn)은 경화능 향상에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 고용강화에 의한 소재의 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 망간(Mn)은 강 중의 황(S)과 결합하여 MnS로 석출되므로, 황(S)에 의한 적열취성을 효과적으로 방지할 수 있다. 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 0.3% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.32%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.35%일 수 있다. 다만, 강 중 망간(Mn) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 열위해질 뿐만 아니라, 중심편석에 의한 가공성 저하가 문제될 수 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 0.48%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 0.45%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.1~0.3%
크롬(Cr)은 망간(Mn)과 마찬가지로 경화능 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위하여 0.1% 이상의 크롬(Cr)을 포함할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.13%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.16%일 수 있다. 다만, 강 중 크롬(Cr) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 저하될 수 있을 뿐만 아니라, 열처리에 의한 세멘타이트의 분해가 지연되어 구상화 소둔에 의하더라도 탄화물의 구상화가 완료되지 않을 가능성이 존재한다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.28%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하 (0% 포함)
강 중 인(P)은 대표적인 불순물 원소이나, 성형성을 크게 해치지 않으면서도 강도 확보에 가장 유리한 원소이기도 하다. 다만, 인(P)이 과도하게 첨가되는 경우, 취성파괴 가능성이 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단을 유발할 수 있을 뿐만 아니라, 도금강판의 표면 특성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.005% 이하 (0% 포함)
황(S)은 강 중에 불가피하게 유입되는 불순물 원소로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 강 중 황(S)은 적열 취성을 유발할 수 있으므로, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다.
본 발명의 공구용 강재는 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는 펄라이트 기지조직에 기타 잔부조직을 포함하는 미세조직으로 이루어질 수 있다. 펄라이트는 본 발명이 목적하는 물성을 확보하기 위한 필수 조직으로, 펄라이트의 바람직한 분율은 90면적% 이상일 수 있다. 기타 잔부조직으로서 초석 페라이트와 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직을 포함할 수 있다. 초석페라이트가 과도한 경우 경도가 낮아질 뿐만 아니라, 입계 파괴가 조장되어 가공성이 열위해질 수 있는바, 초석 페라이트의 분율은 10면적% 이하(0% 포함)로 제한할 수 있다. 경질의 베이나이트 및 마르텐사이트 등은 가공성 측면에서 바람직하지 않으므로, 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 경질조직의 분율은 3면적% 미만(0% 포함)으로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, 강재의 두께 중심부에서 측정한 {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값이 1.8 이상이고, 강재의 두께 중심부에서 측정한 {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상일 수 있다. 바람직하게는, 강재의 두께 중심부에서 측정한 {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값이 1.9 이상일 수 있으며, 강재의 두께 중심부에서 측정한 {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.7 이상일 수 있다. 여기서, {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값은 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110> 결정 방위의 극밀도 평균값을 의미하며, 강재의 두께 중심부는 강재 두께(t, mm)에 대해 3/8t 내지 5/8t 범위 이내의 영역을 의미한다. 각각의 결정 방위 극밀도는 주사전자현미경의 후방산란전자 회절패턴(EBSD)을 이용하여 측정할 수 있으며, 당해 기술분야의 통상의 기술자는 특단의 기술적 수단을 부가하지 않고서도 어렵지 않게 본 발명의 결정 방위 극밀도를 측정할 수 있다.
후술하는 바와 같이 무소둔 냉간압연에 의해 판상의 라멜라 펄라이트 조직에 변형이 일어나며, 무소둔 압하 방법에 따라 특정 결정방위의 성정을 제어할 수 있다. 본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, 강재의 두께 중심부의 {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값을 1.8 이상으로 제어하고, 강재의 두께 중심부에서 측정한 {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상으로 제어할 수 있다. 결정 방위군의 극밀도 평균값이 전술한 조건을 만족하지 않는 경우, 세멘타이트의 구상화 속도를 촉진하기에 불충분하여 목표한 구상화 소둔 조건에서 탄화물의 구상화가 완료되지 못할 뿐만 아니라, 목적하는 가공성을 확보할 수 없게 된다.
한편, 강재 길이방향 단면에서의 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비 역시 세멘타이트의 구상화 속도에 영향을 미치는 요소이다. 무소둔 냉간압연에 의해 펄라이트의 길이방향 연신이 일어나므로, 강재 길이방향 단면에서의 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비 역시 무소둔 냉간압연에 의해 제어되는 요소이다. 본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, 충분한 세멘타이트의 구상화 속도를 촉진하기 위하여 강재의 길이방향 단면에서 관찰되는 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비를 1.41:1 이상으로 제어할 수 있다. 보다 바람직한 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비는 1.43:1 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는, HRB 104 내지 HRB 115의 표면 경도를 가질 수 있다. 보다 바람직한 표면경도는 HRB 108 이상 또는 HRB 112 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재는 구상화 속도가 촉진되어 650~700℃의 온도범위에서 구상화 소둔을 실시하더라도 탄화물의 구상화를 효과적으로 완료할 수 있다. 바람직한 구상화 소둔 시간은 10시간 내지 30시간일 수 있다. 여기서, 탄화물의 구상화 완료 조건이란 탄화물의 장단축비가 1.2 이하인 구형의 탄화물 개수가 전체 탄화물 개수의 90% 이상인 것을 의미하며, 보다 바람직하게는 95% 이상인 것을 의미할 수 있다. 구상율이 90% 미만인 경우 구상화가 완료되지 않은 침상의 탄화물에 의해 가공성이 현저히 저하될 수 있다. 구상화 소둔온도가 650℃ 미만인 경우 저온으로 인하여 탄화물의 구상화가 용이하지 않으며, 탄화물의 구상화에 지나치게 장시간이 소요될 수 있다. 반면, 구상화 소둔온도가 700℃를 초과하는 경우 탄화물의 크기가 조대해져 상간 경계에서 균열이 용이하게 발생하므로 가공성이 열위해질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 공구용 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및 30~50%의 압하율로 상기 열연강판을 무소둔 냉간압연하여 상기 열연강판에 포함되는 펄라이트의 세멘타이트를 기계적으로 분절하는 단계를 포함할 수 있다.
슬라브 재가열 및 열간압연
소정의 합금조성 함량으로 구비되는 슬라브를 준비한 후 슬라브 재가열을 실시할 수 있다. 본 발명의 슬라브 합금조성은 전술한 강재의 합금조성과 대응하므로, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다. 또한, 본 발명의 슬라브 재가열 온도는 통상의 슬라브 재가열에 적용되는 조건이 적용될 수 있으나, 비 제한적인 예로서 본 발명의 슬라브 재가열 온도는 1000~1300℃의 범위일 수 있다.
재가열된 슬라브에 대해 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하여 열연강재를 제공할 수 있다. 열간압연 온도가 과도하게 높은 경우, 미세조직의 조대화에 의해 목적하는 물성을 확보할 수 없는 문제점이 존재하므로, 본 발명은 열간압연 온도범위의 상한을 1150℃로 제한할 수 있다. 반면, 열간압연 온도가 일정 수준 미만인 경우, 과도한 압연 부하가 문제될 수 있으므로, 본 발명은 열간압연 온도의 하한을 850℃로 제한할 수 있다.
열간압연된 강재를 600~650℃의 온도범위에서 권취할 수 있다. 권취 온도가 과도하게 높은 경우, 펄라이트 조직 내의 세멘타이트의 두께가 두꺼워질 뿐만 아니라, 권취 후의 상변태에 의해 형상불량이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 권취 온도의 상한을 650℃로 제한할 수 있다. 반면, 권취 온도가 일정 수준 미만인 경우, 강도가 지나치게 높아 권취 후의 공정에서의 판파단이 우려되므로, 본 발명은 권취 온도의 하한을 600℃로 제한할 수 있다. 또한, 후술하는 탄화물 분절 단계에서 재질편차에 따른 판파단 발생을 방지하기 위하여, 열연 코일의 전장 길이 방향 온도편차를 20℃이하로 제어할 수 있다.
무소둔 냉간압연
권취된 강재를 언코일링한 후 언코일링한 강재의 표면 품질에 따라 선택적으로 산세 공정을 적용할 수 있으며, 이후 강재에 기계적 외력을 가하여 탄화물(판상의 세멘타이트)를 기계적으로 분절할 수 있다. 강재에 기계적 외력을 가하는 방식은 판상의 시멘타이트를 분절 가능한 방식이라면 어떠한 방식이라도 무방하나, 바람직하게는 냉간압연이 적용될 수 있다. 본 발명에서는 냉연강판을 제조하기 위한 통상적인 냉간압연과 구분하기 위하여, 탄화물의 기계적 분절을 위한 냉간압연을 무소둔 냉간압연이라고 지칭한다. 무소둔 냉간압연시 세멘타이트의 효과적인 분절 및 펄라이트의 효과적이 연신 측면에서 냉간 압하율을 30~50%의 범위로 제한할 수 있다.
본 발명의 경우, 열연강재에 기계적인 외력을 인가하여 판상의 시멘타이트를 분절하므로, 이후에 실시되는 구상화 소둔에서의 구상화 효율을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 즉, 본 발명에서는 미세 분절된 탄화물이 다량 분포된 상태로 구상화 소둔을 개시하므로, 상대적으로 짧은 시간 내에 탄화물을 효과적으로 구상화할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
표 1의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비한 후 1200℃의 온도범위에서 가열하고, 950℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하고, 850℃ 이상에서 열간압연을 종료하여 각각의 열연강판을 제조하였다.
강종 화학조성 (중량%) 열연두께
(mm)
C Si Mn Cr P S
발명강1 0.84 0.23 0.37 0.22 0.0126 0.0023 2.0
발명강2 0.96 0.23 0.39 0.21 0.0118 0.0020 1.9
비교강1 0.60 0.21 0.37 0.21 0.0129 0.0022 1.9
비교강2 1.17 0.17 0.36 0.19 0.0121 0.0022 2.0
이후, 표 2의 조건으로 무소둔 냉간압연을 실시하여 최종 시편을 제조하였으며, 무소둔 냉간압연 시 압연성을 아래의 기준에 따라 평가하여 표 2에 함께 기재하였다. 주사전자현미경을 이용하여 무소둔 냉간압연된 각 시편의 두께 중심부(3/8t 내지 5/8t 영역)의 결정 방위군 극밀도를 측정하였으며, 그 값을 표 2에 함께 기재하였다. 표 2에서 극밀도 1은 {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값을 의미하며, 극밀도 2는 {332}<113> 결정 방위의 극밀도를 의미한다. 또한, 주사전자현미경을 이용하여 각 시편의 길이방향 단면에서 펄라이트 블록(block)을 관찰하였으며, 이를 통해 산출된 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비를 표 2에 함께 기재하였다. 아울러, ISO6508에 따라 각 시편의 표면경도를 측정하였으며, 이를 이용하여 측정된 로크웰 경도(HRB)를 표 2에 함께 기재하였다.
<압연성 평가방법>
OK: 냉간압연 시에 판파단 및 에지부의 크랙 발생이 존재하지 않거나, 에지부의 크랙이 발생하지만 10mm 미만의 크기를 갖는 에지 크랙 길이 내에서 최종 목표두께까지 압연이 가능한 경우
NG: 냉간압연 시에 판파단이나 에지부의 크랙이 발생하고, 10mm 이상이 되는 에지 크랙이 발생하거나, 10mm 미만이 되는 에지 크랙이 5군데 이상 발생한 경우
시편
No.		 강종 냉간압연 극밀도 펄라이트
블록
장단축비		 표면경도
(HRB)
최종두께
(mm)		 냉간
압하율
(%)		 압연성 극밀도1 극밀도2
1 발명강1 1.3 35 OK 2.0 2.7 1.45 108
2 발명강1 1.0 50 OK 2.0 2.8 1.68 112
3 발명강2 1.3 32 OK 1.9 3.0 1.43 110
4 발명강2 1.0 47 OK 2.1 2.9 1.56 115
5 발명강1 1.6 20 OK 1.4 1.8 1.32 103
6 발명강1 0.8 60 NG - - - -
7 발명강2 1.6 16 OK 1.3 1.7 1.29 105
8 발명강2 0.8 58 NG - - - -
9 비교강1 1.3 32 OK 1.7 2.6 1.39 102
10 비교강2 1.3 35 NG - - - -
각각의 시편에 대해 표 3의 조건으로 구상화 소둔을 실시하였다. 이 때 구상화 소둔 시간은 15시간을 공통적으로 적용하였다. 구상화 소둔 완료 후 주사전자현미경을 이용하여 각 시편의 단면에서 탄화물을 관찰하였으며, 전체 탄화물 개수 대비 장단축비가 1.2 이하인 탄화물의 개수비를 이용하여 구상화율을 판단하였다. 구상화 소둔 이후의 시편에 대해 하중 1kg, 유지시간 10초로 시편 표면을 눌러 비커스 경도를 측정하였으며, 그 값을 표 3에 함께 기재하였다.
또한, 각 시편에 대해 블랭킹 테스트 후 타발면의 버(bur) 높이를 입체광학 현미경을 통해 측정하고, 두께 t의 시편을 곡률반경 R을 가지는 지그를 이용하여 시편을 압연방향의 수직방향으로 90도 굽힌 후 표면의 균열 발생 여부를 판단하고 균열이 발생하지 않는 최소 곡률반경 값을 측정하여 90도 벤딩 평가를 실시하였으며, 그 값을 표 3에 함께 기재하였다.
아울러, 각 시편에 대해 표 3의 담금질 온도로 가열한 후 급냉하는 담금질을 실시하였으며, ISO6508의 로크웰경도시험 C스케일 평가 방법에 따라 각 시편의 표면 경도를 측정하여 표 3에 함께 기재하였다.
시편
No.		 모시편
No.		 구상화 소둔 가공성 담금질
소둔
온도
(℃)		 구상
화율
(%)		 탄화물
크기
(μm)		 표면
경도
(HV)		 버
높이
(um)		 90도
벤딩
(R/t)		 담금질
온도
(℃)		 표면
경도
(HRC)
1 1 650 96 0.52 252 12 0 812 57.0
2-1 2 660 100 0.58 243 14 0 809 57.1
2-2 2 690 100 0.71 232 12 0 817 56.5
3 3 650 95 0.58 262 8 0 811 59.1
4-1 4 660 99 0.62 250 8 0 807 59.6
4-2 4 690 99 0.68 236 15 0 806 59.4
5 5 660 87 0.53 263 12 3.8 814 55.3
7 7 660 85 0.47 275 8 2.5 808 58.4
9 9 660 98 0.74 198 21 0.8 807 52.6
표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 공정조건을 만족하는 시편들은 우수한 경도 특성 및 가공성을 동시에 구비하는 반면, 본 발명의 합금조성 또는 공정조건 중 어느 하나를 만족하지 않는 시편들은 우수한 경도 특성 및 가공성의 동시 양립이 불가능한 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    펄라이트를 기지조직으로 포함하며,
    두께 중심부에서, {100}<011> 내지 {223}<110> 결정 방위군의 극밀도 평균값이 1.8 이상이고, {332}<113> 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상인, 공구용 강재.
    여기서, 상기 두께 중심부는 강재의 단면 관찰 시, 강재 두께(t, mm)에 대해 3/8t 내지 5/8t 범위 이내의 영역을 의미한다.
  2. 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    펄라이트를 기지조직으로 포함하며,
    길이방향 단면에서 펄라이트 블록(block)의 평균 장단축 비가 1.41:1 이상인, 공구용 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 펄라이트의 분율은 90면적% 이상인, 공구용 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 강재는 기타 조직으로 10면적% 이하(0% 포함)의 초석 페라이트 및 3면적% 미만(0% 포함)의 경질조직을 더 포함하는, 공구용 강재.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    650~700℃의 온도범위에서 10~30시간 동안 상기 강재를 구상화 소둔하는 경우, 상기 강재의 구상화 소둔율이 90% 이상인, 공구용 강재.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강재의 표면 경도는 104 HRB 이상인, 공구용 강재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.8~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 0.3~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~0.3%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계; 및
    상기 열간압연된 강재를 30~50%의 압하율로 무소둔 냉간압연하는 단계를 포함하는, 공구용 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 열간압연 후 상기 열간압연된 강재를 600~650℃의 온도범위에서 권취하는 단계를 더 포함하는, 공구용 강재의 제조방법.
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