KR101892524B1 - High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same - Google Patents

High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same Download PDF

Info

Publication number
KR101892524B1
KR101892524B1 KR1020167029879A KR20167029879A KR101892524B1 KR 101892524 B1 KR101892524 B1 KR 101892524B1 KR 1020167029879 A KR1020167029879 A KR 1020167029879A KR 20167029879 A KR20167029879 A KR 20167029879A KR 101892524 B1 KR101892524 B1 KR 101892524B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
content
ferrite
cementite
Prior art date
Application number
KR1020167029879A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR20160138230A (en
Inventor
유카 미야모토
타카시 고바야시
카네하루 오쿠다
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20160138230A publication Critical patent/KR20160138230A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101892524B1 publication Critical patent/KR101892524B1/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

B를 첨가한 강을 소재로 하고, 질소 분위기 중에서 어닐링을 행해도, 안정적으로 우수한 ?칭성이 얻어지고, 또한, ?칭 처리 전에, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상과 같은 우수한 가공성을 갖는 고탄소 열연 강판을 제공한다.
질량％로, C: 0.20∼0.40％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 0.50％ 이하, P: 0.03％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.10％ 이하, N: 0.0050％ 이하, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 추가로 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유하는 조성을 갖고, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율이 70％ 이상이고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.08개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상인 고탄소 열연 강판.B is added as a raw material and annealing is performed in a nitrogen atmosphere, excellent stability can be obtained stably, and a hardness of 73 or less in HRB and a total elongation of 39% or more A high carbon hot-rolled steel sheet having processability is provided.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains, by mass%, 0.20 to 0.40% of C, 0.10% or less of Si, 0.50% or less of Mn, : 0.0005 to 0.0050%, and further contains 0.002 to 0.030% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se in total, and the ratio of the amount of solid solution B occupying in the B content is 70% And a hardness of 73 or less in HRB and a total elongation of 39% or more, the ferrite microstructure comprising ferrite and cementite having a cementite density of 0.08 / 탆 2 or less in the ferrite lips.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001] The present invention relates to a hot-rolled steel sheet,

본 발명은, 고(高)탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히 B를 첨가한 고탄소 열연 강판으로서, 표층에 있어서의 침질(nitrogen ingress) 억제 효과가 높은, 가공성과 ?칭성(hardenability)이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high carbon hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof. To a high carbon hot-rolled steel sheet to which B is added, a high carbon hot-rolled steel sheet excellent in workability and hardenability, which has a high effect of suppressing nitrogen ingress in the surface layer, and a method for producing the same.

현재, 기어류, 트랜스미션 부품, 시트 리클라이너(seat recliner) 부품 등의 자동차용 부품은, JIS G 4051에 규정된 기계 구조용 탄소강 강재인 열연 강판을, 냉간 가공에 의해 소망하는 형상으로 가공한 후, 소망하는 경도를 확보하기 위해 ?칭 처리를 실시하여 제조되는 경우가 많다. 이 때문에, 소재가 되는 열연 강판에는 우수한 냉간 가공성이나 ?칭성이 필요하게 되고, 지금까지 여러 가지의 강판이 제안되고 있다.At present, automobile parts such as gears, transmission parts, seat recliner parts, and the like are manufactured by cold-working a hot-rolled steel sheet, which is a carbon steel steel for machine structure specified in JIS G 4051, into a desired shape by cold working, In order to ensure the hardness to be obtained, it is often manufactured by processing. For this reason, a hot-rolled steel sheet to be a material is required to have excellent cold workability and quenching properties, and various steel sheets have been proposed so far.

예를 들면, 특허문헌 1에는, 100℃/초의 평균 가열 속도로 승온 후, 1000℃에서 10초 유지하고, 200℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 급랭하는 고주파 ?칭을 행한 경우에 경도가 500HV 이상 또한 900HV 이하가 되는 냉간 가공용 중탄소 강판으로서, 질량％로, C: 0.30∼0.60％, Si: 0.06∼0.30％, Mn: 0.3∼2.0％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0075％ 이하, Al: 0.005∼0.10％, N: 0.001∼0.01％, Cr: 0.001∼0.10％를 함유하고, 혹은 추가로, Ni: 0.01∼0.5％, Cu: 0.05∼0.5％, Mo: 0.01∼0.5％, Nb: 0.01∼0.5％, Ti: 0.001∼0.05％, V: 0.01∼0.5％, Ta: 0.01∼0.5％, B: 0.001∼0.01％, W: 0.01∼0.5％, Sn: 0.003∼0.03％, Sb: 0.003∼0.03％, As: 0.003∼0.03％의 1종 이상을 함유하고, 탄화물의 평균 지름 d가 0.6㎛ 이하, 탄화물의 구상화율(spheroidizing ratio) p가 70％ 이상 또한 90％ 미만이고, 상기 탄화물의 평균 지름 d㎛와 상기 탄화물의 구상화율 p％가 d≤0.04×p－2.6을 만족하는 냉간 가공용 중탄소 강판, 혹은 추가로 냉간 가공 전의 경도가 120HV 이상 또한 170HV 미만인 냉간 가공용 중탄소 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 1에는, 이러한 냉간 가공용 중탄소 강판의 제조 방법으로서, 상기의 화학 성분의 강을, 1050∼1300℃로 유지 후, 750∼1000℃에서 압연을 종료하는 열간 압연을 행하고, 이어서 20∼50℃/s의 냉각 속도로 500∼700℃까지 냉각한 후, 5∼30℃/s의 냉각 속도로 소정의 온도까지 냉각하여 권취하고, 소정의 조건으로 유지한 후, 600℃ 이상 Ac1－10℃ 이하의 온도로 어닐링하는 것이 개시되어 있다.For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-325470 discloses a method of heating a steel sheet at an average heating rate of 100 ° C / second, holding the steel sheet at 1000 ° C for 10 seconds, and quenching the steel sheet to room temperature at an average cooling rate of 200 ° C / By mass, Si: 0.06 to 0.30%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.030% or less, S: 0.0075% or less, 0.001 to 0.10% of Al, 0.001 to 0.01% of N and 0.001 to 0.10% of Cr, or 0.01 to 0.5% of Ni, 0.05 to 0.5% of Cu, 0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 0.5% of Mo, 0.001-0.01%, W: 0.01-0.5%, Sn: 0.003-0.03%, S: 0.01-0.5%, Ti: 0.001-0.05% 0.003 to 0.03% of As, and 0.003 to 0.03% of As, wherein the average diameter d of the carbide is 0.6 탆 or less, the spheroidizing ratio p of the carbide is 70% or more and less than 90% D < / RTI >< RTI ID = 0.0 & Rate is p%, the hardness is also the carbon steel sheet is disclosed of less than 170HV 120HV or more cold working prior to cold working of satisfying d≤0.04 × 2.6 p-cold working of carbon steel, or more. In Patent Document 1, as a method for producing such a medium carbon steel sheet for cold working, the above-mentioned steel having a chemical composition is maintained at 1050 to 1300 占 폚, followed by hot rolling to finish rolling at 750 to 1000 占 폚, after cooling to -50 at a cooling rate of 500~700 ℃ ℃ / s, collected by cooling to a predetermined temperature at a cooling rate of 5~30 ℃ / s volume, the mixture was kept under predetermined conditions, more than 600 ℃ Ac 1 And annealing at a temperature of -10 DEG C or lower.

또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.20％ 이상 0.45％ 이하, Si: 0.05％ 이상 0.8％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 2.0％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.04％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.006％ 이하, Al: 0.005％ 이상 0.1％ 이하, Ti: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, B: 0.001％ 이상 0.01％ 이하 및, N: 0.0001％ 이상 0.01％ 이하의 성분을 함유하고, 혹은 추가로 Cr: 0.05％ 이상 0.35％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0.05％ 이상 0.5％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Nb: 0.01％ 이상 0.5％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.5％ 이하, Ta: 0.01％ 이상 0.5％ 이하, W: 0.01％ 이상 0.5％ 이하, Sn: 0.003％ 이상 0.03％ 이하, Sb: 0.003％ 이상 0.03％ 이하 및, As: 0.003％ 이상 0.03％ 이하의 1종 또는 2종 이상의 성분을 함유하고, 표층으로부터 깊이 100㎛까지의 영역에 있어서의 고용(solid solution) B의 평균 농도가 10ppm 이상인 붕소 첨가 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 질소를 주체로 하는 분위기 중에서 어닐링하면, 흡질(nitrogen absorption)이라는 현상이 발현하고, ?칭성의 관점에서 중요한 원소인 B가, 어닐링 중에 강 중의 N과 결합하여 BN을 형성하고, 고용 B가 감소하여 B에 의한 ?칭성 향상 효과를 확보할 수 없는 것이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, ?칭성 확보를 위해서는, 표층으로부터 깊이 100㎛까지의 영역에 있어서의 고용 B를 10ppm 이상으로 하는 것이 필요하고, 그를 위해서는, 제조 공정 중의 가열이나 어닐링 공정의 분위기의 영향을 억제하는 것이 중요한 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 이러한 붕소 첨가 강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성의 강을, 1200℃ 이하로 가열 후, 800∼940℃의 마무리 압연 온도로 열간 압연하고, 이어서 냉각 속도 20℃/s 이상으로 650℃ 이하가 될 때까지 냉각 후, 20℃/s 이하로 냉각하여 400∼650℃로 권취하고, 산 세정 후(pickled), 수소 95％ 이상이고, 또한 400℃까지의 노점을 -20℃ 이하, 400℃ 이상의 노점(dew point)을 -40℃ 이하의 분위기에서 660℃ 이상 Ac1 이하의 온도로 어닐링하는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 추가로 상기 산 세정의 후에 냉간 압연하는 것이나, 상기 어닐링 후에 냉간 압연을 실시하고, 추가로 Ac1∼Ac1＋50℃의 온도로 어닐링하고, Ac1－30℃까지 서서히 냉각하는 것 등이 개시되어 있다.In addition, Patent Document 2 discloses a steel sheet comprising, by mass%, C: 0.20% to 0.45%, Si: 0.05% to 0.8%, Mn: 0.5% 0.001% or more and 0.001% or less, Al: 0.005% or more and 0.1% or less, Ti: 0.005% or more and 0.2% or less, B: 0.001% or more and 0.01% At least 0.01% and not more than 1.0% of Cr, at least not less than 0.05% and not more than 0.35% of Cr, at least 0.01% At least 0.5% of Ta, at least 0.01% of at most 0.5% of W, at least 0.01% of W and at most 0.5% of Sn, at least 0.003 to 0.03% of Sn, at least 0.003% A boron-doped steel sheet having an average concentration of solid solution B of not less than 10 ppm in the region from the surface layer to the depth of 100 mu m is disclosed There is. In Patent Document 2, when annealing is performed in an atmosphere containing nitrogen as a main component, a phenomenon called nitrogen absorption develops, and B, which is an important element in terms of quenching, bonds with N in the steel during annealing to form BN , The employment B is decreased and the effect of improving the quenching by B can not be secured. In Patent Document 2, in order to secure quenching, it is necessary to set the solute B in the region from the surface layer to the depth of 100 mu m to 10 ppm or more. To this end, the effect of the atmosphere in the heating step or the annealing step in the manufacturing step is suppressed Is important. In Patent Document 2, as a method for producing such a boron-doped steel sheet, a steel having the above composition is heated at a temperature of 1200 ° C or lower, followed by hot rolling at a finish rolling temperature of 800 to 940 ° C, followed by cooling at a cooling rate of 20 ° C / Cooling to 20 ° C / s or less, winding at 400 to 650 ° C, pickling after acid cleaning, and dew point of not less than 95% of hydrogen and up to 400 ° C of -20 ℃ below, it discloses the annealing in an atmosphere of less than -40 ℃ more than 400 ℃ dew point (dew point) at a temperature of less than 660 ℃ Ac 1. Further, Patent Document 2, short of the cold rolling after pickling in the further, subjected to cold rolling after the annealing, and to add annealing to a temperature of Ac 1 ~Ac 1 + 50 ℃, gradually to Ac 1 -30 ℃ Cooling and the like are disclosed.

일본특허공보 제5048168호Japanese Patent Publication No. 5048168 일본특허공보 제4782243호Japanese Patent Publication No. 4782243

양호한 냉간 가공성을 얻는데 있어서는, 고탄소 열연 강판에는, 비교적 낮은 경도와 높은 신장(high elongation)이 요구된다. 예를 들면, 종래, 열간 단조, 절삭, 용접 등의 복수 공정으로 제조하고 있었던 것을 냉간 프레스로 일체로 성형화한 자동차 부품 등에 대해서는, 경도가 로크웰 경도(Rockwell hardness) HRB로 73 이하, 전체 신장(El)이 39％ 이상과 같은 특성이 요구된다. 또한, 이와 같이 비교적 낮은 경도와 높은 신장을 갖고, 가공성을 양호하게 한 고탄소 열연 강판에는, 우수한 ?칭성이 요망되고 있고, 예를 들면 물 ?칭 후에 HV440 이상의 비커스 경도(Vickers hardness)를 얻는 것이 요망되고 있다.In order to obtain good cold workability, the high carbon hot-rolled steel sheet requires a relatively low hardness and a high elongation. For example, for automobile parts which were conventionally formed by a plurality of processes such as hot forging, cutting, welding and the like, which were integrally molded by a cold press, the hardness was measured as Rockwell hardness HRB of 73 or less and the total elongation El) of more than 39% is required. The high carbon steel hot-rolled steel sheet having such a relatively low hardness and high elongation and good workability is required to have excellent quenching properties, for example, to obtain Vickers hardness of HV440 or higher after water quenching Is desired.

특허문헌 1의 기술에서는, 평균 가열 속도 100℃/초의 고주파 ?칭에 있어서의 ?칭 경화능을 확보하기 위해, 탄화물의 평균 지름을, 0.6㎛ 이하로 하고 있지만, C 함유량이 0.3∼0.6％와 같은 다량의 C를 함유하는 강에 있어서, 탄화물의 평균 입경을 0.6㎛ 이하로 미세하게 하고 있기 때문에, 탄화물의 밀도가 커져, 고강도화하기 쉽고, 가공성의 저하가 염려된다. 또한, 그 제조 방법으로서는, 열간 압연 후에 20∼50℃/s의 냉각 속도로 500∼700℃까지 냉각한 후, 5∼30℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 것과 같은, 2단계로의 냉각 제어를 행하고 있어, 냉각 제어의 관리가 어렵다는 문제가 있었다. In the technique of Patent Document 1, the average diameter of the carbide is set to 0.6 탆 or less in order to secure the quenching hardening ability in the high frequency range of an average heating rate of 100 캜 / second, but the C content is preferably 0.3 to 0.6% In the steel containing the same large amount of C, the average particle diameter of the carbide is made as small as 0.6 占 퐉 or less, so that the density of the carbide is increased and the strength is increased easily and the workability is lowered. Examples of the production method include a method of cooling to 500-700 ° C at a cooling rate of 20-50 ° C / s and then cooling at a cooling rate of 5-30 ° C / s after hot rolling, So that there is a problem that it is difficult to manage the cooling control.

특허문헌 2의 기술에서도, 열간 압연 후, 냉각 속도 20℃/s 이상으로 650℃ 이하가 될 때까지 냉각 후, 20℃/s 이하로 냉각한다는, 2단계로의 냉각 제어를 행하고 있어, 냉각 제어의 관리가 어렵다는 문제가 있었다. 또한, 특허문헌 2의 기술에서는, ?칭성을 향상시키기 위해, Mn을 0.5％ 이상 첨가하고 있다. Mn은, ?칭성을 향상시키지만, 고용 강화에 의해 열연 강판 자체의 강도를 상승시켜, 경도를 크게 해 버린다.Also in the technique of Patent Document 2, the cooling control is performed in two stages: after hot rolling, cooling is performed until the temperature becomes not more than 650 ° C at a cooling rate of not lower than 20 ° C / s, and then cooled to not more than 20 ° C / There is a problem that it is difficult to manage. Further, in the technique of Patent Document 2, Mn is added in an amount of 0.5% or more in order to improve quenching. Mn improves the quenching property, but increases the strength of the hot-rolled steel sheet itself by solid solution strengthening, thereby increasing the hardness.

한편, 미량의 첨가로 ?칭성을 향상시키는 원소로서, B가 알려져 있지만, 특허문헌 2에도 기재되는 바와 같이, 일반적으로 분위기 가스로서 사용되고 있는 질소를 주체로 하는 분위기 중에서 어닐링하면, 고용 B가 감소하여 B에 의한 ?칭성의 향상 효과를 얻을 수 없다는 문제가 있었다. 특허문헌 2에서는, 이러한 문제에 대하여, 95％ 이상의 수소를 포함하는 분위기, 혹은 당해 수소를 Ar 등의 불활성 가스로 치환한 분위기 중에서 어닐링함으로써 해결하고 있고, 이들의 가스를 이용한 열처리는 비용이 높아진다. 또한, 이 기술만으로는, 질소 분위기에서의 어닐링으로, 흡질을 억제할 수 있을지 어떨지는 불명하다.On the other hand, although B is known as an element for improving the atomicity by the addition of a trace amount, when the annealing is performed in an atmosphere mainly containing nitrogen which is generally used as an atmosphere gas as described in Patent Document 2, solid solution B decreases There is a problem in that the improvement effect of chromaticity due to B can not be obtained. In Patent Document 2, this problem is solved by annealing in an atmosphere containing 95% or more of hydrogen or an atmosphere in which the hydrogen is replaced by an inert gas such as Ar, and the heat treatment using these gases increases the cost. It is not known whether or not the adsorption can be suppressed by annealing in a nitrogen atmosphere only with this technique.

본 발명은, 상기한 문제를 해결하기 위해, Mn 함유량을 종래의 강보다 적게 하여 B를 첨가한 강을 소재로 하고, 질소 분위기 중에서 어닐링을 행해도, 안정적으로 우수한 ?칭성이 얻어지고, 또한, ?칭 처리 전에, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상과 같은 우수한 가공성을 갖는 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.SUMMARY OF THE INVENTION In order to solve the above problems, an object of the present invention is to provide a method for manufacturing a steel sheet, in which Mn is reduced to less than a conventional steel and B is added to the steel, It is an object of the present invention to provide a high carbon hot-rolled steel sheet having a hardness of 73 or less in HRB and a total elongation of 39% or more before machining, and a method of manufacturing the same.

본 발명자들은, Mn 함유량을 0.50％ 이하로 종래의 강보다 적은 Mn량으로 하고, B를 첨가한 고탄소 열연 강판의 제조 조건과 가공성, ?칭성과의 관계에 대해서 예의 검토한 결과, 이하의 인식을 얻었다.The inventors of the present invention have made extensive studies on the relationship between the production conditions, workability and machinability of a high carbon hot-rolled steel sheet to which B is added and Mn content is 0.50% or less, ≪ / RTI >

ⅰ) ?칭 전의 고탄소 열연 강판의 경도, 전체 신장(이하, 간단히 신장이라고도 함)에는, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 크게 영향을 미치고, HRB로 73 이하의 경도, 39％ 이상의 전체 신장(El)을 얻기 위해서는, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 할 필요가 있다.I) The cementite density in the ferrite grains greatly affects the hardness and total elongation (hereinafter, simply referred to as elongation) of the high carbon hot-rolled steel sheet prior to casting, and the hardness of 73 or less in HRB, It is necessary to set the density of cementite in the ferrite grains to 0.08 pieces / 탆 2 or less.

ⅱ) 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도에는, 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 마무리 압연 온도와 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 냉각 속도가 크게 영향을 미친다. 마무리 압연 온도가 지나치게 높거나, 냉각 속도가 지나치게 작거나 하면, 열간 압연 후의 강판에 있어서, 펄라이트와 소정의 초석 페라이트(pro-eutectoid ferrite) 체적분율을 갖는 조직을 갖는 강판을 얻을 수 없어, 구상화 어닐링 후에 시멘타이트 밀도를 작게 하는 것이 곤란해진다.Ii) The cementite density in the ferrite lag greatly affects the finishing rolling temperature in the finishing rolling of the hot rolling and the cooling rate from the finishing rolling to 700 캜. If the finish rolling temperature is excessively high or the cooling rate is too low, a steel sheet having a structure having a volume fraction of pearlite and a predetermined pro-eutectoid ferrite in the steel sheet after hot rolling can not be obtained, It becomes difficult to reduce the density of cementite later.

ⅲ) Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 적어도 1종을 강 중에 첨가함으로써, 질소 분위기에서 어닐링을 실시하는 경우에도, 침질을 방지하고, 고용 B량의 저하를 억제하여 높은 ?칭성이 얻어진다.Iii) When at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se is added to the steel, even when annealing is carried out in a nitrogen atmosphere, it is possible to prevent sedimentation, .

본 발명은 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 한다.The present invention has been made on the basis of this recognition, and the following will be devised.

[1] 질량％로, C: 0.20∼0.40％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 0.50％ 이하, P: 0.03％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.10％ 이하, N: 0.0050％ 이하, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 추가로 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율이 70％ 이상이고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.08개/㎛2 이하인 마이크로 조직(microstructure)을 갖고, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상인 고탄소 열연 강판.The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises: 0.20 to 0.40% of C, 0.10% or less of Si, 0.50% or less of Mn, 0.03% or less of P, Of the total content of B and at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%, and the balance of Fe and inevitable impurities , A ratio of solid solution B occupying in the B content of not less than 70%, a microstructure of ferrite and cementite having a cementite density of 0.08 / 탆 2 or less in the ferrite lips, , High carbon steel sheet with a total elongation of 39% or more.

[2] 추가로, 질량％로, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 합계로 0.50％ 이하 함유하는 상기 [1]에 기재된 고탄소 열연 강판.[2] The high carbon hot-rolled steel sheet according to [1], further comprising 0.50% or less by mass of at least one of Ni, Cr and Mo in total.

[3] 상기 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 조직에 있어서의 전체 시멘타이트의 평균 지름이 0.60㎛ 이상 1.00㎛ 이하이고, 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름이 0.40㎛ 이상인 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고탄소 열연 강판.[3] The high carbon material as described in [1] or [2] above, wherein the average diameter of the total cementite in the structure of the ferrite and cementite is 0.60 탆 or more and 1.00 탆 or less and the average diameter of the cementite in the ferrite lid is 0.40 탆 or more. Hot rolled steel sheet.

[4] 질량％로, C: 0.20∼0.40％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 0.50％ 이하, P: 0.03％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.10％ 이하, N: 0.0050％ 이하, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 추가로 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강을, 열간 조압연(hot rough rolling) 후, 마무리 압연 온도: Ar3 변태점 이상 870℃ 이하로 마무리 압연하고, 700℃까지를 25℃/s 이상 150℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 권취 온도: 500℃ 이상 700℃ 이하로 권취함으로써, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 강판으로 하고, 이어서, 당해 강판을 Ac1 변태점 이하로 어닐링하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.[4] A steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% Or less, and further comprising 0.002 to 0.030% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in a total amount of 0.0005 to 0.0050% of B and the balance of Fe and inevitable impurities After hot rough rolling, the steel is subjected to finish rolling at a finishing rolling temperature: Ar 3 transformation point to not more than 870 캜, cooling to 700 캜 at an average cooling rate of not less than 25 캜 / s and not more than 150 캜 / s , coiling temperature: by winding in a range from 500 ℃ 700 ℃, and a steel plate having 5% or more pro-eutectoid ferrite to pearlite and volumetric rate, then a method for manufacturing a high-carbon hot-rolled steel sheet annealing the art the steel sheet below the Ac 1 transformation point.

[5] 상기 강이, 추가로, 질량％로, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 합계로 0.50％ 이하 함유하는 상기 [4]에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법.[5] The method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to [4], wherein the steel further contains 0.50% or less in total of at least one of Ni, Cr and Mo in mass%.

본 발명에 의해 ?칭성 및 가공성이 우수한 고탄소 열연 강판을 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고탄소 열연 강판은, 소재 강판에 냉간 가공성이 필요하게 되는, 기어류, 트랜스미션 부품, 시트 리클라이너 부품 등의 자동차용 부품에 적합하다.According to the present invention, a high carbon hot-rolled steel sheet excellent in quenching and processability can be produced. The high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable for automobile parts such as gears, transmission parts, seat recliner parts and the like which require cold workability on the material steel sheet.

(발명을 실시하기 위한 형태)(Mode for carrying out the invention)

이하에, 본 발명인 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 성분의 함유량의 단위인 「％」는 특별히 기재하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.Hereinafter, the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention and its manufacturing method will be described in detail. In addition, "% " as a unit of the content of the component means "% by mass " unless otherwise specified.

1) 조성1) Composition

C: 0.20∼0.40％C: 0.20 to 0.40%

C는, ?칭 후의 강도를 얻기 위해 중요한 원소이다. C 함유량이 0.20％ 미만인 경우, 부품으로 성형한 후의 열처리에 의해 소망하는 경도, 구체적으로는 물 ?칭 후의 경도로 HV440 이상이 얻어지지 않는다. 이 때문에, C 함유량을 0.20％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면 강판이 경질화하고, 냉간 가공성이 열화한다. 따라서, C 함유량을 0.40％ 이하로 한다. 높은 ?칭 경도를 얻으려면, C 함유량을 0.26％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. C 함유량을 0.32％ 이상으로 함으로써, 안정적으로 물 ?칭 경도로 HV440 이상을 얻을 수 있기 때문에, 더욱 바람직하다.C is an important element for obtaining the strength after etching. When the C content is less than 0.20%, HV440 or higher can not be obtained at desired hardness, specifically, hardness after water-hardening by heat treatment after forming into parts. Therefore, the C content needs to be 0.20% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the steel sheet becomes hard and the cold workability deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.40% or less. In order to obtain a high hardness, the C content is preferably 0.26% or more. When the C content is 0.32% or more, HV440 or more can be stably obtained with a water-hardness hardness, which is more preferable.

Si: 0.10％ 이하Si: not more than 0.10%

Si는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Si 함유량의 증가와 함께 경질화하고, 냉간 가공성이 열화하기 때문에, Si 함유량을 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.05％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다. Si는 냉간 가공성을 저하시키기 때문에, Si 함유량은 적을수록 바람직하지만, 과도하게 Si를 저감하면 정련 비용이 증대하기 때문에, Si 함유량은 0.005％ 이상이 바람직하다.Si is an element that increases strength by solid solution strengthening. The Si content is made to be 0.10% or less because the hardness is increased with the increase of the Si content and the cold workability is deteriorated. Preferably, the Si content is 0.05% or less, more preferably 0.03% or less. Since Si lowers the cold workability, the Si content is preferably as small as possible, but the Si content is preferably 0.005% or more because the refining cost increases when excessively reducing Si.

Mn: 0.50％ 이하Mn: not more than 0.50%

Mn은 ?칭성을 향상시키는 원소이지만, 한편, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이기도 하다. Mn 함유량이 0.50％를 초과하면, 강판이 지나치게 경질화하여 냉간 가공성이 저하된다. 또한 Mn의 편석에 기인한 밴드 조직(band structure)이 발달하여, 조직이 불균일해지기 때문에, 경도나 신장의 편차가 커지는 경향에 있다. 따라서, Mn 함유량을 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 0.45％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 지정하지 않지만, 그래파이트의 석출을 억제하여, ?칭 처리 가열시에 강판 중의 전체 C를 고용하여 소정의 ?칭 경도를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 0.20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.Mn is an element for improving quenching, but it is also an element for increasing strength by solid solution strengthening. If the Mn content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes excessively hard and the cold workability is deteriorated. Further, a band structure due to the segregation of Mn is developed and the structure becomes uneven, so that the deviation of hardness and elongation tends to increase. Therefore, the Mn content is made 0.50% or less. Preferably, the Mn content is 0.45% or less, and more preferably 0.40% or less. Although the lower limit is not particularly specified, it is preferable that the Mn content is set to 0.20% or more in order to inhibit precipitation of graphite and to obtain a predetermined hardness by solidifying the whole C in the steel sheet during heat treatment.

P: 0.03％ 이하P: not more than 0.03%

P는 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. P 함유량이 0.03％를 초과하면, 강판이 지나치게 경질화하여 냉간 가공성이 저하된다. 또한, 입계(grain boundaries)의 강도를 낮게 하기 때문에, ?칭 후의 인성(toughness)이 열화한다. 따라서, P 함유량을 0.03％ 이하로 한다. 우수한 ?칭 후의 인성을 얻으려면, P 함유량을 0.02％ 이하로 하는 것이 바람직하다. P는 냉간 가공성 및 ?칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, P 함유량은 적을수록 바람직하지만, 필요 이상으로 P를 저감시키면 정련 비용이 증대하기 때문에, P 함유량은 0.005％ 이상이 바람직하다.P is an element that increases strength by strengthening employment. If the P content exceeds 0.03%, the steel sheet becomes excessively hard and the cold workability is deteriorated. In addition, since the strength of the grain boundaries is lowered, the toughness after detachment deteriorates. Therefore, the P content is set to 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness toughness, the P content is preferably 0.02% or less. The P content is preferably as small as possible because it lowers the cold workability and toughness after machining. However, if the P is reduced more than necessary, the refining cost increases. Therefore, the P content is preferably 0.005% or more.

S: 0.010％ 이하S: not more than 0.010%

S는 황화물을 형성하고, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 ?칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안 되는 원소이다. S 함유량이 0.010％를 초과하면, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 ?칭 후의 인성이 현저하게 열화한다. 따라서, S 함유량을 0.010％ 이하로 한다. 우수한 냉간 가공성 및 ?칭 후의 인성을 얻으려면, S 함유량은 0.005％ 이하가 바람직하다. S는 냉간 가공성 및 ?칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, S 함유량은 적을수록 바람직하지만, 필요 이상으로 S를 저감시키면 정련 비용이 증대하기 때문에, S 함유량은 0.0005％ 이상이 바람직하다.S is an element which must be reduced because it forms a sulfide and lowers the cold workability and toughness of a high carbon hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.010%, the cold workability and toughness of the high-carbon hot-rolled steel sheet remarkably deteriorate. Therefore, the S content is made 0.010% or less. In order to obtain excellent cold workability and toughness after shrinkage, the S content is preferably 0.005% or less. The S content is preferably as small as S because it lowers the cold workability and toughness after machining. However, if the S is reduced more than necessary, the refining cost increases. Therefore, the S content is preferably 0.0005% or more.

sol.Al: 0.10％ 이하sol.Al: 0.10% or less

sol.Al 함유량이 0.10％를 초과하면, ?칭 처리의 가열시에 AlN이 생성되어 오스테나이트립이 지나치게 미세화하고, 냉각시에 페라이트상(phase)의 생성이 촉진되어, 조직이 페라이트와 마르텐사이트가 되고, ?칭 후의 경도가 저하된다. 따라서, sol.Al 함유량을 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, sol.Al 함유량은 0.06％ 이하이다. 또한, Al은 탈산의 효과를 갖고 있고, 충분히 탈산하기 위해서는, sol.Al 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.When the sol.Al content exceeds 0.10%, AlN is generated at the time of heat treatment and the austenite grains become excessively fine, and generation of a ferrite phase is promoted at the time of cooling, so that the structure becomes ferrite and martensite , And the hardness after quenching is lowered. Therefore, the sol.Al content is set to 0.10% or less. Preferably, the sol.Al content is 0.06% or less. In addition, Al has an effect of deoxidation, and in order to sufficiently deoxidize it, it is preferable that the sol.Al content is 0.005% or more.

N: 0.0050％ 이하N: 0.0050% or less

N 함유량이 0.0050％를 초과하면, BN이 필요 이상으로 형성됨으로써 고용 B량이 저하된다. 또한, 필요 이상의 BN, AlN의 형성에 의해 ?칭 처리의 가열시에 오스테나이트립이 지나치게 미세화하고, 냉각시에 페라이트상의 생성이 촉진되기 때문에, ?칭 후의 경도가 저하된다. 따라서, N 함유량을 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.0045％ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 규정하지 않지만, 상기한 바와 같이, N은 BN, AlN을 형성한다. BN, AlN이 적정량 형성되면, 이들의 질화물이 ?칭 처리의 가열시에 오스테나이트립의 조대화(increase)를 적당히 억제하여, ?칭 후의 인성을 향상시키기 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상이 바람직하다.When the N content exceeds 0.0050%, BN is formed more than necessary, whereby the amount of solid solution B is lowered. Further, since the formation of BN or AlN more than necessary causes the austenite grains to become too fine at the time of heat treatment, and the generation of the ferrite phase at the time of cooling is promoted, so that the hardness after casting is lowered. Therefore, the N content is set to 0.0050% or less. Preferably, the N content is 0.0045% or less. The lower limit is not specifically defined, but as described above, N forms BN and AlN. BN and AlN are properly formed, these nitrides suitably suppress the increase of the austenite grains during heating and improve the toughness after casting, so that the N content is preferably 0.0005% or more Do.

B: 0.0005∼0.0050％B: 0.0005 to 0.0050%

B는 ?칭성을 높이는 중요한 원소이다. 본 발명의 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 후의 냉각 속도의 조건하에서는, B 함유량이 0.0005％ 미만인 경우, 페라이트 변태를 지연시키는 고용 B량이 부족하기 때문에, 충분한 ?칭성 향상 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0050％ 초과인 경우, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 재결정이 지연된다. 이 결과, 열연 강판의 압연 집합 조직이 발달하고, 어닐링 후의 강판의 기계 특성값의 면 내 이방성(in-plane anisotropy)이 커진다. 이에 따라, 드로잉 성형(drawing)에 있어서 귀퉁이(earing)가 발생하기 쉬워지고, 또한 진원도(roundness)가 저하되어, 성형시에 문제를 일으키기 쉬워진다. 이 때문에, B 함유량을 0.0050％ 이하로 할 필요가 있다. ?칭성을 향상시키고, 또한, 이방성을 작게 하는 관점에서, 바람직하게는, B 함유량은 0.0035％ 이하이다. 따라서, B 함유량을 0.0005∼0.0050％로 한다. 보다 바람직하게는, B 함유량은 0.0010∼0.0035％이다.B is an important element to increase the Q. Under the condition of the cooling rate after finish rolling in the hot rolling of the present invention, when the B content is less than 0.0005%, sufficient solubility enhancement effect can not be obtained because the amount of solid solution B for delaying the ferrite transformation is insufficient. Therefore, the B content needs to be 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0050%, the recrystallization of the austenite after the finish rolling is delayed. As a result, the rolling texture of the hot-rolled steel sheet develops and the in-plane anisotropy of the mechanical property value of the steel sheet after annealing becomes large. As a result, earing tends to occur in the drawing and the roundness is lowered, which tends to cause problems at the time of molding. Therefore, the B content needs to be 0.0050% or less. The B content is preferably 0.0035% or less from the viewpoint of improving the quenching and reducing the anisotropy. Therefore, the B content is set to 0.0005 to 0.0050%. More preferably, the B content is 0.0010 to 0.0035%.

B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율이 70％ 이상When the ratio of the amount of solid solution B to the amount of solid content B is 70% or more

본 발명에서는, 상기한 B 함유량의 적정화에 더하여, ?칭성 향상에 기여하는 고용 B량의 제어가 중요하다. 강판 중에 함유되는 B 중 고용 상태에 있는 B가 70％ 이상, 즉, 강판 중의 전체 B 함유량(B 함유량)에서 차지하는 고용 B량의 비율이 70％ 이상인 경우에, 본 발명에서 의도하는 우수한 ?칭성이 얻어진다. 따라서, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율을 70％ 이상으로 한다. 바람직하게는, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율은 75％ 이상이다. 또한, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율이란,｛(고용 B량(질량％))/(전체 B 함유량(질량％))｝×100(％)을 말한다.In the present invention, in addition to the above-mentioned optimization of the B content, it is important to control the amount of solid solution B contributing to the improvement of the quenching. When the ratio of the solid solution B contained in the steel sheet to the total B content (B content) in the steel sheet is 70% or more, that is, 70% or more in the solid solution state, . Therefore, the ratio of the amount of solute B occupying in the content of B is 70% or more. Preferably, the ratio of the amount of solute B in the B content is 75% or more. The ratio of the amount of solid solution B to the amount of solid content B refers to {(amount of solid solution B (mass%)) / (amount of solid B (mass%))} 100 (%).

Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%

Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se는, 어느 것이나, 강판 표면으로부터의 침질 억제의 효과를 갖는 원소이고, 본 발명에서는, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 함유시킬 필요가 있다. 또한, 이들 원소의 함유량의 합계가 0.002％ 미만인 경우, 충분한 침질 억제 효과가 인식되지 않는다. 이 때문에, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002％ 이상 함유시킨다. 바람직하게는, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se의 함유량의 합계는 0.005％ 이상이다. 한편, 이들의 원소의 함유량이 합계로 0.030％를 초과해도, 침질 억제 효과는 포화한다. 또한, 이들의 원소는 입계(grain boundaries)에 편석하는 경향이 있기 때문에, 이들의 원소의 함유량이 합계로 0.030％를 초과하면, 입계 취화(grain boundary embrittlement)를 일으킬 가능성이 있다. 이 때문에, 본 발명에서는, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.030％ 이하 함유시킨다. Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se의 함유량은, 바람직하게는 합계로 0.020％ 이하이다.Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are elements having an effect of inhibiting sediment from the steel sheet surface. In the present invention, at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, . When the total content of these elements is less than 0.002%, sufficient sediment restraining effect is not recognized. Therefore, 0.002% or more in total of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is contained. Preferably, the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se is 0.005% or more. On the other hand, even if the content of these elements exceeds 0.030% in total, the effect of suppressing sedimentation is saturated. In addition, these elements tend to segregate in grain boundaries. If the content of these elements exceeds 0.030% in total, there is a possibility of causing grain boundary embrittlement. Therefore, in the present invention, a total of at least 0.030% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se is contained. The content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se is preferably 0.020% or less in total.

상기와 같이, N 함유량을 0.0050％ 이하로 함과 함께, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유시킴으로써, 질소 분위기에서 어닐링한 경우에도 강판 표면으로부터의 침질을 억제하고, 강판 표층에 있어서의 질소 농도의 증가를 억제하여, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150㎛ 깊이의 범위에 함유되는 평균 질소량과, 강판 전체에 함유되는 평균 질소량의 차이를 30질량ppm 이하로 할 수 있다. 또한, 이와 같이 침질을 억제할 수 있기 때문에, 질소 분위기에서 어닐링한 경우라도, 어닐링 후의 강판 중에 있어서, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율을 70％ 이상으로 할 수 있다.As described above, when the N content is 0.0050% or less and at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is contained in an amount of 0.002 to 0.030% in total, even when annealed in a nitrogen atmosphere, The difference in the average nitrogen amount contained in the range from the steel sheet surface to the 150 mu m depth in the thickness direction from the surface of the steel sheet and the average nitrogen amount contained in the entire steel sheet is 30 mass ppm or less. Further, since the steepness can be suppressed as described above, even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, the ratio of the amount of solute B occupying in the B content in the steel sheet after annealing can be 70% or more.

강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150㎛ 깊이의 범위에 함유되는 평균 질소량과, 강판 전체에 함유되는 평균 질소량의 차이가 30질량ppm을 초과하여 커지면, 강판 표층부에 형성되는 BN, AlN량과, 강판 판 두께 중심 부근에 형성되는 BN, AlN량의 차이가 커진다. 그 경우, ?칭 처리 후에 균일한 경도가 얻어지지 않게 되는 등의 문제가 발생한다. 따라서, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150㎛ 깊이의 범위에 함유되는 평균 질소량과, 강판 전체에 함유되는 평균 질소량의 차이를 30질량ppm 이하로 억제할 필요가 있다.When the difference between the average nitrogen amount contained in the range of 150 占 퐉 depth in the plate thickness direction from the steel plate surface and the average nitrogen amount contained in the entire steel plate exceeds 30 mass ppm, the amount of BN and AlN formed in the surface layer portion of the steel sheet, The difference in the amounts of BN and AlN formed near the center of the thickness becomes large. In such a case, there arises a problem that uniform hardness can not be obtained after the quenching treatment. Therefore, it is necessary to suppress the difference between the average nitrogen amount contained in the range of 150 mu m in the thickness direction from the steel sheet surface and the average nitrogen amount contained in the entire steel sheet to 30 mass ppm or less.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하지만, ?칭성의 추가적인 향상을 위해, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 함유시켜도 좋다. 이러한 효과를 얻는데 있어서는, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 함유시키고, 그 함유량의 합계를 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소는 고가이기 때문에, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 함유시키는 경우, 그 함유량의 합계는 0.50％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 이들 원소의 함유량은 합계로 0.20％ 이하이다.The balance other than the above is Fe and inevitable impurities. However, in order to further improve the chromaticity, one or more of Ni, Cr, and Mo may be contained. In order to obtain such an effect, it is preferable that at least one of Ni, Cr and Mo is contained and the total content thereof is 0.01% or more. On the other hand, since these elements are expensive, when the content of one or more of Ni, Cr, and Mo is contained, the total content thereof needs to be 0.50% or less. Preferably, the content of these elements is 0.20% or less in total.

2) 마이크로 조직2) Microstructure

본 발명에서는, 냉간 가공성을 향상시키기 위해, 열간 압연 후에 시멘타이트를 구상화시키는 어닐링(구상화 어닐링)을 행하고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 마이크로 조직으로 할 필요가 있다. 또한, 구상화란 애스펙트비(aspect ratio)(장경(major axis)/단경(minor axis))≤3의 시멘타이트가 전체 시멘타이트에 대하여 체적률로 90％ 이상을 차지하는 상태를 나타낸다. 특히 로크웰 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장을 39％ 이상으로 하려면, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 할 필요가 있다. 이하에서는, 시멘타이트 밀도는, 시멘타이트립의 개수 밀도라고도 기재한다.In the present invention, in order to improve cold workability, it is necessary to perform annealing (spheroidizing annealing) to spheroidize cementite after hot rolling and to make a microstructure composed of ferrite and cementite. In addition, spheroidization refers to a state in which the aspect ratio (major axis / minor axis) cementite having a ratio of 3 or more occupies 90% or more of the volume ratio with respect to the total cementite. Particularly, in order to make the Rockwell hardness to be 73 or less in HRB and the total elongation to be 39% or more, it is necessary to set the density of cementite in the ferrite lips to 0.08 / 탆 2 or less. Hereinafter, the cementite density is also referred to as the number density of the cementite lips.

페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도: 0.08개/㎛2 이하Number density of cementite lips in ferrite lips: 0.08 pieces / 탆 2 or less

본 발명의 강판은, 페라이트와 시멘타이트로 이루어진다. 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도가 높으면 분산 강화에 의해 경질화하고, 신장이 저하된다. 경도를 소정의 값 이하로 하고, 신장을 소정의 값 이상으로 하기 위해, 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 할 필요가 있다. 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도는, 바람직하게는 0.07개/㎛2 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.06개/㎛2 이하이다. 페라이트립 내에 존재하는 시멘타이트 지름은 장경으로 0.15∼1.8㎛ 정도로서, 강판의 석출 강화에 약간 효과를 미치는 사이즈이기 때문에, 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 저하시킴으로써 강도 저하를 도모할 수 있다. 페라이트립계의 시멘타이트는 분산 강화에 거의 기여하지 않기 때문에, 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 규정한다. 또한, 상기한 페라이트와 시멘타이트 이외에, 불가피적으로 펄라이트 등의 잔부 조직이 생성되어도, 잔부 조직의 합계의 체적률이 5％ 정도 이하이면, 본 발명의 효과를 손상시키는 것은 아니기 때문에, 함유되어 있어도 상관없다.The steel sheet of the present invention is composed of ferrite and cementite. When the number density of the cementitic grains in the ferrite lips is high, it hardens due to strengthening of dispersion and elongation is decreased. It is necessary to set the number density of the cementitic grains in the ferrite lips to be 0.08 pieces / 占 퐉 2 or less in order to set the hardness to a predetermined value or less and increase the elongation to a predetermined value or more. The number density of the cementite lips in the ferrite lips is preferably 0.07 pieces / 탆 2 or less, and more preferably 0.06 pieces / 탆 2 or less. Since the cementite diameter present in the ferrite grains is about 0.15 to 1.8 mu m in the long diameter and has a size slightly effecting the precipitation strengthening of the steel sheet, the strength density can be reduced by lowering the number density of the cementite lips in the ferrite grains. Since the ferrite-based cementite hardly contributes to the dispersion strengthening, the number density of the cementite lips in the ferrite lips is specified to be 0.08 pieces / 占 퐉 2 or less. Even if a residual structure such as pearlite is inevitably produced in addition to the above-mentioned ferrite and cementite, if the total volume percentage of the residual structure is about 5% or less, the effect of the present invention is not impaired. none.

전체 시멘타이트의 평균 지름: 0.60㎛ 이상 1.00㎛ 이하 및 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름: 0.40㎛ 이상An average diameter of all cementites: not less than 0.60 mu m and not more than 1.00 mu m, and an average diameter of cementites in ferrite grains: not less than 0.40 mu m

페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름이 0.40㎛ 미만이 되는 강판은 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도가 많아지기 때문에 어닐링 후의 강판의 경도가 상승하는 경우가 있다. 경도를 소망한 값 이하로 하기 위해, 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름은 0.40㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름은 0.45㎛ 이상이다.A steel sheet having an average diameter of cementite in the ferrite grains of less than 0.40 占 퐉 may increase the number density of the cementitic grains in the ferrite grains and increase the hardness of the steel sheet after annealing. In order to set the hardness to the desired value or less, the mean diameter of the cementite in the ferrite lid is preferably 0.40 탆 or more. More preferably, the mean diameter of the cementite in the ferrite lips is 0.45 탆 or more.

페라이트립계의 시멘타이트는 페라이트립 내의 시멘타이트에 비해 조대화하기 쉽고, 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름을 0.40㎛ 이상으로 하기 위해서는, 전체의 시멘타이트의 평균 지름을 0.60㎛ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 전체 시멘타이트의 평균 지름은 0.65㎛ 이상이다. 한편, 전체 시멘타이트의 평균 지름이 1.00㎛ 초과가 되면, 고주파 ?칭 처리와 같은 단시간으로의 가열시에 시멘타이트가 완전히 녹지 않아, 경도를 소망하는 값 이하로 할 수 없는 경우가 있기 때문에, 전체 시멘타이트의 평균 지름을 1.00㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 전체 시멘타이트의 평균 지름은 0.95㎛ 이하이다. 상기의 시멘타이트의 평균 지름은, 마이크로 조직을 SEM에 의해 관찰하고, 시멘타이트립의 장경과 단경을 측정하여, 전체 시멘타이트의 평균 지름 및 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름을 측정할 수 있다.The ferrite-based cementite is easier to coagulate than the cementite in the ferrite lips. In order to make the mean diameter of the cementite in the ferrite grains 0.40 탆 or more, the average diameter of the entire cementite needs to be 0.60 탆 or more. Preferably, the average diameter of the total cementite is 0.65 탆 or more. On the other hand, when the average diameter of the entire cementite is more than 1.00 mu m, the cementite is not completely melted at the time of heating in a short period of time such as the high-frequency matching treatment and the hardness can not be made lower than a desired value. It is preferable that the average diameter is 1.00 탆 or less. More preferably, the average diameter of the total cementite is 0.95 占 퐉 or less. The average diameter of the cementite can be measured by observing the microstructure with SEM and measuring the long diameter and the short diameter of the cementite lips to determine the average diameter of the entire cementite and the average diameter of the cementite in the ferrite lips.

또한, 페라이트의 입경이 지나치게 조대해지면, 경도는 저하되지만, 신장의 향상이 포화하는 경우가 있기 때문에, 상기 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 조직에 있어서의 페라이트의 평균 입경은 12㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 9㎛ 이하가 보다 바람직하다. 한편, 페라이트의 평균 입경이 6㎛ 미만이 되면, 강판이 경질화하는 경우가 있기 때문에, 페라이트의 평균 입경은 6㎛ 이상이 바람직하다. 상기의 페라이트의 입경은, 마이크로 조직을 SEM에 의해 관찰하여, 측정할 수 있다.If the grain size of the ferrite is excessively large, the hardness is lowered. However, since the elongation improvement may be saturated, the average grain size of the ferrite in the structure composed of the ferrite and the cementite is preferably 12 탆 or less, More preferably 9 μm or less. On the other hand, when the average particle diameter of the ferrite is less than 6 占 퐉, the steel sheet may be hardened. Therefore, the average particle diameter of the ferrite is preferably 6 占 퐉 or more. The grain size of the ferrite can be measured by observing the microstructure with an SEM.

3) 기계 특성3) Mechanical characteristics

본 발명의 강판에서는, 기어류, 트랜스미션 부품, 시트 리클라이너 부품 등의 자동차용 부품을 냉간 프레스로 성형하기 위해, 우수한 가공성이 필요하다. 또한, ?칭 처리에 의해 경도를 크게 하여, 부품에 내마모성을 부여할 필요가 있다. 그를 위해서는, ?칭성을 향상시키는 것에 더하여, 강판의 경도를 작게 하여 HRB 73 이하로 하고, 신장을 크게 하여 전체 신장(El)을 39％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 경도는, 낮을수록 가공성의 관점에서 바람직하지만, 부분적으로 ?칭하는 부품도 있어, 원판의 강도가 피로 특성에 영향을 미치는 경우가 있다. 이 때문에, 강판의 경도는 HRB 60 초과가 바람직하다. 또한, 상기의 HRB는, 로크웰 경도계(B 스케일(scale))를 이용하여 측정할 수 있다. 또한, 전체 신장은, 압연 방향에 대하여 0°의 방향(L 방향)으로 잘라낸 JIS 5호 인장 시험편을 이용하여, 시마즈 제작소 AG10TB AG/XR의 인장 시험기로 10㎜/분으로 인장 시험을 행하고, 파단한 샘플을 맞대어 측정할 수 있다.In the steel sheet of the present invention, excellent workability is required for molding automotive parts such as gears, transmission parts, and seat reclining parts into a cold press. In addition, it is necessary to impart hardness to the parts by abrasion treatment and impart abrasion resistance to the parts. For this purpose, it is necessary to make the hardness of the steel sheet small, the HRB 73 or less, and the elongation to be large so that the total elongation (El) is 39% or more. The lower the hardness of the steel sheet is, the better, from the viewpoint of workability, but there are some parts which are partly referred to, and the strength of the original plate may affect the fatigue characteristics. Therefore, the hardness of the steel sheet is preferably more than HRB 60. The above HRB can be measured using a Rockwell hardness scale (B scale). The tensile test was carried out at 10 mm / min using a tensile test machine of Shimadzu Corporation AG10TB AG / XR using a JIS No. 5 tensile test piece cut in a direction of 0 占 (L direction) with respect to the rolling direction, One sample can be measured against.

4) 제조 조건4) Manufacturing conditions

본 발명의 고탄소 열연 강판은, 상기한 조성의 강을 소재로 하고, 열간 조압연 후에 마무리 압연 온도: Ar3 변태점 이상 870℃ 이하로 마무리 압연을 실시하는 열간 압연에 의해 소망하는 판 두께로 하고, 마무리 압연 후, 700℃까지를 25℃/s 이상 150℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 권취 온도: 500℃ 이상 700℃ 이하로 권취하여, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 강판으로 하고, 이어서 Ac1 변태점 이하로 구상화 어닐링을 실시하여 제조된다. 또한, 마무리 압연에 있어서의 압하율은 85％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.The high carbon hot rolled steel sheet of the present invention has a desired sheet thickness by hot rolling in which the steel having the above composition is subjected to finish rolling at a final rolling temperature: Ar 3 transformation point to 870 ° C or less after hot rolling After the finish rolling, the steel sheet is cooled to an average cooling rate of not less than 25 ° C / s and not more than 150 ° C / s up to 700 ° C, and wound up at a coiling temperature of not less than 500 ° C and not more than 700 ° C, , And then performing spheroidizing annealing to an Ac 1 transformation point or lower. The rolling reduction in finish rolling is preferably 85% or more.

이하, 본 발명의 고탄소 열연 강판의 제조 방법에 있어서의 한정 이유에 대해서 설명한다.Hereinafter, the reasons for limitation in the method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.

마무리 압연 온도: Ar3 변태점 이상 870℃ 이하Finishing rolling temperature: Ar 3 transformation point or more and 870 ° C or less

어닐링 후에 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 하려면, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 마이크로 조직의 열연 강판에 구상화 어닐링을 실시할 필요가 있다. 열간 조압연 후에 마무리 압연을 실시하는 열간 압연에 있어서, 마무리 압연 온도가 870℃를 초과하여 높아지면, 초석 페라이트의 비율이 작아져, 구상화 어닐링 후 소정의 시멘타이트립의 개수 밀도가 얻어지지 않는다. 또한, 구상화 어닐링 후의 시멘타이트 입경이나 페라이트 입경도 조대화하기 쉽다. 이 때문에, 마무리 압연 온도는 870℃ 이하로 한다. 초석 페라이트의 비율을 충분히 크게 하기 위해서는, 마무리 압연 온도를 850℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점 미만에서는, 열간 압연 후 및 어닐링 후에 조대한 페라이트립이 형성되고, 신장이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 마무리 압연 온도는 Ar3 변태점 이상으로 한다. 바람직하게는, 마무리 압연 온도는 820℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 온도는 강판의 표면 온도로 한다.It is necessary to perform spheroidizing annealing on a hot-rolled steel sheet of microstructure having pearlite and pro-eutectoid ferrite with a volume ratio of 5% or more in order to make the number density of cementite lips in the ferrite lips after annealing 0.08 pcs / m 2 or less. If the finish rolling temperature is higher than 870 占 폚 in the hot rolling in which the finish rolling is performed after the hot rough rolling, the proportion of pro-eutectoid ferrite becomes small, and the number density of the predetermined cementitious lips after spheroidizing annealing can not be obtained. In addition, the cementite particle size or the ferrite particle size after spheroidizing annealing is easy to be coarsened. For this reason, the finishing rolling temperature is set to 870 캜 or lower. In order to sufficiently increase the proportion of pro-eutectoid ferrite, the finishing rolling temperature is preferably 850 DEG C or lower. On the other hand, when the finishing rolling temperature is lower than the Ar 3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, and elongation is remarkably lowered. For this reason, the finishing rolling temperature should be at least the Ar 3 transformation point. Preferably, the finish rolling temperature is 820 DEG C or higher. The finish rolling temperature is the surface temperature of the steel sheet.

마무리 압연 온도로부터 700℃까지의 평균 냉각 속도: 25℃/s 이상 150℃/s 이하Average cooling rate from finish rolling temperature to 700 캜: 25 캜 / s or more and 150 캜 / s or less

어닐링 후에 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 0.08개/㎛2 이하로 하려면, 펄라이트와, 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 마이크로 조직의 열연 강판에 구상화 어닐링을 실시할 필요가 있다. 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 온도역은, 페라이트 및 펄라이트 변태 개시 온도가 존재하는 온도역에 해당하기 때문에, 열간 압연 후의 강판 중의 초석 페라이트 분율을 체적률로 5％ 이상으로 하려면, 마무리 압연 온도로부터 700℃까지의 냉각 속도가 중요한 인자가 된다. 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도가 25℃/s 미만에서는 페라이트 변태가 단시간으로는 진행하기 어렵고, 펄라이트 분율이 필요 이상으로 높아지기 때문에, 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트 분율이 얻어지지 않는다. 또한, 조대한 펄라이트가 생성됨으로써, 구상화 어닐링 후에 소망하는 강판 조직을 얻기 어려워진다. 따라서, 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/s 이상으로 한다. 또한, 구상화 어닐링 후의 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도 0.07개/㎛2 이하를 얻으려면, 초석 페라이트 분율을 체적률로 10％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 이 경우, 당해 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 당해 평균 냉각 속도는 40℃/s 이상이다. 한편, 당해 평균 냉각 속도가 150℃/s를 초과하면, 초석 페라이트를 얻는 것이 어려워지기 때문에, 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 평균 냉각 속도는 150℃/s 이하로 한다. 바람직하게는, 당해 평균 냉각 속도는, 120℃/s 이하이다. 보다 바람직하게는, 당해 평균 냉각 속도는 100℃/s 이하이다. 또한, 온도는 강판의 표면 온도로 한다.It is necessary to perform spheroidizing annealing on a hot-rolled steel sheet of microstructure having pearlite and pro-eutectoid ferrite with a volume ratio of 5% or more in order to make the number density of cementite lips in the ferrite lips after annealing 0.08 pcs / m 2 or less. Since the temperature range from finish rolling to 700 占 폚 in the hot rolling corresponds to the temperature range in which the ferrite and pearlite transformation starting temperature exist, the volume percentage of pro-eutectoid ferrite in the steel sheet after hot rolling is set to 5% , And the cooling rate from the finish rolling temperature to 700 캜 is an important factor. When the average cooling rate in the temperature range from finish rolling to 700 캜 is less than 25 캜 / s, the ferrite transformation is difficult to proceed in a short time and the pearlite fraction becomes higher than necessary. Is not obtained. Further, since coarse pearlite is produced, it becomes difficult to obtain a desired steel sheet structure after spheroidizing annealing. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from finish rolling to 700 占 폚 is 25 占 폚 / s or more. In order to obtain the number density of cementite lips in the ferrite grains after spheroidizing annealing of 0.07 pieces / 占 퐉 2 or less, it is preferable that the pro-eutectoid ferrite fraction is 10% or more by volume ratio. In this case, s or more. More preferably, the average cooling rate is 40 DEG C / s or more. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 150 ° C / s, it becomes difficult to obtain pro-eutectoid ferrite. Therefore, the average cooling rate from the finish rolling to 700 ° C is 150 ° C / s or less. Preferably, the average cooling rate is 120 占 폚 / s or less. More preferably, the average cooling rate is 100 DEG C / s or less. The temperature is taken as the surface temperature of the steel sheet.

권취 온도: 500℃ 이상 700℃ 이하Coiling temperature: 500 ° C or more and 700 ° C or less

마무리 압연 후의 강판은, 상기한 냉각을 실시한 후, 500℃ 이상 700℃ 이하의 권취 온도로 코일 형상으로 권취한다. 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연 강판의 조직이 조대화하여 어닐링 후에 소망하는 강판 조직이 얻어지지 않는데다가, 강판의 강도가 지나치게 낮아져서, 코일 형상으로 권취되었을 때, 코일의 자중으로 변형되는 경우가 있기 때문에, 조업상 바람직하지 않다. 따라서 권취 온도는 700℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 권취 온도는 650℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이면, 강판 조직이 미세하게 되어 강판이 경질화하고, 신장이 작아져 가공성이 저하된다. 따라서 권취 온도는 500℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 권취 온도는 550℃ 이상이다. 또한, 권취 온도는 강판의 표면 온도로 한다.The steel sheet subjected to the finish rolling is rolled in a coil shape at a coiling temperature of 500 캜 to 700 캜 after the above-mentioned cooling. If the coiling temperature exceeds 700 DEG C, the structure of the hot-rolled steel sheet coarsens and a desired steel sheet structure can not be obtained after annealing, and if the strength of the steel sheet becomes too low to be wound into a coil shape, So that it is not preferable in terms of operation. Therefore, the coiling temperature should be 700 캜 or less. Preferably, the coiling temperature is 650 占 폚 or less. On the other hand, if the coiling temperature is less than 500 占 폚, the structure of the steel sheet becomes finer, the steel sheet becomes harder, the elongation becomes smaller, and the workability is lowered. Therefore, the coiling temperature should be 500 ℃ or higher. Preferably, the coiling temperature is 550 DEG C or higher. The coiling temperature is taken as the surface temperature of the steel sheet.

열간 압연 후의 강판의 마이크로 조직: 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 조직Microstructure of steel sheet after hot rolling: pearlite and structure having prominent ferrite with volume percentage of 5% or more

본 발명에서는, 후술하는 구상화 어닐링 후에, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도가 0.08개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖는 강판을 얻는다. 구상화 어닐링 후의 마이크로 조직에는, 열간 압연 후의 강판의 마이크로 조직의 영향이 크다. 열간 압연 후의 강판의 마이크로 조직을, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 조직으로 함으로써, 구상화 어닐링 후에 소망하는 조직으로 할 수 있어, 가공성이 높은 강이 된다. 또한, 펄라이트를 갖지 않는, 혹은, 초석 페라이트의 분율이 체적률로 5％ 미만인 강판에서는, Ac1 변태점 이하에서의 구상화 어닐링 후, 소정의 시멘타이트립의 개수 밀도가 얻어지지 않아, 강판 강도가 높아진다. 따라서, 상기한 조건으로 열간 압연, 냉각 및 권취를 행하여 얻어지는 강판(열연 강판)의 마이크로 조직을, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트를 갖는 조직으로 한다. 바람직하게는, 펄라이트와 체적률로 10％ 이상의 초석 페라이트로 이루어지는 조직으로 한다. 또한, 어닐링 후보다 균일한 조직을 얻기 위해서는, 초석 페라이트의 분율은, 바람직하게는 체적률로 50％ 이하이다.In the present invention, after the spheroidizing annealing to be described later, a steel sheet having a microstructure consisting of ferrite and cementite and having a number density of cementite lips in the ferrite lips of 0.08 / 탆 2 or less is obtained. In the microstructure after spheroidizing annealing, the influence of the microstructure of the steel sheet after hot rolling is large. By making the microstructure of the steel sheet after hot-rolling to a structure having pearlite and pro-eutectoid ferrite with a volume ratio of 5% or more, a desired structure can be obtained after spheroidizing annealing, resulting in a steel having high workability. Further, in a steel sheet having no pearlite or having a fraction of pro-eutectoid ferrite of less than 5% by volume, the number density of predetermined cementitious lips can not be obtained after the spheroidizing annealing at the Ac 1 transformation point or lower, and the strength of the steel sheet is increased. Therefore, the microstructure of the steel sheet (hot-rolled steel sheet) obtained by performing the hot rolling, cooling and winding under the above-described conditions is a structure having pearlite and pro-eutectoid ferrite with a volume ratio of 5% or more. Preferably, the structure is made of pearlite and 10% or more of pro-eutectoid ferrite at a volume ratio. Further, in order to obtain a more uniform structure after annealing, the fraction of pro-eutectoid ferrite is preferably 50% or less by volume.

어닐링 온도: Ac1 변태점 이하Annealing temperature: Ac 1 transformation point or less

상기와 같이 하여 얻은 열연 강판에, 어닐링(구상화 어닐링)을 실시한다. 어닐링 온도가 Ac1 변태점을 초과하면, 오스테나이트가 석출되고, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서 조대한 펄라이트 조직이 형성되어, 불균일한 조직이 된다. 이 때문에, 어닐링 온도는 Ac1 변태점 이하로 한다. 또한, 하한은 특별히 정하지 않지만, 페라이트립 내의 시멘타이트립의 개수 밀도를 소망하는 값으로 하는데 있어서, 어닐링 온도는 600℃ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 700℃ 이상이다. 또한, 분위기 가스는 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스 중 어느 것이나 사용할 수 있고, 이들의 가스를 사용하는 것이 바람직하지만, Ar을 사용해도 좋고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 어닐링 시간은 0.5∼40시간으로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 시간을 0.5시간 이상으로 함으로써, 목표로 하는 조직을 안정적으로 얻을 수 있고, 강판의 경도를 소정의 값 이하로 하고, 신장을 소정의 값 이상으로 할 수 있기 때문에, 어닐링 시간은 0.5시간 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 8시간 이상이다. 또한, 어닐링 시간이 40시간을 초과하면, 생산성이 저하되고, 제조 비용이 과대해지기 쉽기 때문에, 어닐링 시간은 40시간 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 어닐링 온도는 강판의 표면 온도로 한다. 또한 어닐링 시간은, 소정의 온도를 유지하고 있는 시간으로 한다.The hot-rolled steel sheet thus obtained is subjected to annealing (spheroidizing annealing). If the annealing temperature exceeds the Ac 1 transformation point, austenite precipitates and a coarse pearlite structure is formed in the cooling process after annealing, resulting in a nonuniform structure. Therefore, the annealing temperature is set to be equal to or less than the Ac 1 transformation point. Although the lower limit is not particularly defined, the annealing temperature is preferably 600 DEG C or higher, and more preferably 700 DEG C or higher, in order to set the number density of the cementitic grains in the ferrite grains to a desired value. The atmospheric gas may be any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen, and it is preferable to use these gases. However, Ar may be used and is not particularly limited. The annealing time is preferably 0.5 to 40 hours. By setting the annealing time to not less than 0.5 hour, the target structure can be stably obtained, the hardness of the steel sheet can be set to a predetermined value or less, and the elongation can be set to a predetermined value or more. . More preferably, it is 8 hours or more. If the annealing time exceeds 40 hours, the productivity is lowered and the manufacturing cost is likely to be excessive, so that the annealing time is preferably 40 hours or less. Also, the annealing temperature is the surface temperature of the steel sheet. The annealing time is a time at which a predetermined temperature is maintained.

또한, 본 발명의 고탄소강을 용제하려면, 전로(converter), 전기로(electric furnace) 어느 쪽이나 사용 가능하다. 또한, 이와 같이 하여 용제된 고탄소강은, 조괴-분괴 압연(ingot casting-slabbing method) 또는 연속 주조에 의해 슬래브(slab)로 된다. 슬래브는, 통상, 가열된 후, 열간 압연된다. 또한, 연속 주조로 제조된 슬래브의 경우는, 그대로 혹은 온도 저하를 억제하는 목적으로 보열(heat retention)하여, 압연하는 직송 압연을 적용해도 좋다. 또한, 슬래브를 가열하여 열간 압연하는 경우는, 스케일(scale)에 의한 표면 상태의 열화를 피하기 위해 슬래브 가열 온도를 1280℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연에서는, 소정의 온도로 마무리 압연을 행하기 위해, 열간 압연 중에 시트 바 히터(sheet bar heater) 등의 가열 수단에 의해 피(被)압연재의 가열을 행해도 좋다.Further, in order to solvent the high carbon steel of the present invention, either a converter or an electric furnace can be used. In addition, the thus-produced high-carbon steel becomes a slab by ingot casting-slabbing method or continuous casting. The slab is usually heated and then hot rolled. In the case of slabs manufactured by continuous casting, direct-rolling may be applied by heat retention and rolling for the purpose of suppressing temperature drop. When the slab is heated and subjected to hot rolling, it is preferable to set the slab heating temperature to 1280 DEG C or lower in order to avoid deterioration of the surface condition due to scale. In the hot rolling, the rolled material may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during hot rolling in order to perform finish rolling at a predetermined temperature.

실시예 1Example 1

표 1에 나타내는 강 번호 A로부터 H의 화학 성분 조성을 갖는 강을 용제하고, 이어서 표 2에 나타내는 열연 조건으로, 마무리 압연 후, 냉각하고, 권취하여, 열연 강판으로 했다. 또한, 표 2에 나타내는 냉각 속도는, 마무리 압연 후로부터 700℃까지의 평균 냉각 속도이다. 이어서, 산 세정하고, 표 2에 나타내는 어닐링 조건으로, 질소 분위기(분위기 가스: 질소) 중에서 어닐링(구상화 어닐링)을 실시하여, 판 두께 4.0㎜, 판 폭 1000㎜의 열연 강판(열연 어닐링판)을 제조했다. 이와 같이 하여 제조한 열연 어닐링판에 대해서, 경도, 신장, 마이크로 조직을 조사했다. 또한, 어닐링 전의 열연 강판의 마이크로 조직에 대해서도 조사했다. 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 표 1에 나타내는 Ar3 변태점 및 Ac1 변태점은, 포머스타(formaster)에 의해 구한 것이다.The steel having the chemical composition of H from the steel numbers A to H shown in Table 1 was melted and then subjected to finish rolling under the hot rolling conditions shown in Table 2, followed by cooling and winding to obtain a hot-rolled steel sheet. The cooling rate shown in Table 2 is an average cooling rate from the finish rolling to 700 占 폚. Subsequently, acid cleaning was carried out and annealing (spheroidizing annealing) was carried out in a nitrogen atmosphere (atmospheric gas: nitrogen) under the annealing conditions shown in Table 2 to obtain a hot rolled steel sheet (hot annealed sheet) having a plate thickness of 4.0 mm and a plate width of 1000 mm . Hardness, elongation and microstructure of the hot-rolled annealed sheet thus produced were examined. The microstructure of the hot-rolled steel sheet before annealing was also examined. The results are shown in Table 2. The Ar 3 transformation point and Ac 1 transformation point shown in Table 1 were obtained by a formaster.

열연 어닐링판의 경도(HRB)The hardness (HRB) of the hot-

어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙부로부터 시료를 채취하고, 로크웰 경도계(B 스케일)를 이용하여 5점 측정하고, 평균값을 구했다.A sample was taken from the center of the plate width of the steel sheet after annealing, and five points were measured using a Rockwell hardness meter (B scale), and an average value was obtained.

열연 어닐링판의 전체 신장(El)The total elongation (El) of the hot-

어닐링 후의 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 0°의 방향(L 방향)으로 절출한 JIS 5호 인장 시험편을 이용하여, 시마즈 제작소 AG10TB AG/XR의 인장 시험기로 10㎜/분으로 인장 시험을 행하고, 파단한 샘플을 맞대어 신장(전체 신장)을 구했다.A tensile test was conducted at 10 mm / min using a tensile test machine of Shimadzu AG10TB AG / XR using a JIS No. 5 tensile test specimen cut out from a steel sheet after annealing in a direction of 0 占 (L direction) with respect to the rolling direction, One sample was placed against the kidney (total height).

마이크로 조직Micro-organization

어닐링 전의 열연 강판의 마이크로 조직(열연판의 마이크로 조직)은, SEM에 의해 관찰하고, 그 조직의 종류 및 초석 페라이트의 분율을 구했다. 초석 페라이트의 분율은, 페라이트역과 페라이트역 이외의 개소로 나누어, 페라이트역의 비율을 구함으로써 면적률을 구하고, 이 값을 초석 페라이트의 체적률로 했다. 또한, 표 2에 나타내는 어닐링 전의 열연 강판에 있어서, 펄라이트가 존재하고 있는 것을, 상기의 SEM 관찰에 의해, 확인하고 있다.The microstructure of the hot-rolled steel sheet before annealing (microstructure of the hot-rolled steel sheet) was observed by SEM, and the kind of the structure and the fraction of pro-eutectoid ferrite were determined. The fraction of pro-eutectoid ferrite was divided into portions other than the ferrite portion and the ferrite portion, and the area ratio was obtained by calculating the ratio of the ferrite portion, and this value was regarded as the volume percentage of pro-eutectoid ferrite. In the hot-rolled steel sheet before annealing shown in Table 2, it was confirmed by SEM observation that pearlite was present.

어닐링 후의 강판의 마이크로 조직(열연 어닐링판의 마이크로 조직)은, 판 폭 중앙부로부터 채취한 시료를 절단 연마 후, 나이탈 부식(nital etching)을 실시하고, 주사형 전자현미경을 이용하여, 판 두께의 1/4 위치의 5개소에서 3000배의 배율로 촬영한 조직 사진을 이용하여, 그 조직의 종류를 관찰함과 함께, 입계 상에 없고, 장경이 0.15㎛ 이상인 시멘타이트의 개수를 측정하고, 이 개수를 사진의 시야의 면적으로 나누어, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도(시멘타이트립의 개수 밀도)를 구했다. 시멘타이트 지름은, 상기 조직 사진을 이용하여 각 시멘타이트립의 장경과 단경을 측정하고, 모든 시멘타이트 및 립(grains) 내의 시멘타이트의 평균 지름을 구했다. 페라이트의 입경은, 상기 조직 사진을 이용하여 결정 입도를 구하고, 평균 결정 입경을 산출했다.The microstructure of the steel sheet after the annealing (microstructure of the hot-rolled annealing sheet) was obtained by cutting the sample collected from the center of the plate width and then performing nital etching after the cutting and polishing. Using a scanning electron microscope, The number of cementites having a major diameter of 0.15 mu m or more and not in the grain boundary phase was measured using a tissue photograph taken at five magnifications at 1/4 position at a magnification of 3000 times, Was divided by the area of the field of view of the photograph to obtain the cementite density (the number density of cementite lips) in the ferrite lips. The cementite diameter was measured by measuring the long diameter and the short diameter of each cementite lid using the above-mentioned tissue photographs, and the average diameter of cementite in all the cementites and grains was determined. The grain size of the ferrite was determined by using the above-mentioned structure photograph, and the average grain size was calculated.

또한, 어닐링 후의 강판(열연 어닐링판)에 대해서, 이하와 같이 하여 표층 150㎛의 N량과 강판 중 평균 N량의 차이, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율을 구했다. 결과를 표 2에 나타낸다.Further, for the annealed steel sheet (hot-rolled annealing plate), the difference between the N amount in the surface layer of 150 mu m and the average N amount in the steel sheet and the ratio of the amount of solute B in the B content were obtained as described below. The results are shown in Table 2.

표층 150㎛의 평균 N량과 강판 중 평균 N량의 차이The difference between the average N amount of the surface layer of 150 mu m and the average N amount among the steel sheets

어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙부로부터 채취한 시료를 이용하여, 표층 150㎛의 평균 N량 및 강판 중 평균 N량을 측정하여, 표층 150㎛의 평균 N량과 강판 중의 평균 N량의 차이를 구했다. 또한 여기에서 표층 150㎛의 평균 N량이란, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150㎛ 깊이까지의 범위에 함유되는 평균의 N량이다. 또한, 표층 150㎛의 평균 N량은 다음과 같이 구했다. 즉, 채취한 강판의 표면으로부터 절삭을 개시하여, 표면으로부터 150㎛의 깊이까지 강판을 절삭하고, 이때에 발생한 절삭편을 샘플로서 채취했다. 이 샘플 중의 N량을 측정하여 표층 150㎛의 평균 N량으로 했다. 표층 150㎛의 평균 N량과 강판 중 평균 N량은, 불활성 가스 융해-열전도도법에 의해 측정하여 구했다. 이와 같이 하여 구한 표층 150㎛의 평균 N량(표면∼표면으로부터 150㎛ 깊이의 범위의 N량)과 강판 중의 평균 N량(강 중의 N 함유량)의 차이가 30질량ppm 이하이면, 침질을 억제할 수 있다고 평가할 수 있다.The average N amount of the surface layer of 150 mu m and the average N amount of the steel sheet were measured using a sample collected from the central portion of the plate width of the annealed steel sheet to determine the difference between the average N amount of the surface layer of 150 mu m and the average N amount of the steel sheet. Here, the average N amount of the surface layer of 150 mu m is an average amount of N contained in the range from the surface of the steel sheet to the depth of 150 mu m in the plate thickness direction. The average N amount of the surface layer 150 mu m was obtained as follows. That is, cutting was started from the surface of the steel sheet thus collected, and the steel sheet was cut to a depth of 150 탆 from the surface, and the cut pieces generated at this time were sampled as samples. The N amount in this sample was measured to obtain an average N amount of 150 mu m in the surface layer. The average N amount of the surface layer of 150 mu m and the average N amount of the steel sheet were measured and measured by an inert gas melting-thermal conduction method. When the difference between the average N amount (N amount in the range from the surface to the surface of 150 mu m from the surface) of the surface layer of 150 mu m and the average N amount (N content in steel) in the steel sheet is 30 mass ppm or less, Can be evaluated.

B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율The ratio of the amount of solute B in the B content

어닐링 후의 강판의 판 폭 중앙부로부터 시료를 채취했다. 강 중의 BN을 10 체적％ Br 메탄올로 추출하고, 강 중의 전체 B 함유량으로부터 BN으로서 석출하고 있는 B 함유량을 빼서, 고용 B량을 구했다. 고용 B량이, 강 중에 함유되는 전체 B 함유량(B 함유량)에서 차지하는 비율을,｛(고용 B량(질량％))/(전체 B 함유량(질량％))｝×100(％)에 의해 구했다. 이 비율이 70(％) 이상이면, 고용 B량의 저하를 억제할 수 있다고 평가할 수 있다.A sample was taken from the central portion of the plate width of the steel sheet after annealing. BN in the steel was extracted with 10 vol% Br methanol, and the amount of B precipitated as BN was subtracted from the total B content in the steel to obtain the amount of solute B. (B content) (mass%)) / (total B content (mass%))} 100 (%) in the total B content (B content) contained in the steel. If the ratio is 70 (%) or more, it can be estimated that the lowering of the amount of solid solution B can be suppressed.

?칭 후의 강판 경도(?칭 경도)? Steel plate hardness (? Hardness)

또한, 어닐링 후의 강판을 원판으로 하여, 이하와 같이 하여 3종류의 ?칭 처리를 실시하고, ?칭 후의 강판 경도(?칭 경도)를 조사하여, ?칭성을 평가했다. 결과를 표 2에 나타낸다.In addition, the steel sheet after the annealing was used as a disk, and three types of steel plates were subjected to the following treatments as described below, and the steel plate hardness (? The results are shown in Table 2.

어닐링 후의 강판(원판)의 판 폭 중앙부로부터 평판 시험편(폭 15㎜×길이 40㎜×판 두께 4㎜)을 채취하고, 상기 평판 시험편을 이용하여, 870℃에서 30s 유 지하여 즉시 수냉하는 방법(수냉), 870℃에서 30s 유지하여 즉시 120℃의 오일로 냉각하는 방법(120℃ 유냉(oil cooling)으로 ?칭 처리했다. ?칭 특성은 ?칭 처리 후의 시험편의 절단면에 대해서, 비커스 경도 시험기로 하중 1kgf의 조건하에서 경도를 5점 측정하여 평균 경도를 구하고, 이것을 ?칭 경도로 했다.(15 mm wide × 40 mm long × 4 mm thick) from the center of the plate width of the annealed steel plate (original plate), and holding the plate test piece at 870 ° C. for 30 seconds, Water cooling), holding at 870 캜 for 30 seconds, and immediately cooling with oil at 120 캜 (oil cooling at 120 캜). The characteristics of the cut surface of the test piece after the quenching treatment were measured with a Vickers hardness tester Five points of hardness were measured under the condition of a load of 1 kgf to obtain an average hardness, which was determined as the hardness.

또한, 어닐링 후의 강판(원판)의 판 폭 중앙부로부터 원반 시험편(55㎜φ×판 두께 4㎜)을 채취하고, 고주파 ?칭(가열 속도 200℃/s로 가열하고, 1000℃에 도달 후 수냉)에 의해서도 ?칭 처리를 실시했다. 이때, 시험편 최외주부의 시험편의 절단면에 대해서 비커스 경도 시험기로 하중 0.2kgf의 조건하에서 경도를 2점 측정하여 평균 경도를 구하고, 이것을 ?칭 경도로 했다.(55 mm? X plate thickness: 4 mm) was sampled from the center of the plate width of the annealed steel plate (original plate) and subjected to high-frequency quenching (heating at a heating rate of 200 占 폚 / s, Was also subjected to a processing process. At this time, the cut surface of the test piece at the outermost periphery of the test piece was measured with a Vickers hardness tester at two points of hardness under a load of 0.2 kgf to obtain an average hardness, and the hardness was determined.

870℃에서 30s 유지하여 수냉 및 120℃ 유냉한 ?칭 경도는, 표 3의 조건에 있어서의 수냉 후 경도, 120℃ 유냉 후 경도를 함께 만족하고, 또한, 고주파 ?칭한 ?칭 경도가 표 3의 고주파 ?칭 경도를 만족한 경우에 합격(○)으로 판정하고, ?칭성이 우수하다고 평가했다. 또한, 870℃에서 30s 유지 후 수냉 및 120℃에서 유냉한 경도 및 고주파 ?칭 수냉 후의 경도 중 어느 하나가 표 3에 나타내는 조건을 만족하지 않는 경우, 불합격(×)으로 하고, ?칭성이 뒤떨어진다고 평가했다. 또한, 표 3은, 경험상, ?칭성이 충분하다고 평가할 수 있는, C 함유량에 따른 ?칭 경도를 나타낸 것이다.The water hardness after water cooling and the hardness after 120 ° C oil cooling in the conditions of Table 3 were both satisfied while the water hardness and the hardness after cooling at 870 ° C for 30 seconds were 120 ° C, When the high frequency hardness was satisfied, it was judged to be acceptable (O), and it was evaluated that the quenching was excellent. Further, when any one of the water hardness at 870 占 폚 for 30 seconds, the hardness after cooling at 120 占 폚 and the hardness after high-frequency quenching after water cooling do not satisfy the conditions shown in Table 3, the result is rejected (x) I appreciated. In addition, Table 3 shows the hardness according to C content, which, in the experience, can be evaluated to be sufficient.

표 2로부터, 본 발명예의 열연 강판에서는, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.08개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상이기 때문에, 냉간 가공성이 우수함과 함께, ?칭성도 우수한 것을 알 수 있다.It can be seen from Table 2 that in the hot-rolled steel sheet of the present invention, the microstructure is composed of ferrite and cementite and has a cementite density of 0.08 pcs / m 2 or less in the ferrite lips, has a hardness of 73 or less in HRB, Therefore, it is found that excellent cold workability and excellent heat resistance are also obtained.

Figure 112016104052755-pct00001
Figure 112016104052755-pct00001

Figure 112016104052755-pct00002
Figure 112016104052755-pct00002

Figure 112016104052755-pct00003
Figure 112016104052755-pct00003

Claims (5)

질량％로, C: 0.20∼0.40％, Si: 0% 초과 0.10％ 이하, Mn: 0% 초과 0.50％ 이하, P: 0% 초과 0.03％ 이하, S: 0% 초과 0.010％ 이하, sol.Al: 0% 초과 0.10％ 이하, N: 0% 초과 0.0050％ 이하, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 추가로 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, B 함유량에서 차지하는 고용 B량의 비율이 70％ 이상이고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.08개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB로 73 이하, 전체 신장이 39％ 이상인 고탄소 열연 강판.Wherein the content of C is 0.20 to 0.40%, the content of Si is more than 0% to 0.10%, the content of Mn is more than 0% to 0.50%, P is more than 0% to 0.03% At least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%, more preferably not more than 0.10%, more than 0% and not more than 0.0050% %, And the balance of Fe and inevitable impurities, wherein the ratio of the solid content of B to the B content is 70% or more, and the cementite density in the ferrite lips is 0.08 / m 2 Or less, a hardness of 73 or less in HRB, and a total elongation of 39% or more. 제1항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 합계로 0.50％ 이하 함유하는 고탄소 열연 강판.The method according to claim 1,
Further, a high carbon hot-rolled steel sheet containing, in mass%, at least one of Ni, Cr, and Mo in a total amount of 0.50% or less. 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 조직에 있어서의 전체 시멘타이트의 평균 지름이 0.60㎛ 이상 1.00㎛ 이하이고, 페라이트립 내의 시멘타이트의 평균 지름이 0.40㎛ 이상인 고탄소 열연 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the average diameter of the entire cementite in the structure of the ferrite and the cementite is 0.60 탆 or more and 1.00 탆 or less and the average diameter of the cementite in the ferrite lining is 0.40 탆 or more. 질량％로, C: 0.20∼0.40％, Si: 0% 초과 0.10％ 이하, Mn: 0% 초과 0.50％ 이하, P: 0% 초과 0.03％ 이하, S: 0% 초과 0.010％ 이하, sol.Al: 0% 초과 0.10％ 이하, N: 0% 초과 0.0050％ 이하, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 추가로 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1종 이상을 합계로 0.002∼0.030％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강을, 열간 조압연(hot rough rolling) 후, 마무리 압연 온도: Ar3 변태점 이상 870℃ 이하로 마무리 압연하고, 당해 마무리 압연 후, 상기 마무리 압연 온도로부터 700℃까지를 25℃/s 이상 150℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 권취 온도: 500℃ 이상 700℃ 이하로 권취함으로써, 펄라이트와 체적률로 5％ 이상의 초석 페라이트(pro-eutectoid ferrite)를 갖는 강판으로 하고, 이어서, 당해 강판을 Ac1 변태점 이하로 어닐링하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.Wherein the content of C is 0.20 to 0.40%, the content of Si is more than 0% to 0.10%, the content of Mn is more than 0% to 0.50%, P is more than 0% to 0.03% At least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%, more preferably not more than 0.10%, more than 0% and not more than 0.0050% %, And the balance of Fe and inevitable impurities is subjected to hot rough rolling, finish rolling to a finish rolling temperature: Ar 3 transformation point to 870 ° C or less, and after the finish rolling, The rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of not less than 25 ° C / s and not more than 150 ° C / s from the finish rolling temperature to 700 ° C and wound up at a winding temperature of not less than 500 ° C and not more than 700 ° C, a steel plate having a pro-eutectoid ferrite), and then, the high-carbon hot-rolled steel sheet annealing the steel sheet below the Ac 1 transformation point art Article methods. 제4항에 있어서,
상기 강이, 추가로, 질량％로, Ni, Cr, Mo 중 1종 이상을 합계로 0.50％ 이하 함유하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.5. The method of claim 4,
Wherein the steel further contains, by mass%, at least one of Ni, Cr, and Mo in a total amount of 0.50% or less.
KR1020167029879A 2014-03-28 2015-03-26 High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same KR101892524B1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014068737 2014-03-28
JPJP-P-2014-068737 2014-03-28
PCT/JP2015/001712 WO2015146173A1 (en) 2014-03-28 2015-03-26 High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160138230A KR20160138230A (en) 2016-12-02
KR101892524B1 true KR101892524B1 (en) 2018-08-28

Family

ID=54194717

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167029879A KR101892524B1 (en) 2014-03-28 2015-03-26 High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20170121787A1 (en)
EP (1) EP3091098B1 (en)
JP (1) JP6065120B2 (en)
KR (1) KR101892524B1 (en)
CN (1) CN106133170B (en)
TW (1) TWI557239B (en)
WO (1) WO2015146173A1 (en)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018155254A1 (en) * 2017-02-21 2018-08-30 Ｊｆｅスチール株式会社 Hot-rolled high carbon steel sheet and method for producing same
CN111655893B (en) * 2018-01-30 2022-05-03 杰富意钢铁株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
US20220170126A1 (en) * 2019-01-30 2022-06-02 Jfe Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
US20220106663A1 (en) 2019-01-30 2022-04-07 Jfe Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
EP3933055A4 (en) * 2019-02-28 2022-01-05 JFE Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing same
JP7067578B2 (en) * 2019-02-28 2022-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 Manufacturing method of steel plate and steel plate and members

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013102986A1 (en) 2012-01-05 2013-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2013102982A1 (en) * 2012-01-05 2013-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet with excellent hardenability and minimal in-plane anisotropy, and method for producing same

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5317661B2 (en) 1973-08-31 1978-06-09
KR100673422B1 (en) * 2003-08-28 2007-01-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 High carbon hot rolled steel sheet, cold rolled steel sheet and method for production thereof
US20050199322A1 (en) * 2004-03-10 2005-09-15 Jfe Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP5292698B2 (en) * 2006-03-28 2013-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 Extremely soft high carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP4952236B2 (en) * 2006-12-25 2012-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP5358914B2 (en) * 2007-09-14 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 Super soft high carbon hot rolled steel sheet
WO2010106748A1 (en) * 2009-03-16 2010-09-23 新日本製鐵株式会社 Boron-containing steel sheet with excellent hardenability and method of manufacturing same
JP5458649B2 (en) * 2009-04-28 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP5056876B2 (en) * 2010-03-19 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 Hot-rolled steel sheet with excellent cold workability and hardenability and method for producing the same
JP5594226B2 (en) * 2011-05-18 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon steel sheet and method for producing the same
JP5812048B2 (en) * 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
CN108315637B (en) * 2013-07-09 2021-01-15 杰富意钢铁株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013102986A1 (en) 2012-01-05 2013-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2013102982A1 (en) * 2012-01-05 2013-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot-rolled steel sheet with excellent hardenability and minimal in-plane anisotropy, and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
CN106133170B (en) 2017-12-26
JPWO2015146173A1 (en) 2017-04-13
TW201538744A (en) 2015-10-16
EP3091098B1 (en) 2018-07-11
WO2015146173A1 (en) 2015-10-01
TWI557239B (en) 2016-11-11
US20170121787A1 (en) 2017-05-04
EP3091098A1 (en) 2016-11-09
KR20160138230A (en) 2016-12-02
CN106133170A (en) 2016-11-16
EP3091098A4 (en) 2017-04-05
JP6065120B2 (en) 2017-01-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101747052B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP6160783B2 (en) Steel sheet and manufacturing method thereof
KR102016432B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR101892524B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR101892526B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP6143355B2 (en) Hot-rolled steel sheet with excellent drawability and surface hardness after carburizing heat treatment
JP4712838B2 (en) High strength cold-rolled steel sheet with excellent hydrogen embrittlement resistance and workability
WO2016148037A1 (en) Steel sheet for carburization having excellent cold workability and toughness after carburizing heat treatment
KR101853533B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP6244701B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
JPWO2019131099A1 (en) Hot rolled steel sheet and method for producing the same
KR20200097806A (en) High carbon hot-rolled steel sheet and its manufacturing method
JP2016216809A (en) Low carbon steel sheet excellent in cold moldability and toughness after heat treatment and manufacturing method therefor
JP2019011510A (en) Steel sheet for carburization excellent in cold workability and toughness after carburization heat treatment
JP5884781B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
CN113490756B (en) Steel sheet, member, and method for producing same
JP7444097B2 (en) Hot rolled steel sheet and its manufacturing method
JP2022122482A (en) Hot rolled steel sheet and method for producing the same
JP2005264318A (en) Soft nitriding treated steel superior in wear resistance

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant