KR100673422B1 - High carbon hot rolled steel sheet, cold rolled steel sheet and method for production thereof - Google Patents

Abstract

고탄소열연강판은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율은 10% 이하이다. 제조방법은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정, 권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 가진다. 고탄소냉연강판은, 0.20∼O.58 ％의 C함유량을 가진다.High-carbon hot-rolled steel sheet is substantially in mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1 : 0.1% or less, N: 0.005% or less, B: 0.001-0.05%, Cr: 0.05-0.3%, the balance consists of iron and an unavoidable impurity, and has an average particle diameter of 6 µm or less and an average particle diameter of 0.1 It has carbide which is more than 1.20 micrometer in micrometers. The ferrite structure includes ferrite particles substantially free of carbides, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides is 10% or less. The manufacturing method includes the steps of cooling the hot rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 620 ° C. or lower while cooling rate above 120 ° C./second, winding the cooled hot rolled steel sheet to a coiling temperature of 600 ° C. or lower, and winding the wound hot rolled steel sheet. annealing temperature of 640 ℃ a step of annealing at less than Ac ₁ transformation point. The high carbon cold rolled steel sheet has a C content of 0.20 to 0.05%.

Description

고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH CARBON HOT ROLLED STEEL SHEET, COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}High carbon hot rolled steel sheet, cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof {HIGH CARBON HOT ROLLED STEEL SHEET, COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

도1은, 실시형태 1에 따른 Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면,1 is a diagram showing a relationship between the amount of Mn according to Embodiment 1 and the hardness after quenching;

도2는, 실시형태 2에 따른 Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다.2 is a diagram showing a relationship between the amount of Mn according to the second embodiment and the hardness after quenching.

본 발명은, 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 특히, 자동차의 구조부품 등에 사용되는 고탄소열연강판, 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high carbon hot rolled steel sheet, a cold rolled steel sheet and a manufacturing method thereof. In particular, the present invention relates to a high carbon hot rolled steel sheet, a cold rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof used in structural parts of automobiles.

고탄소강판은 공구 혹은 기어나 미션 등의 자동차부품으로 사용된다. 상기 고탄소강판은, 타발, 성형후, 소입 템퍼링 등의 열처리가 행해진다. 이러한 부품가공을 행하는 사용자의 요구의 하나로, 타발후의 성형에 있어서 구멍확장가공(burring)성의 향상이 있다. 이 구멍확장가공성은, 프레스성형성으로서는 신장플랜지성(stretch-flange formability)으로 평가되고 있다. 이 때문에, 신장플랜지성이 우수한 재료가 요구되고 있다. 또한, 복잡한 형상으로 성형하는 경우는, 연성의 지표인 신장특성이 양호한 것이 요구된다.High carbon steel is used for tools or automotive parts such as gears and missions. The high carbon steel sheet is subjected to heat treatment such as quenching tempering after punching and molding. One of the needs of the user who performs such a part machining is to improve the burring property in molding after punching. This hole expansion processability is evaluated as stretch-flange formability as press forming. For this reason, the material which is excellent in extending | stretching flange property is calculated | required. Moreover, when shape | molding in a complicated shape, it is calculated | required that the elongation characteristic which is an index of ductility is favorable.

이와 같은, 고탄소강판의 신장플랜지성의 향상에 관하여는, 몇개의 기술이 검토되고 있다. 예컨대, 특개평11-269552호 공보는, 냉간압연을 거친 프로세스에 있어서, 신장플랜지성이 뛰어난 중ㆍ고탄소강판을 만드는 방법을 제안하고 있다. 이 방법은, C: 0.1∼0.8 질량％를 함유하는 강으로 이루어지고, 금속조직이 실질적으로 페라이트+펄라이트 조직이며, 필요에 따라서 초석페라이트 면적율이 C함유량(질량%)에 의하여 결정되는 소정의 값 이상, 펄라이트 라멜라 간격(pearlite lamellar spacing)이 0.1㎛ 이상의 열연강판을 사용한다. 상기 열연강판은, 15% 이상의 압연율로 냉간압연되고, 이어서 제조된 냉연강판에 3단계 또는 2단계 어닐링이 실시된다. 3단계 또는 2단계 어닐링에서는, 상기 냉연강판은 3단계 또는 2단계의 온도범위에서 장시간 유지된다.As for such improvement of the extension flange property of the high carbon steel sheet, some techniques are examined. For example, Japanese Patent Laid-Open No. 11-269552 proposes a method of making a medium and high carbon steel sheet having excellent extension flange properties in a cold rolled process. This method consists of steel containing C: 0.1-0.8 mass%, a metal structure is substantially a ferrite + pearlite structure, and the predetermined value by which a cornerstone ferrite area ratio is determined by C content (mass%) as needed. As above, a hot rolled steel sheet having a pearlite lamellar spacing of 0.1 µm or more is used. The hot rolled steel sheet is cold rolled at a rolling rate of 15% or more, and then, the produced cold rolled steel sheet is subjected to three or two stage annealing. In the three or two stage annealing, the cold rolled steel sheet is maintained for a long time in the temperature range of three or two stages.

또한, 특개평11-269553호 공보는, C: 0.1~0.8 질량％을 함유하는 강으로 이루어지고, 초석페라이트면적율(％)이 C함유량에 의해 결정되는 소정값이상이며, 초석페라이트+펄라이트조직인 열연강판에 1단계의 가열유지와 2단계의 가열유지를 연속하여 행하는 어닐링을 실시한다고 하는 기술을 개시하고 있다.Further, Japanese Patent Laid-Open No. 11-269553 is made of steel containing C: 0.1 to 0.8% by mass, and the cornerstone ferrite area ratio (%) is higher than or equal to a predetermined value determined by the C content, and the hot rolling is a cornerstone ferrite + pearlite structure. Disclosed is a technique of performing annealing in which a steel sheet is subjected to one stage of heating and two stages of heating.

또, 특개2003-13145호 공보는, 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판을 개시하고 있다. C를 0.2∼0.7 질량% 함유하는 강이, 마무리온도 (Ar₃변태점-20℃) 이상으로 열간압연되고, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 650℃ 이하로 냉각되며, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취되고, 산세후, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링된다. 탄화물 평균입경은 0.1㎛ 이상 1.2㎛ 미만, 탄화물을 함유하지 않은 페라이트 입자의 체적율은 10% 이하로 제어되고 있다.Further, Japanese Patent Laid-Open No. 2003-13145 discloses a high carbon hot rolled steel sheet excellent in extension flange. Steels containing 0.2 to 0.7 mass% of C are hot rolled to the finishing temperature (Ar ₃ transformation point -20 ° C) or higher, and simultaneously cooled to the cooling stop temperature of 650 ° C or lower while exceeding the cooling rate of 120 ° C / sec. It is wound up to 600 ° C. or less, and after pickling, it is annealed at annealing temperature of 640 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. Carbide average particle diameter is 0.1 micrometer or more and less than 1.2 micrometers, and the volume ratio of the ferrite particle which does not contain carbide is controlled to 10% or less.

또한, 특개2003-13144호 공보는, 신장플랜지성이 우수한 고탄소냉간압연강판을 개시하고 있다. C를 0.2∼0.7 질량％함유하는 강이, 마무리온도 (Ar₃변태점-20℃) 이상으로 열간압연되고, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 650℃ 이하로 냉각되며, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취되고, 산세후, 냉간압하율 30% 이상으로 냉간압연되며, 제조된 냉연강판은 어닐링온도 600℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링된다. 탄화물 평균입경은 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 미만, 탄화물을 함유하지 않은 페라이트 입자의 체적율은 15% 이하로 제어되고 있다. Further, Japanese Patent Laid-Open No. 2003-13144 discloses a high carbon cold rolled steel sheet excellent in extension flange. The steel containing 0.2 to 0.7 mass% of C is hot rolled to the finish temperature (Ar ₃ transformation point -20 ° C) or more, and simultaneously cooled to the cooling stop temperature of 650 ° C or lower while exceeding the cooling rate of 120 ° C / sec. It is wound up to 600 ° C. or less, and after pickling, cold rolled to a cold reduction rate of 30% or more, and the produced cold rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 600 ° C. or more and Ac ₁ transformation point or less. Carbide average particle diameter is 0.1 micrometer or more and less than 2.0 micrometers, and the volume ratio of the ferrite particle which does not contain carbide is controlled to 15% or less.

특개평11-269552호 공보와 특개평11-269553호 공보에 기재된 강판은, 페라이트 조직이 초석페라이트로 이루어지고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않기 때문에 유연하여 연성이 우수하지만, 신장플랜지성은 반드시 양호하지는 않다. 그 이유는 이하와 같이 생각된다. 타발가공시에, 타발 단면(端面)의 근방에서 초석페라이트 부분이 크게 변형하기 때문에, 초석페라이트와 구상화탄화물을 포함하는 페라이트에서는 변형량이 크게 달라진다. 그 결과, 이러한 변형량이 크게 다른 입자의 입계 부근에 응력이 집중되고, 구상화조직과 페라이트 계면에 보이드(void)가 발생한다. 이것이 크랙으로 성장하기 때문에, 결과적으로 신장플랜지성을 열화시킨다.The steel sheets described in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 11-269552 and 11-269553 are flexible and excellent in ductility because the ferrite structure is composed of cornerstone ferrite and substantially does not contain carbide, but the extension flange is necessarily good. Not. The reason is considered as follows. In punching, the cornerstone ferrite portion is greatly deformed in the vicinity of the end surface of the punching, so that the amount of deformation is significantly different in the ferrite containing the cornerstone ferrite and spheroidized carbide. As a result, stress is concentrated in the vicinity of grain boundaries of particles having greatly different strain amounts, and voids are generated at the spherical structure and the ferrite interface. Since it grows as a crack, it results in deterioration of the stretch flange.

그 대책으로서, 구상화어닐링(spherodizing annealing)을 강화함으로써, 전체로서 연질화시키는 것을 생각할 수 있다. 그러나, 구상화어닐링을 강화하는 경우에는, 구상화한 탄화물이 조대화하고, 가공시에 보이드 발생의 기점이 됨과 동시에 가공후의 열처리단계에서 탄화물이 용해하기 어려워져 소입강도의 저하로 이어진다.As a countermeasure, softening as a whole can be considered by strengthening spherodizing annealing. However, in the case of reinforcing spheroidization annealing, the spheroidized carbide becomes coarse and becomes a starting point of void generation during processing, and it becomes difficult to dissolve carbide in the heat treatment step after processing, leading to a decrease in quench strength.

또한, 최근, 생산성향상의 관점에서 가공레벨에 대한 요구가 보다 엄격하게 되고 있다. 그 때문에 고탄소강판의 구멍확장가공에 관하여도, 가공도의 증가 등에 의하여, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 쉬워지고 있다. 따라서, 고탄소강판에도 높은 신장플랜지성이 요구되고 있다.Also, in recent years, the demand for processing level has become more stringent from the viewpoint of productivity improvement. Therefore, also with respect to the hole expansion processing of a high carbon steel sheet, breakage of a punched end surface is easy to occur by the increase of a workability etc .. Therefore, high stretch flanges are required even in high carbon steel sheets.

본 발명자들은, 이러한 사정을 감안하여 장시간을 요하는 다단계 어닐링을 이용함이 없이 제조할 수 있고, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어려운 신장플랜지성이 우수한 고탄소강판을 제공하는 것을 목적으로 하여, 특개평2003-13145호 공보와 특개2003-13144호 공보에 기재된 기술을 개발하였다. 이러한 기술에 의하여, 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판 혹은 고탄소냉연강판을 제조할 수 있게 되었다.In view of the above circumstances, the inventors of the present invention can provide a high carbon steel sheet which can be manufactured without using a multi-stage annealing that requires a long time and is excellent in the elongation flange property in which breakage of the punched cross section is less likely to occur. The technique described in 2003-13145 and Unexamined-Japanese-Patent No. 2003-13144 was developed. By this technique, it is possible to manufacture a high carbon hot rolled steel sheet or a high carbon cold rolled steel sheet excellent in the extension flange.

최근에는, 구동계(驅動系)부품 등의 용도에 대하여는, 고내구ㆍ경량화의 관점에서 일체성형부품 등으로 비(非)열처리부에 있어서도 고강도화가 진행되고, 소재인 강판의 인장강도(TS)로서 440 MPa 이상의 강도가 요구되어지고 있다. 그리고, 이러한 요구와 함께, 부품의 제조 비용저감을 위하여, 열연강판으로 공급하는 것이 요구되고 있다.In recent years, in terms of high durability and light weight, the use of drive system parts and the like has increased in strength even in non-heat treatment parts such as integrally molded parts, and the tensile strength (TS) of the steel sheet as a material is used. Intensity above 440 MPa is required. With these demands, it is required to supply hot rolled steel sheets in order to reduce the manufacturing cost of parts.

또한, 일체성형에 있어서는, 10 몇 개의 프레스공정을 가지며, 버링가공뿐만 아니라, 드로잉하고, 절곡하는 등의 성형모드가 복잡하게 조합되어 성형이 이루어지기 때문에, 신장플랜지성과 연성의 양 특성이 동시에 요구되어져 오고 있다.In addition, in the integral molding, there are 10 press processes, and molding is performed by complex combination of molding modes such as drawing and bending as well as burring, so that both characteristics of extension flange and ductility are required at the same time. It has been.

그러나, 특개평2003-13145호공보와 특개2003-13144호공보에 기재된 기술에서는, TS≥440 MPa(HRB경도로 환산하여 73 포인트이상)을 달성하려고 하면, 충분한 신장플랜지성이 반드시 얻어지는 것은 아니었다. 즉, 신장플랜지성은 구멍확장가공율(λ)에 의해 평가되고, λ≥70%, 혹은 λ≥75%가 바람직하지만, 상기 기술에서는 상기 TS와 신장플랜지성의 요망을 동시에 안정하게 확보할 수는 없었다. 또한, 상기 기술에서는 연성에 관하여는 언급되지 않았다.However, in the techniques described in Japanese Patent Laid-Open Nos. 2003-13145 and 2003-13144, sufficient stretch flange properties are not necessarily obtained when TS 440 MPa (73 points or more in terms of HRB hardness) is achieved. In other words, the elongated flangeability is evaluated by the hole expansion rate (λ), and λ ≥ 70%, or λ ≥ 75% is preferable, but in the above technique, it is possible to stably secure the requirements of the TS and the elongated flange at the same time. Was not. In addition, no mention is made of ductility in the art.

본 발명은, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어렵고, 440MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에, 구멍확장율 λ≥70%, 더욱이 신장 35% 이상을 만족하는 연성 및 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
The present invention is a high-carbon hot-rolled steel sheet having excellent ductility and elongation flangeability that is hard to occur in the punched cross section, has a tensile strength of 440 MPa or more, and satisfies a hole expansion ratio λ≥70% and more than 35% elongation. An object of the present invention is to provide a cold rolled steel sheet and a method of manufacturing the same.

상기 목적을 달성하기 위해서, 본 발명은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고탄소열연강판을 제공한다. 상기 고탄소 열연강판은, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하이다.In order to achieve the said objective, this invention is substantially mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% Hereinafter, sol.A1: 0.1% or less, N: 0.005% or less, B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and a remainder is provided a high carbon hot rolled steel sheet composed of iron and unavoidable impurities. The high carbon hot rolled steel sheet has a ferrite structure having an average particle diameter of 6 µm or less and a carbide having an average particle diameter of 0.1 µm or more and less than 1.20 µm. The ferrite structure includes ferrite particles substantially free of carbides, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides is 10% or less.

상기 탄화물은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 바람직하다, 상기 페라이트 입자는, 5％ 이하의 체적율을 가지는 것이 바람직하다. 또, 상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 갖고, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 보다 바람직하다.It is preferable that the said carbide has an average particle diameter of 0.5 micrometer or more and less than 1.20 micrometers, and it is preferable that the said ferrite particle has a volume ratio of 5% or less. Moreover, it is more preferable that the said ferrite particle has a volume ratio of 5% or less, and the said carbide has an average particle diameter of 0.5 micrometer or more and less than 1.20 micrometers.

또한, 본 발명은 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고탄소냉연강판을 제공한다. 상기 고탄소냉연강판은, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가진다. 상기 페라이트 조직은 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고, 상기 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하이다.In addition, the present invention is, in terms of mass%, substantially C: 0.20 to 58%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: A high carbon cold rolled steel sheet comprising 0.1% or less, N: 0.005% or less, B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and the balance consisting of iron and unavoidable impurities. The high carbon cold rolled steel sheet has a ferrite structure having an average particle diameter of 6 µm or less and a carbide having an average particle diameter of 0.1 µm or more and less than 1.20 µm. The ferrite structure contains ferrite particles substantially free of carbides, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides is 15% or less.

상기 탄화물은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자는, 10％ 이하의 체적율을 가지는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자가 10％ 이하의 체적율을 갖고, 상기 탄화물이 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것이 보다 바람직하다.It is preferable that the said carbide has an average particle diameter of 0.5 micrometer or more and less than 1.20 micrometers. It is preferable that the said ferrite particle has a volume ratio of 10% or less. It is more preferable that the ferrite particles have a volume ratio of 10% or less, and the carbide has an average particle diameter of 0.5 µm or more and less than 1.20 µm.

또한, 본 발명은 열간압연(hot rolling)공정, 냉각공정, 귄취(coiling)공정 과 어닐링공정으로 이루어지는 고탄소열연강판의 제조방법을 제공한다.The present invention also provides a method for producing a high carbon hot rolled steel sheet comprising a hot rolling process, a cooling process, a coiling process, and an annealing process.

열간압연공정은, 실질적으로, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무리온도(finishing temperature)로 열간압연하는 것으로 이루어진다. 냉각공정은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어진다. 권취공정은, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어진다. 어닐링공정은, 권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어진다.The hot rolling step is substantially in mass%, C: 0.20 to 0.4%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: Finishing temperature of 0.1% or less, N: 0.005% or less, B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and the balance of iron and unavoidable impurities (Ar ₃ transformation point-10 ° C) or higher It consists of hot rolling with). The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 620 ° C or lower while exceeding the cooling rate of 120 ° C / sec. The winding step consists of winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 600 ° C. or lower. The annealing step consists of annealing the wound hot rolled steel sheet at an annealing temperature of 640 ° C. or higher and below Ac ₁ transformation point.

상기 냉각공정이 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.The cooling process consists of cooling the hot-rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or less while cooling temperature exceeds 120 ° C./second, and the winding process winds up the cooled hot rolled steel sheet to a winding temperature of 500 ° C. or less. It is preferable that it consists of.

상기 어닐링공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.It is preferable that the said annealing process consists of annealing the wound hot rolled steel sheet at an annealing temperature of 680 degreeC or more and below Ac <_1> transformation point.

또한, 상기 냉각공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지며, 상기 어닐링공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 보다 바람직하다.In addition, the cooling step is made to cool the hot rolled steel sheet to the cooling stop temperature of 600 ℃ or less at the same time while exceeding the cooling rate of 120 ℃ / sec, the winding cold rolling of the hot rolled steel sheet to the winding temperature of 500 ℃ or less It is more preferable that the said annealing process consists of annealing the wound hot rolled steel sheet at an annealing temperature of 680 degreeC or more and below Ac <_1> transformation point.

또, 본 발명은 또한, 열간압연공정, 냉각공정, 귄취공정, 냉간압연공정과 어닐링공정으로 이루어지는 고탄소냉연강판의 제조방법을 제공한다. 열간압연공정은, 실질적으로 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 것으로 이루어진다. 냉각공정은, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정으로 이루어진다. 귄취공정은, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어진다. 냉간압연공정은, 권취된 열연강판을 산세후, 압하율 30% 이상으로 냉간압연하는 것으로 이루어진다. 어닐링공정은, 냉연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어진다.Moreover, this invention also provides the manufacturing method of the high carbon cold rolled steel plate which consists of a hot rolling process, a cooling process, a odor process, a cold rolling process, and an annealing process. The hot rolling step is substantially in mass%, C: 0.20 to 58%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1 % Or less, N: 0.005% or less, B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and the remainder is hot rolled to a finish temperature of (Ar ₃ transformation point-10 ° C) or higher of steel consisting of iron and unavoidable impurities. It consists of The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 620 ° C or lower while exceeding the cooling rate of 120 ° C / sec. The winding step consists of winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 600 ° C. or lower. A cold rolling process consists of cold-rolling a wound hot-rolled steel sheet after pickling, with a reduction ratio of 30% or more. The annealing process consists of annealing a cold rolled steel sheet at an annealing temperature of 640 degreeC or more and below Ac <_1> transformation point.

상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower while exceeding a cooling rate of 120 ° C./sec., And the winding step comprises winding the cooled hot rolled steel sheet to a winding temperature of 500 ° C. or lower. It is preferable that it consists of winding up by.

상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.It is preferable that the said annealing process consists of annealing a cold rolled steel sheet at an annealing temperature of 680 degreeC or more and below Ac <_1> transformation point.

상기 고탄소냉연강판의 제조방법은, 권취공정 후와 냉간압연공정 전에, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것이 바람직하다. 상기 어닐링하는 공정은, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 고탄소냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고, 상기 권취하는 공정이 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.It is preferable that the manufacturing method of the said high carbon cold rolled steel sheet further has the process of annealing at the annealing temperature of 640 degreeC or more and Ac ₁ transformation point after a winding process and before a cold rolling process. The annealing step preferably comprises annealing the wound hot rolled steel sheet at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. In the method for producing a high carbon cold rolled steel sheet, the cooling step comprises cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower at a time exceeding a cooling rate of 120 ° C./sec, and cooling the winding step It is preferable that the hot rolled steel sheet is wound at a winding temperature of 500 ° C. or lower.

실시형태 :Embodiment

실시형태 1 :Embodiment 1:

실시형태 1은, 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물인 조성과, 페라이트 평균입경이 6㎛ 이하, 틴화물 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하인 조직을 가지는 고탄소열연강판을 제공한다. 탄화물 평균입경은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 것이 바람직하다. 페라이트 입자의 체적율은, 5％ 이하인 것이 바람직하다.In Embodiment 1, in mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less , N: 0.005% or less, B: 0.001-0.05%, Cr: 0.05-0.3%, the remainder being iron and an unavoidable impurity, ferrite average particle diameter of 6 µm or less, tinide average particle diameter of 0.1 Provided is a high carbon hot rolled steel sheet having a structure in which the volume fraction of ferrite particles having a volume of not less than 1. m and not more than 1.20 m is substantially 10%. It is preferable that carbide average particle diameters are 0.5 micrometer or more and less than 1.20 micrometers. It is preferable that the volume ratio of ferrite particles is 5% or less.

또, 실시형태 1은, 상기 조성을 가지는 강을, (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무 리온도로 열간압연한 후, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 하여 냉각을 행하고, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취하여 열연강판으로 한 후, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 고탄소열연강판의 제조방법을 제공한다. 상기 어닐링을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각을 냉각정지온도 600℃ 이하에서 행하고, 권취를 권취온도 500℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다.Further, in Embodiment 1, the steel having the composition is hot rolled to a finishing temperature of (Ar ₃ transformation point-10 ° C) or higher, and then cooled at a cooling stop temperature of 620 ° C or lower while cooling rate is over 120 ° C / sec. Then, it is wound to a coiling temperature of 600 ℃ or less to provide a hot-rolled steel sheet, and then provides a method for producing a high carbon hot rolled steel sheet which is annealed at an annealing temperature of 640 ℃ or more Ac ₁ transformation point. It is preferable to perform the annealing at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. It is preferable that the cooling is performed at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower, and winding up at a winding temperature of 500 ° C. or lower.

실시형태 1의 고탄소열연강판 및 그 제조방법은, 고탄소강판의 신장플랜지성 및 연성에 미치는 조성 및 미크로조직의 영향에 관하여 예의연구를 진행한 중에 이루어졌다. 그 과정에서, 강판의 신장플랜지성 및 연성에 영향을 미치는 인자는, 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물의 분산상태도 큰 영향을 미치고 있는 것을 알아내었다.The high carbon hot rolled steel sheet of Embodiment 1 and its manufacturing method were made in earnest research regarding the influence of the composition and the microstructure on the elongation flangeability and ductility of the high carbon steel sheet. In the process, it was found that not only the composition and the shape and quantity of the carbides, but also the dispersion state of the carbides had a significant influence on the elongation flangeability and ductility of the steel sheet.

또한, 탄화물의 형상으로서는 탄화물 평균입경, 탄화물의 분산상태로서는 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을, 각각 제어함으로써 고탄소열연강판의 신장플랜지성이 향상하는 것을 알 수 있었다. 더욱이, 조성 및 페라이트 입경을 제어함에 의하여, 신장플랜지성과 강도를 안정하면서도 높은 레벨로 양립시킬 수 있고, 탄화물입경을 더욱 규정(規定)하여 제어함으로써 신장을 안정하게 높일 수 있는 것을 알아내었다. 그리고, 이러한 지식에 기초하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제어방법을 검토하고, 신장플랜지성 및 연성이 우수한 고탄소열연강판의 제조방법을 확립하였다.In addition, it was found that the elongated flange property of the high carbon hot rolled steel sheet was improved by controlling the volume ratio of the ferrite particles substantially free of carbide as the shape of the carbide as the shape of the carbide and the dispersed state of the carbide. Furthermore, it was found that by controlling the composition and the ferrite grain size, the stretch flange and the strength can be made to be stable and at a high level, and the carbide grain size can be further regulated to increase the stretch stably. And based on this knowledge, the control method for controlling the said structure was examined, and the manufacturing method of the high carbon hot-rolled steel sheet excellent in extending | stretching flange property and ductility was established.

이하, 실시형태 1의 구성요소에 관하여 설명한다.Hereinafter, the component of Embodiment 1 is demonstrated.

C함유량 : 0.20∼O.48 ％(질량%, 이하 동일함)C content: 0.20-0.48% (mass%, same as below)

C는, 탄화물을 형성하고, 소입후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. 그러나, C함유량이 0.20% 미만에서는, 열연후의 조직에 있어서 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많아지게 되어 탄화물의 분포가 불균일하게 된다. 또한, 페라이트입자도 조대화한다. 또, 이 경우 소입후에도, 기계구조용부품으로서 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.48%를 초과하면, 어닐링후에도 신장플랜지성 및 연성이 낮다. 따라서, C함유량은, 0.20% 이상 O.48 ％ 이하로 한다.C is an important element which forms carbide and gives hardness after hardening. However, when the C content is less than 0.20%, the formation of saltpeter ferrite becomes remarkable in the structure after hot rolling, and the ferrite particles substantially free of carbides increase, resulting in uneven distribution of carbides. Ferrite particles are also coarsened. In this case, even after hardening, sufficient strength as a mechanical structural part is not obtained. On the other hand, when the C content exceeds 0.48%, the elongated flange property and the ductility are low even after annealing. Therefore, C content is made into 0.20% or more and O.48% or less.

Si: 0.1％ 이하Si: 0.1% or less

Si는, 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승사키는 원소이기 때문에, 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하여 함유하면, 초석페라이트가 생성하기 숴워지고, 탄화물을 실질적으로 함유하지 않은 페라이트입자가 많아져서 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, Si함유량을 0.1% 이하로 제한한다. Since Si is an element which improves the hardenability and increases the material strength by solid solution strengthening, Si is preferably contained 0.005% or more. However, when it contains exceeding 0.1%, salt-based ferrite becomes hard to produce | generate, and ferrite particle which does not contain carbide substantially increases, and extension flange property deteriorates. Therefore, the Si content is limited to 0.1% or less.

Mn ; 0.20~0.60%Mn; 0.20-0.60%

Mn은, Si과 마찬가지로 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이다. 또한, S을 MnS로서 고정하고, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 중요한 원소이다. 그리고, Mn의 함유량에 관하여는, 소입성에 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 따라서, 본 발명의 B, Cr첨가강에 있어서 소입성에 미치는 Mn량의 영향에 관하여 조사하였다.Mn, like Si, is an element that improves the hardenability and increases the material strength by solid solution strengthening. Moreover, it is an important element which fixes S as MnS and prevents hot cracking of a slab. And it is known that content of Mn has a big influence on hardenability. Therefore, the influence of the amount of Mn on the hardenability in the B and Cr-added steels of the present invention was investigated.

C: 0.34％, Si: 0.04％, Mn: 0.10~0.90%, P: 0.01%, S: 0.005%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025％, Cr: 0.25％로 이루어지는 강을 용해후, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 이어서, 710℃로 40h 유지하는 조건으로 어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제작하였다. 얻어진 강판을 50×100mm의 크기로 절단후, 가열로에서 820℃로 승온하고, 10초 유지후에 약 20℃의 기름 중에서 소입하였다. 소입후의 시험편에 있어서는 경도를 록웰경도 스케일(HRc)로 10점 측정하고, 소입성을 평가하였다. 평가는 평균경도(HRc) 50 이상을 양호로 하였다. 얻어진 결과를 도1에 나타내었다.C: 0.34%, Si: 0.04%, Mn: 0.10 to 0.90%, P: 0.01%, S: 0.005%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025%, Cr: 0.25% After melting the steel, hot rolling was performed at a heating temperature of 1250 ° C, a hot finishing temperature of 880 ° C, and a winding temperature of 560 ° C. Subsequently, annealing was performed under conditions maintained at 710 ° C. for 40 h to prepare a steel sheet having a plate thickness of 5.0 mm. The obtained steel sheet was cut into a size of 50 × 100 mm, then heated to 820 ° C. in a heating furnace, and quenched in oil at about 20 ° C. after holding for 10 seconds. In the test piece after hardening, the hardness was measured by Rockwell hardness scale (HRc) ten points, and the hardenability was evaluated. Evaluation made the average hardness (HRc) 50 or more favorable. The obtained result is shown in FIG.

도1은, Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다. 도1에 의하여, M n량이 0.20% 이상에서 경도(HRc) 50 이상이 확보되고, 또 Mn량이 0.35% 이상에서 경도가 55에 달하여, 보다 높은 소입경도가 안정하게 얻어지는 것을 알 수 있었다.1 is a diagram showing the relationship between the amount of Mn and the hardness after quenching. From Fig. 1, it was found that the hardness (HRc) 50 or more was secured at an amount of Mn of 0.20% or more, and the hardness reached 55 at an amount of Mn of 0.35% or more, so that a higher particle size was stably obtained.

또한, 소재강도를 상승시키고, S를 MnS로서 고정하며, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 점에서, Mn함유량이 0.20% 미만에서는 이러한 결과가 작아지게 됨과 동시에 초석페라이트의 생성을 조장하고, 페라이트입자를 조대화시킨다.In addition, in order to increase the material strength, fix S as MnS, and to prevent hot cracking of the slab, when the Mn content is less than 0.20%, this result is reduced, and it is possible to promote the formation of the cornerstone ferrite and to form ferrite particles. Coarse

한편, 0.60%를 초과하면, 인장강도는 얻을 수 있지만, 편석대인 망간밴드의 생성이 현저하게 되어 신장플랜지성 및 신장이 열화한다.On the other hand, when it exceeds 0.60%, tensile strength can be obtained, but generation of manganese bands, which are segregation zones, becomes remarkable, and the elongation flangeability and elongation deteriorate.

이상에 의하여, Mn함유량은 0.20% 이상 0.60% 이하, 바람직하게는 0.35% 이상 0.60% 이하로 한다.By the above, Mn content is made into 0.20% or more and 0.60% or less, Preferably you may be 0.35% or more and 0.60% or less.

P ; 0.02% 이하P; 0.02% or less

P는, 입계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.02%까지는 허용될 수 있기 때문에, P함유량을 0.02%이하로 제한한다.P is an element that must be reduced because segregation at grain boundaries lowers toughness. However, since the content of P can be allowed up to 0.02%, the P content is limited to 0.02% or less.

S ; 0.01% 이하S; 0.01% or less

S는, Mn과 MnS를 형성하여 신장플랜지성을 열화시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, S의 함유량이 0.01%까지는 허용될 수 있기 때문에, S함유량을 0.01% 이하로 제한한다.S is an element that must be reduced because Mn and MnS are formed to deteriorate the extension flange. However, since the content of S can be allowed up to 0.01%, the S content is limited to 0.01% or less.

sol.A1: 0.1% 이하 sol.A1: 0.1% or less

Al은, 탈산제로서 사용되어 강의 청정도를 향상시키기 때문에, 제강단계에서 첨가하며, 강중에는 통상 sol.A1로서 대체로 0.005% 이상 함유된다. 한편, sol.A1 함유량이 0.1%를 넘는 정도로 Al을 첨가하여도, 청정도를 향상시킨다고 하는 효과가 포화하여 코스트 증가가 된다. 따라서, 강중의 sol.A1 함유량은 0.1% 이하로 한다.Al is used as a deoxidizer to improve the cleanliness of the steel, so it is added in the steelmaking step, and is usually contained in the steel as sol.A1 in general at least 0.005%. On the other hand, even if Al is added to the extent that sol.A1 content exceeds 0.1%, the effect of improving the cleanliness is saturated, and cost increases. Therefore, sol.A1 content in steel shall be 0.1% or less.

N: 0.005% 이하N: 0.005% or less

N은, BN을 형성하여 소입성에 유효한 고용 B량을 저감시켜 소입성을 저하시키므로, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, N의 함유량이 0.005%까지는 허용될 수 있기 때문에, N함유량을 0.005%이하로 제한한다.N is an element that must be reduced because BN is formed to reduce the amount of solid solution B effective for quenchability, thereby reducing quenchability. However, since the content of N can be allowed up to 0.005%, the N content is limited to 0.005% or less.

B: 0.001~0.005％B: 0.001-0.005%

B는, 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, B함유량이 0.001% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.005%를 초과하면, 효과가 포화함과 동시에, 열간압연의 부하가 높아져서 조업성이 저하한다. 따라서, B함유량을 0.001% 이상 0.005% 이하로 한다.B is an important element that suppresses the formation of saltpeter ferrite during cooling after hot rolling, improves the elongation flangeability, and increases the hardenability. However, when the B content is less than 0.001%, a sufficient effect is not obtained. On the other hand, when it exceeds 0.005%, while an effect will be saturated, the load of hot rolling will become high and operability will fall. Therefore, B content is made into 0.001% or more and 0.005% or less.

Cr: 0.05~0.3％Cr: 0.05-0.3%

Cr은, B와 마찬가지로 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.05% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.3%를 초과하여 함유하여도, 소입성은 향상하지만, 초석페라이트생성의 억제효과가 포화함과 동시에 코스트증가가 된다. 따라서, Cr함유량을 0.05% 이상 0.3% 이하로 한다.Cr, like B, is an important element that suppresses the formation of saltpeter ferrite during cooling after hot rolling, improves elongation flangeability, and enhances hardenability. However, when Cr content is less than 0.05%, sufficient effect is not acquired. On the other hand, even if it contains more than 0.3%, hardenability improves, but the inhibitory effect of salt-crystal ferrite formation becomes saturated, and cost increases. Therefore, Cr content is made into 0.05% or more and 0.3% or less.

다음에, 실시형태 1의 강판의 조직에 관하여 설명한다.Next, the structure of the steel plate of Embodiment 1 is demonstrated.

페라이트평균입경 : 6㎛ 이하Ferrite Average Particle Size: 6㎛ or less

페라이트평균입경은, 신장플랜지성과 소재강도를 지배하는 중요한 인자이며, 실시형태 1에 있어서 중요한 요건이다. 페라이트입자를 미세화함으로써, 신장플랜지성을 열화시킴이 없이 강도를 상승시키는 것이 가능하게 된다. 즉, 페라이트평균입경을 6㎛ 이하로 함에 의하여, 소재의 인장강도를 440MPa 이상 확보하면서도, 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 한편, 1.0㎛ 미만의 미세입자로 되면 강도상승이 현저해지며, 프레스가공시의 부하가 증대할 가능성이 있기 때문에, 하한은 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트입경은, 제조조건, 특히 마무리온도, 냉각정지온도에 의하여 제어할 수 있다.The ferrite average particle diameter is an important factor governing the elongation flange and material strength, and is an important requirement in the first embodiment. By miniaturizing the ferrite particles, it is possible to increase the strength without deteriorating the extension flange. That is, by setting the ferrite average particle diameter to 6 µm or less, excellent extension flange property is obtained while securing tensile strength of the material to 440 MPa or more. On the other hand, when the fine particles are less than 1.0 mu m, the strength increase is remarkable, and the load during press working may increase, so the lower limit is preferably 1.0 mu m or more. In addition, the ferrite particle diameter can be controlled by manufacturing conditions, especially a finishing temperature and a cooling stop temperature.

탄화물평균입경 : 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만Carbide average particle size: 0.1㎛ or more but less than 1.20㎛

탄화물입경은, 가공성일반, 및 구멍확장가공에 있어서의 보이드 발생에 큰 영향을 미친다. 탄화물이 미세하게 되면 보이드의 발생은 억제할 수 있지만, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되면 경도의 상승에 따라 연성이 저하하고, 그 때문에 신장플랜지성도 저하한다. 한편, 탄화물평균입경의 증가에 따라 가공성일반은 향상하지만, 1.20㎛ 이상이 되면 구멍확장가공에 있어서의 보이드의 발생에 의하여 신장플랜지성이 저하한다. 따라서, 탄화물평균입경을 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어한다. 또, 탄화물평균입경을 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어함에 의하여, 강도 상승이 억제됨과 동시에 신장이 증대하여 우수한 신장특성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛으로 한다. 또, 탄화물평균입경은, 제조조건, 특히 냉각정지온도, 권취온도, 및 어닐링온도에 의해 제어할 수 있다. 여기서, 탄화물의 평균입경에 관하여는, 탄화물의 장경(長徑)과 단경(短徑)의 평균을 각각의 탄화물의 입경(粒徑)으로 하고, 이 각각의 탄화물의 입경을 평균한 값을 탄화물평균입경으로 한다.Carbide particle size greatly affects the workability in general and the generation of voids in hole expansion processing. If the carbide is fine, the generation of voids can be suppressed, but if the carbide average particle diameter is less than 0.1 mu m, the ductility decreases as the hardness increases, and thus the extension flange properties also decrease. On the other hand, workability generally improves with increasing carbide average particle diameter, but when it becomes 1.20 micrometers or more, extension flange property falls by generation | occurrence | production of the void in hole expansion processing. Therefore, the carbide average particle diameter is controlled to less than 1.20 µm while being 0.1 µm or more. In addition, by controlling the carbide average particle diameter to be 0.5 m or more and less than 1.20 m, the increase in strength is suppressed and the elongation is increased to obtain excellent elongation characteristics. Therefore, Preferably it is 1.20 micrometers while being 0.5 micrometer or more. The carbide average particle diameter can be controlled by manufacturing conditions, in particular, the cooling stop temperature, the coiling temperature, and the annealing temperature. Here, with respect to the average particle diameter of the carbide, the average of the long and short diameters of the carbide is the particle size of each carbide, and the value obtained by averaging the particle diameter of each carbide is the carbide The average particle diameter is used.

탄화물의 분산상태 : 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자의 체적율이 10% 이하Carbide Dispersion State: Volume fraction of ferrite particles containing substantially no carbide is 10% or less

탄화물의 분산상태를 균일하게 함으로써, 상술한 바와 같이, 구멍확장가공시의 타발 단면에 있어서의 응력집중이 완화되고, 보이드의 발생이 억제될 수 있다. 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자를, 체적율로 하여 10% 이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태를 균일하게 할 수 있고, 신장플랜지성이 현저하게 향상된다. 따라서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은 10% 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을 5% 이하로 함으로써, 탄화물의 분산상태를 일층 균일화하여, 매우 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 5% 이하로 한다. 한편, 본 성분계가 아공석강으로서, 초석페라이트를 완전하게 억제하는 것이 곤란한 것을 고려하면 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율의 하한은 1%로 하는 것이 바람직하다. 또, 탄화물의 분산상태, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은, 제조조건, 특히 마무리온도, 압연후의 냉각속도, 냉각정지온도 및 권취온도에 의하여, 제어하는 것이 가능하다.By making the dispersion state of the carbide uniform, as described above, stress concentration in the punched end surface at the time of hole expansion processing can be alleviated, and generation of voids can be suppressed. By using ferrite particles substantially free of carbides in a volume ratio of 10% or less, the dispersion state of the carbides can be made uniform, and the extension flange properties are remarkably improved. Therefore, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide is set at 10% or less. Further, by setting the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide to 5% or less, the dispersion state of the carbide is further uniformed, so that an excellent extension flange property can be obtained. Therefore, Preferably it is 5% or less. On the other hand, considering that the present component system is a pore-steel, it is difficult to completely suppress the super-ferrite ferrite, the lower limit of the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide is preferably 1%. In addition, the dispersion state of carbides, that is, the volume ratio of ferrite particles substantially free of carbides, can be controlled by manufacturing conditions, particularly finishing temperature, cooling rate after rolling, cooling stop temperature and winding temperature.

여기서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 통상의 광학현미경에 의한 금속조직관찰에서는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미하며, 주사형전자현미경에서도 저배율로는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미한다. 즉, 본 발명에 있어서의 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 강판시료의 판두께 단면(斷面)을 연마하고, 나이탈(nital)로 부식후, 주사형전자현미경으로 1000배로 관찰하여도 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자로 한다. 이와 같은 페라이트입자는, 열연후에 초석페라이트로서 생성한 부분이고, 어닐링후의 상태에서도 입자 내에 탄화물이 관찰되지 않는, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자로 말할 수 있다.Herein, ferrite particles substantially free of carbides refer to ferrite particles in which carbides are not detected in the observation of metallographic structures by a conventional optical microscope, and ferrite particles in which carbides are not detected at low magnification even in a scanning electron microscope. it means. In other words, the ferrite particles substantially free of carbides in the present invention are polished to the plate thickness section of the steel sheet sample, and then corroded with nital and observed 1000 times with a scanning electron microscope. It is set as ferrite particles in which no carbide is detected. Such a ferrite particle is a part produced as a cornerstone ferrite after hot rolling, and can be referred to as a ferrite particle in which no carbide is observed in the particle even in a state after annealing, that is, substantially free of carbide.

다음에, 실시형태 1의 제조조건의 한정이유에 대하여 설명하다.Next, the reason for limitation of the manufacturing conditions of Embodiment 1 is demonstrated.

열간압연의 마무리온도 : (Ar₃변태점-10℃) 이상Finishing temperature of hot rolling: above (Ar ₃ transformation point-10 ℃)

강을 열간압연할 때의 마무리온도가 (Ar₃변태점-10℃) 미만에서는, 일부에서 페라이트변태가 진행하기 때문에 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 증가하고, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 페라이트입자의 조대화가 현저하게 되어 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하기 때문에, 신장플랜지성과 함께 강도가 저하한다. 따라서, 마무리압연의 마무리온도는 (Ar₃변태점-10℃) 이상으로 한다. 이에 의하여, 조직의 균일미세화를 도모할 수 있으며, 신장플랜지성과 강도의 향상이 도모될 수 있다. 한편, 마무리온도의 상한은 특히 한정되지 않지만, 1000℃를 넘는 고온의 경우 스케일성 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1000℃ 이하가 바람직하다. 또, Ar₃변태점(℃)은 다음의 식으로 산출할 수 있다.It is less than the finishing temperature for hot rolling a steel (Ar ₃ transformation point -10 ℃), and ferrite transformation increases the ferrite particles because that is substantially free of carbide to progress in some, and deteriorates stretch-flange formability. In addition, the coarsening of the ferrite particles becomes remarkable, and the ferrite average particle diameter exceeds 6 mu m, so that the strength decreases with the extension flange. Accordingly, the finishing temperature of finish rolling is to be not less than (Ar ₃ transformation point -10 ℃). As a result, uniform microstructure of the tissue can be achieved, and the extension flange can be improved in strength. On the other hand, the upper limit of the finishing temperature is not particularly limited, but in the case of a high temperature exceeding 1000 ° C., scalability defects tend to occur, so 1000 ° C. or less is preferable. Further, Ar ₃ transformation point (℃) can be calculated by the following expression.

Ar₃=930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr (1)Ar ₃ = 930.21-394.75C + 54.99Si-14.40Mn + 5.77Cr (1)

여기서, 식중의 원소기호는 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다.Here, the element symbol in the formula represents each element content (mass%).

열간압연의 냉각조건 : 냉각속도〉 120℃/초Cooling condition of hot rolling: Cooling rate> 120 ℃ / sec

본 발명에서는, 변태후의 초석페라이트입자의 체적율의 저감을 도모하기 위하여, 압연후에 급냉(냉각)을 행한다. 열간압연후의 냉각방법이 서냉이라면, 오스테나이트의 과냉도가 작아서 초석페라이트가 많이 생성된다. 냉각속도가 120℃/초 이하의 경우, 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 10%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연 후의 냉각의 냉각속도를 120℃/초를 넘는 것으로 한다. 한편, 냉각속도의 상한은 설비상 능력의 관점에서 700℃/초가 바람직하다.In the present invention, rapid cooling (cooling) is performed after rolling in order to reduce the volume ratio of the saltpeter ferrite particles after transformation. If the cooling method after hot rolling is slow cooling, the supercooling degree of austenite is small, and many cornerstone ferrites are produced. When the cooling rate is 120 ° C./sec or less, the formation of the cornerstone ferrite becomes remarkable, the ferrite particles substantially free of carbide exceed 10%, and the extension flange deteriorates. Therefore, the cooling rate of the cooling after rolling shall exceed 120 degree-C / sec. On the other hand, the upper limit of the cooling rate is preferably 700 deg. C / sec from the viewpoint of facility capability.

여기서 냉각속도란 마무리압연후의 냉각개시로부터 냉각정지까지의 평균냉각속도이다. 또한, 마무리압연후, 통상은 3초 이내 정도에서 냉각을 개시하지만, 변태후의 페라이트결정립이나 펄라이트 등을 보다 미세화하고, 가공성을 일층 더 향상시키는 점에서, 마무리압연후, 0.1초를 넘고 1.0초 미만의 시간내에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.Here, the cooling rate is the average cooling rate from the start of cooling after finishing rolling to the stop of cooling. In addition, after finishing rolling, cooling is generally started within about 3 seconds. However, since the ferrite grains, pearlite, and the like after transformation are further refined and workability is further improved, after finishing rolling, after finishing rolling, after 0.1 seconds, it is less than 1.0 second. It is preferable to start cooling within the time of.

냉각정지온도 : 620℃ 이하 Cooling Stop Temperature: Below 620 ℃

열간압연후의 냉각의 냉각정지온도가 높은 경우, 권취까지의 냉각중에 페라이트가 생성함과 동시에, 펄라이트의 콜로니(colony) 및 라멜라 간격이 증대한다. 그 때문에, 어닐링후에 페라이트입자가 조대화함과 동시에 미세탄화물이 얻어지지 않게되어, 강도가 저하하며, 신장플랜지성이 열화한다. 냉각정지온도가 620℃보다 높은 경우, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 10%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각정지온도를 620℃ 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자를 5% 이하로 하는 경우는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각정지온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.When the cooling stop temperature of the cooling after hot rolling is high, ferrite is produced during cooling until winding and the colony and lamellar spacing of pearlite increases. Therefore, after annealing, ferrite grains coarsen and fine carbides are not obtained, resulting in a decrease in strength and deterioration of the extension flange. If the cooling stop temperature is higher than 620 DEG C, ferrite particles substantially free of carbide exceed 10%, and the extension flange deteriorates. Therefore, the cooling stop temperature of cooling after rolling shall be 620 degreeC or less. In the case where the ferrite particles substantially free of carbide are made 5% or less, the cooling stop temperature is preferably 600 ° C or less. On the other hand, the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined. However, since the shape of the steel sheet deteriorates with low temperature, the lower limit of the cooling stop temperature is preferably 200 ° C or higher.

권취온도 : 600℃ 이하Winding temperature: 600 ℃ or less

냉각정지후는 강판을 권취하지만, 권취온도가 높을 수록 펄라이트의 라멜라 간격이 크게 된다. 그 때문에, 어닐링후의 탄화물이 조대화하여, 권취온도가 600℃를 넘으면 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 권취온도를 600℃ 이하로 한다. 또, 권취온도를 500℃이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태가 일층 균일화하고, 매우 우수한 신장플랜지성이 얻어지기 때문에, 500℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 권취온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.After cooling stop, the steel sheet is wound, but the higher the coiling temperature, the larger the lamellar spacing of pearlite is. Therefore, the carbide after annealing coarsens, and when the coiling temperature exceeds 600 ° C, the extension flange properties deteriorate. Therefore, the coiling temperature is set at 600 ° C or lower. Moreover, it is preferable to set it as 500 degrees C or less, since the dispersion | distribution state of a carbide is made uniform by the winding temperature being 500 degrees C or less, and very excellent extension flange property is obtained. On the other hand, the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited. However, the lower the temperature, the lower the temperature of the steel sheet.

또, 탄화물의 분산상태를 더욱 균일화하고, 우수한 신장플랜지성을 얻기 위해서는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하여 냉각함과 동시에, 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것이 특히 바람직하다. In addition, in order to further uniformize the dispersion state of the carbide and obtain excellent extension flangeability, it is particularly preferable to cool the cooling stop temperature at 600 ° C or lower and to wind it up to the winding temperature of 500 ° C or lower.

어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하Annealing temperature: Above 640 ℃ Ac ₁ transformation point

상기와 같이 하여 얻은 열연강판에 대하여, 탄화물을 구상화하기 위하여 어닐링을 행한다. 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 탄화물의 구상화가 불충분 혹은 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 한편, 어닐링온도가 Ac₁ 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 신장도 열화한다. 이상에 의하여, 어닐링온도는 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하로 한다. 더욱이, 어닐링온도를 680℃이상으로 함으로써, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이 되어, 높은 신장특성을 얻을 수 있으며, 또한 더 한층 우수한 신장플랜지성을 얻을 수 있다. 따라서, 바람직하게는 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하로 한다. 또, Ac₁ 변태점(℃)는 다음 식으로 산출할 수 있다.The hot-rolled steel sheet obtained as described above is annealed to form carbides. If the annealing temperature is less than 640 ° C., the spheroidization of the carbide is insufficient or the carbide average particle diameter is less than 0.1 μm, resulting in deterioration of the extension flange. On the other hand, when the annealing temperature exceeds the Ac ₁ transformation point, part of the austenite is formed and pearlite is formed again during cooling, so that the extension flange properties deteriorate. In addition, elongation also deteriorates. By the above, the annealing temperature is in a range from 640 ℃ Ac ₁ transformation point. Further, by setting the annealing temperature to 680 ° C or higher, the carbide average particle diameter becomes 0.5 µm or more, high extension characteristics can be obtained, and further excellent extension flange properties can be obtained. Thus, preferably at least 680 ℃ and below the Ac ₁ transformation point. Also, Ac ₁ transformation point (℃) can be calculated by the following equation.

Ac₁ =754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (2)Ac ₁ = 754.83-32.25C + 23.32Si-17.76Mn + 17.13Cr (2)

여기서, 식중의 원소기호는 각각 원소 함유량(질량%)을 나타낸다.Herein, the element symbols in the formulas each indicate an element content (mass%).

실시형태 1의 고탄소강판의 성분 조제(調製)에는, 전로(轉爐) 혹은 전기로의 어느 것도 사용가능하다. 이와 같이 성분 조제된 고탄소강을, 조괴(造塊)-분괴(分塊)압연 또는 연속주조에 의하여 강 슬래브로 한다. 이 강 슬래브에 대하여 열간압연을 행하지만, 이 때 슬래브 가열온도는 스케일발생에 의한 표면결함의 열화를 피하기 위해서 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.As the component preparation of the high carbon steel sheet of Embodiment 1, either a converter or an electric furnace can be used. The high carbon steel thus prepared is made of steel slab by ingot-fracture rolling or continuous casting. Although hot rolling is performed on this steel slab, the slab heating temperature is preferably set to 1300 ° C or lower in order to avoid deterioration of surface defects due to scale generation.

또, 열간압연시에 조압연을 생략하여 마무리압연을 행하여도 좋고, 연속주조슬래브를 그대로 또는 온도저하를 억제할 목적으로 보열하면서 압연하는 직송압연을 행하여도 좋다. 또한, 마무리온도 확보를 위해, 열간압연중에 바 히터 등의 가열수단에 의하여 압연재의 가열을 행하여도 좋다. 또, 구상화촉진 혹은 경도 저감을 위하여, 권취후에 코일을 서냉커버 등의 수단으로 보온하여도 좋다.Further, in the case of hot rolling, rough rolling may be omitted and finish rolling may be performed, or direct casting rolling may be carried out while keeping the continuous casting slab intact or for the purpose of suppressing a temperature drop. Further, in order to secure the finishing temperature, the rolling material may be heated by heating means such as a bar heater during hot rolling. In addition, in order to promote spheroidization or to reduce hardness, the coil may be kept warm by means such as a slow cooling cover after winding.

권취를 행하여 열연강판으로 한 후, 바람직하게는 통상의 방법에 따라 산세한 후에 어닐링을 행한다. 어닐링에 대해서는, 상(箱)어닐링, 연속어닐링의 어느 것도 좋다. 그 후, 필요에 따라서 조질압연을 행한다. 이 조질압연에 관하여는 소입성에는 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대하여 특히 제한은 없다.After winding to form a hot rolled steel sheet, it is preferable to anneal after pickling in accordance with a conventional method. As for annealing, any of phase annealing and continuous annealing may be used. Thereafter, temper rolling is performed as necessary. This temper rolling does not affect the hardenability, so there is no particular restriction on the condition.

이상에 의하여, 신장플랜지성이 우수하고, 혹은 더욱이 연성이 우수한 고탄 소열연강판을 얻을 수 있다. 또, 상기는 본 발명의 제조방법의 일실시형태를 나타낸 것으로서, 이에 한정되는 것은 아니다.By the above, a high carbon hot-rolled steel sheet which is excellent in extension flange property or further excellent in ductility can be obtained. In addition, the above has shown one Embodiment of the manufacturing method of this invention, It is not limited to this.

이와 같이 하여 얻어진 고탄소열연강판이 우수한 신장플랜지성을 가지는 이유는 다음과 같이 생각된다. 신장플랜지성에는, 타발 단면부분의 내부조직이 크게 영향을 미친다. 특히, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자(열연후의 초석페라이트)가 많은 경우, 구상화조직의 부분과의 입계로부터 크랙이 발생하는 것이 확인되고 있다.The reason why the high carbon hot rolled steel sheet thus obtained has excellent elongation flangeability is considered as follows. In the extension flange, the internal structure of the punched cross-section part greatly influences. In particular, in the case of a large number of ferrite particles (stone-based ferrite after hot rolling) substantially free of carbides, it has been confirmed that cracks occur from grain boundaries with parts of the spheroidized structure.

미크로조직의 거동을 보면, 타발 가공시에는 탄화물의 계면에, 응력집중에 의한 보이드의 발생이 현저하게 된다. 이 응력집중은, 탄화물의 치수가 클수록, 또한 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많을 수록 크게 된다. 구멍확장가공시에는, 이러한 보이드가 연결되어 크랙이 된다.In view of the behavior of the microstructure, the occurrence of voids due to the stress concentration at the interface of the carbide during punching becomes remarkable. This stress concentration becomes larger as the dimension of the carbide is larger and the more ferrite particles are substantially free of carbide. At the time of hole expansion, these voids are connected to become cracks.

이와 같이, 제조조건의 제어뿐만 아니라, 탄화물평균입경, 및 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 차지하는 비율을 제어함으로써, 응력집중을 작게 하고, 보이드 발생을 저감하는 것이 가능하다.In this manner, not only the control of the manufacturing conditions, but also the carbide average particle diameter and the ratio of the ferrite particles substantially free of carbides are controlled to reduce the stress concentration and reduce the generation of voids.

실시예 1Example 1

표1에 도시한 화학성분을 가지는 강의 연속주조슬래브를, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 마무리압연후 냉각개시까지의 시간 0.7초, 열연후 냉각속도 150℃/초, 냉각정지온도 610℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 그 후, 산세하고, 710℃로 40h 유지하는 상어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제조하 였다. 여기서, 강 No.A~E 및 N은 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위내이고, 강 No.F~M은 조성이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다.Continuous casting slab of steel with chemical composition shown in Table 1 was heated at 1250 ℃, hot finishing temperature 880 ℃, time to finish cooling after finishing rolling, 0.7 seconds, cooling rate 150 ℃ / sec after hot rolling, cooling stop temperature 610 Hot rolling was carried out at 캜 and a coiling temperature of 560 캜. Thereafter, pickling was carried out, and annealing was maintained at 710 ° C. for 40 h to prepare a steel sheet having a plate thickness of 5.0 mm. Here, steel Nos. A-E and N have chemical compositions (compositions) in the range of Embodiment 1, and steel Nos. F-M are comparative examples in which the composition is out of the range of Embodiment 1.

이러한 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태를 측정, 신장플랜지성평가 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건에 관하여 이하로 나타낸다.Samples were taken from these steel sheets, and the average ferrite grain size, the average carbide grain size, and the dispersion state of the carbide were measured, and the elongated flangeability evaluation and the tensile test were performed. Each test and measurement method and conditions are shown below.

(ⅰ)페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 그 분산상태(Ⅰ) ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter and its dispersion state

샘플의 판두께 단면을 연마ㆍ나이탈 부식후, 주사형전자현미경에서 미크로조직을 촬영하고, 표기의 특성값을 측정하였다.After the plate thickness cross section of the sample was polished and subjected to nital corrosion, the microstructure was photographed with a scanning electron microscope, and the characteristic values indicated therein were measured.

우선, 페라이트평균입경에 관하여는, 상기 주사형전자현미경에서 1000배로 촬영한 조직사진에 대하여, JIS규격 G0552에 규정되어 있는 페라이트결정입도 시험방법 중의 절단법에 준거하여 측정하였다.First, the ferrite average particle diameter was measured based on the cutting method in the ferrite crystal grain size test method specified in JIS Standard G0552 with respect to the tissue photograph taken 1000 times by the scanning electron microscope.

탄화물평균입경에 관하여는, 마찬가지로 3000배로 촬영한 조직사진을 사용하고, 실면적 0.01㎟의 범위에서, 판두께방향으로 100mm의 선분(線分) 20개를 긋고, 이들 선분과 교차한 탄화물에 대하여 그 장경과 단경을 측정하고, 양자의 평균값을 그 탄화물의 입경으로 하며, 더욱이 측정한 전 탄화물의 입경의 평균을 구하여 탄화물평균입경으로 하였다.Regarding the average particle size of carbide, similarly, using a tissue photograph photographed at 3000 times, draw 20 line segments of 100 mm in the plate thickness direction within the actual area of 0.01 mm 2, and apply the carbide crosses to these line segments. The long and short diameters were measured, the average value of both was taken as the particle size of the carbide, and the average of the measured particle diameters of all carbides was taken as the carbide average particle diameter.

또한, 탄화물의 분산상태에 대하여는, 상기 1000배로 촬영한 조직사진에 관하여, 탄화물이 관찰되지 않은 페라이트입자의 면적율을 측정하고, 이것을 가지고 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율로 하여, 탄화물의 분산상태의 지표로 하였다.In addition, with respect to the dispersed state of the carbide, the area ratio of the ferrite particles in which carbides were not observed was measured with respect to the tissue photograph taken at 1000 times, and the carbides were used as the volume ratio of the ferrite particles substantially free of carbides. It was set as an index of the dispersion state of.

(ⅱ)신장플랜지성의 평가(Ii) evaluation of extension flange

샘플을, 펀치 직경 d_o=10mm, 다이스 직경 12mm(클리어런스 20%)의 타발공구를 사용하여 타발후, 구멍확장시험을 실시하였다. 구멍확장시험은, 원통평저(圓筒平底) 펀치(50mmφ, 5R(쇼울더(shoulder)반경 5mm)로서 밀어올리는 방법으로 행하고, 구멍테두리에 판두께 관통크랙이 발생한 시점에서의 구멍직경 db(mm)을 측정하여, 다음 식으로 정의되는 구멍확장율 λ(%)을 구하였다.The sample was punched out using a punching tool having a punch diameter d _o = 10 mm and a die diameter 12 mm (clearance 20%), and then a hole expansion test was performed. The hole expansion test is carried out by pushing up with a cylindrical flat bottom punch (50 mmφ, 5R (shoulder radius 5 mm)), and the hole diameter db (mm) at the time when the plate thickness through crack occurs in the hole edge. Was measured and the hole expansion ratio [lambda] (%) defined by the following equation was obtained.

λ=100×(db-d_o)/d_o (3)λ = 100 × (db-d _o ) / d _o (3)

(ⅲ)인장시험(Iv) tension test

압연방향에 대하여, 90°방향(C방향)을 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장강도 10mm/min 으로 인장시험을 행하여, 인장강도 및 신장을 측정하였다.With respect to the rolling direction, the JIS No. 5 test piece was sampled along the 90 degree direction (C direction), the tensile test was done by 10 mm / min of tensile strength, and the tensile strength and elongation were measured.

이상의 시험결과에 의하여 얻어진, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물의 분산상태, 신장플랜지성, 및 인장강도를 표2에 나타내었다. 여기서, 신장플랜지성은 상기 식(3)의 구멍확장율 λ로 평가하였다. 또, 본 발명에서는, 인장강도 TS에 대하여는 440MPa 이상, 구멍확장율 λ에 대하여는 70% 이상(판두께 5.0mm)를 각각 목표로 한다. 또한, 우수한 연성을 요구하는 경우의 신장으로서 35% 이상을 목표로 한다.Table 2 shows the ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter, carbide dispersion state, elongation flange property, and tensile strength obtained from the above test results. Here, the elongated flange property was evaluated by the hole expansion ratio [lambda] of the above formula (3). In the present invention, the tensile strength TS is aimed at 440 MPa or more, and the hole expansion ratio λ is 70% or more (plate thickness 5.0 mm). In addition, it aims at 35% or more as elongation in the case of requiring excellent ductility.

표2에서는, 강 No.A~E 및 N은, 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위내이고, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 10% 이하의 발명예이 다. 이들은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 70% 이상이라고 하는 실시형태 1의 목표를 달성하고 있다. 또한, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이기 때문에, 신장도 35% 이상 달성하고 있다. In Table 2, steel Nos. A to E and N have a chemical composition (composition) within the range of Embodiment 1, and have a ferrite average particle diameter of 6 µm or less and a carbide average particle diameter of 0.1 µm or more, but less than 1.20 µm. It is an example of the invention in which the volume fraction of ferrite particles substantially not included is 10% or less. These achieve the objective of Embodiment 1 that tensile strength TS is 440 Mpa or more and hole expansion rate (lambda) is 70% or more. Moreover, since carbide average particle diameter is 0.5 micrometer or more, elongation is achieved 35% or more.

이에 대하여, 표2의 강 No.F~M은, 화학성분(조성)이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.F는 C가 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위를 초과하고 있고, 인장강도(TS)가 440MPa 미만이며, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.G는 C가 높고, 조직은 실시형태 1의 범위로 되지만, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.H는 Si 및 P가 높고, 강 No.L,M은 B, Cr이 각각 낮기 때문에, 어느것도 초석페라이트가 다량으로 생성되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한 10%를 초과하고 있으며, 구멍확장율이 목표보다 낮다.On the other hand, steel No.F-M of Table 2 is a comparative example in which the chemical composition (composition) was out of the range of Embodiment 1. Steel No. F has a low C, a volume fraction of ferrite grains substantially free of ferrite average grain size, a carbide average grain diameter, and carbides, exceeding the range of Embodiment 1, a tensile strength (TS) of less than 440 MPa, The hole expansion rate is lower than the target. The steel No. G has a high C and the structure is in the range of the first embodiment, but the hole expansion ratio is lower than the target. In addition, the height is low. Since steel No.H is high in Si and P, and steels No.L and M are low in B and Cr, respectively, a large amount of cornerstone ferrite is produced, and a volume ratio of ferrite particles substantially free of carbide is performed. The upper limit of the form 1 range is over 10%, and the hole expansion rate is lower than the target.

비교예의 강 No.I는 Mn이 낮기 때문에, 초석페라이트가 다량으로 생성하고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위보다 높고, 더욱이 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하고 있으며, 강도 및 구멍확장가공율이 목표보다 낮다. 강 No.J는 Mn이 높고, 밴드조직이 발생하였기 때문에, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.K는 S가 높고, MnS가 증대하여, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다.Since the steel No. I of the comparative example had a low Mn, a large amount of salt-bearing ferrite was produced, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides was higher than that of the first embodiment, and the ferrite average particle diameter exceeded 6 µm. The strength and hole expansion rate are lower than the target. Since steel No. J has a high Mn and a band structure is generated, the hole expansion ratio is lower than the target. In addition, the height is low. Steel No. K is high in S, MnS is increased, and the hole expansion rate is greatly reduced.

실시예 2Example 2

앞에 게재된 표1에 나타난 강 중, 발명예의 강 No. A, C의 연속주조슬래브를 1250℃로 가열한 후, 표3에 도시한 조건으로 열간압연, 이어서 산세, 어닐링을 행하고, 판두께 5.0mm의 강판을 제조하였다. 여기서, 강판 No.1~8은 제조조건이 실시형태 1의 범위내의 발명예이고, 강판 No.9~16은 제조조건이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다.Steel No. of the invention example among the steels shown in Table 1 published above. A and C continuous casting slabs were heated to 1250 ° C., and then hot-rolled, followed by pickling and annealing under the conditions shown in Table 3 to prepare a steel sheet having a sheet thickness of 5.0 mm. Here, steel plate No. 1-8 is an example of invention in which manufacturing conditions are the range of Embodiment 1, and steel plate No. 9-16 is a comparative example in which manufacturing conditions were out of the range of Embodiment 1.

이들 강판으로부터 샘플을 채취하고, 실시예 1과 마찬가지로 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태의 측정, 신장플랜지성측정, 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건은 실시예 1과 동일하다. 결과를 표4에 나타내었다.Samples were taken from these steel sheets, and the ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter, and carbide dispersion state, extension flange measurement, and tensile test were conducted in the same manner as in Example 1. Each test and measurement method and conditions are the same as in Example 1. The results are shown in Table 4.

표4에서는, 제조조건이 실시형태 1의 범위내인 강 No.1~8은, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 10% 이하로 되어 있는 발명예의 강판이다.In Table 4, steel Nos. 1 to 8, in which the manufacturing conditions were within the range of Embodiment 1, had a ferrite average particle diameter of 6 µm or less and a carbide average particle diameter of 0.1 µm or more, but less than 1.20 µm, and substantially no ferrite. It is the steel plate of the invention example in which the volume ratio of particle | grains is 10% or less.

이들 발명예의 강판은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 70% 이상이라고 하는 본 발명 목표를 달성하고 있다. 그 중에서도, 강판 No.1,3,5,7은 어닐링온도가 680℃ 이상으로 본 발명의 제조조건의 바람직한 범위이고, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상으로서 높은 신장(35% 이상)이 얻어지고 있다. 그 중에서도 특히 강판 No.3,7은 냉각정지온도가 600℃ 이하, 권취온도가 500℃ 이하, 어닐링온도가 680℃ 이하로서, 본 발명 제조조건의 바람직한 범위내이고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 5% 이하로서, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이며, 높은 구멍확장율(85% 이상)과 동시에 높은 신장(35% 이상)이 얻어지고 있다.In the steel sheets of these invention examples, the object of the present invention is that the tensile strength TS is 440 MPa or more and the hole expansion ratio? Is 70% or more. Among them, steel sheets No. 1, 3, 5, and 7 have an annealing temperature of 680 ° C. or higher, which is a preferable range of the manufacturing conditions of the present invention, and a high average elongation (35% or more) is obtained with an average carbide diameter of 0.5 μm or more. . In particular, the steel sheets Nos. 3 and 7 have a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower, a coiling temperature of 500 ° C. or lower, and an annealing temperature of 680 ° C. or lower, which are within a preferable range of the manufacturing conditions of the present invention and are substantially free of carbides. The volume fraction of the ferrite particles is 5% or less, the carbide average particle diameter is 0.5 µm or more, and high elongation (85% or more) and high elongation (35% or more) are obtained.

이에 대하여, 표4의 강 No.9~16은, 제조조건(표3)이 실시형태 1의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.9,13은, 압연종료온도가 실시형태 1보다 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하고 있고, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.10,14는, 압연후의 냉각속도가 실시형태 1의 범위보다 낮고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하고 있고 구멍확장율도 목표보다 낮다.In contrast, steel Nos. 9 to 16 in Table 4 are comparative examples in which the manufacturing conditions (Table 3) were out of the range of the first embodiment. In steel Nos. 9 and 13, the rolling end temperature was lower than that of the first embodiment, the ferrite average particle diameter, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide exceeded the upper limit of the first embodiment, and the tensile strength and The hole expansion rate is lower than the target. In steel Nos. 10 and 14, the cooling rate after rolling is lower than the range of the first embodiment, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides is also exceeding the upper limit of the first embodiment, and the hole expansion rate is lower than the target. .

비교예 강판 No.11,15는, 냉각정지온도와 권취온도가 실시형태 1의 범위보다 높고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하여, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.12는, 어닐링온도가 본 발명범위보다 높고, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 1의 범위의 상한을 초과하여, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.16은, 어닐링온도가 실시형태 1의 범위보다 낮고, 탄화물의 구상화가 불충분하여 정확한 입경측정이 불가능하지만, 탄화물평균입경은 명백히 1.2mm를 초과하고 있고, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다. 또한, 신장도 낮다.In Comparative Steel Sheets Nos. 11 and 15, the cooling stop temperature and the coiling temperature were higher than those in the first embodiment, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of the ferrite average particle diameter, the carbide average particle diameter, and the carbide was that of the first embodiment. Beyond the upper limit of the range, the tensile strength and hole expansion rate are lower than the target. In steel sheet No. 12, the annealing temperature is higher than the range of the present invention, the average particle diameter of carbides, the volume fraction of ferrite particles substantially free of carbides exceed the upper limit of the range of Embodiment 1, and the hole expansion rate is lower than the target. . In addition, the height is low. In steel No. 16, the annealing temperature is lower than the range of Embodiment 1, the spheroidization of carbides is insufficient, so that accurate particle size measurement is impossible, but the carbide average particle diameter clearly exceeds 1.2 mm, and the hole expansion rate is greatly reduced. . In addition, the height is low.

실시형태 1의 고탄소열연강판을 사용함에 의하여, 기어로 대표되는 변속기 부품등의 가공에 있어서 가공도를 높게 하는 것이 가능하며, 그 결과 제조공정을 생략하여 낮은 코스트로 부품등을 제조하는 것이 가능하게 된다.By using the high-carbon hot-rolled steel sheet of Embodiment 1, it is possible to increase the workability in the machining of transmission parts such as gears, and as a result, it is possible to manufacture parts and the like at low cost by omitting the manufacturing process. Done.

실시형태 2 :Embodiment 2:

실시형태 2는, 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물인 조성과, 페라이트 평균입경이 6㎛ 이하, 틴화물 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하인 조직을 가지는 고탄소냉연강판을 제공한다. 상기 탄화물 평균입경은, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 입자의 체적율은, 10％ 이하인 것이 바람직하다.In Embodiment 2, in mass%, C: 0.20 to 58%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less , N: 0.005% or less, B: 0.001-0.05%, Cr: 0.05-0.3%, the remainder being iron and an unavoidable impurity, ferrite average particle diameter of 6 µm or less, tinide average particle diameter of 0.1 Provided is a high carbon cold rolled steel sheet having a structure in which a volume ratio of ferrite particles having a volume of 15 m or more and less than 1.20 m and substantially no carbide is 15% or less. It is preferable that the said carbide average particle diameter is 0.5 micrometer or more and less than 1.20 micrometers. It is preferable that the volume ratio of the said ferrite particle is 10% or less.

또한, 실시형태 2는, 상기 조성을 가지는 강 소재를, 마무리온도 (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연한 후, 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 하여 냉각을 행하고, 이어서 권취온도 600℃ 이하로 권취하며, 압하율 30% 이상으로 냉간압연을 행하고, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 고탄소냉연강판의 제조방법을 제공한다. 상기 어닐링을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 냉각정지온도 600℃ 이하에서 냉각을 행하고, 권취온도 500℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 제조방법에 있어서, 권취후 냉간압연전에 추가적으로 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하여도 좋다.Further, the second embodiment, by the steel material having the above composition, a finish temperature below (Ar ₃ transformation point -10 ℃) after hot rolling of at least the finishing temperature, cooling rate neomeumyeonseo the 120 ℃ / sec at the same time, the cooling stop temperature of 620 ℃ The present invention provides a method for producing a high carbon cold rolled steel sheet, which is cooled, then wound to a coiling temperature of 600 ° C. or lower, cold rolled at a rolling reduction of 30% or higher, and annealed at an annealing temperature of 640 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or lower. It is preferable to perform the annealing at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. It is preferable to perform cooling at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower and to wind up at a coiling temperature of 500 ° C. or lower. In the above production method, annealing may be annealed at annealing temperature of 640 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or lower after cold rolling before cold rolling.

실시형태의 고탄소냉연강판 및 그 제조방법은, 고탄소강판의 신장플랜지성 및 연성에 미치는 조성 및 미크로조직의 영향에 관하여 예의연구를 진행한 중에 이루어졌다. 그 과정에서, 강판의 신장플랜지성 및 연성에 영향을 미치는 인자는, 조성이나 탄화물의 형상 및 양뿐만 아니라, 탄화물의 분산상태도 큰 영향을 미치고 있는 것을 알아내었다.The high carbon cold rolled steel sheet of the embodiment and a method of manufacturing the same have been made in earnest research regarding the influence of the composition and the microstructure on the elongation flangeability and ductility of the high carbon steel sheet. In the process, it was found that not only the composition and the shape and quantity of the carbides, but also the dispersion state of the carbides had a significant influence on the elongation flangeability and ductility of the steel sheet.

또한, 탄화물의 형상으로서는 탄화물 평균입경, 탄화물의 분산상태로서는 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을, 각각 제어함으로써 고탄소냉연강판의 신장플랜지성이 향상하는 것을 알 수 있었다. 더욱이, 조성 및 페라이트 입경을 제어함에 의하여, 신장플랜지성과 강도를 안정하면서도 높은 레벨로 양립시킬 수 있고, 탄화물입경을 더욱 규정(規定)하여 제어함으로써 신장을 안정하게 높일 수 있는 것을 알아내었다. 그리고, 이러한 지식에 기초하여, 상기 조직을 제어하기 위한 제어방법을 검토하고, 신장플랜지성 및 연성이 우수한 고탄소열연강판의 제조방법을 확립하였다.In addition, it was found that the elongated flange property of the high carbon cold rolled steel sheet was improved by controlling the volume ratio of the ferrite particles substantially free of carbide as the shape of the carbide as the shape of the carbide and the dispersed state of the carbide. Furthermore, it was found that by controlling the composition and the ferrite grain size, the stretch flange and the strength can be made to be stable and at a high level, and the carbide grain size can be further regulated to increase the stretch stably. And based on this knowledge, the control method for controlling the said structure was examined, and the manufacturing method of the high carbon hot-rolled steel sheet excellent in extending | stretching flange property and ductility was established.

이하, 실시형태 2의 구성요소에 관하여 설명한다.Hereinafter, the component of Embodiment 2 is demonstrated.

C함유량 : 0.20∼O.58 ％(질량%, 이하 동일함)C content: 0.20-0.58% (mass%, same as below)

C는, 탄화물을 형성하고, 소입후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. 그러나, C함유량이 0.20% 미만에서는, 열연후의 조직에 있어서 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많아지게 되어 탄화물의 분포가 불균일하게 된다. 또한, 페라이트입자도 조대화한다. 또, 이 경우 소입후에도, 기계구조용부품으로서 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.58%를 초과하면, 어닐링후에도 신장플랜지성 및 연성이 낮다. 따라서, C함유 량은, 0.20% 이상 O.58 ％ 이하로 한다.C is an important element which forms carbide and gives hardness after hardening. However, when the C content is less than 0.20%, the formation of saltpeter ferrite becomes remarkable in the structure after hot rolling, and the ferrite particles substantially free of carbides increase, resulting in uneven distribution of carbides. Ferrite particles are also coarsened. In this case, even after hardening, sufficient strength as a mechanical structural part is not obtained. On the other hand, when the C content exceeds 0.58%, the elongated flange property and the ductility are low even after annealing. Therefore, C content is made into 0.20% or more and 58% or less.

Si: 0.1％ 이하Si: 0.1% or less

Si는, 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승사키는 원소이기 때문에, 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하여 함유하면, 초석페라이트가 생성하기 숴워지고, 탄화물을 실질적으로 함유하지 않은 페라이트입자가 많아져서 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, Si함유량을 0.1% 이하로 제한한다. Since Si is an element which improves the hardenability and increases the material strength by solid solution strengthening, Si is preferably contained 0.005% or more. However, when it contains exceeding 0.1%, salt-based ferrite becomes hard to produce | generate, and ferrite particle which does not contain carbide substantially increases, and extension flange property deteriorates. Therefore, the Si content is limited to 0.1% or less.

Mn ; 0.20~0.60%Mn; 0.20-0.60%

Mn은, Si과 마찬가지로 소입성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이다. 또한, S을 MnS로서 고정하고, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 중요한 원소이다. 그리고, Mn의 함유량에 관하여는, 소입성에 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 따라서, 본 발명의 B, Cr첨가강에 있어서 소입성에 미치는 Mn량의 영향에 관하여 조사하였다.Mn, like Si, is an element that improves the hardenability and increases the material strength by solid solution strengthening. Moreover, it is an important element which fixes S as MnS and prevents hot cracking of a slab. And it is known that content of Mn has a big influence on hardenability. Therefore, the influence of the amount of Mn on the hardenability in the B and Cr-added steels of the present invention was investigated.

C: 0.36％, Si: 0.03％, Mn: 0.10~0.90%, P: 0.01%, S: 0.003%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025％, Cr: 0.25％로 이루어지는 강을 용해후, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 이어서, 압하율 50%로 냉간압연을 행하고, 710℃로 40h 유지하는 조건으로 어닐링을 행하여, 판두께 2.5mm의 강판을 제작하였다. 얻어진 강판을 50×100mm의 크기로 절단후, 가열로에서 820℃로 승온하고, 10초 유지후에 약 20℃의 기름 내에서 소입하였다. 소입후의 시험편에 있어서는 경도를 록웰경도 스케일(HRc)로 10점 측정하고, 소입성을 평가하였다. 평가는 평균경도(HRc) 50 이상을 양호로 하였다. 얻어진 결과를 도2에 나타내었다.C: 0.36%, Si: 0.03%, Mn: 0.10 to 0.90%, P: 0.01%, S: 0.003%, sol.A1: 0.03%, N: 0.0040%, B: 0.0025%, Cr: 0.25% After melting the steel, hot rolling was performed at a heating temperature of 1250 ° C, a hot finishing temperature of 880 ° C, and a winding temperature of 560 ° C. Subsequently, cold rolling was carried out at a reduction ratio of 50%, and annealing was performed under conditions maintained at 710 ° C. for 40 h to prepare a steel sheet having a sheet thickness of 2.5 mm. The obtained steel sheet was cut into a size of 50 × 100 mm, then heated up to 820 ° C. in a heating furnace, and quenched in oil at about 20 ° C. after holding for 10 seconds. In the test piece after hardening, the hardness was measured by Rockwell hardness scale (HRc) ten points, and the hardenability was evaluated. Evaluation made the average hardness (HRc) 50 or more favorable. The obtained result is shown in FIG.

도2는, Mn량과 소입후의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다. 도2에 의하여, M n량이 0.20% 이상에서 경도(HRc) 50 이상이 확보되고, Mn량이 0.35% 이상에서 경도가 55에 달하여, 보다 높은 소입경도가 안정하게 얻어지는 것을 알 수 있었다.2 is a diagram showing the relationship between the amount of Mn and the hardness after quenching. As shown in Fig. 2, the hardness (HRc) of 50 or more was ensured at an amount of Mn of 0.20% or more, the hardness reached 55 at an amount of Mn of 0.35% or more, and a higher small particle size was obtained stably.

또한, 소재강도를 상승시키고, S를 MnS로서 고정하며, 슬래브의 열간 깨어짐을 방지하는 점에서, Mn함유량이 0.20% 미만에서는 이러한 결과가 작아지게 됨과 동시에 초석페라이트의 생성을 조장하고, 페라이트입자를 조대화시킨다.In addition, in order to increase the material strength, fix S as MnS, and to prevent hot cracking of the slab, when the Mn content is less than 0.20%, this result is reduced, and it is possible to promote the formation of the cornerstone ferrite and to form ferrite particles. Coarse

한편, 0.60%를 초과하면, 인장강도는 얻을 수 있지만, 편석대인 망간밴드의 생성이 현저하게 되어 신장플랜지성 및 신장이 열화한다.On the other hand, when it exceeds 0.60%, tensile strength can be obtained, but generation of manganese bands, which are segregation zones, becomes remarkable, and the elongation flangeability and elongation deteriorate.

이상에 의하여, Mn함유량은 0.20% 이상 0.60% 이하, 바람직하게는 0.35% 이상 0.60% 이하로 한다.By the above, Mn content is made into 0.20% or more and 0.60% or less, Preferably you may be 0.35% or more and 0.60% or less.

P ; 0.02% 이하P; 0.02% or less

P는, 입계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.02%까지는 허용될 수 있기 때문에, P함유량을 0.02%이하로 제한한다.P is an element that must be reduced because segregation at grain boundaries lowers toughness. However, since the content of P can be allowed up to 0.02%, the P content is limited to 0.02% or less.

S ; 0.01% 이하S; 0.01% or less

S는, Mn과 MnS를 형성하여 신장플랜지성을 열화시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, S의 함유량이 0.01%까지는 허용될 수 있기 때문에, S함유량을 0.01% 이하로 제한한다.S is an element that must be reduced because Mn and MnS are formed to deteriorate the extension flange. However, since the content of S can be allowed up to 0.01%, the S content is limited to 0.01% or less.

sol.A1: 0.1% 이하 sol.A1: 0.1% or less

Al은, 탈산제로서 사용되어 강의 청정도를 향상시키기 때문에, 제강단계에서 첨가하며, 강중에는 통상 sol.A1로서 대개 0.005% 이상 함유시킨다. 한편, sol.A1 함유량이 0.1%를 넘는 정도로 Al을 첨가하여도, 청정도를 향상시킨다고 하는 효과가 포화하여 코스트 증가가 된다. 따라서, 강중의 sol.A1 함유량은 0.1% 이하로 한다.Al is used as a deoxidizer to improve the cleanliness of the steel, so it is added in the steelmaking step, and the steel is usually contained as 0.005% or more as sol.A1. On the other hand, even if Al is added to the extent that sol.A1 content exceeds 0.1%, the effect of improving the cleanliness is saturated, and cost increases. Therefore, sol.A1 content in steel shall be 0.1% or less.

N: 0.005% 이하N: 0.005% or less

N은, BN을 형성하여 소입성에 유효한 고용 B량을 저감시켜 소입성을 저하시키므로, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, N의 함유량이 0.005%까지는 허용될 수 있기 때문에, N함유량을 0.005%이하로 제한한다.N is an element that must be reduced because BN is formed to reduce the amount of solid solution B effective for quenchability, thereby reducing quenchability. However, since the content of N can be allowed up to 0.005%, the N content is limited to 0.005% or less.

B: 0.001~0.005％B: 0.001-0.005%

B는, 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, B함유량이 0.001% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.005%를 초과하면, 효과가 포화함과 동시에, 열간압연의 부하가 높아져서 조업성이 저하한다. 따라서, B함유량을 0.001% 이상 0.005% 이하로 한다.B is an important element that suppresses the formation of saltpeter ferrite during cooling after hot rolling, improves the elongation flangeability, and increases the hardenability. However, when the B content is less than 0.001%, a sufficient effect is not obtained. On the other hand, when it exceeds 0.005%, while an effect will be saturated, the load of hot rolling will become high and operability will fall. Therefore, B content is made into 0.001% or more and 0.005% or less.

Cr: 0.05~0.3％Cr: 0.05-0.3%

Cr은, B와 마찬가지로 열간압연후의 냉각중에 초석페라이트의 생성을 억제하고, 신장플랜지성을 향상시킴과 동시에, 소입성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.05% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.3%를 초과하여 함유하여도, 소입성은 향상하지만, 초석페라이트생성의 억제효과가 포화함과 동시에 코스트증가가 된다. 따라서, Cr함유량을 0.05% 이상 0.3% 이하로 한다.Cr, like B, is an important element that suppresses the formation of saltpeter ferrite during cooling after hot rolling, improves elongation flangeability, and enhances hardenability. However, when Cr content is less than 0.05%, sufficient effect is not acquired. On the other hand, even if it contains more than 0.3%, hardenability improves, but the inhibitory effect of salt-crystal ferrite formation becomes saturated, and cost increases. Therefore, Cr content is made into 0.05% or more and 0.3% or less.

다음에, 강판의 조직에 관하여 설명한다.Next, the structure of the steel sheet will be described.

페라이트평균입경 : 6㎛ 이하Ferrite Average Particle Size: 6㎛ or less

페라이트평균입경은, 신장플랜지성과 소재강도를 지배하는 중요한 인자이며, 실시형태 2에 있어서 중요한 요건이다. 페라이트입자를 미세화함으로써, 신장플랜지성을 열화시킴이 없이 강도를 상승시키는 것이 가능하게 된다. 즉, 페라이트평균입경을 6㎛ 이하로 함에 의하여, 소재의 인장강도를 440MPa 이상 확보하면서도, 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 한편, 1.0㎛ 미만의 미세입자로 되면 강도상승이 현저해지며, 프레스가공시의 부하가 증대할 가능성이 있기 때문에, 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트입경은, 제조조건, 특히 마무리온도, 냉각정지온도에 의하여 제어할 수 있다.The ferrite average particle diameter is an important factor governing the elongation flange and material strength, and is an important requirement in the second embodiment. By miniaturizing the ferrite particles, it is possible to increase the strength without deteriorating the extension flange. That is, by setting the ferrite average particle diameter to 6 µm or less, excellent extension flange property is obtained while securing tensile strength of the material to 440 MPa or more. On the other hand, when the fine particles are less than 1.0 mu m, the increase in strength is remarkable, and the load at the time of press working may increase, so it is preferable to set it to 1.0 mu m or more. In addition, the ferrite particle diameter can be controlled by manufacturing conditions, especially a finishing temperature and a cooling stop temperature.

탄화물평균입경 : 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만Carbide average particle size: 0.1㎛ or more but less than 1.20㎛

탄화물입경은, 가공성일반, 및 구멍확장가공에 있어서의 보이드 발생에 큰 영향을 미친다. 탄화물이 미세하게 되면 보이드의 발생은 억제할 수 있지만, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만이 되면 경도의 상승에 따라 연성이 저하하고, 그 때문에 신장플랜지성도 저하한다. 한편, 탄화물평균입경의 증가에 따라 가공성일반은 향상하지만, 1.20㎛ 이상이 되면 구멍확장가공에 있어서의 보이드의 발생에 의하여 신장플랜지성이 저하한다. 따라서, 탄화물평균입경을 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만 으로 제어한다. 또, 탄화물평균입경을 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛ 미만으로 제어함에 의하여, 강도 상승이 억제됨과 동시에 신장이 증대하여 우수한 신장특성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 0.5㎛ 이상이면서 1.20㎛으로 한다. 또, 탄화물평균입경은, 제조조건, 특히 냉각정지온도, 권취온도, 및 어닐링온도에 의해 제어할 수 있다. 여기서, 탄화물의 평균입경에 관하여는, 탄화물의 장경(長徑)과 단경(短徑)의 평균을 각각의 탄화물의 입경(粒徑)으로 하고, 이 각각의 탄화물의 입경을 평균한 값을 탄화물평균입경으로 한다.Carbide particle size greatly affects the workability in general and the generation of voids in hole expansion processing. If the carbide is fine, the generation of voids can be suppressed, but if the carbide average particle diameter is less than 0.1 mu m, the ductility decreases as the hardness increases, and thus the extension flange properties also decrease. On the other hand, workability generally improves with increasing carbide average particle diameter, but when it becomes 1.20 micrometers or more, extension flange property falls by generation | occurrence | production of the void in hole expansion processing. Therefore, the carbide average particle diameter is controlled to less than 1.20 µm while being 0.1 µm or more. In addition, by controlling the carbide average particle diameter to be 0.5 m or more and less than 1.20 m, the increase in strength is suppressed and the elongation is increased to obtain excellent elongation characteristics. Therefore, Preferably it is 1.20 micrometers while being 0.5 micrometer or more. The carbide average particle diameter can be controlled by manufacturing conditions, in particular, the cooling stop temperature, the coiling temperature, and the annealing temperature. Here, with respect to the average particle diameter of the carbide, the average of the long and short diameters of the carbide is the particle size of each carbide, and the value obtained by averaging the particle diameter of each carbide is the carbide The average particle diameter is used.

탄화물의 분산상태 : 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자의 체적율이 15% 이하Carbide Dispersion State: Volume fraction of ferrite particles containing substantially no carbide is 15% or less

탄화물의 분산상태를 균일하게 함으로써, 상술한 바와 같이, 구멍확장가공시의 타발 단면에 있어서의 응력집중이 완화되고, 보이드의 발생이 억제될 수 있다. 탄화물을 실질적으로 포함하지 않은 페라이트입자를, 체적율로 하여 15% 이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태를 균일하게 할 수 있고, 신장플랜지성이 현저하게 향상된다. 따라서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은 15% 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율을 10% 이하로 함으로써, 탄화물의 분산상태를 일층 균일화하여, 매우 우수한 신장플랜지성을 얻을 수 있다. 따라서, 바람직하게는 10% 이하로 한다. 한편, 본 성분계가 아공석강으로서, 초석페라이트를 완전하게 억제하는 것은 곤란한 것을 고려하면 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율의 하한은 1%로 하는 것이 바람직하다. 또, 탄화물의 분산상태, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율은, 제조조건, 특히 마무리온도, 압연후의 냉각속도, 냉각정지온도 및 권취온도 및 어닐링온도에 의하여, 제어하는 것이 가능하다.By making the dispersion state of the carbide uniform, as described above, stress concentration in the punched end surface at the time of hole expansion processing can be alleviated, and generation of voids can be suppressed. By using ferrite particles substantially free of carbides at a volume ratio of 15% or less, the dispersion state of the carbides can be made uniform, and the stretch flange properties are remarkably improved. Therefore, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide is set at 15% or less. In addition, by setting the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide to 10% or less, the dispersion state of the carbide can be further uniformed to obtain excellent extension flange properties. Therefore, Preferably it is 10% or less. On the other hand, considering that the present component system is a pore-steel, it is difficult to completely suppress the cornerstone ferrite, the lower limit of the volume ratio of the ferrite particles substantially free of carbide is preferably 1%. In addition, the dispersion state of carbides, that is, the volume ratio of ferrite particles substantially free of carbides, can be controlled by manufacturing conditions, in particular, finishing temperature, cooling rate after rolling, cooling stop temperature, winding temperature, and annealing temperature. Do.

여기서, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 통상의 광학현미경에 의한 금속조직관찰에서는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미하며, 주사형전자현미경에서도 저배율로는 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자를 의미한다. 즉, 본 발명에 있어서의 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자란, 강판시료의 판두께 단면을 연마하고, 나이탈로 부식후, 주사형전자현미경으로 1000배로 관찰하여도 탄화물이 검출되지 않는 페라이트입자로 한다. 이와 같은 페라이트입자는, 열연후에 초석페라이트로서 생성한 부분이고, 어닐링후의 상태에서도 입자 내에 탄화물이 관찰되지 않는, 즉 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자로 말할 수 있다.Herein, ferrite particles substantially free of carbides refer to ferrite particles in which carbides are not detected in the observation of metallographic structures by a conventional optical microscope, and ferrite particles in which carbides are not detected at low magnification even in a scanning electron microscope. it means. In other words, ferrite particles substantially free of carbides in the present invention are ferrites in which carbides are not detected even when the plate thickness section of the steel sheet sample is polished and corroded with nitrile and observed 1000 times with a scanning electron microscope. It is made into particles. Such a ferrite particle is a part produced as a cornerstone ferrite after hot rolling, and can be referred to as a ferrite particle in which no carbide is observed in the particle even in a state after annealing, that is, substantially free of carbide.

다음에, 제조조건의 한정이유에 대하여 설명하다.Next, the reason for limitation of manufacturing conditions is demonstrated.

열간압연의 마무리온도 : (Ar₃변태점-10℃) 이상Finishing temperature of hot rolling: above (Ar ₃ transformation point-10 ℃)

강을 열간압연할 때의 마무리온도가 (Ar₃변태점-10℃) 미만에서는, 일부에서 페라이트변태가 진행하기 때문에 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 증가하고, 신장플랜지성이 열화한다. 또한, 페라이트입자의 조대화가 현저하게 되어 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하기 때문에, 신장플랜지성과 함께 강도가 저하한다. 따라서, 마무리압연의 마무리온도는 (Ar₃변태점-10℃) 이상으로 한다. 이에 의하여, 조직의 균일미세화를 도모할 수 있으며, 신장플랜지성과 강도의 향상이 도모될 수 있다. 한편, 마무리온도의 상한은 특히 한정되지 않지만, 1000℃를 넘는 고온의 경우 스케일성 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1000℃ 이하가 바람직하다. 또, Ar₃변태점(℃)은 다음의 식으로 산출할 수 있다.It is less than the finishing temperature for hot rolling a steel (Ar ₃ transformation point -10 ℃), and ferrite transformation increases the ferrite particles because that is substantially free of carbide to progress in some, and deteriorates stretch-flange formability. In addition, the coarsening of the ferrite particles becomes remarkable, and the ferrite average particle diameter exceeds 6 mu m, so that the strength decreases with the extension flange. Accordingly, the finishing temperature of finish rolling is to be not less than (Ar ₃ transformation point -10 ℃). As a result, uniform microstructure of the tissue can be achieved, and the extension flange can be improved in strength. On the other hand, the upper limit of the finishing temperature is not particularly limited, but in the case of a high temperature exceeding 1000 ° C., scalability defects tend to occur, so 1000 ° C. or less is preferable. Further, Ar ₃ transformation point (℃) can be calculated by the following expression.

Ar₃=930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr (1)Ar ₃ = 930.21-394.75C + 54.99Si-14.40Mn + 5.77Cr (1)

여기서, 식중의 원소기호는 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다.Here, the element symbol in the formula represents each element content (mass%).

열간압연의 냉각조건 : 냉각속도〉 120℃/초Cooling condition of hot rolling: Cooling rate> 120 ℃ / sec

실시형태 2에서는, 변태후의 페라이트입자의 체적율의 저감을 도모하기 위하여, 압연후에 급냉(냉각)을 행한다. 열간압연후의 냉각방법이 서냉이라면, 오스테나이트의 과냉도가 작아서 초석페라이트가 많이 생성된다. 냉각속도가 120℃/초 이하의 경우, 초석페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 15%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각속도를 120℃/초를 넘는 것으로 한다. 한편, 냉각속도의 상한은 설비상 능력의 관점에서 700℃/초가 바람직하다.In Embodiment 2, in order to reduce the volume ratio of the ferrite particle after transformation, rapid cooling (cooling) is performed after rolling. If the cooling method after hot rolling is slow cooling, the supercooling degree of austenite is small, and many cornerstone ferrites are produced. When the cooling rate is 120 ° C./sec or less, the formation of the cornerstone ferrite becomes remarkable, the ferrite particles substantially free of carbide exceed 15%, and the extension flange deteriorates. Therefore, the cooling rate of the cooling after rolling shall exceed 120 degree-C / sec. On the other hand, the upper limit of the cooling rate is preferably 700 deg. C / sec from the viewpoint of facility capability.

여기서 냉각속도란 마무리압연후의 냉각개시로부터 냉각정지까지의 평균냉각속도이다. 또한, 마무리압연후, 통상은 3초 이내 정도에서 냉각을 개시하지만, 변태후의 페라이트결정립이나 펄라이트 등을 보다 미세화하고, 가공성을 보다 일층 향상시키는 점에서, 마무리압연후, 0.1초를 넘고 1.0초 미만의 시간내에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.Here, the cooling rate is the average cooling rate from the start of cooling after finishing rolling to the stop of cooling. In addition, after finishing rolling, cooling is usually started within about 3 seconds. However, since the ferrite crystal grains, pearlite, and the like after transformation are further refined and workability is further improved, after finishing rolling, after finishing rolling, the finish rolling is more than 0.1 second but less than 1.0 second. It is preferable to start cooling within the time of.

냉각정지온도 : 620℃ 이하 Cooling Stop Temperature: Below 620 ℃

열간압연후의 냉각의 냉각정지온도가 높은 경우, 권취까지의 냉각중에 페라이트가 생성함과 동시에, 펄라이트의 콜로니 및 라멜라 간격이 증대한다. 그 때문에, 냉간압연-어닐링후에 페라이트입자가 조대화함과 동시에 미세탄화물이 얻어지지 않고, 강도가 저하하며, 신장플랜지성이 열화한다. 냉각정지온도가 620℃보다 높은 경우, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 15%를 넘게 되어, 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 열간압연후의 냉각의 냉각정지온도를 620℃ 이하로 한다. 또, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자를 10% 이하로 하는 경우는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각정지온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.When the cooling stop temperature of the cooling after hot rolling is high, ferrite is produced during cooling to winding and the colony and lamellar spacing of pearlite increases. Therefore, after cold rolling and annealing, ferrite grains coarsen and fine carbides are not obtained, the strength decreases, and the extension flange deteriorates. If the cooling stop temperature is higher than 620 DEG C, ferrite particles substantially free of carbides exceed 15%, which deteriorates the extension flange. Therefore, the cooling stop temperature of cooling after hot rolling shall be 620 degreeC or less. When the ferrite particles substantially free of carbide are made 10% or less, the cooling stop temperature is preferably 600 ° C or less. On the other hand, the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined. However, since the shape of the steel sheet deteriorates with low temperature, the lower limit of the cooling stop temperature is preferably 200 ° C or higher.

권취온도 : 600℃ 이하Winding temperature: 600 ℃ or less

냉각정지후는 강판을 권취하지만, 권취온도가 높을 수록 펄라이트의 라멜라간격이 크게 된다. 그 때문에, 냉간압연-어닐링후의 탄화물이 조대화하여, 권취온도가 600℃를 넘으면 신장플랜지성이 열화한다. 따라서, 권취온도를 600℃ 이하로 한다. 또, 권취온도를 500℃이하로 함에 의하여, 탄화물의 분산상태가 일층 균일화하고, 아주 우수한 신장플랜지성이 얻어지기 때문에, 500℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 권취온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 저온이 될수록 강판의 형상이 열화하기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.After cooling stops, the steel sheet is wound, but the higher the coiling temperature, the greater the lamellar spacing of pearlite. Therefore, the carbide after cold rolling-annealing becomes coarse, and when the coiling temperature exceeds 600 ° C., the extension flange properties deteriorate. Therefore, the coiling temperature is set at 600 ° C or lower. Moreover, since the dispersion | distribution state of a carbide is made uniform even by the winding temperature being 500 degrees C or less, and the outstanding extension flange property is obtained, it is preferable to set it as 500 degrees C or less. On the other hand, the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited. However, the lower the temperature, the lower the temperature of the steel sheet.

또, 탄화물의 분산상태를 더욱 균일화하고, 우수한 신장플랜지성을 얻기 위 해서는, 냉각정지온도를 600℃ 이하로 하여 냉각함과 동시에, 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것이 특히 바람직하다. 더욱이, 권취후의 열연강판은, 냉간압연을 행하기 전에 스케일제거하기 위한 산세를 실시하는 것이 바람직하다. 특히, 열연강판에 어닐링을 실시하는 경우는, 스케일에 의한 강판표면으로의 영향을 제거하기 위하여, 상기 어닐링을 실시하기 전에 산세를 행하는 것이 바람직하다. 산세는 통상의 방법에 따라서 행하면 충분하다.In addition, in order to further uniformize the dispersion state of the carbide and obtain excellent extension flange property, it is particularly preferable to cool the cooling stop temperature to 600 ° C or lower and to wind it to the winding temperature of 500 ° C or lower. Furthermore, it is preferable that the hot rolled steel sheet after winding is subjected to pickling for descaling before cold rolling. In particular, when annealing the hot rolled steel sheet, in order to remove the influence on the surface of the steel sheet due to the scale, it is preferable to carry out pickling before performing the annealing. Pickling is sufficient in accordance with a conventional method.

열연강판의 어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하Annealing temperature of hot rolled steel sheet: Above 640 ℃ Ac ₁ transformation point

열연후, 냉간압연을 행하지만, 그 전에 탄화물을 구상화하기 위하여 어닐링(일차어닐링)을 행하는 것이 바람직하다. 또, 이 때의 일차어닐링은, 상어닐링, 연속어닐링 어느것도 좋다. 일차어닐링의 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 어닐링의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 어닐링온도가 Ac₁ 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 역시 어닐링의 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 일차어닐링을 행하는 경우의 어닐링온도는 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하로 한다. 또, 우수한 신장플랜지성을 얻는데는, 어닐링온도를 680℃이상으로 하는 것이 바람직하다.After hot rolling, cold rolling is performed. However, in order to spheroidize the carbide, it is preferable to perform annealing (primary annealing). In this case, the primary annealing may be either annealing or continuous annealing. When the annealing temperature of the primary annealing is less than 640 ° C., the effect of the annealing is not obtained. On the other hand, when the annealing temperature exceeds the Ac ₁ transformation point, part of the austenite is formed and pearlite is produced again during cooling, so that the effect of annealing is also not obtained. Therefore, the annealing temperature of the case of the primary annealing is in a range from 640 ℃ Ac ₁ transformation point. Moreover, in order to acquire the outstanding elongation flange property, it is preferable to make annealing temperature 680 degreeC or more.

냉간압연의 압하율 : 30% 이상Cold rolling rate: 30% or more

냉간압연은 탄화물의 미세균일분산을 행하고, 신장플랜지성을 향상시킨다. 그러나, 냉간압연의 압하율이 30% 미만에서는 효과가 얻어지지 않을 뿐 아니라, 어닐링후에 미(未)재결정부가 잔존하여, 오히려 신장플랜지성을 열화시킨다. 또한, 신장도 저하한다. 따라서, 냉간압연의 압하율은 30% 이상으로 한다. 압하율의 상한은 특히 제약은 없지만, 압연부하의 문제로부터 80% 이하로 하는 것이 바람직하다.Cold rolling performs fine uniform dispersion of carbides and improves the extension flange. However, when the reduction ratio of cold rolling is less than 30%, the effect is not obtained, and after re-annealing, the unrecrystallized portion remains, which deteriorates the extension flange. In addition, elongation also decreases. Therefore, the rolling reduction rate of cold rolling shall be 30% or more. The upper limit of the reduction ratio is not particularly limited, but is preferably 80% or less from the problem of rolling load.

냉연강판의 어닐링온도 : 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하Annealing temperature of cold rolled steel sheet: Above 640 ℃ Ac ₁ transformation point

냉간압연후, 재결정 및 탄화물의 구상화촉진을 위하여 어닐링을 행한다. 어닐링온도가 640℃ 미만인 경우, 탄화물의 구상화가 불충분 혹은 탄화물평균입경이 0.1㎛ 미만으로 되어 신장플랜지성이 열화한다. 한편, 어닐링온도가 Ac₁ 변태점를 넘는 경우, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 다시 펄라이트가 생성하기 때문에, 신장플랜지성이 열화한다. 더욱이, 어닐링온도를 680℃ 이상으로 함에 의하여, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이 되어, 높은 신장특성이 얻어지며, 또한 한층 더 우수한 신장플랜지성이 얻어진다. 따라서, 바람직하게는 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하이다. 또, Ac₁ 변태점(℃)는 다음 식으로 산출할 수 있다.After cold rolling, annealing is performed to promote recrystallization and spheroidization of carbides. If the annealing temperature is less than 640 DEG C, the spheroidization of the carbide is insufficient or the carbide average particle diameter is less than 0.1 mu m, resulting in deterioration of the extension flange. On the other hand, when the annealing temperature exceeds the Ac ₁ transformation point, part of the austenite is formed and pearlite is formed again during cooling, so that the extension flange properties deteriorate. Further, by setting the annealing temperature to 680 ° C or higher, the carbide average particle diameter becomes 0.5 µm or more, high stretch characteristics are obtained, and further excellent stretch flangeability is obtained. Thus, preferably at least 680 ℃ Ac ₁ transformation point or less. Also, Ac ₁ transformation point (℃) can be calculated by the following equation.

Ac₁ =754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (2)Ac ₁ = 754.83-32.25C + 23.32Si-17.76Mn + 17.13Cr (2)

여기서, 식중의 원소기호는 각각 원소 함유량(질량%)을 나타낸다.Herein, the element symbols in the formulas each indicate an element content (mass%).

실시형태 2의 고탄소강판의 성분 조제(調製)에는, 전로(轉爐) 혹은 전기로의 어느 것도 사용가능하다. 이와 같은 성분 조제된 고탄소강을, 조괴(造塊)-분괴(分塊)압연 또는 연속주조에 의하여 강소재인 강 슬래브로 한다. 이 강 슬래브에 대하여 열간압연을 행하지만, 이 때 슬래브 가열온도는 스케일발생에 의한 표면상태의 열화를 피하기 위해서 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.As the component preparation of the high carbon steel sheet of Embodiment 2, either a converter or an electric furnace can be used. The high carbon steel prepared as such a component is made of steel slab which is a steel material by ingot-fracture rolling or continuous casting. Although hot rolling is performed on this steel slab, the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower to avoid deterioration of the surface state due to scale generation.

또, 열간압연시에 조압연을 생략하여 마무리압연을 행하여도 좋고, 연속주조슬래브를 그대로 또는 온도저하를 억제할 목적으로 보열하면서 압연하는 직송압연을 행하여도 좋다. 또한, 마무리온도 확보를 위해, 열간압연중에 바 히터 등의 가열수단에 의하여 압연재의 가열을 행하여도 좋다. 또, 구상화촉진 혹은 경도 저감을 위하여, 권취후에 코일을 서냉커버 등의 수단으로 보온하여도 좋다.Further, in the case of hot rolling, rough rolling may be omitted and finish rolling may be performed, or direct casting rolling may be carried out while keeping the continuous casting slab intact or for the purpose of suppressing a temperature drop. Further, in order to secure the finishing temperature, the rolling material may be heated by heating means such as a bar heater during hot rolling. In addition, in order to promote spheroidization or to reduce hardness, the coil may be kept warm by means such as a slow cooling cover after winding.

권취를 행한 후, 경우에 따라서 통상의 방법에 따라 산세한다. 이어서, 냉간압연 후, 어닐링을 행한다. 냉간압연후의 어닐링에 대하여는, 상(箱)어닐링, 연속어닐링의 어느 것도 좋다. 냉간압연후의 어닐링 후, 필요에 따라서 조질압연을 행한다. 이 조질압연에 관하여는 소입성에는 영향을 미치지 않기 때문에, 그 조건에 대하여 특히 제한은 없다.After winding up, it washes according to a conventional method depending on the case. Next, after cold rolling, annealing is performed. As for annealing after cold rolling, any of phase annealing and continuous annealing may be used. After annealing after cold rolling, temper rolling is performed as needed. This temper rolling does not affect the hardenability, so there is no particular restriction on the condition.

이상에 의하여, 신장플랜지성이 우수하고, 혹은 더욱이 연성이 우수한 고탄소냉연강판을 얻을 수 있다. 또, 상기는 본 발명의 제조방법의 일실시태양을 나타낸 것으로서, 이에 한정되는 것은 아니다.By the above, a high carbon cold rolled steel sheet excellent in extension flangeability or further excellent in ductility can be obtained. In addition, the above has shown one embodiment of the manufacturing method of this invention, It is not limited to this.

이와 같이 하여 얻어진 고탄소냉연강판이 우수한 신장플랜지성을 가지는 이유는 다음과 같이 생각된다. 신장플랜지성에는, 타발 단면부분의 내부조직이 크게 영향을 미친다. 특히, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자(열연후의 초석페라이트에 대응하는 부분)가 많은 경우, 구상화조직의 부분과의 입계로부터 크랙이 발생하는 것이 확인되고 있다.The reason why the high carbon cold rolled steel sheet thus obtained has excellent elongation flangeability is considered as follows. In the extension flange, the internal structure of the punched cross-section part greatly influences. In particular, when there are many ferrite particles (parts corresponding to cornerstone ferrite after hot rolling) substantially free of carbides, it has been confirmed that cracks occur from grain boundaries with parts of spheroidized tissue.

미크로조직의 거동을 보면, 타발 가공시에는 탄화물의 계면에, 응력집중에 의한 보이드의 발생이 현저하게 된다. 이 응력집중은, 탄화물의 치수가 클수록, 또한 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 많을 수록 크게 된다. 구멍확장가공시에는, 이러한 보이드가 연결되어 크랙이 된다.In view of the behavior of the microstructure, the occurrence of voids due to the stress concentration at the interface of the carbide during punching becomes remarkable. This stress concentration becomes larger as the dimension of the carbide is larger and the more ferrite particles are substantially free of carbide. At the time of hole expansion, these voids are connected to become cracks.

이와 같이, 제조조건의 제어뿐만 아니라, 탄화물평균입경, 및 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자가 차지하는 비율을 제어함으로써, 응력집중을 작게 하고, 보이드 발생을 저감하는 것이 가능하다.In this manner, not only the control of the manufacturing conditions, but also the carbide average particle diameter and the ratio of the ferrite particles substantially free of carbides are controlled to reduce the stress concentration and reduce the generation of voids.

실시예 1Example 1

표5에 도시한 화학성분을 가지는 강의 연속주조슬래브를, 가열온도 1250℃, 열연마무리온도 880℃, 마무리압연후 냉각개시까지의 시간 0.7초, 열연후 냉각속도 150℃/초, 냉각정지온도 610℃, 권취온도 560℃로 열간압연을 행하였다. 그 후, 산세하고, 압하율 50%로 냉간압연하고, 710℃로 40h 유지하는 상어닐링을 행하고, 판두께 2.5mm의 강판을 제조하였다. 여기서, 강 No.A~E는은 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위내의 발명예이고, 강 No.F~M은 조성이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다.Continuous casting slab of steel with chemical composition shown in Table 5 was heated at 1250 ℃, hot finishing temperature at 880 ℃, time to finish cooling after finishing rolling, 0.7 seconds, cooling rate after hot rolling at 150 ℃ / second, cooling stop temperature 610 Hot rolling was carried out at 캜 and a coiling temperature of 560 캜. Thereafter, the product was pickled, cold rolled at a reduction ratio of 50%, and subjected to phase annealing held at 710 ° C. for 40 h to prepare a steel plate having a sheet thickness of 2.5 mm. Here, steel No.A-E is an example of invention whose chemical composition (composition) is in the range of Embodiment 2, and steel No.F-M is a comparative example in which the composition was out of the range of Embodiment 2.

이러한 강판으로부터 샘플을 채취하고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태를 측정, 신장플랜지성평가 및 인장시험을 행하였다. 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건에 관하여 이하로 나타낸다.Samples were taken from these steel sheets, and the average ferrite grain size, the average carbide grain size, and the dispersion state of the carbide were measured, and the elongated flangeability evaluation and the tensile test were performed. Each test and measurement method and conditions are shown below.

(ⅰ)페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 그 분산상태(Ⅰ) ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter and its dispersion state

실시형태 1과 동일한 방법으로 측정하였다.It measured by the method similar to Embodiment 1.

(ⅱ)신장플랜지성의 평가(Ii) evaluation of extension flange

샘플을, 펀치 직경 d_o=10mm, 다이스 직경 11mm(클리어런스 20%)의 타발공구를 사용하여 타발후, 구멍확장시험을 실시하였다. 구멍확장시험은, 원통평저(圓筒平底) 펀치(50mmφ, 5R(쇼울더 반경 5mm))로서 밀어올리는 방법으로 행하고, 구멍테두리에 판두께 관통크랙이 발생한 시점에서의 구멍직경 db(mm)을 측정하여, 다음 식으로 정의되는 구멍확장율 λ(%)을 구하였다.The sample was punched out using a punching tool having a punch diameter d _o = 10 mm and a die diameter of 11 mm (clearance 20%), and then a hole expansion test was performed. The hole expansion test is carried out by pushing a cylindrical flat bottom punch (50 mmφ, 5R (shoulder radius 5 mm)) to measure the hole diameter db (mm) at the time of the plate thickness through crack in the hole edge. The hole expansion ratio λ (%) defined by the following equation was obtained.

λ=100×(db-d_o)/d_o (3)λ = 100 × (db-d _o ) / d _o (3)

(ⅲ)인장시험(Iv) tension test

압연방향에 대하여, 90°방향(C방향)을 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장강도 10mm/min 으로 인장시험을 행하여, 인장강도 및 신장을 측정하였다.With respect to the rolling direction, the JIS No. 5 test piece was sampled along the 90 degree direction (C direction), the tensile test was done by 10 mm / min of tensile strength, and the tensile strength and elongation were measured.

이상의 시험결과에 의하여 얻어진, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물의 분산상태, 신장플랜지성, 및 인장강도를 표6에 나타내었다. 여기서, 신장플랜지성은 상기 식(3)의 구멍확장율 λ로 평가하였다. 또, 본 발명에서는, 인장강도 TS에 대하여는 440MPa 이상, 구멍확장율 λ에 대하여는 80% 이상(판두께 2.5mm)를 각각 목표로 한다. 또한, 우수한 연성을 요구하는 경우의 신장으로서 35% 이상을 목표로 한다.Table 6 shows the ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter, carbide dispersion state, elongation flange property, and tensile strength obtained from the above test results. Here, the elongated flange property was evaluated by the hole expansion ratio [lambda] of the above formula (3). In the present invention, 440 MPa or more for the tensile strength TS and 80% or more (plate thickness of 2.5 mm) are aimed for the hole expansion ratio [lambda], respectively. In addition, it aims at 35% or more as elongation in the case of requiring excellent ductility.

상기 표6에서는, 강 No.A~E는, 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위내이고, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 15% 이하의 발명예이 다. 이들은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 80% 이상이라고 하는 본 발명의 목표를 달성하고 있다. 또한, 탄화물평균입경이 0.5㎛ 이상이기 때문에, 신장도 35% 이상 달성하고 있다. In Table 6, steel Nos. A to E have chemical compositions (compositions) in the range of Embodiment 2, and have a ferrite average particle diameter of 6 µm or less and a carbide average particle diameter of 0.1 µm or more, but less than 1.20 µm. It is an example of the invention that the volume fraction of ferrite particles not included as 15% or less. These achieve the objective of this invention that tensile strength TS is 440 Mpa or more and hole expansion rate (lambda) is 80% or more. Moreover, since carbide average particle diameter is 0.5 micrometer or more, elongation is achieved 35% or more.

이에 대하여, 표6의 강 No.F~M은, 화학성분(조성)이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.F는 C가 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위를 초과하고 있고, 인장강도(TS)가 440MPa 미만이며, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.G는 C가 높고, 조직은 실시형태 2의 범위로 되지만, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.H는 Si 및 P가 높고, 강 No.L,M은 B, Cr이 각각 낮기 때문에, 어느것도 초석페라이트가 다량으로 생성되고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 본 발명범위의 상한 15%를 초과하고 있고, 구멍확장율이 목표보다 낮다.In contrast, steel Nos. F to M in Table 6 are comparative examples in which the chemical composition (composition) was out of the range of Embodiment 2. Steel No. F has a low C, a volume fraction of ferrite grains substantially free of ferrite average grain size, a carbide average grain diameter, and carbides, exceeding the range of Embodiment 2, a tensile strength (TS) of less than 440 MPa, The hole expansion rate is lower than the target. The steel No. G has a high C and the structure is in the range of the second embodiment, but the hole expansion ratio is lower than the target. In addition, the height is low. Since steel No.H is high in Si and P, and steels No.L and M are low in B and Cr, respectively, a large amount of cornerstone ferrite is produced and none of the volume fractions of ferrite particles substantially containing carbide are seen. The upper limit of the invention is in excess of 15%, and the hole expansion rate is lower than the target.

비교예의 강 No.I는 Mn이 낮기 때문에, 초석페라이트가 다량으로 생성하고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위보다 높고, 더욱이 페라이트평균입경이 6㎛를 초과하고 있고, 강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.J는 Mn이 높고, 밴드조직이 발생하였기 때문에, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다. 강 No.K는 S가 높고, MnS가 증대하여, 구멍확장율이 대폭 저하하고 있다.Since the steel No. I of the comparative example had a low Mn, a large amount of salt-bearing ferrite was produced, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide was higher than that in the second embodiment, and the ferrite average particle diameter exceeded 6 µm. The strength and hole expansion rate are lower than the target. Since steel No. J has a high Mn and a band structure is generated, the hole expansion ratio is lower than the target. In addition, the height is low. Steel No. K is high in S, MnS is increased, and the hole expansion rate is greatly reduced.

실시예 2Example 2

앞에 게재된 표5에 나타난 강 중, 발명예의 강 No. A, C의 연속주조슬래브를 1250℃로 가열한 후, 표7에 도시한 조건으로 열간압연후, 산세하고, 냉간압연 및 어닐링을 행하고, 판두께 2.5mm의 강판을 제조하였다. 또, 일부의 강판에 대하여는 산세후, 일차어닐링을 실시하였다. 여기서, 강판 No.1~12는 제조조건이 실시형태 2의 범위내의 발명예이고, 강판 No.13~19는 제조조건이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다.Steel No. of the invention example among the steels shown in Table 5 published above. After the continuous casting slabs A and C were heated to 1250 ° C., hot rolling was carried out under the conditions shown in Table 7, followed by pickling, cold rolling and annealing to prepare a steel plate having a thickness of 2.5 mm. In addition, some steel sheets were subjected to primary annealing after pickling. Herein, steel sheet Nos. 1 to 12 are examples of the invention in which the manufacturing conditions are within the range of Embodiment 2, and steel sheet Nos. 13 to 19 are comparative examples in which the manufacturing conditions were outside the range of the second embodiment.

이들 강판으로부터 샘플을 채취하고, 실시예 1과 마찬가지로 페라이트평균입경, 탄화물평균입경 및 탄화물의 분산상태의 측정, 신장플랜지성측정, 및 인장시험을 행하였다. 결과를 표8에 나타내었다.Samples were taken from these steel sheets, and the ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter, and carbide dispersion state, extension flange measurement, and tensile test were conducted in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 8.

상기 표8에 의하여, 제조조건이 실시형태 2의 범위내인 강 No.1~12는, 페라이트평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물평균입경이 0.1㎛ 이상이면서 1.20㎛미만, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 15% 이하로 되어 있는 발명예의 강판이다. 이들 발명예의 강판은, 인장강도(TS)가 440MPa 이상, 구멍확장율 λ이 80% 이상이라고 하는 실시형태 2의 목표를 달성하고 있다. According to Table 8, steel Nos. 1 to 12, in which the manufacturing conditions are within the range of Embodiment 2, have a ferrite average particle diameter of 6 µm or less, a carbide average particle diameter of 0.1 µm or more, and less than 1.20 µm, and substantially no carbide. It is the steel plate of the example of the invention in which the volume ratio of the ferrite particles is 15% or less. In the steel sheets of these invention examples, the target of Embodiment 2 is achieved, in which the tensile strength TS is 440 MPa or more and the hole expansion ratio λ is 80% or more.

그 중에서, 특히 강판 No.3,4,5,6,11,12는 냉각정지온도가 600℃ 이하, 권취온도가 500℃ 이하, 또한 강판 No.5,6,9,10,11,12는 일차어닐링을 실시한 예이며, 각각 실시형태 2의 제조조건의 바람직한 범위내이다. 이들은, 높은 구멍확장율 (85% 이상)이 얻어지고 있다. 또한, 강판 No. 1,3,5,7,9,11은, 냉간압연후의 어닐링온도가 680℃이상이며, 이들은 높은 신장플랜지성이 얻어지고 있다.Among them, steel sheets No. 3, 4, 5, 6, 11 and 12 have a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower, winding temperature of 500 ° C. or lower, and steel sheet Nos. 5, 6, 9, 10, 11, 12. It is an example which performed primary annealing, and it exists in the preferable range of the manufacturing conditions of Embodiment 2, respectively. These have a high hole expansion ratio (85% or more). In addition, steel sheet No. 1,3,5,7,9,11 has the annealing temperature after cold rolling of 680 degreeC or more, and these have high elongation flangeability.

이에 대하여, 표8의 강판 No.13~19는, 제조조건(표7)이 실시형태 2의 범위를 벗어난 비교예이다. 강 No.13은, 압연종료온도가 본 발명범위보다 낮고, 페라이트평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있고, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강 No.10,14는, 압연후의 냉각속도가 실시형태 2의 범위보다 낮고, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있고 구멍확장율도 목표보다 낮다.In contrast, steel sheets Nos. 13 to 19 in Table 8 are comparative examples in which manufacturing conditions (Table 7) were out of the range of the second embodiment. In steel No. 13, the rolling end temperature is lower than the range of the present invention, the ferrite average particle diameter and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide exceed the upper limit of the range of Embodiment 2, and the tensile strength and the hole expansion. The rate is lower than the target. In steel Nos. 10 and 14, the cooling rate after rolling is lower than that in the second embodiment, the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbides exceeds the upper limit of the second embodiment, and the hole expansion rate is lower than the target. .

비교예 강판 No.15는, 냉각정지온도가 실시형태 2의 범위보다 높고, 페라이트평균입경, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하여, 인장강도 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.16은, 권취온도가 실시형태 2의 범위보다 높아서, 탄화물평균입경이 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있어, 구멍확장율이 목표보다 낮다.In Comparative Example Steel Sheet No. 15, the cooling stop temperature was higher than the range of Embodiment 2, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of ferrite average particle diameter, carbide average particle diameter, and carbide exceeded the upper limit of the range of Embodiment 2. Thus, the tensile strength and hole expansion rate are lower than the target. In steel sheet No. 16, the coiling temperature is higher than the range of the second embodiment, the carbide average particle diameter exceeds the upper limit of the range of the second embodiment, and the hole expansion ratio is lower than the target.

강 No.17은, 냉간압연의 압하율이 실시형태 2의 범위보다 낮고, 미재결정조직이 잔류하며, 페라이트입자가 미세화되지 않아, 인장강도도 높고, 신장 및 구멍확장율이 목표보다 낮다. 강판 No.18, 냉간압연후의 어닐링온도가 실시형태 2의 범위보다 높고, 탄화물평균입경, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입자의 체적율도 실시형태 2의 범위의 상한을 초과하고 있어, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 저하하고 있다. 강판 No.19은, 냉간압연후의 어닐링온도가 실시형태 2의 범위보다 낮고, 탄화물의 구상화가 불충분하여 정확한 입경측정이 불가능하지만, 탄화물평균입경은 명백히 1.20mm를 초과하고 있고, 구멍확장율이 목표보다 낮다. 또한, 신장도 낮다.In steel No. 17, the rolling reduction ratio of cold rolling was lower than the range of Embodiment 2, the recrystallized structure remained, the ferrite grains did not become fine, the tensile strength was high, and the elongation and hole expansion rate were lower than the target. Steel sheet No. 18, annealing temperature after cold rolling is higher than the range of Embodiment 2, and the volume fraction of the ferrite particles substantially free of carbide average particle diameter and carbide also exceeds the upper limit of the range of Embodiment 2, and the hole expansion rate Lower than this goal. In addition, elongation is also decreasing. In steel sheet No. 19, the annealing temperature after cold rolling was lower than the range of Embodiment 2, and the spheroidization of carbide was insufficient, so that accurate particle size measurement was impossible, but the carbide average particle diameter clearly exceeded 1.20 mm, and the hole expansion ratio was the target. Lower than In addition, the height is low.

본 발명에 의하면, 타발 단면의 깨어짐이 발생하기 어렵고, 440MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에, 구멍확장율 λ≥70%, 더욱이 신장 35% 이상을 만족하는 연성 및 신장플랜지성이 우수한 고탄소열연강판 및 고탄소냉연강판을 만들 수 있다.According to the present invention, high-carbon hot-rolled steel sheet having high ductility and elongation flangeability that satisfies the rupture of the punched section hardly occurs, has a tensile strength of 440 MPa or more, and satisfies a hole expansion ratio λ≥70% and elongation 35% or more. And high carbon cold rolled steel sheet.

Claims (18)

질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부로 철 및 불가피한 불순물을 포함하고,In mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less, N: 0.005% Hereinafter, B: 0.001-0.05%, Cr: 0.05-0.3%, remainder contains iron and inevitable impurities, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가지며,A ferrite structure having an average particle diameter of 6 µm or less and a carbide having an average particle diameter of 0.1 µm or more and less than 1.20 µm, 상기 페라이트 조직은 탄화물을 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고,The ferrite tissue includes ferrite particles that do not contain carbide, 상기 탄화물을 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 10% 이하인 고탄소열연강판. A high carbon hot rolled steel sheet having a volume ratio of ferrite particles not containing the carbide is 10% or less. 제1항에 있어서,The method of claim 1, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.A high carbon hot rolled steel sheet, characterized in that the carbide has an average particle diameter of 0.5 µm or more and less than 1.20 µm. 제1항에 있어서,The method of claim 1, 상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.The ferrite particles have a volume ratio of 5% or less. 제1항에 있어서,The method of claim 1, 상기 페라이트 입자가, 5％ 이하의 체적율을 갖고,The ferrite particles have a volume ratio of 5% or less, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판.A high carbon hot rolled steel sheet, characterized in that the carbide has an average particle diameter of 0.5 µm or more and less than 1.20 µm. 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부로 철 및 불가피한 불순물을 포함하고,In mass%, C: 0.20 to 58%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less, N: 0.005% Hereinafter, B: 0.001-0.05%, Cr: 0.05-0.3%, remainder contains iron and inevitable impurities, 평균입경이 6㎛ 이하인 페라이트 조직과 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.20㎛ 미만인 탄화물을 가지며,A ferrite structure having an average particle diameter of 6 µm or less and a carbide having an average particle diameter of 0.1 µm or more and less than 1.20 µm, 상기 페라이트 조직은 탄화물을 포함하지 않는 페라이트 입자를 포함하고,The ferrite tissue includes ferrite particles that do not contain carbide, 상기 탄화물을 포함하지 않는 페라이트 입자의 체적율이 15% 이하인 고탄소냉연강판. A high carbon cold rolled steel sheet having a volume ratio of ferrite particles not containing the carbide is 15% or less. 제5항에 있어서,The method of claim 5, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.A high carbon cold rolled steel sheet, characterized in that the carbide has an average particle diameter of 0.5㎛ more than 1.20㎛. 제5항에 있어서,The method of claim 5, 상기 페라이트 입자가, 10％ 이하의 체적율을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.A high carbon cold rolled steel sheet, wherein the ferrite particles have a volume ratio of 10% or less. 제5항에 있어서,The method of claim 5, 상기 페라이트 입자가, 10％ 이하의 체적율을 갖고,The ferrite particles have a volume ratio of 10% or less, 상기 탄화물이, 0.5㎛ 이상 1.20㎛ 미만의 평균입경을 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판.A high carbon cold rolled steel sheet, characterized in that the carbide has an average particle diameter of 0.5㎛ more than 1.20㎛. 질량％로, C: 0.20∼O.48 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부로 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 공정,In mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less, N: 0.005% Or less; B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and hot rolling the steel containing iron and unavoidable impurities to a finishing temperature of (Ar ₃ transformation point-10 ° C) or higher, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정,Cooling the hot rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 620 ° C or lower while cooling rate is over 120 ° C / sec, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정,Winding the cold rolled steel sheet to a coiling temperature of 600 ℃ or less, 권취된 열연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어지는 고탄소열연강판의 제조방법.A method for producing a high carbon hot rolled steel sheet comprising the step of annealing the wound hot rolled steel sheet at an annealing temperature of 640 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. 제9항에 있어서,The method of claim 9, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower while simultaneously exceeding the cooling rate of 120 ° C./sec, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.Said winding step comprises winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 500 ° C. or less. 제9항에 있어서,The method of claim 9, 상기 어닐링하는 공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.The annealing process is a method for producing a high carbon hot rolled steel sheet, characterized in that the annealed hot rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. 제9항에 있어서,The method of claim 9, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower while simultaneously exceeding the cooling rate of 120 ° C./sec, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지며,The winding process consists of winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 500 ° C. or less, 상기 어닐링하는 공정이, 권취된 열연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소열연강판의 제조방법.The annealing process is a method for producing a high carbon hot rolled steel sheet, characterized in that the annealed hot rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. 질량％로, C: 0.20∼O.58 ％, Si: 0.1％ 이하, Mn: 0.20~0.60%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol.A1: 0.1% 이하, N: 0.005% 이하, B: 0.001∼O.005 ％, Cr: 0.05∼0.3％, 잔부로 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 (Ar₃변태점-10℃) 이상의 마무리온도로 열간압연하는 공정,In mass%, C: 0.20 to 58%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.A1: 0.1% or less, N: 0.005% Or less; B: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.05 to 0.3%, and hot rolling the steel containing iron and unavoidable impurities to a finishing temperature of (Ar ₃ transformation point-10 ° C) or higher, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 620℃ 이하로 냉각하는 공정,Cooling the hot rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 620 ° C or lower while cooling rate is over 120 ° C / sec, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 600℃ 이하로 권취하는 공정,Winding the cold rolled steel sheet to a coiling temperature of 600 ℃ or less, 권취된 열연강판을 산세후, 압하율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정,After pickling the wound hot rolled steel sheet, cold rolling at a reduction ratio of 30% or more, 냉연강판을 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정으로 이루어지는 고탄소냉연강판의 제조방법.A method for producing a high carbon cold rolled steel sheet comprising the step of annealing a cold rolled steel sheet at an annealing temperature of 640 ° C. or higher and at an Ac ₁ transformation point. 제13항에 있어서,The method of claim 13, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower while simultaneously exceeding the cooling rate of 120 ° C./sec, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.Said winding step comprises winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 500 ° C. or less. 제13항 또는 제14항에 있어서,The method according to claim 13 or 14, 상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이 하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.The process of annealing is a method for producing a high carbon cold rolled steel sheet, characterized in that the cold rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and below Ac ₁ transformation point. 제13항에 있어서,The method of claim 13, 권취공정 후와 냉간압연공정 전에, 어닐링온도 640℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.A method for producing a high carbon cold rolled steel sheet further comprising the step of annealing at an annealing temperature of at least 640 ° C. and at an Ac ₁ transformation point after the winding step and before the cold rolling step. 제16항에 있어서,The method of claim 16, 상기 어닐링하는 공정이, 냉연강판을 어닐링온도 680℃ 이상 Ac₁ 변태점 이하에서 어닐링하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.The process of annealing is a method for producing a high carbon cold rolled steel sheet, characterized in that the cold rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 680 ° C. or higher and Ac ₁ transformation point or less. 제16항 또는 제17항에 있어서,The method according to claim 16 or 17, 상기 냉각하는 공정이, 열간압연된 강판을 냉각속도 120℃/초를 넘으면서 동시에 냉각정지온도 600℃ 이하로 냉각하는 것으로 이루어지고,The cooling step consists of cooling the hot rolled steel sheet at a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower while simultaneously exceeding the cooling rate of 120 ° C./sec, 상기 권취하는 공정이, 냉각된 열간압연강판을 권취온도 500℃ 이하로 권취하는 것으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소냉연강판의 제조방법.Said winding step comprises winding the cooled hot rolled steel sheet at a coiling temperature of 500 ° C. or less.

Images