WO2023018270A1 - 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2023018270A1
WO2023018270A1 PCT/KR2022/012063 KR2022012063W WO2023018270A1 WO 2023018270 A1 WO2023018270 A1 WO 2023018270A1 KR 2022012063 W KR2022012063 W KR 2022012063W WO 2023018270 A1 WO2023018270 A1 WO 2023018270A1
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WO
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steel sheet
pearlite
less
temperature range
rolling
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PCT/KR2022/012063
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장제욱
임선우
박영재
홍성주
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주식회사 포스코
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-toughness steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high-strength, high-toughness steel sheet that can be used for automobile seat belt springs, and a method for manufacturing the same.
  • the material used for automobile seat belt springs has a thin final material thickness of 0.1 to 0.3 mm, and high toughness is required because it is used in the form of a spring with a width of 3 to 25 mm.
  • the tensile strength of the final cold-rolled steel sheet must be high in order to secure the target restoring force and torque for each product.
  • High-carbon steel containing more carbon than eutectoid steel is the most widely used in order to secure the characteristics of thin high-strength as described above.
  • pearlite structure of the hypereutectoid high carbon steel it is possible to secure high toughness and strength by controlling the shape of the elongated pearlite structure obtained after cold rolling. This is more economical than the method of using expensive alloy elements or utilizing low-temperature transformation structures such as bainite or tempered martensite through an additional heat treatment process.
  • the fraction of uniform pearlite (fibrous pearlite) in the microstructure of the final cold-rolled steel of around 0.2t must be high.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2018-0034885 (published on April 5, 2018)
  • it is intended to provide a high-strength, high-toughness steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • carbon (C) 0.70 to 1.20%
  • manganese (Mn) 0.2 to 0.6%
  • silicon (Si) 0.01 to 0.4%
  • phosphorus (P) 0.005 to 0.02%
  • Sulfur (S) 0.01% or less
  • Chromium (Cr) 0.1 to 0.8%
  • Vanadium (V) 0.02 to 0.25%
  • Cobalt (Co) 0.01 to 0.2%
  • It has a microstructure including the pearlite structure as the main phase and the remaining 4 area% or less of the grain boundary pro-eutectoid cementite,
  • the pearlite structure may provide a steel sheet composed of 40% or more of uniform pearlite (fibrous pearlite), 50% or less of zigzag pearlite (bent pearlite) and 10% or less of non-uniform pearlite, in terms of its area%.
  • the average thickness of the uniform pearlite may be 2.5 ⁇ m or less.
  • the steel sheet may have an A value of 1.2 or less in relational expression 1 below.
  • the steel sheet has a tensile strength of 2100 MPa or more, an elongation of 2% or more, and a bending property (R / t) of 3.0 or less (R is the bending radius at which cracks do not occur at the bend after a 180 ° bending test, and t is the steel sheet thickness is).
  • the steel sheet may have a tensile strength of 2200 to 2350 MPa.
  • the thickness of the steel sheet may be 0.1 to 0.6 mm.
  • carbon (C) 0.70 to 1.20%
  • manganese (Mn) 0.2 to 0.6%
  • silicon (Si) 0.01 to 0.4%
  • phosphorus (P) 0.005 to 0.02 %
  • Sulfur (S) 0.01% or less
  • Chromium (Cr) 0.1 to 0.8%
  • Vanadium (V) 0.02 to 0.25%
  • Cobalt (Co) 0.01 to 0.2%
  • reheating the steel slab containing the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities reheating the steel slab containing the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities
  • the cooled and wound steel sheet is heated to a temperature range of 850 to 1050 ° C, maintained for 5 to 20 minutes, then cooled to a temperature range of 520 to 590 ° C at a cooling rate of 50 to 150 ° C / s, and then cooled to a temperature range of 30 to 120 ° C. Heat treatment to hold seconds; and
  • the steel slab may have an A value of 1.2 or less in relational expression 1 below.
  • the reheating is performed in a temperature range of 1100 to 1300 ° C,
  • the rough rolling is carried out in the temperature range of 1000 ⁇ 1100 °C,
  • the finish rolling may be performed in a temperature range of 860 to 940 °C.
  • a step of pickling the steel sheet at a temperature range of 200° C. or lower may be further included.
  • air-cooling the steel sheet may be further included.
  • the microstructure of the heat-treated steel sheet may include a pearlite structure as a main phase and a remaining 4 area% or less of grain boundary pro-eutectoid cementite.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 1.5 to 2.6 mm.
  • the thickness of the cold rolled steel sheet may be 0.1 to 0.6 mm.
  • the present invention relates to a high-strength, high-toughness steel sheet that can be used for high-end industrial/tool and automobile seat belt springs, and a manufacturing method thereof.
  • 1 is a photograph of the shape of uniform pearlite (fibrous pearlite) observed with a scanning electron microscope (x20,000).
  • Figure 2 is a photograph showing a method for calculating the uniform pearlite (fibrous pearlite) fraction of Inventive Example 2.
  • the present inventors conducted in-depth research to manufacture a cold-rolled steel sheet having excellent strength and toughness by controlling the steel composition and manufacturing process.
  • % indicating the content of each element is based on weight.
  • Carbon (C) is an element that greatly affects the strength and toughness of the pearlite structure, and it is preferable to add 0.70% or more in order to secure 40% or more of uniform pearlite (fibrous pearlite) after cold rolling.
  • the lower limit of the carbon (C) content is more preferably 0.75%, more preferably 0.76%, still more preferably 0.77%, and more preferably 0.78%.
  • the upper limit of the carbon (C) content is more preferably 0.90%, more preferably 0.88%, still more preferably 0.87%, and more preferably 0.85%.
  • Manganese (Mn) may be added in an amount of 0.2% or more to improve strength due to solid solution strengthening. However, if excessively added, there is a risk of toughness degradation due to carbide formation and a risk of brittleness due to low-temperature structure of the segregated part due to central segregation, so the upper limit of the content can be limited to 0.6%.
  • the lower limit of the manganese (Mn) content is more preferably 0.22%, more preferably 0.24%, and more preferably 0.25%.
  • the upper limit of the manganese (Mn) content is more preferably 0.5%, more preferably 0.48%, still more preferably 0.46%, and more preferably 0.45%.
  • Silicon (Si) may be added in an amount of 0.01% or more for solid solution strengthening of a ferrite structure in pearlite. However, if excessively added, the primary scale generated in the heating furnace is excessively formed, causing red scale defects to impair heat treatment and workability, and there is a risk of causing brittleness due to residual cementite. can be limited to the following.
  • the lower limit of the silicon (Si) content is more preferably 0.05%, more preferably 0.06%, still more preferably 0.08%, and more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the silicon (Si) content is more preferably 0.3%, more preferably 0.28%, still more preferably 0.26%, and more preferably 0.25%.
  • the phosphorus (P) content is preferably 0.02% or less.
  • the upper limit of the phosphorus (P) content is more preferably 0.015%, more preferably 0.014%, still more preferably 0.013%, and more preferably 0.012%.
  • the lower limit may be limited to 0.005% in consideration of the case inevitably included during the manufacturing process.
  • Sulfur (S) is an element that forms non-metallic inclusions and deteriorates toughness, and it is necessary to manage the content as low as possible. Accordingly, the content of sulfur (S) is preferably 0.01% or less. Meanwhile, in the present invention, the lower limit is not particularly limited because the lower the content of sulfur (S) is, the risk of brittleness due to segregation/inclusions is reduced, which is advantageous for securing toughness.
  • the sulfur (S) content is more preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • Aluminum (Al) is austenite grain refinement through AlN formation, and may be added for pearlite structure refinement.
  • the lower limit of the aluminum (Al) content is more preferably 0.012%, more preferably 0.014%, and more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the aluminum (Al) content is more preferably 0.06%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.04%, and more preferably 0.03%.
  • Chromium (Cr) is preferably added in an amount of 0.1% or more to secure strength and refine the gap between pearlite layers. On the other hand, when the content exceeds 0.8%, there is a risk of deterioration in toughness due to excessive carbide formation.
  • the lower limit of the chromium (Cr) content is more preferably 0.12%, more preferably 0.14%, and more preferably 0.15%.
  • the upper limit of the chromium (Cr) content is more preferably 0.4%, more preferably 0.35%, still more preferably 0.33%, and more preferably 0.30%.
  • V Vanadium (V): 0.02 to 0.25%
  • Vanadium (V) is an element necessary to secure strength by work hardening after cold rolling by miniaturizing pearlite crystal grains. In order to secure the above effect, 0.02% or more of vanadium (V) may be added in the present invention. On the other hand, if the content is excessive, the risk of brittleness may exist by forming coarse carbon/nitride, so the upper limit may be limited to 0.25%.
  • the lower limit of the vanadium (V) is more preferably 0.03%, even more preferably 0.04%, and more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the vanadium (V) is more preferably 0.22%, even more preferably 0.20%, and more preferably 0.18%.
  • Co Cobalt
  • the upper limit of the cobalt (Co) content may be limited to 0.2%.
  • the lower limit of the cobalt (Co) is more preferably 0.02%, more preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the cobalt (Co) is more preferably 0.18%, more preferably 0.16%, and more preferably 0.15%.
  • the steel sheet of the present invention may include remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the steel manufacturing field, not all of them are specifically mentioned in this specification.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention may have an A value of 1.2 or less in relational expression 1 below.
  • the present invention is intended to prevent poor bendability and excessive carbide formation due to segregation through the following relational expression 1.
  • Excessive addition of Mn, Cr, and V causes macro and micro segregation in the casting process step, and a large amount of carbide is formed in the heat treatment process step, which can deteriorate the toughness and bendability of the final product. Therefore, in the present invention, in order to prevent the above problem, the A value can be controlled to 1.2 or less.
  • the lower limit of the value of A may be the sum of the lower limits of the contents of each of Mn, Cr and V elements.
  • % representing the fraction of the microstructure is based on the area unless otherwise specified.
  • a steel sheet according to one aspect of the present invention may have a microstructure including a pearlite structure as a main phase and a remaining 4 area% or less of grain boundary pro-eutectoid cementite.
  • the pearlite is composed of 40% or more of uniform pearlite (fibrous pearlite), 50% or less of zigzag pearlite (bent pearlite) and 10% or less of non-uniform pearlite, in terms of its area%, and the uniform pearlite average thickness is 2.5 ⁇ m may be below.
  • the sheet material having a pearlite structure before cold rolling has three final types of pearlite structures by compressive deformation in the thickness direction through cold rolling.
  • Fibrous pearlite is stretched in a state in which the layer structure is placed parallel to the rolling direction, and shows the same shape as the center of FIG. 1.
  • zigzag pearlite bending occurs more than once in the vertical direction of rolling, so that the layered structure of pearlite shows a zig-zag form. It is broken at intervals of ⁇ m, showing a form in which fibrous or bent pearlite is difficult to clearly observe.
  • the shape of the final pearlite structure after such cold rolling may vary in ratio depending on the component system and manufacturing conditions.
  • each pearlite fraction formed at this time is controlled characterized by Specifically, in the present invention, after cold rolling, the pearlite is composed of 40% or more of uniform pearlite (fibrous pearlite), 50% or less of zigzag pearlite (bent pearlite) and 10% or less of non-uniform pearlite, in terms of its area%. do.
  • Fibrous pearlite is preferably included in its area %, 40% or more to secure bendability for high toughness, and bent pearlite and non-uniform pearlite are 50% or less and 10% or less, respectively, to secure the desired physical properties in the present invention It is desirable to limit More preferably, uniform pearlite may be included at 50% or more.
  • the fraction of fibrous pearlite may include 100%, and the fraction of bent pearlite and non-uniform pearlite may each include 0%.
  • the fraction of the pearlite phase can be expressed by calculating the average of the measured microstructure fraction when randomly observing 10 to 15 points in the cross section in the thickness direction of the entire steel sheet, and the thickness of the fibrous pearlite is also It can be expressed as an average.
  • a steel sheet according to one aspect of the present invention may be manufactured by reheating, rolling, cooling, winding, heat treatment, and cold rolling of a steel slab satisfying the above-described alloy composition.
  • a steel slab satisfying the alloy composition of the present invention can be reheated to a temperature range of 1100 to 1300 ° C.
  • the reheating temperature is less than 1100 ° C., it may be difficult to sufficiently secure the temperature of the slab required for plate-threading. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 ° C, surface defects due to abnormal austenite growth and excessive scale may occur.
  • the reheated steel slab may be roughly rolled in a temperature range of 1000 to 1100 ° C.
  • the rolling load may increase, resulting in poor sheet passability.
  • the temperature exceeds 1100 ° C., scale may be excessively formed, resulting in a very poor surface quality.
  • a hot-rolled steel sheet may be obtained by finish-rolling the rough-rolled steel sheet in a temperature range of 860 to 940°C.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet after finish rolling may be 1.5 to 2.6 mm.
  • a more preferable upper limit of the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 2.5 mm, and a more preferable lower limit of the thickness may be 1.6 mm.
  • the hot-rolled steel sheet may be cooled to a temperature range of 540 to 680° C. at a cooling rate of 5 to 50° C./s and then wound.
  • the pearlite structure becomes coarse and there is a risk of brittleness.
  • the cooling rate exceeds 50° C./s, winding may be difficult due to poor shape due to material deviation in the width direction due to overcooling of the edge portion in the width direction.
  • the coiling temperature is less than 540 ° C., it may be difficult to obtain a uniform hot-rolled structure because a bainite or martensite structure, which is a low-temperature transformation structure, is formed.
  • the upper limit of the winding temperature may be limited to 680 °C.
  • the temperature may be more preferably limited to 660° C. or less.
  • the present invention may further include a process of pickling the hot-rolled steel sheet.
  • the pickling may be performed after naturally cooling the rolled steel sheet to a temperature of 200° C. or lower, and scale formed on the surface of the steel sheet may be removed through the pickling.
  • the cooled and wound steel sheet is heated to a temperature range of 850 to 1050 ° C, maintained for 5 to 20 minutes, then cooled to a temperature range of 500 to 650 ° C at a cooling rate of 50 to 250 ° C / s, and then cooled to a temperature range of 30 to 180 ° C.
  • a second heat treatment can be performed. More preferably, the upper limit of the cooling rate may be 150°C/s, the lower limit of the more preferable cooling temperature range may be 520°C, and the upper limit may be 590°C. A more preferable upper limit of the holding time may be 120 seconds.
  • the heating temperature that is, the austenizing heating temperature is lower than 850° C.
  • unsold carbides may remain due to insufficient austenizing, which may cause brittleness.
  • the temperature exceeds 1050 ° C.
  • the austenite grains become coarse, and there is a risk of deterioration in toughness, and it may be difficult to secure a uniform pearlite structure later by reducing the work hardenability of the pearlite structure.
  • the heating method is not particularly limited in the present invention, a method such as high-frequency induction heating or a BOX type heating furnace may be used.
  • the cooling rate can be limited to 250 °C / s.
  • a more preferable upper limit of the cooling rate may be 150 ° C / s.
  • the lower limit of the cooling end temperature may be 500°C. However, a more preferable lower limit may be 520 ° C. to prevent the formation of low-temperature structures such as pearlite and bainite.
  • the upper limit of the cooling end temperature may be 650°C. However, in consideration of the fact that it may be difficult to form uniform pearlite (fibrous pearlite) after cold rolling due to coarse grains of the structure, a more preferable upper limit of the cooling end temperature may be 590 ° C.
  • the pearlite structure may not be sufficiently formed, and the upper limit of the time may be limited to 180 seconds.
  • a more preferable upper limit of the holding time may be 120 seconds.
  • the heat treatment method may use hydrogen gas, a salt bath, a lead bath, or the like, and may not be particularly limited.
  • the steel sheet may be air-cooled after heat treatment.
  • the microstructure of the steel sheet after heat treatment includes the main phase pearlite structure and the remaining 4 area% or less of grain boundary pro-eutectoid cementite.
  • the cementite having a very high strength is minimized, thereby facilitating elongation during cold rolling of the pearlite, and ensuring a uniform pearlite thickness of 2.5 ⁇ m or less can do.
  • the fraction of the grain boundary pro-eutectoid cementite exceeds 4 area%, there may be a problem of brittle fracture due to the pro-eutectoid cementite at the grain boundary during cold rolling.
  • the heat-treated steel sheet may be cold-rolled with a cumulative reduction ratio of 75 to 96%.
  • a more preferable lower limit of the cumulative reduction rate may be 80%, and a more preferable upper limit of the cumulative reduction rate may be 95%.
  • cold rolling may be performed by applying a certain reduction ratio in order to manufacture a cold-rolled steel sheet having a desired thickness.
  • the lower limit of the reduction ratio may be limited to 75%. However, since it may be difficult to secure a uniform pearlite (fibrous pearlite) fraction, a more preferable lower limit may be 80%. On the other hand, if the reduction ratio exceeds 96%, there may be a risk of cracking due to excessive work hardening. A more preferable lower limit of the reduction ratio may be 95%. Since detailed rolling pass schedules such as reduction rate, speed, and width size per individual pass vary depending on equipment and use, they are not specified in the present invention.
  • the cold-rolled steel sheet may have a thickness of 0.1 to 0.6 mm. More preferably, the thickness may be 0.3 mm or less.
  • the pearlite structure which is the main phase constituting the microstructure of the sheet material, can have the final three types of pearlite structure by compression deformation in the thickness direction.
  • the steel sheet of the present invention may have a microstructure including a pearlite structure in the main phase and a remaining grain boundary pro-eutectoid cementite of 4 area% or less, and through the above-described cold rolling, the pearlite structure, in its area%, is uniform pearlite It can be formed into a structure containing 40% or more of (fibrous pearlite), 50% or less of zigzag pearlite (bent pearlite) and 10% or less of non-uniform pearlite.
  • the steel sheet of the present invention prepared as described above has a thickness of 0.1 to 0.6 mm, a tensile strength of 2100 MPa or more, an elongation of 2% or more, and a bending property (R/t) of 3.0 or less (R is bending after a 180° bending test). It is the bending radius at which minor cracks do not occur, and t is the thickness of the steel sheet), so it can have high strength and excellent toughness.
  • a more preferable upper limit of the steel sheet thickness may be 0.3 mm. More preferably, the tensile strength value may be 2200 MPa or more, and the upper limit of the more preferable tensile strength value may be 2350 MPa.
  • Table 3 below shows the measured microstructure and physical properties of the manufactured steel sheet.
  • the microstructure was observed and shown after heat treatment and after cold rolling, respectively.
  • the grain boundary pro-eutectoid cementite area fraction was measured and shown using a x3000 times electron micrograph of the steel sheet heat-treated before cold rolling.
  • all fractions other than grain boundary proeutectoid cementite include pearlite.
  • 10 to 15 cross-sections in the thickness direction of the steel sheet were taken using an electron microscope x4300 times. Expressed as tissue fraction.
  • tissue fraction is shown in Table 3 below.
  • the fractions of uniform pearlite, zigzag pearlite and non-uniform pearlite represent fractions relative to the total pearlite fraction.
  • a tensile test and a bending test were performed on the manufactured cold-rolled steel sheet to show physical properties and cracks.
  • the tensile test was performed at room temperature according to the JIS5 standard, and the tensile strength and elongation were measured and indicated.
  • the presence or absence of cracks was determined by R/t of 3.0 or less after the 180° bending test. is the bending radius, and t is the thickness of the steel sheet.), it is indicated as O if it is applicable, and X if it is not.
  • FIG. 2 is a photograph showing a method for calculating the microstructure fraction and the thickness of uniform pearlite (fibrous pearlite) of Example 2.
  • the uniform pearlite fibrous pearlite
  • zigzag pearlite zigzag curved shape in which the layer structure is bent more than once, and is shown as a solid line in FIG. thickness can be measured.
  • Parts other than the solid and dotted lines in FIG. 2 represent non-uniform pearlite.
  • Comparative Example 1 satisfies the alloy composition of the present invention, but the coiling temperature is too low to ensure sufficient strength by work hardening during cold rolling due to the formation of a low-temperature structure, so that the tensile strength satisfies the level desired in the present invention.
  • the coiling temperature is too low to ensure sufficient strength by work hardening during cold rolling due to the formation of a low-temperature structure, so that the tensile strength satisfies the level desired in the present invention.
  • Comparative Example 2 satisfies the alloy composition of the present invention, but the coiling temperature was too high to form a coarse pearlite structure, and this coarse pearlite structure hindered the formation of a fibrous pearlite structure during cold rolling, so uniform pearlite ( fibrous fraction) did not satisfy the desired level in the present invention. As a result, it was not possible to secure the desired strength.
  • Comparative Example 3 satisfies the alloy composition of the present invention, but the heat treatment temperature was too low, so a low-temperature structure was partially formed, and the tensile strength did not satisfy the desired level in the present invention.
  • Comparative Example 4 satisfied the alloy composition of the present invention, but the heat treatment temperature was too high to form a coarse pearlite structure, and the uniform pearlite fraction did not satisfy the desired level in the present invention. As a result, strength was inferior.
  • Comparative Example 5 is a case in which the holding time after cooling during heat treatment does not reach the scope of the present invention, and sufficient uniform pearlite (fibrous pearlite) was not formed due to insufficient time. As a result, during cold rolling, strength due to work hardening The increase was insufficient.
  • Comparative Example 7 is a case where the reduction ratio was outside the range of the present invention during cold rolling, and the desired uniform pearlite fraction and tensile strength were not secured due to the low reduction ratio.
  • the Mn content was less than the range of the present invention, the uniform pearlite (fibrous pearlite) fraction did not satisfy the desired level in the present invention, and it was difficult to secure the desired level of strength.
  • Comparative Example 11 is a case where the Mn content exceeds the range of the present invention, and the strength is excessively increased, exceeding the desired range of the present invention.

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Abstract

본 발명은 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 안전벨트 스프링용 등에 사용될 수 있는 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

고강도 고인성 강판 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 안전벨트 스프링용 등에 사용될 수 있는 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
통상 자동차 안전벨트 스프링용으로 사용되는 소재는 최종 소재의 두께가 0.1~0.3mm 정도로 얇으며, 폭 3~25mm 정도의 태엽 형태로 사용되기 때문에 높은 인성이 요구된다. 또한, 스프링의 중요한 특성인 되감기 성능이 우수해야 하므로, 제품별 목표 복원력과 토크를 확보하기 위해서는 최종 냉연 강판의 인장강도가 높아야 한다.
상기와 같은 박물 고강도의 특성을 확보하기 위하여 가장 널리 활용되고 있는 것이 공석강 이상의 탄소를 함유하고 있는 고탄소강이다. 과공석 고탄소강이 가지는 펄라이트 조직을 활용하여 냉간압연 후 얻어지는 연신된 펄라이트 조직 형태를 제어하여 높은 인성과 강도를 확보할 수 있다. 이는, 고가의 합금원소를 사용하거나, 추가 열처리 공정을 통한 베이나이트나 템퍼드 마르텐사이트 같은 저온 변태 조직을 활용하는 방법보다 보다 경제적이다.
스프링 사용 중 파단, 파손 등이 없어 되감기 횟수 30만회 이상 사용하기 위해서는 최종 0.2t 내외의 냉연재의 미세조직 중 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율이 높아야 한다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 특허공개공보 제10-2018-0034885호 (2018.04.05 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
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 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.70∼1.20%, 망간(Mn): 0.2∼0.6%, 실리콘(Si): 0.01~0.4%, 인(P): 0.005~0.02%, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.1~0.8%, 바나듐(V): 0.02~0.25%, 코발트(Co): 0.01~0.2%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
상기 펄라이트 조직은, 자체 면적%로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 40% 이상, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 50% 이하 및 불균일 펄라이트 10% 이하를 포함하여 조성되는 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 두께 방향으로 미세조직 단면을 관찰할 때, 상기 균일 펄라이트 평균 두께가 2.5μm 이하일 수 있다.
상기 강판은 하기 관계식 1의 A 값이 1.2 이하일 수 있다.
[관계식 1]
A = [Mn]+[Cr]+[V]
(여기서, [Mn], [Cr] 및 [V]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판은 인장강도가 2100MPa 이상이고, 연신율이 2% 이상이며, 굽힘 특성(R/t)이 3.0 이하(R은 180° 굽힘 시험 후 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘 반경이고, t는 강판 두께이다.)일 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 2200~2350MPa일 수 있다.
상기 강판의 두께가 0.1~0.6mm일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.70∼1.20%, 망간(Mn): 0.2∼0.6%, 실리콘(Si): 0.01~0.4%, 인(P): 0.005~0.02%, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.1~0.8%, 바나듐(V): 0.02~0.25%, 코발트(Co): 0.01~0.2%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계;
상기 조압연된 강판을 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 540~660℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;
상기 냉각 및 권취된 강판을 850~1050℃의 온도범위로 가열하여 5~20분 유지하고, 이어, 50~150℃/s의 냉각속도로 520~590℃의 온도범위까지 냉각한 후 30~120초 유지하는 열처리하는 단계; 및
상기 열처리된 강판을 80~96%의 누적 압하율로 냉간압연하는 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
상기 강 슬라브는 하기 관계식 1의 A 값이 1.2 이하일 수 있다.
[관계식 1]
A = [Mn]+[Cr]+[V]
(여기서, [Mn], [Cr] 및 [V]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 재가열은 1100~1300℃의 온도범위에서 행하고,
상기 조압연은 1000~1100℃의 온도범위에서 행하며,
상기 마무리 압연은 860~940℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 권취 후, 강판을 200℃ 이하의 온도범위에서 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 열처리 후, 강판을 공냉하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열처리된 강판의 미세조직은, 주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함할 수 있다.
상기 마무리 압연 후 열연강판의 두께가 1.5~2.6mm일 수 있다.
상기 냉간압연 후 냉연강판의 두께가 0.1~0.6mm일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 고급 산업/공구 및 자동차 안전벨트 스프링용 등에 사용될 수 있는 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
도 1은 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)의 형태를 주사 전자 현미경(x20,000)으로 관찰한 사진이다.
도 2는 발명예 2의 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율을 계산하기 위한 방법을 사진으로 나타낸 것이다.
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 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
그러나, 상술한 바와 같이, 현재 제조중인 릴 스프링 소재는 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율이 부족하여 내구성 저하 및 소재간 품질 편차가 존재하여 안정적인 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직 확보가 쉽지 않다. 또한, 공석강 이상의 펄라이트 단상 조직을 냉간압연하여 생산하는 성분계 및 공정 특성상 초석 세멘타이트에 의한 품질 저하가 존재하기에, 이에 대한 개선이 필요하다.
본 발명자는 강 조성, 제조 공정을 제어함으로써, 우수한 강도 및 인성을 가지는 냉연강판을 제조하고자 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 냉간압연 전 강판의 입계 초석 세멘타이트를 제어하고, 최종 강판의 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직을 엄격히 제어함으로써, 상기 물성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.70∼1.20%, 망간(Mn): 0.2∼0.6%, 실리콘(Si): 0.01~0.4%, 인(P): 0.005~0.02%, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.1~0.8%, 바나듐(V): 0.02~0.25%, 코발트(Co): 0.01~0.2%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.70∼1.20%
탄소(C)는 펄라이트 조직의 강도 및 인성에 큰 영향을 미치는 원소로, 냉간압연 후 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)를 40% 이상 확보하기 위해서는 0.70% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 탄소(C)의 함량이 1.20%를 초과하면 열처리 후 입계 초석 세멘타이트 분율이 높아져 인성이 열위하게 된다. 상기 탄소(C) 함량의 하한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.76%인 것이 보다 바람직하고, 0.77%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.78%인 것이 보다 바람직하다. 상기 탄소(C) 함량의 상한은 0.90%인 것이 보다 바람직하고, 0.88%인 것이 보다 바람직하고, 0.87%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.85%인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 0.2∼0.6%
망간(Mn)은 고용강화로 인한 강도 향상을 위하여 0.2% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 과다 첨가할 경우 탄화물 형성으로 인한 인성 저하의 위험이 있고, 중심 편석에 의해 편석부 저온조직으로 인한 취성의 위험이 있으므로, 그 함량의 상한은 0.6%로 제한할 수 있다. 상기 망간(Mn) 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 보다 바람직하다. 상기 망간(Mn) 함량의 상한은 0.5%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.46%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.4%
실리콘(Si)은 펄라이트 내 페라이트 조직의 고용강화를 위해 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 하지만, 과도하게 첨가될 경우 가열로에서 생성되는 1차 스케일을 과도하게 형성하여 적스케일 결함을 유발해 열처리 및 가공성을 저해시키고, 잔류 세멘타이트에 의한 취성 유발의 위험이 있으므로, 그 함량을 0.4% 이하로 제한할 수 있다. 상기 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.08%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 보다 바람직하다. 상기 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 바람직하고, 0.28%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
인(P): 0.005~0.02%
인(P)은 0.02%를 초과하는 경우에는 편석에 의한 취성의 위험이 존재할 수 있다. 따라서, 상기 인(P)의 함량은 0.02% 이하인 것이 바람직하다. 상기 인(P) 함량의 상한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.014%인 것이 보다 바람직하고, 0.013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.012%인 것이 보다 바람직하다. 한편, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 그 하한은 0.005%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 비금속 개재물을 형성하여, 인성을 열위하게 하는 원소로 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 필요하다. 이에 상기 황(S)의 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 황(S)의 함량이 낮을수록 편석/개재물에 의한 취성 위험이 감소하여 인성 확보에 유리하므로 그 하한을 특별히 제한하지 않는다. 상기 황(S)의 함량은 0.008%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005% 이하인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 AlN 형성을 통한 오스테나이트 결정립 미세화로, 펄라이트 조직 미세화를 위해 첨가될 수 있다. 상기 알루미늄(Al) 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻기 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 산화물 형성에 의한 개재물로 취성의 위험이 존재할 수 있다. 상기 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 보다 바람직하다. 상기 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 보다 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.8%
크롬(Cr)은 강도 확보 및 펄라이트 층상 간격 미세화를 위해 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.8%를 초과하는 경우에는 과도한 탄화물 형성으로 인한 인성 저하의 우려가 있다. 상기 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 보다 바람직하다. 상기 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.33%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.30%인 것이 보다 바람직하다.
바나듐(V): 0.02~0.25%
바나듐(V)은 펄라이트 결정립을 미세화시켜 냉연 후 가공경화에 의한 강도 확보를 위하여 필요한 원소이다. 상기 효과를 확보하기 위하여 본 발명에서는 바나듐(V)을 0.02% 이상 첨가할 수 있다. 반면, 그 함량이 과도할 경우, 조대한 탄/질화물을 형성하여 취성의 위험이 존재할 수 있으므로, 그 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 상기 바나듐(V)의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 보다 바람직하다. 상기 바나듐(V)의 상한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18%인 것이 보다 바람직하다.
코발트(Co): 0.01~0.2%
코발트(Co)는 균일한 펄라이트 형성을 촉진하며, 펄라이트의 배향도를 증가시켜, 냉연 후 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)를 확보하는데 필요한 원소로, 0.01% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 과도할 경우, 경화능을 저하시켜 보다 빠른 냉각속도를 요구하기에 열처리성을 저하시키는 위험이 있다. 따라서, 코발트(Co) 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다. 상기 코발트(Co)의 하한은 0.02%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 보다 바람직하다. 상기 코발트(Co)의 상한은 0.18%인 것이 보다 바람직하고, 0.16%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 하기 관계식 1의 A 값이 1.2 이하일 수 있다.
본 발명에서는 하기 관계식 1을 통해 편석에 의한 굽힘성 열위 및 과도한 탄화물 형성을 방지하고자 한다. Mn, Cr 및 V는 과다 첨가 시, 연주 공정 단계에서 macro 및 micro 편석을 유발하며, 열처리 공정 단계에서는 탄화물을 다량 형성시켜 최종 제품의 인성 및 굽힘성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 문제점을 방지하기 위하여, A 값을 1.2 이하로 제어할 수 있다. A 값의 하한은 Mn, Cr 및 V 각 원소 함량의 하한의 합이 될 수 있다.
[관계식 1]
A = [Mn]+[Cr]+[V]
(여기서, [Mn], [Cr] 및 [V]는 각 원소의 중량%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 그리고, 상기 펄라이트는, 자체 면적%로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 40% 이상, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 50% 이하 및 불균일 펄라이트 10% 이하를 포함하여 조성되고, 상기 균일 펄라이트 평균 두께가 2.5μm 이하일 수 있다.
냉간압연 전 펄라이트 조직을 가지는 판재는 냉간압연을 통하여 두께 방향 압축 변형에 의해 최종 3가지 형태의 펄라이트 조직을 가지게 된다. Fibrous 펄라이트는 층상구조가 압연방향과 평행하게 놓인 상태에서 연신된 것으로, 도 1의 중심부와 같은 형태를 보인다. 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트)는 압연의 수직방향으로 1회 이상 꺾임이 발생하여 펄라이트의 층상구조가 지그재그(zig-zag) 형태를 보이는 것이며, 불균일 펄라이트는 냉간압연 후 펄라이트 층상구조가 꺾임, 휘어짐 및 수 μm 간격으로 부서져, fibrous 또는 bent 펄라이트가 뚜렷이 관찰되기 어려운 형태를 보이는 것이다. 이와 같은 냉간압연 후 최종 펄라이트 조직의 형태는 성분계와 제조조건에 따라 그 비율이 달라질 수 있다.
한편, 전체 미세조직에서, 상기 입계 초석 세멘타이트 분율이 4면적%를 초과할 경우, 입계 초석 세멘타이트에 의한 취성 파괴의 문제점이 있을 수 있다.
본 발명에서는 고강도와 고인성 확보를 위해, 냉연 전 펄라이트 조직이 냉연으로 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트), 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 및 불균일 펄라이트로 형성될 때, 이때, 형성되는 각각의 펄라이트 분율을 제어함을 특징으로 한다. 구체적으로, 본 발명에서 상기 펄라이트가, 냉연 후, 자체 면적%로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 40% 이상, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 50% 이하 및 불균일 펄라이트 10% 이하를 포함하여 조성됨을 특징으로 한다. Fibrous 펄라이트는 고인성을 위한 굽힘성 확보를 위하여 자체 면적%로, 40% 이상 포함하는 것이 바람직하며, bent 펄라이트 및 불균일 펄라이트는 본 발명에서 목적하는 물성 확보를 위하여 각각 50% 이하, 10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 균일 펄라이트가 50% 이상으로 포함될 수 있다. 본 발명에서는 fibrous 펄라이트 분율로 100%를 포함할 수 있으며, bent 펄라이트 및 불균일 펄라이트의 분율은 각각 0%를 포함할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 펄라이트상들의 분율은 강판 전체의 두께 방향 단면에 있어서, 임의의 10~15지점을 관찰하였을 때, 측정되는 미세조직 분율을 평균으로 계산하여 나타낼 수 있으며, fibrous 펄라이트의 두께 또한 평균으로 계산하여 나타낼 수 있다.
상기 균일 펄라이트 평균 두께가 2.5μm를 초과할 경우, 결정립이 클수록 강도가 저하되는 것과 같은 원리로, 조대한 균일 펄라이트 형성 때문에 목적하는 수준의 강도를 확보할 수 없으며, 취성이 증가하여 굽힘성 또한 확보할 수 없다.
이하에서는, 본 발명의 강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 압연, 냉각, 권취, 열처리 및 냉간압연하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 통판에 필요한 슬라브의 온도를 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하는 경우, 비정상적인 오스테나이트 성장 및 과도한 스케일에 의한 표면 결함이 생길 수 있다.
조압연
상기 재가열된 강 슬라브를 1000~1100℃의 온도범위로 조압연할 수 있다.
상기 조압연 온도가 1000℃ 미만인 경우, 압연부하가 증대되어 통판성이 열위되는 단점이 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 1100℃를 초과하는 경우, 스케일이 과다하게 형성되어 표면 품질이 매우 열위해지는 단점이 발생할 수 있다.
마무리 압연
상기 조압연된 강판을 860~940℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻을 수 있다.
상기 마무리 압연온도가 860℃ 미만인 경우, 과도한 압연부하로 열간압연성이 크게 저하될 수 있다. 반면, 그 온도가 940℃를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립 크기가 매우 조대하게 되어 취성의 위험이 있다. 본 발명에서는 마무리 압연 후 열연강판의 두께가 1.5~2.6mm일 수 있다. 보다 바람직한 열연강판의 두께 상한은 2.5mm일 수 있으며, 보다 바람직한 두께의 하한은 1.6mm일 수 있다.
냉각 및 권취
상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 540~680℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있다.
상기 냉각 시, 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우, 펄라이트 조직이 조대해져 취성의 위험이 있다. 반면, 그 냉각속도가 50℃/s를 초과하는 경우, 폭방향 엣지(edge)부 과냉에 의해 폭 방향 재질 편차로 인해 형상이 열위해져 권취가 어려워질 수 있다.
권취온도가 540℃ 미만이면 저온 변태 조직인 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되기 때문에 균일한 열연 조직을 얻기 어려울 수 있다. 한편, 권취온도의 상한은 680℃로 제한할 수 있다. 다만, 표면부 내부산화층과 탈탄층을 형성해 표면결함을 유발할 수 있으므로, 이를 위해서는 더욱 바람직하게 660℃ 이하로 제한할 수 있다.
상기 권취 후, 본 발명에서는 열연강판을 산세하는 공정을 더 포함할 수 있다. 상기 산세는 상기 권취된 강판을 200℃ 이하로 자연 냉각한 후에 이루어질 수 있으며, 상기 산세를 통해 강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다.
열처리
상기 냉각 및 권취된 강판을 850~1050℃의 온도범위로 가열하여 5~20분 유지하고, 이어, 50~250℃/s의 냉각속도로 500~650℃의 온도범위까지 냉각한 후 30~180초 유지하는 열처리를 행할 수 있다. 보다 바람직하게는 냉각속도의 상한이 150℃/s일 수 있으며, 보다 바람직한 냉각 온도범위의 하한은 520℃일 수 있으며, 상한은 590℃일 수 있다. 보다 바람직한 유지시간의 상한은 120초일 수 있다.
상기 가열온도 즉, 오스테나이징 가열 온도가 850℃ 미만일 경우, 불충분한 오스테나이징으로 인해 미고용 탄화물이 잔존하여 취성을 유발할 수 있다. 반면, 그 온도가 1050℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 인성이 저하될 우려가 있으며, 펄라이트 조직의 가공 경화능을 저하시켜 이후 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직 확보가 어려울 수 있다. 본 발명에서 가열 방법을 특별히 한정하지 않으나, 고주파 유도가열 또는 BOX type 가열로 등 방식을 이용할 수 있다.
가열 후 유지시간이 5분 미만일 경우, 완전한 오스테나이징이 어려울 수 있으며, 그 시간이 20분을 초과하면 결정립이 과도하게 조대해질 수 있다.
가열 및 유지 후 냉각 시, 냉각속도가 50℃/s 미만이면 입계 초석 세멘타이트의 비율이 과도하게 증가되어 취성 유발 및 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직의 형성을 어렵게 할 수 있다. 한편, 그 냉각속도의 상한은 250℃/s로 제한할 수 있다. 다만, 냉각속도의 제어가 용이하지 않아 펄라이트 외 저온조직 형성의 위험이 존재할 수 있으므로, 보다 바람직한 냉각속도의 상한은 150℃/s일 수 있다.
냉각 종료온도의 하한은 500℃일 수 있다. 다만, 펄라이트 외 베이나이트와 같은 저온 조직 형성의 위험이 방지하기 위하여 보다 바람직한 하한은 520℃일 수 있다. 더하여, 냉각 종료온도의 상한은 650℃일 수 있다. 다만, 조직의 결정립이 조대해져 냉연 후 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 형성이 어려울 수 있는 점을 고려하여, 보다 바람직한 냉각 종료온도의 상한은 590℃일 수 있다.
냉각 후 유지시간이 30초 미만이면 펄라이트 조직이 충분히 형성되지 못할 수 있으며, 그 시간의 상한은 180초로 제한할 수 있다. 한편, 강도 저하로 인해 냉연 후 가공경화에 의한 충분한 강도 확보가 어려울 수 있으므로, 보다 바람직한 유지시간의 상한은 120초일 수 있다. 본 발명에서 열처리 방법은 수소 가스, 염욕, 납욕 등 이용할 수 있으며, 특별히 한정하지 않을 수 있다. 더하여, 본 발명에서는 열처리 후 강판을 공냉할 수 있다.
본 발명에서는 열처리 후 강판의 미세조직으로 주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 것이 바람직하다. 이때, 본 발명에서는 상기 입계 초석 세멘타이트 분율을 적절하게 제어함으로써 강도가 매우 높은 세멘타이트를 최소화하여, 펄라이트를 냉간압연 시, 연신을 용이하게 함과 아울러, 균일 펄라이트 두께를 2.5μm 이하로 확보하게 할 수 있다. 한편, 상기 입계 초석 세멘타이트 분율이 4면적%를 초과할 경우, 냉간압연 중 입계 초석 세멘타이트에 의한 취성 파괴의 문제점이 있을 수 있다.
냉간압연
상기 열처리된 강판을 75~96%의 누적 압하율로 냉간압연할 수 있다. 보다 바람직한 누적 압하율의 하한은 80%일 수 있으며, 보다 바람직한 누적 압하율의 상한은 95%일 수 있다.
본 발명에서는 목적하는 두께의 냉연강판을 제조하기 위하여 일정 압하율을 적용하여 냉간압연을 행할 수 있다. 압하율의 하한을 75%로 제한할 수 있다. 다만, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율 확보가 어려워질 수 있으므로, 보다 바람직한 하한은 80%일 수 있다. 반면, 그 압하율이 96%를 초과하면 과도한 가공경화에 의해 크랙 위험이 존재할 수 있다. 보다 바람직한 압하율의 하한은 95%일 수 있다. 개별 패스당 압하율과 속도 및 폭 사이즈 등의 상세 압연 패스 스케줄은 설비와 용도에 따라 달라지므로, 본 발명에서는 특정하지 않는다. 본 발명에서는 보다 바람직하게 냉연강판의 두께가 0.1~0.6mm일 수 있다. 보다 바람직하게는 두께가 0.3mm 이하일 수 있다.
이러한 냉간압연을 통하여, 판재의 미세조직을 이루는 주상인 펄라이트 조직이 두께 방향 압축 변형에 의해 최종 3가지 형태의 펄라이트 조직을 가질 수 있음은 전술한 바와 같다.
따라서 본 발명의 강판은 주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있으며, 상술한 냉간압연을 통하여, 상기 펄라이트 조직은, 자체 면적%로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 40% 이상, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 50% 이하 및 불균일 펄라이트 10% 이하를 포함하는 조직으로 형성될 수 있는 것이다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 두께가 0.1~0.6mm이고, 인장강도가 2100MPa 이상이고, 연신율이 2% 이상이며, 굽힘 특성(R/t)이 3.0 이하(R은 180° 굽힘 시험 후 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘 반경이고, t는 강판 두께이다.)로 고강도를 가지면서 우수한 인성 특성을 구비할 수 있다. 보다 바람직한 강판 두께의 상한은 0.3mm일 수 있다. 보다 바람직하게는 인장강도 값이 2200MPa 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 인장강도 값의 상한은 2350MPa일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200℃로 2시간 가열 후, 하기 표 2의 조건으로 냉연강판을 제조하였다. 이 때, 조압연 온도는 1080℃, 마무리 압연온도는 900℃로 행하였다. 또한, 열간압연 후, 권취까지의 냉각속도는 20℃/s이며, 표 2의 권취온도 조건으로 권취하였다. 제조된 열연강판을 산세 후, 950℃에서 10분간 가열 후, 70℃/s의 냉각속도로 냉각하였으며, 이후 표 2의 조건으로 냉간압연을 행하였다.
강종 합금조성(wt%)
C Mn Cr Si Al P S V Co
A 0.82 0.35 0.27 0.23 0.035 0.011 0.002 0.06 0.07
B 0.63 0.36 0.23 0.21 0.037 0.010 0.003 0.07 0.11
C 0.83 0.11 0.26 0.22 0.033 0.011 0.002 0.09 0.09
D 0.83 0.64 0.28 0.24 0.034 0.010 0.003 0.07 0.08
시편
번호		 강종 권취 열처리 냉간압연 강판 두께(mm)
온도
(℃)		 냉각 및
유지온도
(℃)		 시간
(초)		 누적
압하율
(%)		 열연 후 냉연 후
1 A 600 560 70 90.5 2.1 0.20
2 A 620 550 60 93.2 2.2 0.15
3 A 620 545 80 86.1 1.8 0.25
4 A 500 560 60 90.0 2.2 0.18
5 A 720 560 60 90.0 2.2 0.18
6 A 600 490 70 89.0 2.0 0.22
7 A 600 630 70 89.0 2.0 0.22
8 A 620 550 16 91.7 1.8 0.15
9 A 620 550 150 91.7 1.8 0.15
10 A 600 560 65 75 1.6 0.40
11 A 600 560 65 96.9 3.5 0.11
12 B 620 550 70 91.0 2.0 0.18
13 C 620 550 70 91.0 2.0 0.18
14 D 620 550 70 91.0 2.0 0.18
하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직 및 물성을 측정하여 나타내었다. 미세조직은 열처리 후와 냉연 후 각각 관찰하여 나타내었다. 먼저, 냉간압연을 행하기 전 열처리된 강판을 x3000배 전자현미경 사진을 이용하여, 입계 초석 세멘타이트 면적 분율을 측정하여 나타내었다. 하기 표 3의 냉간압연 전 강판의 미세조직에서 입계 초석 세멘타이트 외의 분율은 모두 펄라이트를 포함한다. 냉간압연 후 강판에 대해서는 x4300배 전자현미경을 이용하여 강판 두께 방향으로의 단면을 10~15장 정도로 다중 촬영하였으며, 미세조직이 차지하는 두께 길이를 측정한 후, 그 두께를 비율로 나타내어 평균 값을 미세조직 분율로 나타내었다. 또한, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직에 대하여 각 두께를 측정한 뒤, 그 평균 값을 하기 표 3에 나타내었다. 이 때, 균일 펄라이트, 지그재그 펄라이트 및 불균일 펄라이트의 분율은 전체 펄라이트 분율에 대한 분율을 나타낸다.
또한, 제조된 냉연강판에 대하여 인장시험 및 굽힘 시험을 행하여 물성 및 크랙 여부를 나타내었다. 인장시험은 JIS5호 규격으로 상온 인장시험을 하여 인장강도와 연신율을 측정하여 나타내었으며, 크랙 유무는 180° 굽힘 시험 후 R/t가 3.0 이하(R은 180° 굽힘 시험 후 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘 반경이고, t는 강판 두께이다.)에 해당할 경우 O, 그렇지 못하면 X로 나타내었다.
시
편
번
호		 강
종		 미세조직 물성 구분
펄라이트 입계 초석
세멘타이트
분율(%)
분율
(%)		 (전체 펄라이트 100분율 기준)
Fibrous 펄라이트 Bent 펄라이트 불균일 펄라이트 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 굽힘 시험
크랙 유무
(O,X)
평균 두께
(μm)		 분율
(%)		 분율
(%)		 분율
(%)
1 A 98 2.2 49 46 5 2 2287 3.5 X 발명예1
2 A 99 2.1 48 48 4 1 2276 3.4 X 발명예2
3 A 97 2.3 51 45 4 3 2311 3.8 X 발명예3
4 A 96 2.0 31 50 19 4 1982 5.6 X 비교예1
5 A 96 3.1 29 38 33 4 2139 4.2 O 비교예2
6 A 99 1.2 32 13 55 1 2614 0.8 X 비교예3
7 A 94 3.2 25 39 36 6 1898 6.9 O 비교예4
8 A 95 1.9 19 25 56 5 2013 4.8 O 비교예5
9 A 96 1.8 28 64 8 4 1899 6.1 O 비교예6
10 A 97 3.4 27 55 18 3 1985 6.4 O 비교예7
11 A 95 2.1 25 56 19 5 2529 1.1 X 비교예8
12 B 99 3.4 29 48 23 1 2013 6.7 O 비교예9
13 C 98 3.2 35 44 21 2 1957 6.6 X 비교예10
14 D 94 2.6 44 51 5 6 2493 1.2 X 비교예11
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 2는 발명예 2의 미세조직 분율 및 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 두께를 계산하기 위한 방법을 사진으로 나타낸 것이다. 강판 두께 방향으로 미세조직 사진을 촬영하였을 때, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)는 층상구조가 굽힘이나 분절된 부분이 없는 것을 특징으로 나타나며, 도 2에서와 같이 점선으로 표시할 수 있다. 또한, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트)는 층상구조가 1회 이상 꺾여 지그재그로 휘어진 형상을 특징으로 하며, 도 2에서의 실선과 같이 나타나고, 지그재그 형태와 물결 형태의 혼합으로 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)와 구분하여 두께를 측정할 수 있다. 도 2의 실선 및 점선을 제외한 부분은 불균일 펄라이트를 나타낸다. 각 미세조직의 두께를 측정한 후 이들의 합을 계산하여 분율로 나타낼 수 있으며, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 두께는 측정된 두께 값의 평균 값으로 나타낼 수 있다.
반면, 비교예 1은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 권취온도가 너무 낮아 저온 조직 형성에 따른 냉연 시, 가공경화에 의한 강도 확보가 충분히 이루어지지 못하여, 인장강도가 본 발명에서 목적하는 수준을 만족하지 못하였다.
비교예 2는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 권취온도가 너무 높아 조대한 펄라이트 조직이 형성되었으며, 이러한 조대 펄라이트 조직은 냉연 시, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 조직의 형성을 방해하기에, 균일 펄라이트(fibrous 분율)을 본 발명에서 목적하는 수준을 만족하지 못하였다. 그 결과, 목적하는 강도를 확보하지 못하였다.
비교예 3은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 열처리 온도가 너무 낮아 저온 조직이 일부 형성되어 인장강도를 본 발명에서 목적하는 수준을 만족하지 못하였다.
비교예 4는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 열처리 온도가 너무 높아 조대한 펄라이트 조직 형성으로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율을 본 발명에서 목적하는 수준을 만족하지 못하였다. 그 결과, 강도가 열위하였다.
비교예 5는 열처리 시, 냉각 후 유지시간이 본 발명의 범위에 미치지 못하는 경우로, 시간이 부족하여 충분한 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)가 형성되지 못하였으며, 그 결과, 냉연 시, 가공경화에 의한 강도 증가가 불충분하였다.
비교예 6은 열처리 시, 냉각 후 유지시간이 본 발명의 범위를 초과한 경우로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트)가 충분히 형성되지 못하였으며, 펄라이트가 형성 후 연화되어 강도가 낮아져, 본 발명이 목적하는 수준의 강도를 충족하지 못하였다.
비교예 7은 냉연 시, 압하율이 본 발명의 범위를 벗어나는 경우로, 압하율이 낮아 목적하는 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율 및 인장강도를 확보하지 못하였다.
비교예 8은 냉연 압하율이 과도한 경우로, 강도가 과도하게 증가하여, 인장강도를 본 발명이 목적하는 범위를 만족하지 못하였다.
비교예 9는 C 함량이 본 발명의 범위에 미달되는 경우로, 조대한 펄라이트 형성으로 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율이 목적하는 범위에 미달하였으며, 강도 또한 본 발명에서 목적하는 범위에 미치지 못하였다.
비교예 10은 Mn 함량이 본 발명의 범위에 미달되는 경우로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 분율이 본 발명에서 목적하는 수준을 만족하지 못하였으며, 목적하는 수준의 강도를 확보하기에 어려움이 있었다.
비교예 11은 Mn 함량이 본 발명의 범위를 초과하는 경우로, 강도가 과도하게 증가되어, 본 발명의 목적하는 범위를 초과하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.70∼1.20%, 망간(Mn): 0.2∼0.6%, 실리콘(Si): 0.01~0.4%, 인(P): 0.005~0.02%, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.1~0.8%, 바나듐(V): 0.02~0.25%, 코발트(Co): 0.01~0.2%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
    상기 펄라이트 조직은, 자체 면적%로, 균일 펄라이트(fibrous 펄라이트) 40% 이상, 지그재그 펄라이트(bent 펄라이트) 50% 이하 및 불균일 펄라이트 10% 이하를 포함하여 조성되는 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 두께 방향으로 미세조직 단면을 관찰할 때, 상기 균일 펄라이트 평균 두께가 2.5μm 이하인 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 하기 관계식 1의 A 값이 1.2 이하인 강판.
    [관계식 1]
    A = [Mn]+[Cr]+[V]
    (여기서, [Mn], [Cr] 및 [V]는 각 원소의 중량%이다.)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 2100MPa 이상이고, 연신율이 2% 이상이며, 굽힘 특성(R/t)이 3.0 이하(R은 180° 굽힘 시험 후 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘 반경이고, t는 강판 두께이다.)인 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 2200~2350MPa인 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 두께가 0.1~0.6mm인 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.70∼1.20%, 망간(Mn): 0.2∼0.6%, 실리콘(Si): 0.01~0.4%, 인(P): 0.005~0.02%, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.1~0.8%, 바나듐(V): 0.02~0.25%, 코발트(Co): 0.01~0.2%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계;
    상기 조압연된 강판을 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 540~660℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;
    상기 냉각 및 권취된 강판을 850~1050℃의 온도범위로 가열하여 5~20분 유지하고, 이어, 50~150℃/s의 냉각속도로 520~590℃의 온도범위까지 냉각한 후 30~120초 유지하는 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리된 강판을 80~96%의 누적 압하율로 냉간압연하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 하기 관계식 1의 A 값이 1.2 이하인 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    A = [Mn]+[Cr]+[V]
    (여기서, [Mn], [Cr] 및 [V]는 각 원소의 중량%이다.)
  9. 제7항에 있어서,
    상기 재가열은 1100~1300℃의 온도범위에서 행하고,
    상기 조압연은 1000~1100℃의 온도범위에서 행하며,
    상기 마무리 압연은 860~940℃의 온도범위에서 행하는 강판 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 권취 후, 강판을 200℃ 이하의 온도범위에서 산세하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 열처리 후, 강판을 공냉하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  12. 제7항에 있어서,
    열처리된 강판의 미세조직은, 주상인 펄라이트 조직과 잔여 4면적% 이하의 입계 초석 세멘타이트를 포함하는 강판 제조방법.
  13. 제7항에 있어서,
    상기 마무리 압연 후 열연강판의 두께가 1.5~2.6mm인 강판 제조방법.
  14. 제7항에 있어서,
    상기 냉간압연 후 냉연강판의 두께가 0.1~0.6mm인 강판 제조방법.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020025065A (ko) * 2000-04-07 2002-04-03 가부시키가이샤 사가 뎃고쇼 내 지연파괴성 및 내 릴렉세이션 특성이 우수한 고강도볼트의 제조방법
KR20110101231A (ko) * 2010-02-01 2011-09-15 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 선재, 강선 및 그들의 제조 방법
JP2017061740A (ja) * 2015-03-30 2017-03-30 株式会社神戸製鋼所 伸線性に優れた高炭素鋼線材、および鋼線
KR20180034885A (ko) 2016-09-28 2018-04-05 주식회사 포스코 고탄소 강판 및 이의 제조방법
CN112639149A (zh) * 2018-09-10 2021-04-09 日本制铁株式会社 钢轨以及钢轨的制造方法
KR20210072067A (ko) * 2018-10-16 2021-06-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열간 압연 선재

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020025065A (ko) * 2000-04-07 2002-04-03 가부시키가이샤 사가 뎃고쇼 내 지연파괴성 및 내 릴렉세이션 특성이 우수한 고강도볼트의 제조방법
KR20110101231A (ko) * 2010-02-01 2011-09-15 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 선재, 강선 및 그들의 제조 방법
JP2017061740A (ja) * 2015-03-30 2017-03-30 株式会社神戸製鋼所 伸線性に優れた高炭素鋼線材、および鋼線
KR20180034885A (ko) 2016-09-28 2018-04-05 주식회사 포스코 고탄소 강판 및 이의 제조방법
CN112639149A (zh) * 2018-09-10 2021-04-09 日本制铁株式会社 钢轨以及钢轨的制造方法
KR20210072067A (ko) * 2018-10-16 2021-06-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열간 압연 선재

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