WO2022139278A1 - Qt열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, qt열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

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최재훈
김학준
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Definitions

  • the present invention relates to a QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet, a high-carbon cold-rolled steel sheet, a QT heat-treated high-carbon cold-rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • High carbon steel refers to steel containing 0.3% or more of carbon or about 0.15% of carbon and other alloying elements. In general, as the carbon content increases, the hardness and strength of steel increase, so carbon is used as the most economical and effective element to control the physical properties of steel.
  • steel types are classified according to the carbon content, and the steel type having the highest carbon content among steel types currently produced in converters is SK120, and the carbon content of SK120 is 1.15 to 1.25%.
  • the SK120 can obtain higher hardness by phase transformation of the microstructure into martensite through rapid cooling heat treatment at a high temperature in the austenite single phase region.
  • reheating is performed in the austenite region to secure toughness, and then tempering is performed.
  • this series of heat treatment process is called QT (Quenching-Tempering).
  • SK120 contains 1.15 to 1.25% of C, it has excellent hardness and toughness after QT heat treatment, but has a disadvantage in that it has low wear resistance because it is composed of a single tempered martensite phase.
  • cementite has a hardness of 1300 Hv, and there is no significant difference in hardness from tempered martensite, which is a base material, so it is difficult to expect excellent wear resistance.
  • cementite is all dissolved in the reheating temperature section during the QT heat treatment process, there is a disadvantage that a high degree of heat treatment technology is required.
  • One aspect of the present invention is to provide a QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet, a high-carbon cold-rolled steel sheet, a QT heat-treated high carbon cold-rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • One embodiment of the present invention by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the balance contains Fe and other unavoidable impurities, the microstructure is area%, carbide: 0.1-20%, the balance includes tempered martensite, the carbide is To provide a high carbon hot-rolled steel sheet subjected to QT heat treatment with an average size of 0.1 to 20 ⁇ m.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the balance Fe and other unavoidable impurities are included, and the microstructure is by area%, ferrite: 20 to 99.9%, cementite: 10% or less, pearlite: 50% or less, and Carbide: Contains 0.1 to 20%, and the carbide provides a high-carbon cold-rolled steel sheet having an average size of 0.1 to 20 ⁇ m.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03 % or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the balance contains Fe and other unavoidable impurities, and the microstructure is area%, carbide: 0.1-20%, the balance includes tempered martensite, the carbide provides a high-carbon cold-rolled steel sheet subjected to QT heat treatment with an average size of 0.1 to 20 ⁇ m.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03 % or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the remainder of preparing a hot-rolled steel sheet containing Fe and other unavoidable impurities; reheating the prepared hot-rolled steel sheet at 740 to 1100°C; cooling the reheated hot-rolled steel sheet at a cooling rate of 10° C./s or more; and tempering the cooled hot-rolled steel sheet at 150 to 600°C.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03 % or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the remainder of preparing a hot-rolled steel sheet containing Fe and other unavoidable impurities; and cold-rolling the prepared hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 1.0 to 1.4%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.1 to 0.8%, Cr: 0.3 to 11%, W: 0.05 to 2.5%, P: 0.03 % or less, S: 0.03% or less, Al: 0.02% or less, the remainder of preparing a hot-rolled steel sheet containing Fe and other unavoidable impurities; cold-rolling the prepared hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; reheating the cold-rolled steel sheet at 740 to 1100°C; cooling the reheated cold-rolled steel sheet at a cooling rate of 10° C./s or more; and tempering the cooled cold-rolled steel sheet at 150 to 600°C.
  • the high carbon steel of the present invention will be described.
  • an alloy composition of the high carbon steel of the present invention will be described. Unless otherwise specified, the content of the alloy composition described below means wt%.
  • C is an alloying element that has the greatest effect on improving the strength and hardness of steel.
  • C is an element that stably forms austenite, and has a solid solution strengthening effect when present in a solid solution state because of its small size.
  • C since C has a low solid solution limit in the ferrite structure, it meets with alloying elements that form carbides to form precipitates, or combines with Fe to form cementite (Fe3C), thereby exerting a strengthening effect. Because C has a fast diffusion rate, redistribution occurs quickly even if it is maintained at a high temperature for a short time. Therefore, it has the greatest influence on increasing the hardness of martensite, and at the same time increases the wear resistance of the steel.
  • the content of C is preferably in the range of 1.0 to 1.4%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 1.05%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 1.35%, and even more preferably 1.3%.
  • Si is an element that stably forms ferrite, and is dissolved in ferrite to improve strength.
  • the content of Si preferably has a range of 0.1 to 0.4%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.35%.
  • Mn is effective in improving the cleanliness of steel as a deoxidizing and desulfurizing agent. In addition, it is added to secure hardenability in consideration of the cooling level.
  • the Mn content is preferably in the range of 0.1 to 0.8%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 0.7%, and even more preferably 0.6%.
  • Cr is a ferrite stabilizing element and is an element that is dissolved in a matrix structure to secure hardenability.
  • the Cr combines with C to form a hard Cr 7 C 3 carbide, there is an effect of improving hardness and abrasion resistance.
  • the content of Cr is preferably in the range of 0.3 to 11%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 10.5%.
  • W improves wear resistance by combining with C to form a hard carbide of 2300 to 2800 Hv.
  • W is added in an amount of 0.05% or more.
  • the content of W is preferably in the range of 0.05 to 2.5%.
  • the upper limit of the W content is more preferably 2.45% or less, and even more preferably 2.35% or less.
  • P is an impurity that has not been filtered out during the steelmaking process, and when it is contained as little as possible, cleanliness and processability are improved.
  • the upper limit is managed as 0.03% in consideration of economic feasibility.
  • S is an impurity that has not been filtered out during the steelmaking process, and as it is contained as little as possible, cleanliness and processability are improved.
  • the upper limit is managed as 0.03% in consideration of economic feasibility.
  • Al is an element commonly used as a deoxidizer in the steelmaking process, and is added to ensure cleanliness. However, in the present invention, it is managed at 0.02% or less in consideration of the effect and economic feasibility.
  • the remainder may include Fe and unavoidable impurities. Inevitable impurities may be unintentionally mixed in a typical steel manufacturing process, and this cannot be entirely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning.
  • the present invention does not entirely exclude the addition of compositions other than the above-mentioned steel composition.
  • the present invention in addition to the above alloy composition, V: 0.8% or less (excluding 0%), Mo: 2.5% or less (excluding 0%) and Nb: 1.5% or less (excluding 0%) selected from the group consisting of It may further include one or more types.
  • V 0.8% or less (excluding 0%)
  • V combines with C to form a hard carbide of about 2300 Hv to improve wear resistance.
  • the content of V is preferably in the range of 0.8% or less.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.01%, and even more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.7%.
  • Mo is combined with C alone or in combination with elements such as V and Nb to form a hard carbide to improve wear resistance. Also, like Cr, there is an effect of improving hardenability. However, when the Mo exceeds 2.5%, there is a risk of causing brittleness due to excessive hardenability. Accordingly, the Mo content is preferably 2.5% or less. The lower limit of the Mo content is more preferably 0.1%, even more preferably 0.2%. The upper limit of the Mo content is more preferably 2.4%.
  • Nb 1.5% or less (excluding 0%)
  • Nb combines with C to form hard carbides, improving wear resistance.
  • the precipitation temperature of Nb is high at about 1300° C., when it is added in a large amount, there is a risk of forming coarse carbides and lowering the toughness, so it is preferable to add it in an amount of 1.5% or less.
  • the Nb content is preferably 1.5% or less.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.05%, even more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 1.2%.
  • the microstructure of the QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is preferably carbide: 0.1 to 20%, and the balance includes tempered martensite in area%.
  • the present invention can secure excellent abrasion resistance as well as resistance to impact by including tempered martensite as a matrix structure.
  • the present invention increases abrasion resistance by securing an appropriate fraction of carbides. If the fraction of the carbide is less than 0.1%, there is a disadvantage that it is difficult to expect abrasion resistance due to the hard carbide, and if it exceeds 20%, there is a disadvantage that the material is easily destroyed by brittleness.
  • the lower limit of the carbide fraction is more preferably 0.2%, and still more preferably 0.5%.
  • the upper limit of the carbide fraction is more preferably 18%, even more preferably 16%.
  • the type of the carbide is not particularly limited, and for example, it may be a single or complex carbide containing at least one of W, V, Mo and Nb.
  • the microstructure of the QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention may inevitably contain at least one of ferrite, pearlite, bainite and retained austenite in a total amount of less than 10% in the manufacturing process. When the total amount of at least one of ferrite, pearlite, bainite, and retained austenite is 10% or more, hardness may decrease.
  • the total amount of at least one of ferrite, pearlite, bainite and retained austenite is more preferably 7% or less, and still more preferably 5%.
  • the carbide may have an average size of 0.1 to 20 ⁇ m. If the size of the carbide is less than 0.1 ⁇ m, the effect of improving the hardness is insignificant, if it exceeds 20 ⁇ m may cause brittleness of the steel.
  • the lower limit of the average size of the carbide is more preferably 0.3 ⁇ m, and even more preferably 0.5 ⁇ m.
  • the upper limit of the average size of the carbide is more preferably 17 ⁇ m, and even more preferably 15 ⁇ m.
  • the QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention provided as described above may have a hardness of 350 Hv or more.
  • the wear resistance test was performed by the ASTM G99 method, the QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet had a wear loss of 35 mg or less when the reheating temperature before QT was 800°C, and the wear loss was 27mg when the reheating temperature before QT was 850°C or less, and when the reheating temperature before QT is 900°C, the wear loss may be 25 mg or less. Through this, excellent hardness and abrasion resistance can be secured at the same time.
  • the microstructure of the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention may include, in area%, ferrite: 20 to 99.9%, cementite: 10% or less, pearlite: 50% or less, and carbide: 0.1 to 20%.
  • the lower limit of the ferrite fraction is more preferably 30%, still more preferably 40%.
  • the upper limit of the ferrite fraction is more preferably 99.8%, even more preferably 99.5%. If the cementite exceeds 20%, there is a disadvantage in that it is difficult to process due to the brittleness of the material.
  • the lower limit of the cementite fraction is more preferably 0.1%, even more preferably 0.3%.
  • the upper limit of the cementite fraction is more preferably 8%, even more preferably 7%.
  • the lower limit of the pearlite fraction is more preferably 1%, even more preferably 5%.
  • the upper limit of the pearlite fraction is more preferably 40%, and even more preferably 30%. If the fraction of the carbide is less than 0.1%, there is a disadvantage that it is difficult to expect abrasion resistance due to the hard carbide, and if it exceeds 20%, there is a disadvantage that the material is easily destroyed by brittleness.
  • the lower limit of the carbide fraction is more preferably 0.2%, and still more preferably 0.5%.
  • the upper limit of the carbide fraction is more preferably 18%, even more preferably 16%.
  • the carbide may have an average size of 0.1 to 20 ⁇ m. If the size of the carbide is less than 0.1 ⁇ m, the effect of improving the hardness is insignificant, if it exceeds 20 ⁇ m may cause brittleness of the steel.
  • the lower limit of the average size of the carbide is more preferably 0.3 ⁇ m, and even more preferably 0.5 ⁇ m.
  • the upper limit of the average size of the carbide is more preferably 17 ⁇ m, and even more preferably 15 ⁇ m.
  • the high-carbon cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention provided as described above may have a hardness of 350 Hv or less. By securing such low hardness, high formability can be ensured, and through this, part molding, which is a post-process, can be smoothly formed.
  • the microstructure of the QT heat-treated high-carbon cold-rolled steel sheet of the present invention is preferably carbide: 0.1-20%, and the balance includes tempered martensite in area%.
  • the present invention can secure excellent abrasion resistance as well as resistance to impact by including tempered martensite as a matrix structure.
  • the present invention increases abrasion resistance by securing an appropriate fraction of carbides. If the fraction of the carbide is less than 0.1%, there is a disadvantage that it is difficult to expect abrasion resistance due to the hard carbide, and if it exceeds 20%, there is a disadvantage that the material is easily destroyed by brittleness.
  • the lower limit of the carbide fraction is more preferably 0.2%, and still more preferably 0.5%.
  • the upper limit of the carbide fraction is more preferably 18%, even more preferably 16%.
  • the type of the carbide is not particularly limited, and for example, it may be a single or complex carbide containing at least one of W, V, Mo and Nb.
  • the microstructure of the QT heat-treated high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention may inevitably contain at least one of ferrite, pearlite, bainite and retained austenite in a total amount of less than 10% in the manufacturing process. When the total amount of at least one of ferrite, pearlite, bainite, and retained austenite is 10% or more, hardness may decrease.
  • the total amount of at least one of ferrite, pearlite, bainite and retained austenite is more preferably 7% or less, and still more preferably 5%.
  • the carbide may have an average size of 0.1 to 20 ⁇ m. If the size of the carbide is less than 0.1 ⁇ m, the effect of improving the hardness is insignificant, if it exceeds 20 ⁇ m may cause brittleness of the steel.
  • the lower limit of the average size of the carbide is more preferably 0.3 ⁇ m, and even more preferably 0.5 ⁇ m.
  • the upper limit of the average size of the carbide is more preferably 17 ⁇ m, and even more preferably 15 ⁇ m.
  • the QT heat-treated high-carbon cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention provided as described above may have a hardness of 350 Hv or more.
  • the QT heat-treated high-carbon cold-rolled steel sheet may have a wear loss of 25 mg or less when the reheating temperature before QT is 900°C. Through this, excellent hardness and abrasion resistance can be secured at the same time.
  • a hot-rolled steel sheet having the above-described alloy composition is prepared.
  • the step of preparing the hot-rolled steel sheet includes heating the slab at 1100 to 1300 °C; and hot rolling the heated slab at 700 to 1100°C. If the heating temperature of the slab is less than 1100 °C, it may be difficult to roll due to a low degree of aging, and if it exceeds 1300 °C, high-temperature oxidation may occur or the slab may be melted locally depending on whether there is a temperature deviation in the furnace There is this. If the hot rolling temperature is less than 700 °C, the strength of the material is high, there is a disadvantage that the hot rolling load may be large, if it exceeds 1100 °C, the surface quality may be inferior due to high temperature oxidation.
  • the hot-rolled steel sheet prepared in this way may have a microstructure of at least one of pearlite, pearlite in which cementite is partially precipitated at grain boundaries, bainite, and martensite.
  • the prepared hot-rolled steel sheet may have a hardness of 200Hv or more.
  • the hot-rolled steel sheet is reheated at 740 to 1100°C.
  • the reheating temperature of the hot-rolled steel sheet is less than 740 °C, there is a disadvantage that martensite transformation does not occur after rapid cooling because austenite cannot be secured.
  • the lower limit of the reheating temperature of the hot-rolled steel sheet is more preferably 800 °C.
  • the upper limit of the reheating temperature of the hot-rolled steel sheet is more preferably 1050 °C.
  • the reheated hot-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of 10° C./s or more.
  • the cooling rate is more preferably 40°C or more, more preferably 90°C/s or more, and most preferably 100°C/s or more.
  • the upper limit thereof is not particularly limited. However, it may be difficult to exceed 200°C/s due to design limitations.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is tempered at 150 ⁇ 600 °C. If the tempering temperature is less than 150 °C, there is a disadvantage that the dislocation recovery is insufficient, there is no tempering effect, if it exceeds 600 °C, there is a disadvantage that phase transformation may occur.
  • the lower limit of the said tempering temperature it is more preferable that it is 170 degreeC, and it is still more preferable that it is 190 degreeC.
  • the upper limit of the lower limit of the tempering temperature is more preferably 500°C, even more preferably 450°C, and most preferably 380°C.
  • a hot-rolled steel sheet having the above-described alloy composition is prepared.
  • the step of preparing the hot-rolled steel sheet includes heating the slab at 1100 to 1300 °C; and hot rolling the heated slab at 700 to 1100°C. If the heating temperature of the slab is less than 1100 °C, it may be difficult to roll due to a low degree of aging, and if it exceeds 1300 °C, high-temperature oxidation may occur or the slab may be melted locally depending on whether there is a temperature deviation in the furnace There is this. If the hot rolling temperature is less than 700 °C, the strength of the material is high, there is a disadvantage that the hot rolling load may be large, if it exceeds 1100 °C, the surface quality may be inferior due to high temperature oxidation.
  • the hot-rolled steel sheet prepared in this way may have a microstructure of at least one of pearlite, pearlite in which cementite is partially precipitated at grain boundaries, bainite, and martensite.
  • the prepared hot-rolled steel sheet may have a hardness of 200Hv or more.
  • the spheroidizing annealing heat treatment is intended to suppress the occurrence of defects in equipment or impossible to perform the cold rolling process due to the high strength of the hot-rolled steel sheet. That is, the spheroidizing annealing heat treatment is to reduce the strength through spheroidization of cementite having high strength, so that the cold rolling process is smoothly performed. If the spheroidizing annealing heat treatment temperature is less than 630 °C, the time required for spheroidization may be excessively long and there may be a disadvantage in that economical efficiency is lowered.
  • the lower limit of the spheroidizing annealing heat treatment temperature is more preferably 650°C, and even more preferably 670°C.
  • the upper limit of the spheroidizing annealing heat treatment temperature is more preferably 830 °C, even more preferably 810 °C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling process may be performed by a method conventionally performed in the art. Therefore, in the present invention, as long as a cold-rolled steel sheet having a desired thickness can be obtained, the cold-rolling process is not particularly limited.
  • the manufacturing method of the high-carbon cold-rolled steel sheet may include performing the above-mentioned spheroidizing annealing heat treatment and cold rolling process once or twice or more.
  • a hot-rolled steel sheet having the above-described alloy composition is prepared.
  • the step of preparing the hot-rolled steel sheet includes heating the slab at 1100 to 1300 °C; and hot rolling the heated slab at 700 to 1100°C. If the heating temperature of the slab is less than 1100 °C, it may be difficult to roll due to a low degree of aging, and if it exceeds 1300 °C, high-temperature oxidation may occur or the slab may be melted locally depending on whether there is a temperature deviation in the furnace There is this. If the hot rolling temperature is less than 700 °C, the strength of the material is high, there is a disadvantage that the hot rolling load may be large, if it exceeds 1100 °C, the surface quality may be inferior due to high temperature oxidation.
  • the hot-rolled steel sheet prepared in this way may have a microstructure of at least one of pearlite, pearlite in which cementite is partially precipitated at grain boundaries, bainite, and martensite.
  • the prepared hot-rolled steel sheet may have a hardness of 200Hv or more.
  • the spheroidizing annealing heat treatment is intended to suppress the occurrence of defects in equipment or impossible to perform the cold rolling process due to the high strength of the hot-rolled steel sheet. That is, the spheroidizing annealing heat treatment is to reduce the strength through spheroidization of cementite having high strength, so that the cold rolling process is smoothly performed. If the spheroidizing annealing heat treatment temperature is less than 630 °C, the time required for spheroidization may be excessively long and there may be a disadvantage in that economical efficiency is lowered.
  • the lower limit of the spheroidizing annealing heat treatment temperature is more preferably 650°C, and even more preferably 670°C.
  • the upper limit of the spheroidizing annealing heat treatment temperature is more preferably 830 °C, even more preferably 810 °C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling process may be performed by a method conventionally performed in the art. Therefore, in the present invention, as long as a cold-rolled steel sheet having a desired thickness can be obtained, the cold-rolling process is not particularly limited.
  • the cold-rolled steel sheet is reheated at 740 to 1100°C.
  • austenite cannot be secured and martensite transformation does not occur after rapid cooling.
  • the lower limit of the reheating temperature of the cold-rolled steel sheet is more preferably 800 °C.
  • the upper limit of the reheating temperature of the cold rolled steel sheet is more preferably 1050 °C.
  • the reheated cold-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of 10° C./s or more.
  • the cooling rate is more preferably 40°C or more, more preferably 90°C/s or more, and most preferably 100°C/s or more.
  • the upper limit thereof is not particularly limited. However, it may be difficult to exceed 200°C/s due to design limitations.
  • the cooled cold-rolled steel sheet is tempered at 150 ⁇ 600 °C. If the tempering temperature is less than 150 °C, there is a disadvantage that the dislocation recovery is insufficient, there is no tempering effect, if it exceeds 600 °C, there is a disadvantage that phase transformation may occur.
  • the lower limit of the said tempering temperature it is more preferable that it is 170 degreeC, and it is still more preferable that it is 190 degreeC.
  • the upper limit of the lower limit of the tempering temperature is more preferably 500°C, even more preferably 450°C, and most preferably 380°C.
  • the slab having the alloy composition shown in Table 1 below was heated at 1200°C, and then hot-rolled at 900°C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hardness of the hot-rolled steel sheet was measured and shown together in Table 1 below.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was reheated at 800° C., 850° C. and 900° C., respectively, cooled at a cooling rate of 80° C./s, and tempered at 200° C. to prepare a QT heat-treated hot-rolled steel sheet.
  • the fraction of microstructure was calculated using ThermoCalc software based on thermodynamic properties.
  • the size of the carbide was observed using an FE-SEM scanning electron microscope. Specifically, the specimen was polished to #400 ⁇ #2000 using sandpaper, then final polishing was performed with a 1 ⁇ m diamond abrasive, treated with 2% nital etchant, and then observed using an image analysis program. .
  • Hardness was measured using a Vickers hardness tester. At this time, the average value was calculated by repeating the test 5 times with a measurement load of 10 kg.
  • Ball-on-disk test was performed according to ASTM G99 method to evaluate abrasion resistance. At this time, the test was conducted by rubbing a test piece processed in the form of a disk with a diameter of 31mm and a thickness of 5mm and a SiC ball with a diameter of 12.7mm at room temperature for 3600 seconds at a force of 50N and a speed of 1000rpm. proceeded Abrasion resistance was expressed as a value obtained by subtracting the weight after abrasion from the weight before abrasion of the test piece, that is, the amount of wear loss.
  • the present invention has excellent hardness and wear resistance by securing the microstructure and carbide size to be obtained. Able to know.
  • the slab having the alloy composition of Table 1 described in Example 1 was heated at 1200°C, and then hot rolled at 900°C to obtain a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet was subjected to spheroidal annealing heat treatment at 770°C, followed by cold rolling. A cold rolled steel sheet was manufactured. In addition, the cold-rolled steel sheet was reheated at 900°C, cooled at a cooling rate of 40°C/s, and then tempered at 210°C to prepare a QT heat-treated cold-rolled steel sheet.
  • Microstructure, hardness and abrasion resistance were measured using the same method as in Example 1.
  • the present invention has excellent hardness and wear resistance as it secures the desired microstructure and carbide size. Able to know.

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Abstract

중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 탄화물의 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공한다.

Description

QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법
본 발명은 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
고탄소강은 탄소를 0.3% 이상 함유하거나, 약 0.15%의 탄소와 기타 합금원소를 함께 함유한 강재를 의미한다. 일반적으로 탄소 함량이 증가할수록 강재의 경도와 강도가 증가하기 때문에, 탄소는 강재의 물성을 조절하는데 가장 경제적이고 효과적인 원소로 활용된다. JIS 규격에서는 탄소의 함량에 따라 강종을 구분하며, 현재 전로에서 생산하는 강종 중 가장 높은 탄소 함량을 갖는 강종은 SK120이며, 상기 SK120의 탄소 함량은 1.15~1.25%이다.
상기 SK120은 오스테나이트 단상 영역의 고온에서 급속냉각 열처리를 통해 미세조직을 마르텐사이트로 상변태시킴으로써 더 높은 경도를 얻을 수 있다. 그러나, 마르텐사이트는 취성이 강하기 때문에 인성확보를 위해서 오스테나이트 영역에서 재가열을 실시한 후 템퍼링을 실시한다. 통상적으로 이러한 일련의 열처리 과정을 QT(Quenching-Tempering) 라고 말한다.
그러나, 상기 SK120은 1.15~1.25%의 C를 함유함에 따라 QT 열처리 후 경도와 인성이 우수한 이점은 있으나, 템퍼드 마르텐사이트 단상으로 이루어져 있기 때문에 내마모성이 낮다는 단점이 있다.
이러한 단점을 보완하기 위하여, 구상화 소둔 열처리한 SK120을 활용하여 QT 열처리를 할 때, 재가열 온도와 시간을 조절하여 일부 시멘타이트가 잔존하도록 하는 방안이 개발되었다. 그러나, 시멘타이트는 경도가 1300Hv 수준으로, 모재인 템퍼드 마르텐사이트와 경도가 큰 차이가 없어 뛰어난 내마모성을 기대하기 어렵다. 또한, 시멘타이트는 QT 열처리 과정 중 재가열 온도 구간에서 모두 고용되기 때문에 고도의 열처리 기술이 필요하다는 단점이 있다.
본 발명의 일측면은 QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 페라이트: 20~99.9%, 시멘타이트: 10% 이하, 펄라이트: 50% 이하 및 탄화물: 0.1~20%를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 고탄소 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 준비된 열연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 및 상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함하는 고탄소 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, QT열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, QT열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 고탄소강에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명 고탄소강의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 1.0~1.4%
C는 강의 강도와 경도 향상에 가장 큰 영향을 미치는 합금원소이다. C는 오스테나이트를 안정적으로 형성하는 원소이며, 원자의 크기가 작기 때문에 고용상태로 존재할 경우 고용강화 효과를 가진다. 한편, C는 페라이트 조직 내에서는 고용 한계량이 낮기 때문에 탄화물을 형성시키는 합금원소와 만나 석출물을 형성하거나, Fe와 결합하여 시멘타이트(Fe3C)를 형성함으로써 강화 효과를 낸다. C는 확산속도가 빠르기 때문에 고온에서 단시간 유지시키기만 해도 재분배가 빠르게 일어난다. 따라서, 마르텐사이트의 경도를 증가하는데 가장 큰 영향력을 끼치고, 동시에 강재의 내마모성을 증가시킨다. 상기 C가 1.0% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기 언급한 강도 및 내마모성 향상 효과가 충분하지 않다. 반면, 상기 C가 1.4%를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립계에서 초석 시멘타이트가 형성되어 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 1.0~1.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 1.05%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 1.35%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.1~0.4%
Si는 페라이트를 안정적으로 형성하는 원소이며, 페라이트에 고용되어 강도를 향상시킨다. 상기 Si가 0.1% 미만인 경우에는 상기 고용강화 효과가 충분하지 않으며, 0.4%를 초과하는 경우에는 열간가공성과 인성이 저하된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 0.1~0.8%
Mn은 탈산 및 탈황제로써 강의 청정성을 향상하는 효과가 있다. 또한, 냉각수준을 고려하여 경화능을 확보하기 위해 첨가한다. 상기 Mn이 0.1% 미만인 경우에는 상기 효과가 불충분하고, 0.8%를 초과하는 경우에는 두께 중심부에 편석층을 형성하여 가공성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.1~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.6%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.3~11%
Cr은 페라이트 안정화 원소로서, 기지조직에 고용되어 경화능을 확보하는 원소이다. 또한, 상기 Cr은 C와 결합하여 경질의 Cr7C3 탄화물을 형성하기 때문에 경도와 내마모성을 향상시키는 효과가 있다. 상기 Cr이 0.3% 미만인 경우에는 상기 효과가 불충분하고, 11%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능과 조대한 Cr7C3 탄화물의 형성으로 의해 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~11%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 10.5%인 것이 보다 바람직하다.
W: 0.05~2.5%
W은 C와 결합하여 2300~2800Hv의 경질 탄화물을 형성함으로써 내마모성을 향상시킨다. 상기 효과를 위해서는, W이 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 W이 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능으로 인해 취성을 유발할 위험이 있다. 따라서, 상기 W의 함량은 0.05~2.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 W 함량의 상한은 2.45% 이하인 것이 보다 바람직하고, 2.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.03% 이하
P는 제강과정에서 걸러내지 못한 불순물로서, 가능한 적게 함유될수록 청정도와 가공성이 향상된다. 다만, 본 발명에서는 경제성을 고려하여 그 상한을 0.03%로 관리한다.
S: 0.03% 이하
S는 제강과정에서 걸러내지 못한 불순물로서, 가능한 적게 함유될수록 청정도와 가공성이 향상된다. 다만, 본 발명에서는 경제성을 고려하여 그 상한을 0.03%로 관리한다.
Al: 0.02% 이하
Al은 통상적으로 제강 과정에서 탈산제로 사용하는 원소로서, 청정도를 확보하기 위해 첨가한다. 다만, 본 발명에서는 그 효과와 경제성을 고려하여 0.02% 이하로 관리한다.
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 발명은 전술한 합금조성 외에 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
V: 0.8% 이하(0%는 제외)
V은 C와 결합하여 약 2300Hv의 경질 탄화물을 형성함으로써 내마모성을 향상시킨다. 다만, V가 0.8%를 초과하는 경우에는 조대한 V 함유 탄화물에 의해 취성이 생기는 단점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.8% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하다.
Mo: 2.5% 이하(0%는 제외)
Mo은 단독 또는 V, Nb 등의 원소와 함께 C와 결합하여 경질의 탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시킨다. 또한, Cr과 마찬가지로 경화능을 향상시키는 효과도 있다. 다만, 상기 Mo가 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능에 의해 취성을 유발할 위험이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 2.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.2%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 2.4%인 것이 보다 바람직하다.
Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)
Nb은 C와 결합하여 경질 탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시킨다. 다만, Nb의 석출 온도는 약 1300℃로서 고온이기 때문에 다량 첨가할 경우 조대 탄화물을 형성하여 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 1.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 1.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 1.2%인 것이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 기지조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 포함함으로써 우수한 내마모성 뿐만 아니라 충격에 의한 저항성을 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 탄화물을 적정 분율 확보함으로써 내마모성을 증대시킨다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 탄화물의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, W, V, Mo 및 Nb가 1종 이상 포함된 단독 또는 복합 탄화물일 수 있다. 한편, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 제조공정상 불가피하게 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 합계량으로 10% 미만으로 포함할 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량이 10%를 이상인 경우에는 경도가 저하될 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량은 7% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT열처리된 고탄소 열연강판은 350Hv 이상의 경도를 가질 수 있다. 또한, ASTM G99 방법으로 내마모성 테스트를 했을 때, 상기 QT열처리된 고탄소 열연강판은 QT전 재가열 온도가 800℃일 때 마모감량이 35mg 이하이고, QT전 재가열 온도가 850℃일 때 마모감량이 27mg 이하이며, QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하일 수 있다. 이를 통해, 우수한 경도와 내마모성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 고탄소 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 고탄소 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 20~99.9%, 시멘타이트: 10% 이하, 펄라이트: 50% 이하 및 탄화물: 0.1~20%를 포함할 수 있다. 상기 페라이트가 20% 미만인 경우에는 저경도 특성을 확보하지 못하여 냉간압연 등의 가공성이 열위하다는 단점이 있고, 99.9%를 초과하는 경우에는 시멘타이트 또는 경질 탄화물을 확보하지 못하여 QT열처리 후 내마모성이 저하된다는 단점이 있다. 상기 페라이트 분율의 하한은 30%인 것이 보다 바람직하고, 40%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 페라이트 분율의 상한은 99.8%인 것이 보다 바람직하고, 99.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 시멘타이트가 20%를 초과하는 경우에는 소재의 취성을 유발하여 가공이 어렵다는 단점이 있다. 상기 시멘타이트 분율의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하며, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 시멘타이트 분율의 상한은 8%인 것이 보다 바람직하며, 7%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 펄라이트가 50%를 초과하는 경우에는 저경도 특성을 확보하지 못하여 냉간압연 등의 가공성이 열위하다는 단점이 있다. 상기 펄라이트 분율의 하한은 1%인 것이 보다 바람직하며, 5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 펄라이트 분율의 상한은 40%인 것이 보다 바람직하며, 30%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 고탄소 냉연강판은 350Hv 이하의 경도를 가질 수 있다. 이와 같이 낮은 경도를 확보함으로써 높은 성형성을 확보할 수 있으며, 이를 통해, 후공정인 부품 성형을 원활하게 할 수 있다.
이하, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 기지조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 포함함으로써 우수한 내마모성 뿐만 아니라 충격에 의한 저항성을 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 탄화물을 적정 분율 확보함으로써 내마모성을 증대시킨다. 상기 탄화물의 분율이 0.1% 미만인 경우에는 경질 탄화물에 의한 내마모성 확보를 기대하기 어렵다는 단점이 있으며, 20% 초과인 경우 취성에 의해 소재가 쉽게 파괴되는 단점이 있다. 상기 탄화물 분율의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물 분율의 상한은 18%인 것이 보다 바람직하고, 16%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 탄화물의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, W, V, Mo 및 Nb가 1종 이상 포함된 단독 또는 복합 탄화물일 수 있다. 한편, 본 발명의 QT열처리된 고탄소 열연강판의 미세조직은 제조공정상 불가피하게 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 합계량으로 10% 미만으로 포함할 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량이 10%를 이상인 경우에는 경도가 저하될 수 있다. 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상의 합계량은 7% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛일 수 있다. 상기 탄화물의 크기가 0.1㎛ 미만인 경우에는 경도 향상 효과가 미미하며, 20㎛를 초과하는 경우에는 강재의 취성을 유발할 수 있다. 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 0.3㎛인 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT열처리된 고탄소 냉연강판은 350Hv 이상의 경도를 가질 수 있다. 또한, ASTM G99 방법으로 내마모성 테스트를 했을 때, 상기 QT열처리된 고탄소 냉연강판은 QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하일 수 있다. 이를 통해, 우수한 경도와 내마모성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT 열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 740~1100℃에서 재가열한다. 상기 열연강판의 재가열 온도가 740℃ 미만인 경우에는 오스테나이트를 확보하지 못해 급냉 후 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 과도하게 성장하여 원하는 물성을 확보하지 못할 수 있다. 상기 열연강판 재가열온도의 하한은 800℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 열연강판 재가열온도의 상한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 10℃ 미만인 경우에는 재가열 후 냉각과정에서 페라이트, 펄라이트 등의 저경도 미세조직이 생성될 수 있는 단점이 있다. 상기 냉각속도는 40℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 90℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 100℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각속도가 빠를수록 바람직하기 때문에, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설계상의 한계로 200℃/s를 초과하기는 어려울 수 있다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 150℃ 미만인 경우에는 전위 회복이 미흡하여 템퍼링 효과가 없다는 단점이 있으며, 600℃를 초과하는 경우에는 상변태가 발생할 수 있다는 단점이 있다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 170℃인 것이 보다 바람직하고, 190℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한의 상한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 450℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 본 발명의 고탄소 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
한편, 상기 준비된 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 상기 구상화소둔 열처리는 열연강판의 높은 강도로 인해 냉간압연 공정의 수행이 불가능하거나 설비상 결함 발생을 억제하고자 하는 것이다. 즉, 상기 구상화소둔 열처리는 특히 강도가 높은 시멘타이트의 구상화를 통해 강도를 저하시켜 냉간압연 공정이 원활히 수행되도록 하기 위한 것이다. 상기 구상화소둔 열처리 온도가 630℃ 미만인 경우에는 구상화에 소요되는 시간이 과도하게 길어져 경제성이 저하되는 단점이 있을 수 있고, 800℃를 초과하는 경우에는 열처리 과정 중 펄라이트가 생성되어 강도 또는 경도 저하 효과가 미미할 수 있다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 상한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 810℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연 공정은 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 방법에 의해 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 목적으로 하는 두께의 냉연강판이 얻어질 수 있는 것이라면, 상기 냉간압연 공정에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
한편, 상기 고탄소 냉연강판의 제조방법은 전술한 구상화소둔 열처리 및 냉간압연 공정을 1회 또는 2회 이상 실시하는 것을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 QT 열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함할 수 있다. 상기 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 숙열도가 낮아 압연이 어려워질 수 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 고온산화가 발생하거나 노내 온도편차 발생여부에 따라 국부적으로 슬라브가 용융될 수 있는 단점이 있다. 상기 열간압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 소재의 강도가 높아 열간압연 부하가 커질 수 있는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 고온산화에 의해 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이와 같이 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
한편, 상기 준비된 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 상기 구상화소둔 열처리는 열연강판의 높은 강도로 인해 냉간압연 공정의 수행이 불가능하거나 설비상 결함 발생을 억제하고자 하는 것이다. 즉, 상기 구상화소둔 열처리는 특히 강도가 높은 시멘타이트의 구상화를 통해 강도를 저하시켜 냉간압연 공정이 원활히 수행되도록 하기 위한 것이다. 상기 구상화소둔 열처리 온도가 630℃ 미만인 경우에는 구상화에 소요되는 시간이 과도하게 길어져 경제성이 저하되는 단점이 있을 수 있고, 800℃를 초과하는 경우에는 열처리 과정 중 펄라이트가 생성되어 강도 또는 경도 저하 효과가 미미할 수 있다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 상기 구상화소둔 열처리 온도의 상한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 810℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연 공정은 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 방법에 의해 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 목적으로 하는 두께의 냉연강판이 얻어질 수 있는 것이라면, 상기 냉간압연 공정에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열한다. 상기 냉연강판의 재가열 온도가 740℃ 미만인 경우에는 오스테나이트를 확보하지 못해 급냉 후 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 과도하게 성장하여 원하는 물성을 확보하지 못할 수 있다. 상기 냉연강판 재가열온도의 하한은 800℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 냉연강판 재가열온도의 상한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 10℃ 미만인 경우에는 재가열 후 냉각과정에서 페라이트, 펄라이트 등의 저경도 미세조직이 생성될 수 있는 단점이 있다. 상기 냉각속도는 40℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 90℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 100℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각속도가 빠를수록 바람직하기 때문에, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설계상의 한계로 200℃/s를 초과하기는 어려울 수 있다.
이후, 상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 150℃ 미만인 경우에는 전위 회복이 미흡하여 템퍼링 효과가 없다는 단점이 있으며, 600℃를 초과하는 경우에는 상변태가 발생할 수 있다는 단점이 있다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 170℃인 것이 보다 바람직하고, 190℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한의 상한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 450℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예 1)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 가열한 후, 900℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻었으며, 이 열연강판에 대하여 경도를 측정하여 하기 표 1에 함께 나타내었다. 이와 같이 얻어진 열연강판을 각각 800℃, 850℃ 및 900℃에서 재가열한 뒤, 80℃/s의 냉각속도로 냉각하고, 200℃에서 템퍼링하여 QT열처리된 열연강판을 제조하였다.
상기와 같이 제조된 QT열처리된 열연강판에 대하여 미세조직, 경도 및 내마모성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 기재하였다.
미세조직의 분율은 열역학적 특성을 기반으로 한 ThermoCalc 소프트웨어를 활용하여 계산하였다.
탄화물의 크기는 FE-SEM 주사전자현미경을 활용하여 관찰하였다. 구체적으로는, 사포를 사용하여 시편을 #400~#2000까지 연마한 후, 1㎛의 다이아몬드 연마제로 최종 연마를 실시하고, 2% nital etchant에서 처리한 뒤, 이후 이미지 분석 프로그램을 활용하여 관찰하였다.
경도는 비커스 경도계를 활용하여 측정하였다. 이 때, 10kg의 측정하중으로 5회 반복테스트 실시하여 평균값을 계산하였다.
내마모성 평가는 ASTM G99 방법에 따라 Ball-on-disk 테스트를 실시했다. 이 때, 지름: 31mm, 두께: 5mm의 디스크(Disk) 형태로 가공한 시험편과 지름: 12.7mm의 SiC 볼(Ball)을 상온에서 3600초 동안 50N의 힘과 1000rpm의 속도로 마찰을 시켜 테스트를 진행했다. 내마모성은 시험편의 마모 전 무게에서 마모 후 무게를 뺀 값, 즉 마모감량으로 표현했으며, 마모감량이 작을수록 내마모성이 우수함을 나타낸다.
구분 합금조성(중량%) 경도
(Hv)
C Si Mn P S Cr W V Mo Nb
종래강
(SK120)		 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 - - - - 324
비교강1 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 0.02 - - - 345
발명강1 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 0.5 - - - 352
발명강2 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 1.4 - - - 455
발명강3 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.45 2.3 - - - 423
발명강4 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 10 0.5 - - - 546
발명강5 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.15 - - 462
발명강6 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 - - 443
발명강7 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.6 - - 484
비교강2 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - 0.6 - - 487
발명강8 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 0.5 - 432
발명강9 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 1 - 465
발명강10 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - 2 - 520
비교강3 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - - 2 - 518
발명강11 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - - 0.5 346
발명강12 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 - - 1 354
발명강13 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.15 1.5 - 501
발명강14 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 1 - 495
비교강4 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 - 0.5 1.2 - 508
발명강15 1.2 0.25 0.3 0.008 0.001 0.55 0.5 0.3 - 0.5 365
구분 QT열처리된 열연강판
미세조직		 경도(Hv) 마모감량(mg)
템퍼드
마르텐사이트
(면적%)		 탄화물
(면적%)		 탄화물 크기
(㎛)		 800℃ 850℃ 900℃ 800℃ 850℃ 900℃
종래강
(SK120)		 100.0 0 - 387 449 733 38.5 31.2 26.8
비교강1 100.0 0 - 390 453 760 36.2 34.1 26.5
발명강1 99.86 0.14 5 478 703 878 33.3 26.4 21.8
발명강2 99.4 0.6 6 819 902 879 26.7 21.3 21.7
발명강3 98.9 1.1 8 832 916 968 27 21.5 20.4
발명강4 85.9 14.1 5 556 819 823 34.8 22.9 23.1
발명강5 99.6 0.4 3 503 845 942 32.5 24.8 23.7
발명강6 99.3 0.7 7 558 859 922 29.3 21.5 23.9
발명강7 98.6 1.4 10 521 882 949 30.1 21.9 20.5
비교강2 98.7 1.3 0.05 466 720 934 40 30 25.7
발명강8 99.54 0.46 0.5 958 1004 949 22.6 21 23.8
발명강9 98.5 1.5 6 909 939 892 22.8 23.2 22.6
발명강10 95.1 4.9 10 983 957 886 25.3 26.6 22.2
비교강3 95.3 4.7 0.03 965 944 857 35 27.5 25.3
발명강11 99.3 0.7 8 633 935 948 27.3 21 20.9
발명강12 98.6 1.4 10 745 912 916 25.4 21 21.4
발명강13 97.0 3 0.5 1027 1008 938 19.2 21.8 24.3
발명강14 98.4 1.6 1 993 995 961 22.8 22.4 20.3
비교강4 97.9 2.1 0.05 1009 986 906 36.5 28 25
발명강15 98.7 1.3 5 777 935 943 25 22.2 20.1
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 만족하는 발명강 1 내지 15의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직과 탄화물 크기를 확보함에 따라 우수한 경도와 내마모성을 갖는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 W 함량 조건을 만족하지 않는 종래강이나 비교강 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 탄화물 크기를 확보하지 못함에 따라 경도와 내마모성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
(실시예 2)
상기 실시예 1에 기재된 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 가열한 후, 900℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻었으며, 이 열연강판에 대하여 770℃에서 구상화소둔 열처리한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 또한, 이 냉연강판에 대하여 900℃에서 재가열하고, 40℃/s의 냉각속도로 냉각한 뒤, 210℃에서 템퍼링을 실시하여 QT열처리된 냉연강판을 제조하였다.
상기와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직과 경도를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 기재하였다. 또한, 상기와 같이 제조된 QT열처리된 냉연강판에 대하여 미세조직, 경도 및 내마모성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 기재하였다.
미세조직, 경도 및 내마모성은 실시예 1과 동일한 방법을 이용하여 측정하였다.
구분 냉연강판 미세조직 경도
(Hv)
페라이트(면적%) 시멘타이트(면적%) 탄화물(면적%) 탄화물크기(㎛)
종래강
(SK120)		 94.11 5.9 0 - 230
비교강1 94.09 5.9 0 - 238
발명강1 94.33 5.7 0.14 5 243
발명강2 95.1 4.9 0.6 6 251
발명강3 95.9 4.1 1.1 8 254
발명강4 100 0.0 14.1 5 281
발명강5 94.32 5.7 0.4 3 247
발명강6 95 5.0 0.7 7 252
발명강7 96.27 3.7 1.4 10 253
비교강2 96.1 3.9 1.3 0.05 243
발명강8 94.5 5.5 0.46 0.5 253
발명강9 95.5 4.5 1.5 6 258
발명강10 97.9 2.1 4.9 10 261
비교강3 97.6 2.4 4.7 0.03 260
발명강11 95.2 4.8 0.7 8 246
발명강12 96.4 3.6 1.4 10 249
발명강13 96.9 3.1 3 0.5 257
발명강14 96.3 3.7 1.6 1 251
비교강4 97 3.0 2.1 0.05 290
발명강15 96.2 3.8 1.3 5 248
구분 QT열처리된 냉연강판
미세조직		 경도(Hv) 마모감량(mg)
템퍼드
마르텐사이트
(면적%)		 탄화물
(면적%)		 탄화물 크기
(㎛)
종래강
(SK120)		 100.0 0 - 733 26.8
비교강1 100.0 0 - 760 26.5
발명강1 99.86 0.14 5 878 21.8
발명강2 99.4 0.6 6 879 21.7
발명강3 98.9 1.1 8 968 20.4
발명강4 85.9 14.1 5 823 23.1
발명강5 99.6 0.4 3 942 23.7
발명강6 99.3 0.7 7 922 23.9
발명강7 98.6 1.4 10 949 20.5
비교강2 98.7 1.3 0.05 934 25.7
발명강8 99.54 0.46 0.5 949 23.8
발명강9 98.5 1.5 6 892 22.6
발명강10 95.1 4.9 10 886 22.2
비교강3 95.3 4.7 0.03 857 25.3
발명강11 99.3 0.7 8 948 20.9
발명강12 98.6 1.4 10 916 21.4
발명강13 97.0 3 0.5 938 24.3
발명강14 98.4 1.6 1 961 20.3
비교강4 97.9 2.1 0.05 906 25
발명강15 98.7 1.3 5 943 20.1
상기 표 3 및 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 만족하는 발명강 1 내지 15의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직과 탄화물 크기를 확보함에 따라 우수한 경도와 내마모성을 갖는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 W 함량 조건을 만족하지 않는 종래강이나 비교강 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 탄화물 크기를 확보하지 못함에 따라 경도와 내마모성이 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (25)

  1. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며,
    상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 추가로 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 350Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 QT전 재가열 온도가 800℃일 때 마모감량이 35mg 이하이고, QT전 재가열 온도가 850℃일 때 마모감량이 27mg 이하이며, QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하인 QT열처리된 고탄소 열연강판.
  5. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 페라이트: 20~99.9%, 시멘타이트: 10% 이하, 펄라이트: 50% 이하 및 탄화물: 0.1~20%를 포함하며,
    상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 고탄소 냉연강판.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉연강판은 추가로 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고탄소 냉연강판.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉연강판은 350Hv 이하의 경도의 갖는 고탄소 냉연강판.
  8. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 탄화물: 0.1~20%, 잔부 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며,
    상기 탄화물은 평균 크기가 0.1~20㎛인 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 추가로 V: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 2.5% 이하(0%는 제외) 및 Nb: 1.5% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 350Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉연강판은 QT전 재가열 온도가 900℃일 때 마모감량이 25mg 이하인 QT열처리된 고탄소 냉연강판.
  12. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 열연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  15. 청구항 12에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 열연강판의 제조방법.
  16. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계; 및
    상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함하는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  17. 청구항 16에 있어서,
    상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함하는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  18. 청구항 16에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  19. 청구항 16에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 갖는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  20. 청구항 16에 있어서,
    상기 냉간압연 전, 상기 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 단계;를 추가로 포함하는 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  21. 중량%로, C: 1.0~1.4%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 0.1~0.8%, Cr: 0.3~11%, W: 0.05~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 740~1100℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 150~600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  22. 청구항 21에 있어서,
    상기 열연강판을 준비하는 단계는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~1100℃에서 열간압연하는 단계;를 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  23. 청구항 21에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 펄라이트, 입계에 시멘타이트가 일부 석출된 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상의 미세조직을 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  24. 청구항 21에 있어서,
    상기 준비된 열연강판은 200Hv 이상의 경도를 갖는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
  25. 청구항 21에 있어서,
    상기 냉간압연 전, 상기 열연강판을 630~850℃에서 구상화소둔 열처리하는 단계;를 추가로 포함하는 QT열처리된 고탄소 냉연강판의 제조방법.
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