KR102570145B1 - High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof Download PDF

Info

Publication number
KR102570145B1
KR102570145B1 KR1020217023358A KR20217023358A KR102570145B1 KR 102570145 B1 KR102570145 B1 KR 102570145B1 KR 1020217023358 A KR1020217023358 A KR 1020217023358A KR 20217023358 A KR20217023358 A KR 20217023358A KR 102570145 B1 KR102570145 B1 KR 102570145B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
cementite
rolled steel
hot
Prior art date
Application number
KR1020217023358A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR20210105417A (en
Inventor
유카 미야모토
야스히로 사쿠라이
요시히코 오노
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 KR20210105417A publication Critical patent/KR20210105417A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR102570145B1 publication Critical patent/KR102570145B1/en

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명은, 특정 성분 조성을 갖고, 마이크로 조직은, 페라이트, 시멘타이트, 및 전체 마이크로 조직에 대해 면적률로 6.5 % 이하의 비율을 차지하는 펄라이트를 갖고, 시멘타이트는, 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율이 20 % 이하, 평균 시멘타이트 직경이 2.5 ㎛ 이하, 전체 마이크로 조직에 대한 시멘타이트가 차지하는 비율이 면적률로 3.5 % 이상 10.0 % 이하이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도가 10 질량ppm 이상이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도가 70 질량ppm 이하인 고탄소 열연 강판이다. A high-carbon hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof are provided. The present invention has a specific component composition, the microstructure has ferrite, cementite, and pearlite occupying an area ratio of 6.5% or less with respect to the total microstructure, and the cementite has an equivalent circle diameter of 0.1 μm with respect to the total number of cementite The ratio of the following cementite numbers is 20% or less, the average cementite diameter is 2.5 μm or less, the ratio of cementite to the total microstructure is 3.5% or more and 10.0% or less in area ratio, and in the region from the surface layer to the depth of 100 μm It is a high carbon hot-rolled steel sheet in which the average concentration of solid solution B is 10 ppm by mass or more, and the average concentration of the amount of N present as AlN in a region from the surface layer to a depth of 100 μm is 70 ppm by mass or less.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof

본 발명은, 냉간 가공성 및 퀀칭성 (침지 퀀칭성 및 침탄 퀀칭성) 이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high-carbon hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability (immersion hardenability and carburization hardenability) and a manufacturing method thereof.

현재, 트랜스미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품은, JIS G4051 에 규정된 기계 구조용 탄소강 강재 및 기계 구조용 합금강 강재인 열연 강판 (고탄소 열연 강판) 을, 냉간 가공에 의해 원하는 형상으로 가공한 후, 원하는 경도를 확보하기 위해서 퀀칭 처리를 실시하여 제조되는 경우가 많다. 이 때문에, 소재가 되는 열연 강판에는 우수한 냉간 가공성이나 퀀칭성이 필요로 되어, 지금까지 여러 가지 강판이 제안되어 있다.Currently, automotive parts such as transmissions and seat recliners are produced by processing hot-rolled steel sheets (high-carbon hot-rolled steel sheets), which are carbon steel for machine structures and alloy steel for machine structures specified in JIS G4051, into desired shapes by cold working, It is often manufactured by performing a quenching treatment in order to ensure hardness. For this reason, excellent cold workability and hardenability are required for hot-rolled steel sheets serving as raw materials, and various steel sheets have been proposed so far.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 중량% 로, C : 0.15 ~ 0.9 % , Si : 0.4 % 이하, Mn : 0.3 ~ 1.0 %, P : 0.03 % 이하, T. Al : 0.10 % 이하, 또한 Cr : 1.2 % 이하, Mo : 0.3 % 이하, Cu : 0.3 % 이하, Ni : 2.0 % 이하 중 1 종 이상 혹은 Ti : 0.01 ~ 0.05 %, B : 0.0005 ~ 0.005 %, N : 0.01 % 이하를 함유하는 성분 조성으로 하고, 구상화율 80 % 이상, 평균 입경 0.4 ~ 1.0 ㎛ 의 탄화물이 페라이트 중에 분산된 조직을 가지는 정밀 타발용 고탄소 강판이 기재되어 있다.For example, in Patent Document 1, in terms of weight%, C: 0.15 to 0.9%, Si: 0.4% or less, Mn: 0.3 to 1.0%, P: 0.03% or less, T. Al: 0.10% or less, and Cr: Component composition containing at least one of 1.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ni: 2.0% or less, or Ti: 0.01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less A high-carbon steel sheet for precision punching is described, which has a structure in which carbides having a spheroidization rate of 80% or more and an average grain size of 0.4 to 1.0 μm are dispersed in ferrite.

특허문헌 2 에는, 질량% 로 C : 0.2 % 이상, Ti : 0.01 ~ 0.05 %, B : 0.0003 ~ 0.005 % 를 함유하는 성분 조성으로 하고, 탄화물의 평균 입경이 1.0 ㎛ 이하, 또한 0.3 ㎛ 이하의 탄화물의 비율이 20 % 이하인 가공성을 개선한 고탄소 강판이 기재되어 있다.In Patent Literature 2, a component composition containing C: 0.2% or more, Ti: 0.01 to 0.05%, and B: 0.0003 to 0.005% in terms of mass%, and the average particle diameter of carbides is 1.0 μm or less, and 0.3 μm or less. Carbides A high carbon steel sheet with improved workability having a ratio of 20% or less is disclosed.

특허문헌 3 에는, 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 % 이하, 또한 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, As : 0.003 % 이상 0.03 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상의 성분을 갖는 B 첨가 강이 기재되어 있다.In Patent Document 3, in mass%, C: 0.20% or more and 0.45% or less, Si: 0.05% or more and 0.8% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.001% or more and 0.04% or less, S: 0.0001% or more 0.006% 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% or less, and N: 0.0001% or more and 0.01% or less, and Cr: 0.05% or more and 0.35% or less , Ni: 0.01% or more and 1.0% or less, Cu: 0.05% or more and 0.5% or less, Mo: 0.01% or more and 1.0% or less, Nb: 0.01% or more and 0.5% or less, V: 0.01% or more and 0.5% or less, Ta: 0.01% 0.5% or less, W: 0.01% or more and 0.5% or less, Sn: 0.003% or more and 0.03% or less, Sb: 0.003% or more and 0.03% or less, As: 0.003% or more and 0.03% or less B addition steels are described.

특허문헌 4 에는, 질량% 로, C : 0.10 ~ 1.2 %, Si : 0.01 ~ 2.5 %, Mn : 0.1 ~ 1.5 %, P : 0.04 % 이하, S : 0.0005 ~ 0.05 %, Al : 0.2 % 이하, Te : 0.0005 ~ 0.05 %, N : 0.0005 ~ 0.03 %, 또한 Sb : 0.001 ~ 0.05 %, 게다가 Cr : 0.2 ~ 2.0 %, Mo : 0.1 ~ 1.0 %, Ni : 0.3 ~ 1.5 %, Cu : 1.0 % 이하, B : 0.005 % 이하 중 1 종 이상을 함유하는 성분 조성으로 하고, 페라이트와 펄라이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지고, 페라이트 결정립도가 11 번 이상인 냉간 가공성과 저탈탄성을 개선한 기계 구조용 강이 기재되어 있다.In Patent Document 4, in mass%, C: 0.10 to 1.2%, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.04% or less, S: 0.0005 to 0.05%, Al: 0.2% or less, Te B : 0.005% or less of a component composition containing at least one of them, composed of a structure mainly composed of ferrite and pearlite, and having a ferrite grain size of No. 11 or more, improving cold workability and low decarburization. Steel for machine structural use is described.

특허문헌 5 에는, 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 : 0.005 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.0050 % 를 함유하고, 또한 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ~ 0.03 % 함유하고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB 로 75 이하, 전연신율이 38 % 이상인 퀀칭성 및 가공성을 개선한 고탄소 열연 강판이 기재되어 있다.In Patent Document 5, in terms of mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and also contains 0.002 to 0.03% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in total, and ferrite and A high-carbon hot-rolled steel sheet with improved hardenability and workability, which is made of cementite, has a microstructure with a cementite density of 0.10 pieces/μm 2 or less in ferrite grains, a hardness of 75 or less in HRB, and a total elongation of 38% or more. .

특허문헌 6 에는, 질량% 로, C : 0.20 ~ 0.48 %, Si : 0.10 % 이하, Mn : 0.50 % 이하, P : 0.03 % 이하, S : 0.010 % 이하, sol. Al : 0.10 % 이하, N : 0.005 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.0050 % 를 함유하고, 또한 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ~ 0.03 % 함유하고, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 상기 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.10 개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB 로 65 이하, 전연신율이 40 % 이상인 퀀칭성 및 가공성을 개선한 고탄소 열연 강판이 기재되어 있다.In Patent Document 6, in mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and also contains 0.002 to 0.03% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in total, and ferrite and A high-carbon hot-rolled steel sheet made of cementite, having a microstructure with a cementite density of 0.10 pieces/μm 2 or less in the ferrite grain, hardness of 65 or less in HRB, and improved hardenability and workability with a total elongation of 40% or more is described there is.

특허문헌 7 에는, 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 : 0.005 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.0050 % 를 함유하고, 또한 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ~ 0.03 % 함유하고, B 함유량에서 차지하는 고용 B 량의 비율이 70 % 이상이며, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지고, 페라이트립 내의 시멘타이트 밀도가 0.08 개/㎛2 이하인 마이크로 조직을 갖고, 경도가 HRB 로 73 이하, 전연신율이 39 % 이상인 고탄소 열연 강판이 기재되어 있다.In Patent Document 7, in terms of mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and also contains 0.002 to 0.03% of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in total, and the B content The ratio of the amount of solid solution B occupied by 70% or more, composed of ferrite and cementite, has a microstructure with a cementite density in ferrite grains of 0.08 pieces/μm 2 or less, hardness of 73 or less in terms of HRB, and total elongation of 39% or more A high carbon hot rolled steel sheet is described.

특허문헌 8 에는, 질량% 로, C : 0.15 ~ 0.37 %, Si : 1 % 이하, Mn : 2.5 % 이하, P : 0.1 % 이하, S : 0.03 % 이하, sol. Al : 0.10 % 이하, N : 0.0005 ~ 0.0050 %, B : 0.0010 ~ 0.0050 %, 및 Sb, Sn 중 적어도 1 종 : 합계로 0.003 ~ 0.10 % 를 함유하고, 또한 0.50 ≤ (14[B])/(10.8[N]) 의 관계를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트상과 시멘타이트로 이루어지고, 페라이트상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하, 시멘타이트의 구상화율이 90 % 이상인 마이크로 조직을 갖고, 전연신율이 37 % 이상 있는 고탄소 열연 강판이 기재되어 있다. In Patent Document 8, in terms of mass%, C: 0.15 to 0.37%, Si: 1% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.0005 to 0.0050%, B: 0.0010 to 0.0050%, and at least one of Sb and Sn: 0.003 to 0.10% in total, and further 0.50 ≤ (14 [B]) / ( 10.8 [N]), the balance has a composition composed of Fe and unavoidable impurities, consists of a ferrite phase and cementite, the average grain size of the ferrite phase is 10 μm or less, and the spheroidization rate of cementite is 90% or more Microstructure A high carbon hot-rolled steel sheet having a total elongation of 37% or more is described.

일본 공개특허공보 2009-299189호Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-299189 일본 공개특허공보 2005-344194호Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-344194 일본 특허 제4012475호Japanese Patent No. 4012475 일본 특허 제4782243호Japanese Patent No. 4782243 일본 공개특허공보 2015-017283호Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-017283 일본 공개특허공보 2015-017284호Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-017284 국제 공개 제2015/146173호International Publication No. 2015/146173 일본 특허 제5458649호Japanese Patent No. 5458649

특허문헌 1 에 기재된 기술은, 정밀 타발성에 관한 것이며, 탄화물의 분산 형태가 정밀 타발성 및 퀀칭성에 미치는 영향을 기재하고 있다. 구체적으로는, 특허문헌 1 에서는, 평균 탄화물 입경을 0.4 ~ 1.0 ㎛ 로 제어하고, 구상화율을 80 % 이상으로 함으로써, 정밀 타발성과 퀀칭성을 개선한 강판이 얻어지는 것을 기재하고 있다. 그러나, 특허문헌 1 에는 냉간 가공성에 관한 논의는 없고, 또 침탄 퀀칭성에 관한 기재도 없다.The technology described in Patent Literature 1 relates to precision punching, and describes the effect of the dispersion form of carbides on precision punching and hardenability. Specifically, Patent Literature 1 describes that a steel sheet with improved precision punching and hardenability is obtained by controlling the average carbide grain size to 0.4 to 1.0 µm and setting the nodularization ratio to 80% or more. However, in Patent Literature 1, there is no discussion about cold workability, and no description about carburization hardenability.

특허문헌 2 에 기재된 기술은, 탄화물 평균 입경뿐만 아니라, 0.3 ㎛ 이하의 미세 탄화물이 가공성에 영향을 주는 것에 주목하고, 탄화물의 평균 입경을 1.0 ㎛ 이하로 제어하고, 또한 0.3 ㎛ 이하의 탄화물 비율을 20 % 이하로 제어한다. 이로써, 가공성을 개선한 강판이 얻어지는 것을 기재하고 있고, 또한 Ti 나 B 를 첨가한 퀀칭성이 우수한 강판을 기재하고 있다. 그러나, 특허문헌 2 에서는, 퀀칭성에 영향을 주는 고용 B 등의 기술은 없고, 강판의 어느 위치에 있어서의 퀀칭 경도에 상당하는지에 대해서도 기술되어 있지 않다.The technology described in Patent Literature 2 pays attention to not only the average grain size of carbides, but also the fact that fine carbides of 0.3 µm or less affect workability, controls the average grain size of carbides to 1.0 µm or less, and further increases the ratio of carbides to 0.3 µm or less. Control below 20%. Thus, it is described that a steel sheet having improved workability is obtained, and a steel sheet having excellent hardenability to which Ti or B is added is described. However, in Patent Literature 2, there is no technology such as solute B that affects the hardenability, and there is no description as to which position of the steel sheet corresponds to the hardenability.

특허문헌 3 에 기재된 기술은, 성분 조성을 조정함으로써, 냉간 가공성과 내탈탄성을 개선한 강이 얻어지는 것을 기재하고 있다. 그러나, 특허문헌 3 에는, 침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성에 관한 기재는 없다.The technique described in Patent Literature 3 describes that steel having improved cold workability and decarburization resistance is obtained by adjusting the component composition. However, Patent Literature 3 does not describe immersion quenchability or carburization quenchability.

특허문헌 4 에 기재된 기술은, B, 또한 Cr, Ni, Cu, Mo, Nb, V, Ta, W, Sn, Sb, As 의 1 종 또는 2 종 이상의 성분을 함유하고, 표층에 있어서의 고용 B 를 소정량 확보함으로써 높은 퀀칭성을 달성하는 강이 얻어지는 것을 서술하고 있다. 그러나, 특허문헌 4 에서는, 어닐링 공정에 있어서의 분위기 중의 수소 농도가 95 % 이상으로 규정되어 있고, 질소 분위기의 어닐링 공정에 있어서 흡질 (吸窒) 을 억제하여 고용 B 를 확보하는 것이 가능한지에 관한 기재는 없다.The technology disclosed in Patent Literature 4 contains B and one or more components of Cr, Ni, Cu, Mo, Nb, V, Ta, W, Sn, Sb, and As, and solid solution B in the surface layer. It is described that steel achieving high hardenability is obtained by securing a predetermined amount of. However, in Patent Literature 4, the hydrogen concentration in the atmosphere in the annealing step is specified to be 95% or more, and it is described whether it is possible to secure solid solution B by suppressing absorption in the annealing step in a nitrogen atmosphere. There is no

특허문헌 5 ~ 7 에 기재된 기술은, B, 또한 Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se 중 1 종 이상을 합계로 0.002 ~ 0.03 % 함유함으로써 침질 (浸窒) 방지 효과가 높고, 예를 들어 질소 분위기에서 어닐링한 경우에 있어서도, 침질을 방지하고, 고용 B 가 소정량 유지됨으로써 퀀칭성을 높게 하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 5 ~ 7 에는, 모두 표층에 있어서의 퀀칭 경도에 관한 기술은 없다.The techniques described in Patent Literatures 5 to 7 have a high effect of preventing nitration by containing 0.002 to 0.03% of B and at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in total, for example, Even in the case of annealing in a nitrogen atmosphere, it is described that nitriding is prevented and hardenability is improved by maintaining a predetermined amount of solid solution B. However, in Patent Literatures 5 to 7, there is no description of the quenching hardness in the surface layer.

특허문헌 8 에 기재된 기술에서는, C : 0.15 ~ 0.37 % 이고 B 와 Sb, Sn 의 1 종 이상을 함유함으로써 퀀칭성이 높은 강을 제안하고 있다. 그러나, 특허문헌 8 에서는, 침탄 퀀칭성과 같은, 보다 높은 퀀칭성에 대해서는 검토되어 있지 않다.In the technique described in Patent Literature 8, a steel with high hardenability is proposed by containing one or more types of C: 0.15 to 0.37% and B, Sb, and Sn. However, in Patent Literature 8, higher hardenability such as carburization hardenability is not studied.

본 발명은, 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 우수한 냉간 가공성 및 우수한 퀀칭성 (침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성) 을 갖는 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. The present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a high carbon hot-rolled steel sheet having excellent cold workability and excellent hardenability (immersion hardenability, carburization hardenability) and a manufacturing method thereof.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 강의 성분 조성으로서, B, 또한 Sn 및 Sb 에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유한 고탄소 열연 강판의 제조 조건과, 냉간 가공성 및 퀀칭성 (침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성) 의 관계에 대해 예의 검토했다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.In order to achieve the above object, the inventors of the present invention, as the component composition of the steel, manufacturing conditions for a high carbon hot-rolled steel sheet containing one or two selected from B and Sn and Sb, and cold workability and hardenability (immersion hardenability) , carburization quenchability) was intensively examined. As a result, the following findings were obtained.

i) 질소 분위기에서 어닐링을 실시하는 경우, 분위기 중의 질소가 침질하여 강판 중에 농화하고, 강판 중의 B 나 Al 과 결합하여 표층에 B 질화물 및 Al 질화물을 생성한다. 이로써, 강판 중의 고용 B 량이 저하하는 것, 혹은 Al 질화물의 존재에 의해 퀀칭 전의 오스테나이트역에서의 가열 중에 오스테나이트 입경이 작아짐으로써, 퀀칭 부족이 되는 경우가 있다. 그 때문에, 본 발명에서는, 질소 분위기에서 어닐링을 실시하는 경우, 보다 높은 퀀칭성 (높은 침탄 퀀칭성) 이 요구되는 강판에 대해, Sb 와 Sn 중 적어도 1 종 이상을 강 중에 소정량 첨가한다. 또, 어닐링에 있어서 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위를 소정의 가열 속도로 가열함으로써, 분위기로부터 강 중으로의 침질을 소정량으로 억제하는 것이 가능하다. 이들에 의해, 상기 서술한 침질을 방지하고, 고용 B 량의 저하 및 Al 질화물의 증가를 억제함으로써, 보다 높은 퀀칭성 (높은 침탄 퀀칭성) 을 확보하는 것이 가능하다.i) When annealing is performed in a nitrogen atmosphere, nitrogen in the atmosphere nitrides and concentrates in the steel sheet, and combines with B or Al in the steel sheet to form B nitride and Al nitride in the surface layer. This may result in insufficient quenching due to a decrease in the amount of dissolved B in the steel sheet or a decrease in the austenite grain size during heating in the austenite region before quenching due to the presence of Al nitride. Therefore, in the present invention, when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, a predetermined amount of at least one or more of Sb and Sn is added to the steel for a steel sheet requiring higher hardenability (high carburization hardenability). Further, by heating in the temperature range of 450 to 600°C at a predetermined heating rate in annealing, nitriding from the atmosphere into the steel can be suppressed to a predetermined amount. By these, it is possible to secure higher hardenability (high carburizing hardenability) by preventing the above-mentioned nitriding and suppressing the decrease in the amount of solid solution B and the increase in Al nitride.

ii) 냉간 가공성, 퀀칭 전의 고탄소 열연 강판에 있어서의 경도 (hardness), 전연신율 (이하, 간단히 연신율로 칭하는 경우도 있다.) 에는, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트가 크게 영향을 주고 있다. 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를 전체 시멘타이트수에 대해 20 % 이하로 함으로써, 인장 강도 480 MPa 이하, 전연신율 (El) 이 33 % 이상을 얻을 수 있다.ii) Cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less has a great influence on cold workability, hardness, and total elongation (hereinafter sometimes simply referred to as elongation) in a high carbon hot-rolled steel sheet before quenching. By setting the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to 20% or less with respect to the total number of cementite, a tensile strength of 480 MPa or less and a total elongation (El) of 33% or more can be obtained.

iii) 퀀칭 전의 고탄소 열연 강판에 있어서의 경도 (hardness), 전연신율에는, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트가 크게 영향을 주고 있다. 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를 전체 시멘타이트수에 대해 10 % 이하로 함으로써, 인장 강도 440 MPa 이하, 전연신율 (El) 이 36 % 이상을 얻을 수 있다.iii) Cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less has a great influence on the hardness and total elongation of the high-carbon hot-rolled steel sheet before quenching. Tensile strength of 440 MPa or less and total elongation (El) of 36% or more can be obtained by setting the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to 10% or less with respect to the total number of cementite.

iv) 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하고, 상온까지 냉각하여, 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 사이를 가열하고, 어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지하는 어닐링에 의해, 소정의 마이크로 조직을 확보할 수 있다.iv) After hot rough rolling, finish rolling is performed at an Ar 3 transformation point or higher, and then cooled to 650 to 750 °C at an average cooling rate of 20 to 100 °C/sec, and coiling temperature: 500 to 700 °C. After coiling at °C and cooling to room temperature to obtain a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is heated between 450 and 600°C at an average heating rate of 15°C/h or more, and annealing temperature: 1.0 h at less than Ac 1 transformation point. A predetermined microstructure can be secured by the annealing that is maintained as long as possible.

v) 혹은, 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상의 마무리 압연을 실시하고, 그 후 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하고, 상온까지 냉각하여, 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 사이를 가열하고, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지하고, 이어서 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지한다는 2 단 어닐링에 의해, 소정의 마이크로 조직을 확보할 수 있다.v) Alternatively, after hot rough rolling, finish rolling finish temperature: Ar 3 Transformation point or higher, and then, average cooling rate: 20 ~ 100 ℃ / sec to 650 ~ 750 ℃, coiling temperature: 500 ~ After coiling at 700 ° C., cooling to room temperature to obtain a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is heated between 450 and 600 ° C. at an average heating rate of 15 ° C./h or more, Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less. A predetermined microstructure can be secured by two-stage annealing, which is maintained for 0.5 h or more, then cooled to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, and maintained at less than the Ar 1 transformation point for 20 h or more. there is.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.This invention was made based on the above knowledge, and makes the following a summary.

[1] 질량% 로, C : 0.20 % 이상 0.50 % 이하, Si : 0.8 % 이하, Mn : 0.10 % 이상 0.80 % 이하, P : 0.03 % 이하, S : 0.010 % 이하, sol. Al : 0.10 % 이하, N : 0.01 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, B : 0.0005 % 이상 0.005 % 이하, 또한 Sb 및 Sn 에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계로 0.002 % 이상 0.1 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마이크로 조직은, 페라이트, 시멘타이트, 및 전체 마이크로 조직에 대해 면적률로 6.5 % 이하의 비율을 차지하는 펄라이트를 갖고, 상기 시멘타이트는, 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율이 20 % 이하이며, 평균 시멘타이트 직경이 2.5 ㎛ 이하, 전체 마이크로 조직에 대한 상기 시멘타이트가 차지하는 비율이 면적률로 3.5 % 이상 10.0 % 이하이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도가 10 질량ppm 이상이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도가 70 질량ppm 이하인 고탄소 열연 강판.[1] In terms of mass%, C: 0.20% or more and 0.50% or less, Si: 0.8% or less, Mn: 0.10% or more and 0.80% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.01% or less, Cr: 1.0% or less, B: 0.0005% or more and 0.005% or less, and containing 0.002% or more and 0.1% or less of one or two selected from Sb and Sn in total, , The balance has a composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the microstructure has ferrite, cementite, and pearlite occupying an area ratio of 6.5% or less with respect to the total microstructure, and the cementite has a proportion of the total cementite number The ratio of the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less is 20% or less, the average cementite diameter is 2.5 μm or less, and the cementite occupies the entire microstructure in an area ratio of 3.5% or more and 10.0% or less, from the surface layer High-carbon hot rolling in which the average concentration of the amount of solid solution B in a region up to a depth of 100 μm is 10 ppm by mass or more, and the average concentration of the amount of N present as AlN in a region from the surface layer to a depth of 100 μm is 70 ppm by mass or less grater.

[2] 인장 강도가 480 MPa 이하, 전연신율이 33 % 이상인 [1] 에 기재된 고탄소 열연 강판.[2] The high-carbon hot-rolled steel sheet according to [1], wherein the tensile strength is 480 MPa or less and the total elongation is 33% or more.

[3] 상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 [1] 또는 [2] 에 기재된 고탄소 열연 강판.[3] The high-carbon hot-rolled steel sheet according to [1] or [2], wherein the ferrite has an average grain size of 4 to 25 µm.

[4] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, 하기 A 군 및 B 군 중에서 선택된 1 군 또는 2 군을 함유하는 [1] ~ [3] 중 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판.[4] The high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], further containing, in terms of mass%, one or two groups selected from the following groups A and B in addition to the above component composition.

A 군 : Ti : 0.06 % 이하 Group A: Ti: 0.06% or less

B 군 : Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Group B: 0.0005% or more and 0.1% or less, respectively, of one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W

[5] [1] ~ [4] 중 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 강을, 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하여, 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, 어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지하는 어닐링을 실시하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법. [5] In the method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4], after hot rough rolling the steel having the above component composition, finish rolling is performed at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher. After that, cooling to 650 to 750 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec, coiling at a coiling temperature of 500 to 700 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet, and then the hot-rolled steel sheet, average heating rate: A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet comprising heating at 15° C./h or more to a temperature range of 450 to 600° C., and annealing at an annealing temperature: less than Ac 1 transformation point for 1.0 h or more.

[6] [1] ~ [4] 중 어느 하나에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 강을, 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하여, 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지하고, 이어서 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지하는 어닐링을 실시하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법. [6] In the method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4], after hot rough rolling the steel having the above component composition, finish rolling is performed at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher. After that, cooling to 650 to 750 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec, coiling at a coiling temperature of 500 to 700 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet, and then the hot-rolled steel sheet, average heating rate: Heating at 15 °C/h or more to a temperature range of 450 to 600 °C, maintaining Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less for 0.5 h or more, then cooling to less than Ar 1 transformation point at average cooling rate: 1 to 20 °C/h A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet, wherein annealing is performed while maintaining the temperature below the Ar 1 transformation point for 20 h or more.

본 발명에 의하면, 냉간 가공성 및 퀀칭성 (침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성) 이 우수한 고탄소 열연 강판을 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명에 의해 제조한 고탄소 열연 강판을, 소재 강판으로서 냉간 가공성이 필요로 되는 시트 리클라이너나 도어 래치, 및 구동계용 등의 자동차용 부품에 적용함으로써, 안정적인 품질이 요구되는 자동차용 부품의 제조에 크게 기여할 수 있어, 산업상 현격한 효과를 발휘한다.According to the present invention, a high-carbon hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability (immersion hardenability, carburization hardenability) can be obtained. And, by applying the high-carbon hot-rolled steel sheet manufactured according to the present invention to automobile parts such as seat recliners, door latches, and driving systems that require cold workability as a material steel sheet, automobile parts that require stable quality It can greatly contribute to the manufacture of, and exhibits an industrially significant effect.

이하에, 본 발명의 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다. Below, the high-carbon hot-rolled steel sheet of this invention and its manufacturing method are demonstrated in detail. In addition, this invention is not limited to the following embodiment.

1) 성분 조성 1) Ingredient Composition

본 발명의 고탄소 열연 강판의 성분 조성과, 그 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성의 함유량의 단위인 「%」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미하는 것으로 한다. The component composition of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention and the reason for its limitation will be described. In addition, "%" which is the unit of content of the following component composition shall mean "mass %" unless otherwise indicated.

C : 0.20 % 이상 0.50 % 이하 C: 0.20% or more and 0.50% or less

C 는, 퀀칭 후의 강도를 얻기 위해서 중요한 원소이다. C 량이 0.20 % 미만인 경우, 성형한 후의 열처리에 의해 원하는 경도가 얻어지지 않으므로, C 량은 0.20 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, C 량이 0.50 % 초과에서는 경질화하여, 인성이나 냉간 가공성이 열화한다. 따라서, C 량은 0.20 % 이상 0.50 % 이하로 한다. 형상이 복잡하여 프레스 가공이 어려운 부품의 냉간 가공에 사용하는 경우에는, C 량은 0.45 % 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.40 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.C is an important element for obtaining strength after quenching. If the amount of C is less than 0.20%, the desired hardness cannot be obtained by heat treatment after molding, so the amount of C needs to be 0.20% or more. However, when the amount of C exceeds 0.50%, it hardens and deteriorates toughness and cold workability. Therefore, the amount of C is 0.20% or more and 0.50% or less. When used for cold working of parts with complicated shapes and difficult to press, the amount of C is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.

Si : 0.8 % 이하 Si: 0.8% or less

Si 는, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Si 량의 증가와 함께 경질화하여, 냉간 가공성이 열화하기 때문에, Si 량은 0.8 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.65 % 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.50 % 이하이다. 난성형 부품 용도에 있어서 추가적인 냉간 가공성이 요구되는 경우에는 0.30 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 퀀칭 후의 템퍼링 공정에서 소정의 연화 저항을 확보한다는 관점에서, Si 량은, 바람직하게는 0.1 % 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.2 % 이상으로 한다.Si is an element that increases strength by solid solution strengthening. Since it hardens as the amount of Si increases and the cold workability deteriorates, the amount of Si is set to 0.8% or less. Preferably it is 0.65% or less, more preferably 0.50% or less. In the case where additional cold workability is required in the application of difficult-to-form parts, it is preferable to set it to 0.30% or less. From the viewpoint of securing a predetermined softening resistance in the tempering step after quenching, the amount of Si is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.

Mn : 0.10 % 이상 0.80 % 이하 Mn: 0.10% or more and 0.80% or less

Mn 은, 퀀칭성을 향상시킴과 함께, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. Mn 량이 0.10 % 미만이 되면 침지 퀀칭성 및 침탄 퀀칭성 모두 저하하기 시작하기 때문에, Mn 량은 0.10 % 이상으로 한다. 후물재 (厚物材) 등으로 내부까지 확실하게 퀀칭하는 경우에는, 바람직하게는 0.25 % 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.30 % 이상이다. 한편, Mn 량이 0.80 % 를 초과하면, Mn 의 편석에서 기인한 밴드 조직이 발달하여, 조직이 불균일하게 되고, 또한 고용 강화에 의해 강이 경질화하여 냉간 가공성이 저하한다. 따라서, Mn 량은 0.80 % 이하로 한다. 성형성이 요구되는 부품용의 재료로서는, 소정의 냉간 가공성을 필요로 하기 때문에, Mn 량은 0.65 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.55 % 이하이다.Mn is an element that improves hardenability and increases strength by solid solution strengthening. When the amount of Mn is less than 0.10%, both immersion hardenability and carburization hardenability start to decrease, so the amount of Mn is set to 0.10% or more. In the case of reliably hardening to the inside with a heavy material or the like, it is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 0.80%, a band structure resulting from segregation of Mn develops, the structure becomes non-uniform, and the steel is hardened by solid solution strengthening, resulting in a decrease in cold workability. Therefore, the amount of Mn is 0.80% or less. As a material for parts requiring moldability, since a certain cold workability is required, the amount of Mn is preferably 0.65% or less. More preferably, it is 0.55% or less.

P : 0.03 % 이하 P: 0.03% or less

P 는, 고용 강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. P 량이 0.03 % 를 초과하여 증가하면 입계 취화를 초래하여, 퀀칭 후의 인성이 열화한다. 또, 냉간 가공성도 저하시킨다. 따라서, P 량은 0.03 % 이하로 한다. 우수한 퀀칭 후의 인성을 얻으려면, P 량은 0.02 % 이하가 바람직하다. P 는 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, P 량은 적을수록 바람직하다. 그러나, 과도하게 P 를 저감하면 정련 비용이 증대하기 때문에, P 량은 0.005 % 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.007 % 이상이다.P is an element that increases strength by solid solution strengthening. When the amount of P increases beyond 0.03%, grain boundary embrittlement is caused, and toughness after quenching deteriorates. Moreover, cold workability also deteriorates. Therefore, the amount of P is 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the amount of P is preferably 0.02% or less. Since P lowers cold workability and toughness after quenching, the smaller the amount of P, the better. However, since refining cost increases when P is excessively reduced, the amount of P is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more.

S : 0.010 % 이하 S: 0.010% or less

S 는, 황화물을 형성하고, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, 저감해야 하는 원소이다. S 량이 0.010 % 를 초과하면, 고탄소 열연 강판의 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성이 현저하게 열화한다. 따라서, S 량은 0.010 % 이하로 한다. 우수한 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 얻으려면, S 량은 0.005 % 이하가 바람직하다. S 는, 냉간 가공성 및 퀀칭 후의 인성을 저하시키기 때문에, S 량은 적을수록 바람직하다. 그러나, 과도하게 S 를 저감하면 정련 비용이 증대하기 때문에, S 량은 0.0005 % 이상이 바람직하다.S is an element that should be reduced because it forms sulfides and reduces the cold workability and toughness after quenching of the high-carbon hot-rolled steel sheet. When the amount of S exceeds 0.010%, the cold workability of the high-carbon hot-rolled steel sheet and the toughness after quenching deteriorate remarkably. Therefore, the amount of S is 0.010% or less. In order to obtain excellent cold workability and toughness after quenching, the amount of S is preferably 0.005% or less. Since S reduces cold workability and toughness after quenching, the smaller the amount of S, the better. However, since refining cost increases when S is excessively reduced, the amount of S is preferably 0.0005% or more.

sol. Al : 0.10 % 이하 sol. Al: 0.10% or less

sol. Al 량이 0.10 % 를 초과하면, 퀀칭 처리의 가열 시에 AlN 이 생성되어 오스테나이트립이 지나치게 미세화한다. 이로써, 냉각 시에 페라이트상의 생성이 촉진되고, 마이크로 조직이 페라이트와 마텐자이트가 되어, 퀀칭 후의 경도가 저하한다. 따라서, sol. Al 량은, 0.10 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.06 % 이하로 한다. 또한, sol. Al 은, 탈산의 효과를 가지고 있고, 충분히 탈산하기 위해서는, 0.005 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.sol. If the amount of Al exceeds 0.10%, AlN is generated during heating in the quenching treatment to excessively refine the austenite grains. This promotes the generation of a ferrite phase during cooling, the microstructure becomes ferrite and martensite, and the hardness after quenching decreases. Thus, sol. The amount of Al is 0.10% or less. Preferably it is 0.06% or less. Also, sol. Al has a deoxidizing effect and is preferably 0.005% or more in order to sufficiently deoxidize.

N : 0.01 % 이하 N: 0.01% or less

N 량이 0.01 % 를 초과하면, AlN 의 형성에 의해 퀀칭 처리의 가열 시에 오스테나이트립가 지나치게 미세화하여, 냉각 시에 페라이트상의 생성이 촉진되어, 퀀칭 후의 경도가 저하한다. 따라서, N 량은, 0.01 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.0065 % 이하이다. 더욱 바람직하게는, 0.0050 % 이하이다. 또한, N 은, AlN, Cr 계 질화물 및 B 질화물을 형성한다. 이로써, 퀀칭 처리의 가열 시에 오스테나이트립의 성장을 적당히 억제하여, 퀀칭 후의 인성을 향상시키는 원소이다. 이 때문에, N 량은 0.0005 % 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상이다.When the amount of N exceeds 0.01%, the austenite grains are excessively refined during heating in the quenching treatment due to the formation of AlN, the formation of ferrite phase is promoted during cooling, and the hardness after quenching decreases. Therefore, the amount of N is made 0.01% or less. Preferably it is 0.0065% or less. More preferably, it is 0.0050% or less. Also, N forms AlN, Cr-based nitride and B nitride. This is an element that moderately suppresses the growth of austenite grains during heating in the quenching treatment and improves the toughness after quenching. For this reason, the amount of N is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.

Cr : 1.0 % 이하 Cr: 1.0% or less

본 발명에서는, Cr 은, 퀀칭성을 높이는 중요한 원소이다. 강 중의 Cr 량이 0 % 이면, 특히 침탄 어닐링에 있어서 표층에서 페라이트가 발생하기 쉬워지고, 완전 퀀칭 조직이 얻어지지 않아, 경도 저하가 일어나기 쉬운 경우가 있다. 이 때문에, 퀀칭성을 중시하는 용도에 사용할 때는 바람직하게는 0.05 % 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 % 이상이며, 보다 한층 바람직하게는 0.20 % 이상이다. 한편, Cr 량이 1.0 % 를 초과하면, 퀀칭 전의 강판이 경질화하여, 냉간 가공성이 저해된다. 이 때문에, Cr 량은 1.0 % 이하로 한다. 또한, 프레스 성형이 어려운 고가공을 필요로 하는 부품을 가공할 때는, 보다 한층 우수한 냉간 가공성을 필요로 하기 때문에, Cr 량은 0.7 % 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.5 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.In the present invention, Cr is an important element for improving hardenability. When the amount of Cr in the steel is 0%, ferrite tends to be generated in the surface layer particularly in carburizing annealing, and a completely quenched structure cannot be obtained, and a decrease in hardness may easily occur. For this reason, when used for applications where hardenability is important, it is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.20% or more. On the other hand, when the amount of Cr exceeds 1.0%, the steel sheet before quenching hardens, and cold workability is impaired. For this reason, the amount of Cr is made into 1.0 % or less. In addition, when processing parts requiring high processing that are difficult to press form, since even better cold workability is required, the amount of Cr is preferably 0.7% or less, and more preferably 0.5% or less. .

B : 0.0005 % 이상 0.005 % 이하 B: 0.0005% or more and 0.005% or less

본 발명에서는, B 는, 퀀칭성을 높이는 중요한 원소이다. B 량이 0.0005 % 미만인 경우, 충분한 효과가 확인되지 않기 때문에, B 량은 0.0005 % 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0010 % 이상이다. 한편, B 량이 0.005 % 초과인 경우, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 재결정이 지연되고, 결과적으로 열연 강판의 집합 조직이 발달하고, 어닐링 후의 이방성이 커져, 드로잉 성형에 있어서 이어링이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, B 량은 0.005 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.004 % 이하이다.In the present invention, B is an important element for improving hardenability. Since a sufficient effect cannot be confirmed when the amount of B is less than 0.0005%, it is necessary to make the amount of B 0.0005% or more. Preferably it is 0.0010% or more. On the other hand, when the amount of B exceeds 0.005%, recrystallization of austenite after finish rolling is delayed, and as a result, the texture of the hot-rolled steel sheet develops, the anisotropy after annealing increases, and it is easy to cause breakage in drawing forming. For this reason, the amount of B is made 0.005% or less. Preferably it is 0.004% or less.

Sn 및 Sb 에서 선택한 1 종 또는 2 종의 합계 : 0.002 % 이상 0.1 % 이하 Sum of one or two selected from Sn and Sb: 0.002% or more and 0.1% or less

Sb, Sn 은, 강판 표층으로부터의 침질 억제에 유효한 원소이다. 이들 원소의 1 종 이상의 합계가 0.002 % 미만인 경우, 충분한 효과가 확인되지 않기 때문에, 이들 원소의 1 종 이상의 합계는 0.002 % 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.005 % 이상이다. 한편, 이들 원소의 1 종 이상의 합계가 0.1 % 를 초과하여 함유되어도, 침질 방지 효과는 포화한다. 또, 이들 원소는, 입계에 편석하는 경향이 있기 때문에, 합계로 0.1 % 초과로 하면, 함유량이 지나치게 높아져, 입계 취화를 일으킬 가능성이 있다. 따라서, Sb 및 Sn 중에서 선택한 1 종 또는 2 종의 합계의 함유량은, 0.1 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.03 % 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.02 % 이하이다.Sb and Sn are elements effective in suppressing nitration from the surface layer of the steel sheet. When the total of one or more of these elements is less than 0.002%, a sufficient effect cannot be confirmed, so the total of one or more of these elements is set to 0.002% or more. More preferably, it is 0.005% or more. On the other hand, even if the total of one or more of these elements is contained exceeding 0.1%, the effect of preventing nitration is saturated. In addition, since these elements tend to segregate at grain boundaries, if the total content exceeds 0.1%, the content becomes excessively high, possibly causing grain boundary embrittlement. Therefore, the content of one type or the total of two types selected from Sb and Sn is set to 0.1% or less. Preferably it is 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.

본 발명에서는, Sb 및 Sn 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계로 0.002 % 이상 0.1 % 이하로 함으로써, 질소 분위기에서 어닐링한 경우여도 강판 표층으로부터의 침질을 억제하고, 강판 표층에 있어서의 질소 농도의 증가를 억제한다. 이와 같이, 본 발명에 의하면, 강판 표층으로부터의 침질을 억제할 수 있기 때문에, 질소 분위기에서 어닐링한 경우여도, 어닐링 후의 강판 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량을 적절히 확보할 수 있고, 또한 강판 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 Al 질화물 (AlN) 의 생성을 억제함으로써 퀀칭 전 가열 시의 오스테나이트립이 성장할 수 있다. 그 결과, 냉각 시에 페라이트 및 펄라이트의 생성을 늦출 수 있기 때문에, 이로써 높은 퀀칭성을 얻을 수 있다.In the present invention, by setting the total amount of one or two selected from Sb and Sn to 0.002% or more and 0.1% or less, even in the case of annealing in a nitrogen atmosphere, nitration from the surface layer of the steel sheet is suppressed, and the nitrogen concentration in the surface layer of the steel sheet is reduced. inhibit the increase As described above, according to the present invention, since nitrification from the surface layer of the steel sheet can be suppressed, even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, the amount of dissolved B in the region from the surface layer of the steel sheet after annealing to a depth of 100 μm can be appropriately secured. In addition, by suppressing the generation of Al nitride (AlN) in the region from the surface layer of the steel sheet to a depth of 100 μm, austenite grains can grow during heating before quenching. As a result, since the generation of ferrite and pearlite can be delayed during cooling, high hardenability can be obtained thereby.

본 발명에 있어서, 상기 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.In the present invention, the balance other than the above is Fe and unavoidable impurities.

이상의 필수 함유 원소로, 본 발명의 고탄소 열연 강판은 목적으로 하는 특성이 얻어진다. 또한, 본 발명의 고탄소 열연 강판은, 예를 들어 퀀칭성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라 하기의 원소를 함유할 수 있다.With the above essential elements, the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention can obtain the desired characteristics. In addition, for the purpose of further improving hardenability, for example, the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention may contain the following elements as necessary.

Ti : 0.06 % 이하 Ti: 0.06% or less

Ti 는, 퀀칭성을 높이기 위해서 유효한 원소이다. B 의 함유만으로는 퀀칭성이 불충분한 경우에, Ti 를 함유함으로써, 퀀칭성을 향상시킬 수 있다. Ti 량이 0.005 % 미만에서는, 그 효과가 확인되지 않기 때문에, Ti 를 함유하는 경우, Ti 량은 0.005 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.007 % 이상이다. 한편, Ti 량이 0.06 % 를 초과하여 함유되면, 퀀칭 전의 강판이 경질화하여 냉간 가공성이 저해되기 때문에, Ti 를 함유하는 경우, Ti 량은 0.06 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 % 이하이다.Ti is an effective element for improving hardenability. When the hardenability is insufficient only by the inclusion of B, the hardenability can be improved by containing Ti. Since the effect is not recognized when the amount of Ti is less than 0.005%, when it contains Ti, it is preferable to make the amount of Ti 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more. On the other hand, if the Ti amount exceeds 0.06%, the steel sheet before quenching hardens and the cold workability is impaired. Therefore, when Ti is contained, the Ti amount is set to 0.06% or less. Preferably it is 0.04% or less.

또한, 본 발명의 기계 특성 및 퀀칭성을 안정화시키기 위해서 Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 소요량, 첨가해도 된다.In addition, in order to stabilize the mechanical properties and hardenability of the present invention, one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W may be added in required amounts, respectively.

Nb : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Nb: 0.0005% or more and 0.1% or less

Nb 는, 탄질화물을 형성하고, 퀀칭 전 가열 시의 결정립의 이상립 (異常粒) 성장의 방지나 인성 개선, 템퍼링 연화 저항 개선에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과는 충분히 발현하지 않기 때문에, Nb 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. Nb 는 0.1 % 를 초과하면 첨가 효과가 포화할 뿐만 아니라, Nb 탄화물에 의해 모재의 인장 강도의 증가에 수반하여 연신율을 저하시키게 되기 때문에, Nb 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.05 % 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 0.03 % 미만이다.Nb is an element that forms carbonitride and is effective for preventing abnormal grain growth of crystal grains during heating before quenching, improving toughness, and improving resistance to temper softening. If it is less than 0.0005%, since the effect of addition is not sufficiently expressed, when Nb is contained, it is preferable to make the lower limit into 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When Nb exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the elongation is reduced along with the increase in tensile strength of the base material due to Nb carbide. Therefore, when Nb is contained, the upper limit is preferably set to 0.1% . More preferably, it is 0.05% or less, and even more preferably, it is less than 0.03%.

Mo : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Mo: 0.0005% or more and 0.1% or less

Mo 는, 퀀칭성의 향상과, 템퍼링 연화 저항성의 향상에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과가 작기 때문에, Mo 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. Mo 는 0.1 % 를 초과하면 첨가 효과는 포화하고, 비용도 증가하기 때문에, Mo 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 0.03 % 미만이다.Mo is an element effective for improving hardenability and temper softening resistance. Since the addition effect is small if it is less than 0.0005%, when containing Mo, it is preferable to make a lower limit into 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When Mo exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and cost also increases. Therefore, when Mo is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, and even more preferably, it is less than 0.03%.

Ta : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Ta: 0.0005% or more and 0.1% or less

Ta 는, Nb 와 마찬가지로 탄질화물을 형성하고, 퀀칭 전 가열 시의 결정립의 이상립 성장 방지나 결정립의 조대화 방지, 템퍼링 연화 저항 개선에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과가 작기 때문에, Ta 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. Ta 는 0.1 % 를 초과하면 첨가 효과가 포화하거나, 과잉의 탄화물 형성에 의한 퀀칭 경도를 저하시키거나, 또 비용 증가가 되기 때문에, Ta 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 0.03 % 미만이다.Ta, like Nb, forms carbonitride, and is an element effective for preventing abnormal grain growth or coarsening of grains during heating before quenching, and improving resistance to temper softening. Since the addition effect is small if it is less than 0.0005%, when Ta is contained, it is preferable to make the lower limit into 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When Ta exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated, the quenching hardness is reduced due to excessive carbide formation, or cost increases. Therefore, when Ta is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, and even more preferably, it is less than 0.03%.

Ni : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Ni: 0.0005% or more and 0.1% or less

Ni 는 인성의 향상이나 퀀칭성의 향상에 효과가 높은 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과가 없기 때문에, Ni 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. Ni 는 0.1 % 초과에서는, 첨가 효과가 포화할 뿐만 아니라 비용 증가도 초래하므로, Ni 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이다. Ni is an element highly effective in improving toughness and hardenability. Since there is no effect of addition if it is less than 0.0005%, when Ni is contained, it is preferable to make the lower limit into 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When Ni is more than 0.1%, the effect of addition is saturated and costs are increased. Therefore, when Ni is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less.

Cu : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 Cu: 0.0005% or more and 0.1% or less

Cu 는, 퀀칭성의 확보에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과가 충분히 확인되지 않기 때문에, Cu 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. Cu 는 0.1 % 초과에서는, 열연 시의 흠집이 발생하기 쉬워져 수율을 떨어뜨리는 등 제조성을 열화시키므로, Cu 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이다.Cu is an element effective for ensuring hardenability. If it is less than 0.0005%, the effect of addition is not sufficiently confirmed, so when containing Cu, it is preferable to set the lower limit to 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When Cu is more than 0.1%, cracks are easily generated during hot rolling and productivity deteriorates, such as a yield drop. Therefore, when Cu is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less.

V : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하V: 0.0005% or more and 0.1% or less

V 는, Nb 나 Ta 와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하고, 퀀칭 전 가열 시의 결정립의 이상립 성장 방지 및 인성 개선, 템퍼링 연화 저항 개선에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과는 충분히 발현하지 않기 때문에, V 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. V 는 0.1 % 를 초과하면 첨가 효과가 포화할 뿐만 아니라, Nb 탄화물에 의해 모재의 인장 강도의 증가에 수반하여 연신율을 저하시키게 되기 때문에, V 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 0.03 % 미만이다.V, like Nb and Ta, forms carbonitride and is an element effective for preventing abnormal grain growth during heating before quenching, improving toughness, and improving resistance to temper softening. If it is less than 0.0005%, since the effect of addition is not sufficiently expressed, when V is contained, it is preferable to set the lower limit to 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When V exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the elongation is reduced along with the increase in tensile strength of the base material due to Nb carbide. Therefore, when V is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. . More preferably, it is 0.05% or less, and even more preferably, it is less than 0.03%.

W : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 W: 0.0005% or more and 0.1% or less

W 는, Nb, V 와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하고, 퀀칭 전 가열 시의 오스테나이트 결정립의 이상립 성장 방지나 템퍼링 연화 저항 개선에 유효한 원소이다. 0.0005 % 미만에서는 첨가 효과가 작기 때문에, W 를 함유하는 경우에는 하한을 0.0005 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 % 이상으로 한다. W 는 0.1 % 를 초과하면 첨가 효과가 포화하거나, 과잉의 탄화물 형성에 의한 퀀칭 경도를 저하시키거나, 또 비용 증가가 되기 때문에, W 를 함유하는 경우에는 상한을 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05 % 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 0.03 % 미만이다.W, like Nb and V, forms carbonitride and is an element effective for preventing abnormal grain growth of austenite grains during heating before quenching and improving resistance to temper softening. Since the addition effect is small if it is less than 0.0005%, when W is contained, it is preferable to make the lower limit into 0.0005%. More preferably, it is 0.0010% or more. When W exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated, the quenching hardness is reduced due to excessive carbide formation, or cost increases. Therefore, when W is contained, the upper limit is preferably set to 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, and even more preferably, it is less than 0.03%.

또한, 본 발명에서는, Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택한 2 종 이상을 함유하는 경우에는, 그 합계량을 0.001 % 이상 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다. In the present invention, when two or more selected from among Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W are contained, the total amount is preferably 0.001% or more and 0.1% or less.

2) 마이크로 조직 2) micro organization

본 발명의 고탄소 열연 강판의 마이크로 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.The reason for the limitation of the microstructure of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is explained.

본 발명에서는, 마이크로 조직은, 페라이트 및 시멘타이트를 갖고, 그 시멘타이트는, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수가 전체 시멘타이트수에 대해 20 % 이하, 평균 시멘타이트 직경은 2.5 ㎛ 이하, 전체 마이크로 조직에 대한 상기 시멘타이트가 차지하는 비율이 면적률로 3.5 % 이상 10.0 % 이하이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도가 10 질량ppm 이상이며, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도가 70 질량ppm 이하이다.In the present invention, the microstructure has ferrite and cementite, and the cementite has an equivalent circle diameter of 0.1 µm or less, 20% or less of the total number of cementite, and an average cementite diameter of 2.5 µm or less. The proportion occupied by cementite is 3.5% or more and 10.0% or less in terms of area ratio, the average concentration of the dissolved B amount in the region from the surface layer to the depth of 100 μm is 10 ppm by mass or more, and in the region from the surface layer to the depth of 100 μm The average concentration of the amount of N present as AlN is 70 ppm by mass or less.

또, 본 발명에 있어서, 페라이트의 평균 입경은 4 ~ 25 ㎛ 인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5 ㎛ 이상이다.Also, in the present invention, it is preferable that the average grain size of ferrite is 4 to 25 μm. More preferably, it is 5 micrometers or more.

2-1) 페라이트 및 시멘타이트 2-1) Ferrite and cementite

본 발명의 고탄소 열연 강판의 마이크로 조직은, 페라이트 및 시멘타이트를 갖는다. 또한, 본 발명에 있어서, 페라이트는 면적률로 90 % 이상이 바람직하다. 페라이트 면적률이 90 % 미만이 되면 성형성이 나빠져, 가공도가 높은 부품에서 냉간 가공이 어려워지는 경우가 있다. 그 때문에, 페라이트 면적률은 90 % 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 92 % 이상으로 한다.The microstructure of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention has ferrite and cementite. In the present invention, the area ratio of ferrite is preferably 90% or more. When the ferrite area ratio is less than 90%, moldability deteriorates, and cold working may become difficult for parts with high workability. Therefore, the area ratio of ferrite is preferably 90% or more. More preferably, it is 92% or more.

또한, 본 발명의 고탄소 열연 강판의 마이크로 조직은, 상기한 페라이트와 시멘타이트 이외에, 펄라이트가 생성되어도 된다. 전체 마이크로 조직에 대한 펄라이트의 면적률이 6.5 % 이하이면, 본 발명의 효과를 저해하는 것은 아니기 때문에, 함유해도 상관없다.Further, in the microstructure of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention, pearlite may be formed in addition to the above-described ferrite and cementite. As long as the area ratio of pearlite to the entire microstructure is 6.5% or less, the effect of the present invention is not impaired, so it may be included.

2-2) 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율 : 20 % 이하 2-2) Ratio of cementite water with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to total cementite water: 20% or less

원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트가 많으면 분산 강화에 의해 경질화하여, 연신율이 저하한다. 냉간 가공성을 얻는 관점에서, 본 발명에서는, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를, 전체 시멘타이트수에 대해 20 % 이하로 한다. 그 결과, 또한, 인장 강도로 480 MPa 이하, 전연신율 (El) 이 33 % 이상을 달성할 수 있다.If there is a large amount of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less, it hardens by dispersion strengthening and the elongation decreases. From the viewpoint of obtaining cold workability, in the present invention, the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 µm or less is 20% or less of the total number of cementite. As a result, it is possible to achieve a tensile strength of 480 MPa or less and a total elongation (El) of 33% or more.

난성형 부품에 사용하는 경우에는 높은 냉간 가공성이 필요하고, 이 경우에는, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수가, 전체 시멘타이트수에 대해 10 % 이하인 것이 바람직하다. 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를, 전체 시멘타이트수에 대해 10 % 이하로 함으로써, 인장 강도로 440 MPa 이하, 전연신율 (El) 이 36 % 이상을 달성할 수 있다. 또한, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트의 비율을 정의한 이유는, 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트에서는 분산 강화능을 일으키고, 그 크기의 시멘타이트가 증가하면 냉간 가공성에 지장을 초래하기 때문이다.When used for difficult-to-form parts, high cold workability is required. In this case, the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 µm or less is preferably 10% or less of the total number of cementite. By setting the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to 10% or less with respect to the total number of cementite, it is possible to achieve a tensile strength of 440 MPa or less and a total elongation (El) of 36% or more. In addition, the reason why the ratio of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less is defined is that cementite having a diameter of 0.1 μm or less causes dispersion strengthening ability, and an increase in cementite of that size hinders cold workability.

어닐링 중에 있어서의 페라이트립의 이상립 성장 억제의 관점에서, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를, 전체 시멘타이트수에 대해 3 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. From the viewpoint of suppressing the growth of abnormal grains of ferrite grains during annealing, it is preferable to set the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to 3% or more with respect to the total number of cementite.

또한, 퀀칭 전에 존재하는 시멘타이트 직경은, 원상당 직경으로 0.07 ~ 3.0㎛ 정도이다. 그 때문에, 석출 강화에 그다지 영향을 주지 않는 사이즈인, 퀀칭 전의 원상당 직경이 0.1 ㎛ 초과인 시멘타이트의 분산 상태에 대해서는, 특별히 본 발명에서는 규정하지 않는다.In addition, the diameter of cementite present before quenching is about 0.07 to 3.0 μm in terms of equivalent circle diameter. Therefore, the dispersion state of cementite having an equivalent circle diameter before quenching of more than 0.1 μm, which is a size that does not significantly affect precipitation strengthening, is not particularly specified in the present invention.

2-3) 평균 시멘타이트 직경 : 2.5 ㎛ 이하 2-3) Average cementite diameter: 2.5 ㎛ or less

퀀칭 시에는 시멘타이트를 모두 용해하여, 소정의 페라이트 중의 고용 C 량을 확보할 필요가 있다. 평균 시멘타이트 직경이 2.5 ㎛ 를 초과하면 오스테나이트역에서의 유지 중에 있어서 시멘타이트가 완전히 용해할 수 없기 때문에, 평균 시멘타이트 직경은 2.5 ㎛ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.0 ㎛ 이하이다. 또한, 시멘타이트가 지나치게 미세하면 시멘타이트의 석출 강화에 의해 냉간 가공성이 저하하기 때문에, 평균 시멘타이트 직경은 0.1 ㎛ 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.15 ㎛ 이상으로 한다.At the time of quenching, it is necessary to dissolve all cementite and to secure a predetermined amount of dissolved C in ferrite. When the average cementite diameter exceeds 2.5 µm, cementite cannot be completely dissolved during holding in the austenite region, so the average cementite diameter is set to 2.5 µm or less. More preferably, it is 2.0 micrometers or less. Moreover, since cold workability will fall by precipitation strengthening of cementite if cementite is too fine, as for an average cementite diameter, 0.1 micrometer or more is preferable. More preferably, it is 0.15 μm or more.

또한, 본 발명에 있어서 「시멘타이트 직경」이란 시멘타이트의 원상당 직경을 가리키고, 시멘타이트의 원상당 직경은, 시멘타이트의 장경과 단경을 측정하여 원상당 직경으로 환산한 값으로 한다. 또 「평균 시멘타이트 직경」이란, 원상당 직경으로 환산한 모든 시멘타이트의 원상당 직경의 합계를, 시멘타이트 총수로 나누어 구한 값을 가리킨다.In the present invention, "cementite diameter" refers to the equivalent circle diameter of cementite, and the equivalent circle diameter of cementite is a value obtained by measuring the major axis and minor axis of cementite and converting it into an equivalent circle diameter. Moreover, "average cementite diameter" refers to the value obtained by dividing the sum of the equivalent circle diameters of all cementite converted into equivalent circle diameters by the total number of cementite.

2-4) 전체 마이크로 조직에 대한 시멘타이트가 차지하는 비율 (면적률) : 3.5 % 이상 10.0 % 이하2-4) The ratio of cementite to the total microstructure (area ratio): 3.5% or more and 10.0% or less

전체 마이크로 조직에 대한 시멘타이트의 비율이 10.0 % 초과가 되면, 그것에 수반하여, 석출 강화에 기여하는 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수도 증가하고, 강이 경질화하기 때문에, 10.0 % 이하로 한다. 바람직하게는 9.5 % 이하이다. 한편, 상기 비율이 3.5 % 미만이 되면 실질적인 C 함유량이 0.20 % 에 이르지 않고, 열처리 후에 소정의 경도가 얻어지지 않으므로, 3.5 % 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 4.0 % 이상으로 한다.When the ratio of cementite to the entire microstructure exceeds 10.0%, the number of cementite of 0.1 μm or less contributing to precipitation strengthening also increases accordingly and hardens the steel, so it is set to 10.0% or less. Preferably it is 9.5% or less. On the other hand, if the ratio is less than 3.5%, the actual C content does not reach 0.20% and the desired hardness cannot be obtained after heat treatment, so it is set to 3.5% or more. More preferably, it is 4.0% or more.

2-5) 페라이트의 평균 입경 : 4 ~ 25 ㎛ (적합 조건) 2-5) Average particle diameter of ferrite: 4 ~ 25 ㎛ (suitable conditions)

페라이트의 평균 입경은, 4 ㎛ 미만에서는 냉간 가공 전의 강도가 증가하여, 프레스 성형성이 열화할 우려가 있기 때문에, 4 ㎛ 이상이 바람직하다. 한편, 페라이트의 평균 입경은 25 ㎛ 를 초과하면, 모재 강도가 저하할 우려가 있다. 또, 목적으로 하는 제품 형상으로 성형 가공 후, 퀀칭하지 않고 사용하는 영역에서는, 어느 정도 모재의 강도가 필요하다. 그 때문에, 페라이트 평균 입경은, 25 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 5 ㎛ 이상, 보다 한층 바람직하게는 6 ㎛ 이상이다. 더욱 바람직하게는 20 ㎛ 이하이다. 보다 한층 바람직하게는 18 ㎛ 이하이다. The average grain diameter of ferrite is preferably 4 µm or more, since the strength before cold working may increase and press formability may deteriorate if it is less than 4 µm. On the other hand, if the average grain size of ferrite exceeds 25 μm, there is a possibility that the strength of the base metal may decrease. In addition, in the region where the product is formed into a desired product shape and used without being quenched, the strength of the base material is required to some extent. Therefore, the average grain size of ferrite is preferably 25 μm or less. More preferably, it is 5 μm or more, and still more preferably 6 μm or more. More preferably, it is 20 micrometers or less. More preferably, it is 18 micrometers or less.

또한, 본 발명에서는, 상기 서술한 시멘타이트의 원상당 직경, 평균 시멘타이트 직경, 전체 마이크로 조직에 대한 시멘타이트가 차지하는 비율, 페라이트의 면적률, 페라이트의 평균 입경 등은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.In the present invention, the above-mentioned equivalent circle diameter of cementite, average cementite diameter, ratio occupied by cementite to the total microstructure, area ratio of ferrite, average grain diameter of ferrite, etc. are measured by the method described in the examples described later. can do.

2-6) 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도 : 10 질량ppm 이상 2-6) Average concentration of dissolved B amount in the region from the surface layer to a depth of 100 μm: 10 ppm by mass or more

본 발명의 고탄소 열연 강판에 있어서는, 강판을 퀀칭했을 때에 표층부에 생성되기 쉬운 펄라이트, 소르바이트라고 일컬어지는 퀀칭 조직을 방지하기 위해서, 강판 표층으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 위치까지의 영역 (부위) (표층 100 ㎛ 부) 의 B 량이, 질화나 산화되어 있지 않은 고용 B 로서 평균 농도로 10 질량ppm 이상 존재할 필요가 있다. 퀀칭 처리를 실시하여 사용하는 내마모성이 필요로 되는 자동차 부품에서는 표면 경도가 요구된다. 소정의 표면 경도를 얻기 위해서는 퀀칭 후 표층 100 ㎛ 부에 있어서 완전 퀀칭 조직을 얻을 필요가 있다. 바람직하게는, 상기 고용 B 량의 평균 농도는 12 질량ppm 이상이다. 더욱 바람직하게는 15 질량ppm 이상이다. 또한, 고용 B 가 지나치게 높으면 열연 조직의 집합 조직의 발달의 방해가 되기 때문에, 40 질량ppm 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 35 질량ppm 이하로 한다. In the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention, in order to prevent the quenching structure called pearlite and sorbite, which tends to be generated in the surface layer portion when the steel sheet is quenched, the area (site) from the surface layer of the steel sheet to the position of 100 μm in the sheet thickness direction The amount of B in the (surface layer 100 µm portion) must be 10 mass ppm or more in average concentration as solid solution B that is not nitrated or oxidized. Surface hardness is required for automobile parts that require wear resistance to be used by performing a quenching treatment. In order to obtain a predetermined surface hardness, it is necessary to obtain a completely quenched structure in a 100 μm area of the surface layer after quenching. Preferably, the average concentration of the amount of solid solution B is 12 mass ppm or more. More preferably, it is 15 mass ppm or more. In addition, when the solid solution B is too high, development of the texture of the hot-rolled organization is hindered, so it is set to 40 ppm by mass or less. More preferably, it is 35 mass ppm or less.

2-7) 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도 : 70 질량ppm 이하 2-7) Average concentration of N amount present as AlN in the region from the surface layer to a depth of 100 μm: 70 mass ppm or less

강판 표층으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 위치까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도를 70 질량ppm 이하로 함으로써, 퀀칭 전 가열에 있어서의 오스테나이트역에서 결정립의 성장을 촉진한다. 이로써, 냉각 단계에서 펄라이트, 소르바이트라고 일컬어지는 조직이 얻어지기 어려워지고, 퀀칭 부족이 일어나지 않고, 소정의 표면 경도가 얻어진다. 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도는 50 질량ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.By setting the average concentration of the amount of N present as AlN in the region from the steel sheet surface layer to the position of 100 μm in the sheet thickness direction to 70 mass ppm or less, the growth of crystal grains in the austenite region during heating before quenching is promoted. This makes it difficult to obtain a structure called pearlite or sorbite in the cooling step, lack of quenching does not occur, and a desired surface hardness is obtained. The average concentration of the amount of N present as AlN in the region from the surface layer to a depth of 100 μm is preferably 50 ppm by mass or less.

또한, 오스테나이트역에서의 가열에 있어서 이상립 성장을 억제하는 관점에서, 상기 N 량의 평균 농도는, 10 질량ppm 이상으로 하는 것이 바람직하고, 20 질량ppm 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.From the viewpoint of suppressing abnormal grain growth during heating in the austenite region, the average concentration of the N amount is preferably 10 mass ppm or more, and more preferably 20 mass ppm or more.

본 발명에서는, 강판 표층부에 있어서의 고용 B 량 및 AlN 으로서 존재하는 N 량은, 가열 조건, 권취 조건, 어닐링 조건의 각 공정에서의 제조 조건이 밀접하게 관계하고, 이들 일련의 제조 조건을 최적화하는 것이 필요한 것이 판명되었다. 또한, 각 공정에서 고용 B 량 및 AlN 으로서의 N 량을 얻기 위해서 필요한 이유는 후술한다.In the present invention, the amount of solid solution B and the amount of N present as AlN in the surface layer portion of the steel sheet are closely related to the production conditions in each step of heating conditions, winding conditions, and annealing conditions, and to optimize these production conditions It turned out to be what was needed. In addition, the reason why it is necessary to obtain the amount of solid solution B and the amount of N as AlN in each step will be described later.

3) 기계 특성 3) Mechanical characteristics

본 발명의 고탄소 열연 강판은, 기어, 트랜스미션, 시트 리클라이너 등의 자동차용 부품을 냉간 프레스로 성형하기 위해, 우수한 냉간 가공성이 필요하다. 또, 퀀칭 처리에 의해 경도를 크게 하여, 내마모성을 부여할 필요가 있다. 그 때문에, 본 발명의 고탄소 열연 강판은, 강판의 인장 강도를 저감하여 인장 강도 (TS) 를 480 MPa 이하로 하고, 또한 연신율을 높여 전연신율 (El) 을 33 % 이상으로 함으로써, 우수한 냉간 가공성을 가짐과 함께, 우수한 퀀칭성 (침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성) 을 양립시킬 수 있다. 더욱 바람직하게는, TS 를 460 MPa 이하로 하고, El 을 35 % 이상으로 한다. The high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention requires excellent cold workability in order to form automotive parts such as gears, transmissions, and seat recliners by cold pressing. In addition, it is necessary to increase the hardness by quenching to impart wear resistance. Therefore, the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention has excellent cold workability by reducing the tensile strength of the steel sheet so that the tensile strength (TS) is 480 MPa or less, and by increasing the elongation rate and setting the total elongation (El) to 33% or more. While having, excellent hardenability (immersion hardenability, carburization hardenability) can be achieved. More preferably, TS is 460 MPa or less, and El is 35% or more.

또, 냉간 프레스성을 필요로 하는 난성형 부품을 성형하는 것을 상정하고, 또한 강판의 인장 강도를 저감하여 TS 를 440 MPa 이하로 하고, 또한 전연신율을 높여 El 을 36 % 이상으로 함으로써 우수한 냉간 가공성을 가짐과 함께, 우수한 퀀칭성 (침지 퀀칭성, 침탄 퀀칭성) 을 양립시킬 수 있다. 더욱 바람직하게는 TS 를 410 MPa 이하로 하고, El 을 38 % 이상으로 한다.In addition, assuming the molding of difficult-to-form parts requiring cold pressability, and further reducing the tensile strength of the steel sheet to set TS to 440 MPa or less, and further increasing the total elongation to set El to 36% or more, excellent cold workability While having, excellent hardenability (immersion hardenability, carburization hardenability) can be achieved. More preferably, TS is 410 MPa or less, and El is 38% or more.

또한, 상기 서술한 인장 강도 (TS), 전연신율 (El) 은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.In addition, the above-mentioned tensile strength (TS) and total elongation (El) can be measured by the method described in the Example mentioned later.

4) 제조 방법 4) Manufacturing method

본 발명의 고탄소 열연 강판은, 상기와 같은 성분 조성을 갖는 강을 소재로 하고, 이 소재 (강 소재) 를 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하고, 상온까지 냉각하여 열연 강판으로 한 후, 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, 어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지하는 어닐링을 실시함으로써 제조된다.In the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention, steel having the above-mentioned composition is used as a material, and after hot rough rolling of this material (steel material), finish rolling is performed at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher, After, cooling to 650 ~ 750 ℃ at an average cooling rate: 20 ~ 100 ℃ / sec, coiling at a coiling temperature: 500 ~ 700 ℃, cooled to room temperature to make a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet, average heating rate: It is produced by heating at 15 °C/h or more to a temperature range of 450 to 600 °C, and performing annealing maintained at an annealing temperature: less than Ac 1 transformation point for 1.0 h or more.

또는, 상기와 같은 성분 조성을 갖는 강을 소재로 하고, 이 소재 (강 소재) 를 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고, 권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하고, 상온까지 냉각하여 열연 강판으로 한 후, 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지하고, 이어서 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지하는 2 단 어닐링을 실시함으로써 제조된다.Alternatively, a steel having the above component composition is used as a material, and after hot rough rolling of this material (steel material), finish rolling is performed at an end temperature of finish rolling: Ar 3 or higher than the transformation point, and then an average cooling rate of 20 After cooling to 650 ~ 750 ℃ at ~ 100 ℃ / sec, coiling temperature: 500 ~ 700 ℃, cooled to room temperature to make a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet, average heating rate: 450 at 15 ℃ / h or more Heating to a temperature range of ~ 600 ° C, maintaining at least Ac 1 transformation point and below Ac 3 transformation point for 0.5 h or more, then cooling to less than Ar 1 transformation point at an average cooling rate: 1 to 20 ° C / h, and below Ar 1 transformation point It is manufactured by performing two-step annealing held for 20 h or longer.

이하, 본 발명의 고탄소 열연 강판의 제조 방법에 있어서의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」 표시는, 강판 표면 혹은 강 소재의 표면에 있어서의 온도를 나타내는 것으로 한다.Hereinafter, the reason for limitation in the manufacturing method of the high-carbon hot-rolled steel sheet of this invention is demonstrated. In the description, "°C" for temperature indicates the temperature on the surface of the steel sheet or the surface of the raw material.

본 발명에 있어서, 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없다. 예를 들어, 본 발명의 고탄소강을 용제하려면, 전로, 전기로 어느 것이나 사용 가능하다. 전로 등의 공지된 방법으로 용제된 고탄소강은, 조괴-분괴 압연 또는 연속 주조에 의해 슬래브 등 (강 소재) 이 된다. 슬래브는, 통상, 가열된 후, 열간 압연 (열간 조압연, 마무리 압연) 된다.In the present invention, the manufacturing method of the steel material does not need to be particularly limited. For example, in order to melt the high carbon steel of the present invention, either a converter or an electric furnace can be used. The high carbon steel melted by a known method such as a converter is made into a slab or the like (steel material) by ingot-breaking rolling or continuous casting. A slab is usually heated and then hot rolled (hot rough rolling, finish rolling).

예를 들어, 연속 주조로 제조된 슬래브의 경우에는, 그대로 혹은 온도 저하를 억제할 목적으로 보열하고, 압연하는 직송 압연을 적용해도 된다. 또, 슬래브를 가열하여 열간 압연하는 경우에는, 스케일에 의한 표면 상태의 열화를 회피하기 위해서, 슬래브의 가열 온도를 1280 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브의 가열 온도의 하한에 대해서는 1100 ℃ 가 바람직하고, 1150 ℃ 가 더욱 바람직하고, 1200 ℃ 이상이 보다 한층 바람직하다. 또한, 열간 압연에서는, 마무리 압연 종료 온도를 확보하기 위해, 열간 압연 중에 시트 바 히터 등의 가열 수단에 의해 피압연재의 가열을 실시해도 된다.For example, in the case of a slab manufactured by continuous casting, direct rolling may be applied as it is or in which heat is maintained and rolled for the purpose of suppressing a decrease in temperature. In addition, in the case of hot rolling by heating the slab, it is preferable to set the heating temperature of the slab to 1280° C. or less in order to avoid deterioration of the surface state due to scale. Moreover, about the lower limit of the heating temperature of a slab, 1100 degreeC is preferable, 1150 degreeC is more preferable, and 1200 degreeC or more is still more preferable. In addition, in hot rolling, in order to ensure the finish rolling end temperature, you may heat the material to be rolled by heating means, such as a sheet bar heater, during hot rolling.

마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연 Finish rolling end temperature: Finish rolling at Ar 3 transformation point or higher

마무리 압연 종료 온도가 Ar3 변태점 미만에서는, 열간 압연 후 및 어닐링 후에 조대한 페라이트립이 형성되고, 연신율이 현저하게 저하한다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, Ar3 변태점 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ar3 변태점 ＋ 20 ℃) 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 종료 온도의 상한은, 특별히 규정할 필요는 없지만, 마무리 압연 후의 냉각을 원활하게 실시하기 위해서는, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.When the finish rolling end temperature is lower than the Ar 3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, and the elongation is remarkably reduced. For this reason, the finish rolling end temperature is set to the Ar 3 transformation point or higher. It is preferably (Ar 3 transformation point + 20°C) or higher. The upper limit of the finish rolling end temperature does not need to be particularly specified, but is preferably set to 1000°C or less in order to smoothly perform cooling after finish rolling.

또한, 상기 서술한 Ar3 변태점은, 포마스터 시험 등에 의한 냉각 시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정할 수 있다.In addition, the Ar 3 transformation point described above can be determined by measurement of thermal expansion during cooling by a Formaster test or the like or measurement by measurement of electrical resistance.

마무리 압연 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각 After finish rolling, cooling to 650 ~ 750 ℃ at an average cooling rate of 20 ~ 100 ℃ / sec

마무리 압연 후, 650 ~ 750 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 어닐링 후의 구상화 시멘타이트의 사이즈에 크게 영향을 준다. 마무리 압연 후, 평균 냉각 속도가 20 ℃/sec 미만에서는, 어닐링 전 조직으로서 페라이트 조직이 지나치게 많은 페라이트와 펄라이트 조직이 되기 때문에, 어닐링 후 소정의 시멘타이트 분산 상태나 사이즈가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 20 ℃/sec 이상으로 냉각할 필요가 있다. 바람직하게는 25 ℃/sec 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 100 ℃/sec 를 초과하면 어닐링 후에 소정의 사이즈를 갖는 시멘타이트가 얻어지기 어려워지기 때문에, 100 ℃/sec 이하로 한다. 바람직하게는 75 ℃/sec 이하이다.After finish rolling, the average cooling rate from 650 to 750°C greatly affects the size of spheroidized cementite after annealing. After finish rolling, if the average cooling rate is less than 20 ° C./sec, the ferrite structure becomes too much ferrite and pearlite structure as the structure before annealing, so that the desired cementite dispersion state or size after annealing is not obtained. Therefore, it is necessary to cool at 20 °C/sec or more. Preferably it is 25 degrees C/sec or more. On the other hand, since it becomes difficult to obtain cementite having a predetermined size after annealing when the average cooling rate exceeds 100°C/sec, it is set to 100°C/sec or less. Preferably it is 75 degrees C/sec or less.

권취 온도 : 500 ~ 700 ℃Winding temperature: 500 ~ 700 ℃

마무리 압연 후의 열연 강판은, 코일 형상으로 권취된다. 권취 온도가 지나치게 높으면 열연 강판의 강도가 지나치게 낮아지고, 코일 형상으로 권취되었을 때, 코일의 자중에 의해 변형되는 경우가 있다. 이 때문에, 조업상의 관점에서 바람직하지 않다. 따라서, 권취 온도의 상한을 700 ℃ 로 한다. 바람직하게는 690 ℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 지나치게 낮으면 열연 강판이 경질화하기 때문에, 바람직하지 않다. 따라서, 권취 온도는 500 ℃ 로 한다. 바람직하게는 530 ℃ 이상이다.The hot-rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. When the coiling temperature is too high, the strength of the hot-rolled steel sheet is too low, and when it is wound into a coil shape, it may be deformed by the weight of the coil. For this reason, it is unpreferable from an operational point of view. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is 700°C. Preferably it is 690 degrees C or less. On the other hand, since the hot-rolled steel sheet hardens when the coiling temperature is too low, it is not preferable. Therefore, the coiling temperature is 500°C. Preferably it is 530 degreeC or more.

코일상으로 권취한 후, 상온까지 냉각하고, 산세 처리를 실시해도 된다. 산세 처리 후, 어닐링을 실시한다. 또한, 산세 처리는 공지된 방법을 적용할 수 있다. 그 후, 얻어진 열연 강판에 이하의 어닐링을 실시한다.After winding into a coil, it may be cooled to normal temperature and pickled. After pickling treatment, annealing is performed. In addition, a known method can be applied to pickling treatment. Then, the following annealing is given to the obtained hot-rolled steel sheet.

450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상 Average heating rate in the temperature range of 450 to 600 °C: 15 °C/h or more

상기와 같이 하여 얻은 열연 강판에, 어닐링 (시멘타이트의 구상화 어닐링) 을 실시한다. 질소 분위기 중에서의 어닐링에서는, 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위에서는 암모니아 가스가 발생하기 쉬워지고, 암모니아 가스로부터 분해된 질소가 표면 강판에 들어가, 강 중의 B 나 Al 과 결합하여 질화물을 생성한다. 그 때문에, 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 가열 시간은 가능한 한 짧게 한다. 이 온도 범위에서의 평균 가열 속도는, 15 ℃/h 이상으로 한다. 생산성 향상을 목적으로 하여 노 내 편차를 억제하는 관점에서, 바람직하게는 100 ℃/h 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 70 ℃/h 이하로 한다.The hot-rolled steel sheet obtained as described above is subjected to annealing (spheroidization annealing of cementite). In annealing in a nitrogen atmosphere, ammonia gas is easily generated in the temperature range of 450 to 600 ° C., and nitrogen decomposed from ammonia gas enters the surface steel sheet and combines with B or Al in the steel to form nitrides. Therefore, the heating time in the temperature range of 450 to 600°C is made as short as possible. The average heating rate in this temperature range is 15°C/h or more. From the viewpoint of suppressing variation within the furnace for the purpose of improving productivity, the temperature is preferably 100°C/h or less, and more preferably 70°C/h or less.

어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지 Annealing temperature: maintained at less than Ac 1 transformation point for more than 1.0 h

어닐링 온도가 Ac1 변태점 이상이면, 오스테나이트가 석출되고, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서 조대한 펄라이트 조직이 형성되어, 불균일한 조직이 된다. 이 때문에, 어닐링 온도는, Ac1 변태점 미만으로 한다. 바람직하게는 (Ac1 변태점 - 10 ℃) 이하이다. 또한, 어닐링 온도의 하한은 특별히 정하지 않지만, 소정의 시멘타이트 분산 상태를 얻으려면, 어닐링 온도는 600 ℃ 이상이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 700 ℃ 이상이다. 또한, 분위기 가스는, 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스의 어느 것이나 사용할 수 있다. 또, 상기 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간은, 1.0 시간 (h) 이상으로 한다. 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간이 1.0 시간 미만이면, 어닐링의 효과가 부족하여, 본 발명의 목표로 하는 조직이 얻어지지 않고, 그 결과, 본 발명의 목표로 하는 강판의 경도 및 연신율이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간은 1.0 시간 이상으로 한다. 바람직하게는 5 시간 이상이며, 더욱 바람직하게는 20 시간 초과이다. 한편, 상기 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간이 40.0 시간을 초과하면, 생산성이 저하하여, 제조 비용이 과대해진다. 그 때문에, 상기 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간은, 40.0 시간 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 35 시간 이하이다.When the annealing temperature is higher than the Ac 1 transformation point, austenite is precipitated, and a coarse pearlite structure is formed in the cooling process after annealing, resulting in a non-uniform structure. For this reason, the annealing temperature is made less than the Ac 1 transformation point. It is preferably (Ac 1 transformation point - 10 °C) or less. Further, the lower limit of the annealing temperature is not particularly determined, but in order to obtain a predetermined cementite dispersion state, the annealing temperature is preferably 600°C or higher, more preferably 700°C or higher. In addition, as the atmospheric gas, any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used. In addition, the holding time at the annealing temperature is 1.0 hours (h) or more. If the holding time at the annealing temperature is less than 1.0 hour, the effect of annealing is insufficient, the target structure of the present invention cannot be obtained, and as a result, the target hardness and elongation of the steel sheet of the present invention cannot be obtained. . Therefore, the holding time at the annealing temperature is 1.0 hours or more. Preferably it is 5 hours or more, More preferably, it is more than 20 hours. On the other hand, when the holding time at the annealing temperature exceeds 40.0 hours, productivity decreases and manufacturing cost becomes excessive. Therefore, it is preferable to make the holding time in the said annealing temperature into 40.0 hours or less. More preferably, it is 35 hours or less.

본 발명에서는, 상기한 어닐링 대신에 이하의 2 단 어닐링을 실시할 수 있다. 구체적으로는, 권취하고, 상온까지 냉각하여 열연 강판으로 한 후, 이 열연 강판을 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위를 가열하고, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지 (1 단째의 어닐링) 하고, 이어서 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지 (2 단째의 어닐링) 하는 2 단 어닐링을 실시함으로써 제조할 수도 있다.In the present invention, the following two-stage annealing can be performed instead of the above annealing. Specifically, after coiling and cooling to normal temperature to obtain a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is heated in a temperature range of 450 to 600°C at an average heating rate of 15°C/h or higher, and Ac 1 transformation point or higher and Ac 3 transformation point or lower. 2 for 0.5 h or more (1st stage annealing), then cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate: 1 to 20 ° C / h, and maintaining at less than the Ar 1 transformation point for 20 h or more (2nd stage annealing) However, it can also manufacture by annealing.

본 발명에서는, 열연 강판을 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위를 가열하고, Ac1 변태점 이상에서 0.5 h 이상 유지하고, 열연 강판 중에 석출되어 있던 비교적 미세한 탄화물을 용해하여 γ 상 중에 고용시키고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지한다. 이것으로부터, 비교적 조대한 미용해 탄화물 등을 핵으로 하여 고용 C 를 석출시키고, 전체의 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율이 20 % 이하가 되는, 탄화물 (시멘타이트) 의 분산을 제어된 상태로 할 수 있다. 즉, 본 발명에서는, 소정 조건으로 2 단 어닐링을 실시함으로써, 탄화물의 분산 형태를 제어하여, 강판을 연질화시킨다. 본 발명에서 대상으로 하는 고탄소 강판에서는, 연질화하는 데에 있어서 어닐링 후에 있어서의 탄화물의 분산 형태를 제어하는 것이 중요해진다. 본 발명에서는, 고탄소 열연 강판을 Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 유지 (1 단째의 어닐링) 함으로써, 미세한 탄화물을 용해함과 함께, C 를 γ (오스테나이트) 중에 고용한다. 그 후의 Ar1 변태점 미만의 냉각 단계나 유지 단계 (2 단째의 어닐링) 에 있어서, Ac1 변태점 이상의 온도역에 존재하는 α/γ 계면이나 미용해 탄화물이 핵 생성 사이트가 되어, 비교적 조대한 탄화물이 석출된다. 이하, 이와 같은 2 단 어닐링의 조건에 대해 설명한다. 또한, 어닐링 시의 분위기 가스는, 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스의 어느 것이나 사용할 수 있다. In the present invention, a hot-rolled steel sheet is heated in a temperature range of 450 to 600°C at an average heating rate of 15°C/h or higher, maintained at the Ac 1 transformation point or higher for 0.5 h or longer, and relatively fine carbides precipitated in the hot-rolled steel sheet are dissolved. and dissolved in the γ phase, thereafter, cooled to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20° C./h, and maintained below the Ar 1 transformation point for 20 h or longer. From this, solid solution C is precipitated using relatively coarse undissolved carbides or the like as nuclei, and the ratio of the number of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to the total number of cementite is 20% or less. Dispersion of carbide (cementite) can be controlled. That is, in the present invention, by performing two-stage annealing under predetermined conditions, the dispersion form of carbides is controlled and the steel sheet is softened. In the high carbon steel sheet targeted by the present invention, it is important to control the dispersion form of carbides after annealing in softening. In the present invention, by holding the high-carbon hot-rolled steel sheet at the Ac 1 transformation point or higher and the Ac 3 transformation point or lower (first stage annealing), fine carbides are dissolved and C is dissolved in γ (austenite). In the subsequent cooling step below the Ar 1 transformation point or holding step (second stage annealing), the α/γ interface and undissolved carbides existing in the temperature range above the Ac 1 transformation point become nucleation sites, and relatively coarse carbides are formed. is precipitated Hereinafter, conditions for such two-stage annealing will be described. In addition, as the atmosphere gas at the time of annealing, any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.

450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상 Average heating rate in the temperature range of 450 to 600 °C: 15 °C/h or more

상기와 동일한 이유로, 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위에서는 암모니아 가스가 발생하기 쉬워지고, 암모니아 가스로부터 분해된 질소가 표면 강판에 들어가, 강 중의 B 나 Al 과 결합하여 질화물을 생성하기 때문에, 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 가열 시간은 가능한 한 짧게 한다. 이 온도 범위에서의 평균 가열 속도는, 15 ℃/h 이상으로 한다. 바람직하게는 20 ℃/h 이상으로 한다. 평균 가열 속도의 상한은 100 ℃/h 로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 90 ℃/h 이하로 한다.For the same reason as above, ammonia gas is easily generated in the temperature range of 450 to 600 ° C, and nitrogen decomposed from ammonia gas enters the surface steel sheet and combines with B or Al in the steel to form nitride, so 450 to 600 The heating time in the temperature range of °C is made as short as possible. The average heating rate in this temperature range is 15°C/h or more. Preferably it is 20 degrees C/h or more. The upper limit of the average heating rate is preferably 100°C/h, more preferably 90°C/h or less.

Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지 (1 단째의 어닐링) Ac 1 Transformation Point or Ac 3 Transformation Point or less, maintained for 0.5 h or more (1st stage annealing)

열연 강판을 Ac1 변태점 이상에서 유지함으로써, 강판 조직의 페라이트의 일부를 오스테나이트로 변태시켜, 페라이트 중에 석출되어 있던 미세한 탄화물을 용해시키고, C 를 오스테나이트 중에 고용시킨다. 한편, 오스테나이트로 변태하지 않고 남은 페라이트는 고온에서 어닐링되기 때문에, 전위 밀도가 감소하여 연화한다. 또, 페라이트 중에는 용해되지 않았던 비교적 조대한 탄화물 (미용해 탄화물) 이 잔존하지만, 오스트발트 성장에 의해, 보다 조대해진다. 어닐링 온도가 Ac1 변태점 미만에서는, 오스테나이트 변태가 일어나지 않기 때문에, 탄화물을 오스테나이트 중에 고용시킬 수 없다. 한편, 1 단째의 어닐링 온도가 Ac3 변태점 초과가 되면 어닐링 후에 봉상의 시멘타이트가 다수 얻어지고 소정의 연신율이 얻어지지 않으므로, Ac3 변태점 이하로 한다. 또, 본 발명에서는, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서의 유지 시간이 0.5 h 미만에서는 미세한 탄화물을 충분히 용해할 수 없다. 이 때문에, 1 단째의 어닐링으로서, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지하는 것으로 한다. 유지 시간은, 바람직하게는 1.0 h 이상으로 한다. 또, 유지 시간은 10 h 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 유지하여 어닐링을 실시하는 경우여도, 가열 속도는, 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도를 15 ℃/h 이상으로 하고, 상한을 100 ℃/h 이하로 하는 것이 바람직하다.By maintaining the hot-rolled steel sheet at the Ac 1 transformation point or higher, a part of ferrite in the steel sheet structure is transformed into austenite, fine carbides precipitated in ferrite are dissolved, and C is dissolved in austenite. On the other hand, since ferrite remaining without transforming to austenite is annealed at a high temperature, the dislocation density decreases and softens. In addition, although relatively coarse carbides (undissolved carbides) remain in ferrite, they become coarser due to Ostwald growth. If the annealing temperature is less than the Ac 1 transformation point, since austenite transformation does not occur, carbides cannot be dissolved in austenite. On the other hand, when the first-stage annealing temperature exceeds the Ac 3 transformation point, a large number of rod-shaped cementite is obtained after annealing and a predetermined elongation is not obtained, so it is set below the Ac 3 transformation point. Further, in the present invention, fine carbides cannot be sufficiently dissolved if the retention time at the Ac 1 transformation point or higher and the Ac 3 transformation point or lower is less than 0.5 h. For this reason, it is assumed that the annealing in the first step is maintained at the Ac 1 transformation point or higher and the Ac 3 transformation point or lower for 0.5 h or more. The holding time is preferably 1.0 h or more. Moreover, it is preferable to make holding time into 10 h or less. In addition, even when annealing is performed while maintaining the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less, the average heating rate in the temperature range of 450 to 600 ° C. is 15 ° C./h or more, and the upper limit is 100 ° C./h. It is preferable to set it as below.

평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각 Average cooling rate: 1 to 20 °C/h to less than Ar 1 transformation point

상기한 1 단째의 어닐링 후, 2 단째의 어닐링의 온도역인 Ar1 변태점 미만으로, 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 냉각한다. 냉각 도중에, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태에 수반하여 오스테나이트로부터 토출되는 C 가, α/γ 계면이나 미용해 탄화물을 핵 생성 사이트로 하여, 비교적 조대한 구상 탄화물로서 석출된다. 이 냉각에 있어서는, 펄라이트가 생성되지 않도록 냉각 속도를 조정할 필요가 있다. 1 단째의 어닐링 후, 2 단째의 어닐링까지의 평균 냉각 속도가, 1 ℃/h 미만에서는 생산 효율이 나쁘기 때문에, 그 평균 냉각 속도는 1 ℃/h 이상으로 한다. 바람직하게는 5 ℃/h 이상으로 한다. 한편, 평균 냉각 속도가 20 ℃/h 를 초과하여 커지면, 펄라이트가 석출되고, 경도가 높아지므로, 20 ℃/h 이하로 한다. 바람직하게는 15 ℃/h 이하로 한다.After the first-stage annealing described above, cooling is performed at an average cooling rate of 1 to 20°C/h below the Ar 1 transformation point, which is the temperature range of the second-stage annealing. During cooling, C discharged from austenite accompanying transformation from austenite to ferrite precipitates as a relatively coarse spherical carbide using the α/γ interface or undissolved carbide as a nucleation site. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so that pearlite is not produced. If the average cooling rate from the first stage annealing to the second stage annealing is less than 1°C/h, production efficiency is poor, so the average cooling rate is set to 1°C/h or more. Preferably, it is 5 degrees C/h or more. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 20°C/h and becomes large, pearlite precipitates and the hardness increases, so it is set to 20°C/h or less. Preferably it is 15 degrees C/h or less.

Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지 (2 단째의 어닐링) Maintained below Ar 1 transformation point for 20 h or more (2nd stage annealing)

상기한 1 단째의 어닐링 후, 소정의 평균 냉각 속도로 냉각하여 Ar1 변태점 미만에서 유지함으로써, 오스트발트 성장에 의해, 조대한 구상 탄화물을 더욱 성장시키고, 미세한 탄화물을 소실시킨다. Ar1 변태점 미만에서의 유지 시간이 20 h 미만에서는, 탄화물을 충분히 성장시킬 수 없어, 어닐링 후의 경도가 지나치게 커진다. 이 때문에, 2 단째의 어닐링은 Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지로 한다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 2 단째의 어닐링 온도는 탄화물을 충분히 성장시키기 위해, 660 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 유지 시간은 생산 효율의 관점에서, 30 h 이하로 하는 것이 바람직하다. After the above-described first-stage annealing, by cooling at a predetermined average cooling rate and maintaining the Ar 1 transformation point below, coarse spherical carbides are further grown by Ostwald growth, and fine carbides are lost. If the holding time below the Ar 1 transformation point is less than 20 h, carbides cannot be sufficiently grown, and the hardness after annealing becomes too large. For this reason, the second-stage annealing is maintained below the Ar 1 transformation point for 20 h or more. In addition, although not particularly limited, the annealing temperature in the second stage is preferably 660 ° C. or higher in order to sufficiently grow carbides, and the holding time is preferably 30 h or less from the viewpoint of production efficiency.

또한, 상기 서술한 Ac3 변태점, Ac1 변태점, Ar3 변태점, Ar1 변태점은, 포마스터 시험 등에 의한 가열 시, 냉각 시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정할 수 있다.In addition, the above-mentioned Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point, Ar 3 transformation point, and Ar 1 transformation point can be determined by measurement of thermal expansion during heating or cooling by a Formaster test or the like or measurement of electrical resistance.

또, 상기 서술한 평균 가열 속도, 평균 냉각 속도는, 노 내에 설치한 열전쌍으로 온도를 측정하여 구한다.In addition, the above-mentioned average heating rate and average cooling rate are obtained by measuring the temperature with a thermocouple installed in the furnace.

실시예Example

표 1 에 나타내는 강 번호 A ~ T 의 성분 조성을 갖는 강을 용제하고, 이어서 표 2-1 및 표 3-1 에 나타내는 제조 조건에 따라, 열간 압연을 실시했다. 이어서, 산세하고, 질소 분위기 중 (분위기 가스 : 질소) 에서, 표 2-1 및 표 3-1 에 나타내는 어닐링 온도 및 어닐링 시간 (h) 으로 어닐링 (구상화 어닐링) 을 실시하여, 판두께 3.0 mm 의 열연 어닐링판을 제조했다.Steels having component compositions of steel numbers A to T shown in Table 1 were smelted, and hot rolling was then performed according to the manufacturing conditions shown in Table 2-1 and Table 3-1. Then, pickling was carried out, and annealing (spheroidization annealing) was performed in a nitrogen atmosphere (atmospheric gas: nitrogen) at an annealing temperature and annealing time (h) shown in Tables 2-1 and 3-1, and a plate having a thickness of 3.0 mm A hot rolled annealed board was manufactured.

본 발명의 실시예에서는, 이와 같이 하여 얻어진 열연 어닐링판으로부터 시험편을 채취하고, 하기와 같이, 마이크로 조직, 고용 B 량, AlN 중의 N 량, 인장 강도, 전연신율 및 퀀칭 경도 (퀀칭 후의 강판 경도, 침탄 퀀칭 후의 강판 경도) 를 각각 구했다. 또한, 표 1 에 나타내는 Ac3 변태점, Ac1 변태점, Ar1 변태점 및 Ar3 변태점은 포마스터 시험에 의해 구한 것이다.In the examples of the present invention, a test piece was taken from the hot-rolled annealed sheet obtained in this way, and the microstructure, dissolved B amount, N amount in AlN, tensile strength, total elongation, and quenching hardness (steel sheet hardness after quenching, steel sheet hardness after carburization quenching) were respectively obtained. In addition, the Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point, Ar 1 transformation point, and Ar 3 transformation point shown in Table 1 were determined by the Formaster test.

(1) 마이크로 조직 (1) micro organization

어닐링 후의 강판의 마이크로 조직은, 판폭 중앙부로부터 채취한 시험편 (크기 : 3 mmt × 10 mm × 10 mm) 을 절단 연마 후, 나이탈 부식을 실시하고, 주사형 전자현미경 (SEM) 을 사용하여, 표층으로부터 판두께 1/4 의 지점의 5 개소에서 3000 배의 배율로 촬영했다. 촬영한 조직 사진을 화상 처리에 의해 각 상 (相) (페라이트, 시멘타이트, 펄라이트 등) 을 특정했다. 표 2-2 및 표 3-2 에는 마이크로 조직으로서 「펄라이트 면적률」을 기재하고 있고, 펄라이트가 면적률로 6.5 % 를 초과하여 확인된 강에 대해서는, 비교예로 하고 있다. 면적률로 6.5 % 이하의 펄라이트와, 페라이트와, 시멘타이트를 갖는 강에 대해서는, 본 발명예로 하고 있다.For the microstructure of the steel sheet after annealing, a test piece (size: 3 mmt × 10 mm × 10 mm) taken from the center of the sheet width was cut and polished, subjected to nital corrosion, and using a scanning electron microscope (SEM), the surface layer Photographs were taken at 3000 times magnification at 5 locations of a plate thickness of 1/4. Each phase (ferrite, cementite, pearlite, etc.) was identified by image processing of the photographed tissue photograph. In Table 2-2 and Table 3-2, the "perlite area ratio" is described as a microstructure, and about the steel confirmed that the pearlite exceeds 6.5% in terms of area ratio, it is set as a comparative example. A steel having pearlite, ferrite, and cementite having an area ratio of 6.5% or less is set as an example of the present invention.

또, SEM 화상으로부터 화상 해석 소프트를 사용하여, 페라이트와 페라이트 이외의 영역을 2 치화하여, 페라이트의 면적률 (%) 을 구했다. 시멘타이트도 동일하게, SEM 화상으로부터 화상 해석 소프트를 사용하여, 시멘타이트와 시멘타이트 이외의 영역을 2 치화하여, 시멘타이트의 면적률 (%) 을 구했다. 또, 펄라이트는, 100 (%) 으로부터 페라이트와 시멘타이트의 각 면적률 (%) 을 뺀 값을, 펄라이트의 면적률 (%) 로 했다.In addition, ferrite and non-ferrite regions were binarized from the SEM images using image analysis software, and the ferrite area ratio (%) was obtained. Similarly, for cementite, the area ratio (%) of cementite was obtained by binarizing cementite and regions other than cementite using image analysis software from the SEM image. In addition, the area ratio (%) of pearlite was the value obtained by subtracting each area ratio (%) of ferrite and cementite from 100 (%).

또, 촬영한 조직 사진에 대해, 개개의 시멘타이트 직경을 평가했다. 시멘타이트 직경은, 장경과 단경을 측정하고, 원상당 직경으로 환산했다. 평균 시멘타이트 직경은 원상당 직경으로 환산한 모든 시멘타이트의 원상당 직경의 합계를 시멘타이트 총수로 나누어 구했다. 원상당 직경의 값이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트의 개수를 측정하고, 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트의 수로 했다. 또, 전체 시멘타이트의 개수를 구하고, 전체 시멘타이트수로 했다. 그리고, 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율 ((원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수/전체 시멘타이트수) × 100 (%)) 을 구했다. 또한, 이 「원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트의 비율」을, 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트라고 간단히 칭하는 경우도 있다.Moreover, the diameter of each cementite was evaluated about the photographed tissue photograph. The cementite diameter measured the major axis and the minor axis and converted it into an equivalent circular diameter. The average cementite diameter was obtained by dividing the sum of the equivalent circle diameters of all cementite converted into equivalent circle diameters by the total number of cementite. The number of pieces of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less was measured, and the number of cementite pieces having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less was determined. Moreover, the number of objects of all cementite was calculated|required and it was set as the number of all cementite. Then, the ratio of the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to the total number of cementite ((number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less/total number of cementite) × 100 (%)) was determined. In addition, this “ratio of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less” is sometimes simply referred to as cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less.

또, 촬영한 조직 사진에 대해, JIS G 0551 에 정해진 결정립도의 평가 방법 (절단법) 을 사용하여, 페라이트의 평균 입경을 구했다.In addition, with respect to the photographed tissue photograph, the average grain size of ferrite was determined using the crystal grain size evaluation method (cutting method) specified in JIS G 0551.

(2) 고용 B 량의 평균 농도의 측정 (2) Measurement of average concentration of dissolved B amount

하기 참고 문헌에 기재되어 있는 방법과 동일한 수법으로 구했다. 즉, 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역의 연삭분을 수집하여 3 회 측정하고, 이 평균값을 고용 B 량의 평균 농도로서 구했다.It was obtained by the same method as the method described in the following references. That is, the grinding powder in the region from the surface layer to a depth of 100 μm was collected and measured three times, and the average value was determined as the average concentration of the amount of solid solution B.

[참고 문헌] 키노시로 사토시, 이시다 토모하루, 이노세 쿠니오, 후지모토 쿄코, 철과 강, vol.99 (2013) No.5, p.362-365 [Reference] Satoshi Kinoshiro, Tomoharu Ishida, Kunio Inose, Kyoko Fujimoto, Iron and Steel, vol.99 (2013) No.5, p.362-365

(3) AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도의 측정 (3) Measurement of the average concentration of the amount of N present as AlN

상기와 마찬가지로, 하기 참고 문헌에 기재되어 있는 방법과 동일한 수법으로, AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도를 구했다.Similarly to the above, the average concentration of the amount of N present as AlN was determined by the same method as that described in the references below.

[참고 문헌] 키노시로 사토시, 이시다 토모하루, 이노세 쿠니오, 후지모토 쿄코, 철과 강, vol.99 (2013) No.5, p.362-365 [Reference] Satoshi Kinoshiro, Tomoharu Ishida, Kunio Inose, Kyoko Fujimoto, Iron and Steel, vol.99 (2013) No.5, p.362-365

(4) 강판의 인장 강도와 연신율(4) Tensile strength and elongation of steel sheet

어닐링 후의 강판 (원판) 으로부터, 압연 방향에 대해 0°의 방향 (L 방향) 으로 잘라낸 JIS5 호 인장 시험편을 사용하여, 10 mm/분으로 인장 시험을 실시하고, 공칭 응력 공칭 변형 곡선을 구하고, 최대 응력을 인장 강도로 했다. 또, 파단한 샘플을 맞대어 전연신율을 구했다. 그 결과를, 연신율 (El) 로 했다.A tensile test was performed at 10 mm/min using a JIS5 No. tensile test piece cut out from the annealed steel sheet (original sheet) in a direction of 0° (L direction) with respect to the rolling direction, a nominal stress nominal strain curve was obtained, and a maximum Stress was made into tensile strength. Moreover, the fracture|ruptured sample was butt|patched, and total elongation was calculated|required. The result was taken as the elongation rate (El).

(5) 퀀칭 후의 강판 경도 (침지 퀀칭성) (5) Steel plate hardness after quenching (immersion hardenability)

어닐링 후의 강판의 판폭 중앙으로부터 평판 시험편 (폭 15 mm × 길이 40 mm × 판두께 3 mm) 을 채취하고, 이하와 같이 70 ℃ 유냉에 의해 퀀칭 처리를 실시하여, 퀀칭 경도 (침지 퀀칭성) 를 구했다. 퀀칭 처리는, 상기 평판 시험편을 사용하여 900 ℃ 에서 600 s 유지하고 즉시 70 ℃ 의 기름으로 냉각하는 방법 (70 ℃ 유냉) 으로 실시했다. 퀀칭 경도는, 퀀칭 처리 후의 시험편의 절단면에 대해, 표층으로부터 70 ㎛ 판두께 내부의 영역과 1/4 판두께에서 비커스 경도 시험기로 하중 0.2 kgf 의 조건하에서, 경도를 5 점 측정하고, 평균 경도를 구하고. 이것을 퀀칭 경도 (HV) 로 했다. 또한, 상기한 표층으로부터 70 ㎛ 판두께 내부의 영역은, 표 2-2 및 표 3-2 에 있어서 「표층」으로 나타낸다.A flat test piece (width 15 mm × length 40 mm × plate thickness 3 mm) was taken from the center of the sheet width of the steel sheet after annealing, and quenching was performed by oil cooling at 70 ° C. as follows, and the quenching hardness (immersion hardenability) was determined. . The quenching treatment was carried out by a method of holding the flat test piece at 900°C for 600 s and immediately cooling it with 70°C oil (70°C oil cooling). For the quenching hardness, the hardness was measured at 5 points on the cut surface of the test piece after the quenching treatment with a Vickers hardness tester under the condition of a load of 0.2 kgf in the area inside the 70 μm plate thickness from the surface layer and at the 1/4 plate thickness, and the average hardness was looking for This was made into quenching hardness (HV). In addition, the area|region inside the 70 micrometer plate thickness from the above-mentioned surface layer is shown as "surface layer" in Table 2-2 and Table 3-2.

(6) 침탄 퀀칭 후의 강판 경도 (침탄 퀀칭성) (6) Steel plate hardness after carburizing quenching (carburizing hardenability)

어닐링 후의 강판에 대해, 930 ℃ 에서 강의 균열, 침탄 처리, 확산 처리와 같은 침탄 퀀칭 처리를 합계 시간 4 시간으로 실시하고, 850 ℃ 에서 30 분 유지한 후, 유냉했다 (유냉의 온도 : 60 ℃). 강판 표면으로부터의 깊이 0.1 mm 의 위치와 깊이 1.2 mm 의 위치까지 0.1 mm 간격으로 경도를 하중 1 kgf 의 조건하에서 측정하고, 침탄 퀀칭 시의 표층 0.1 mm 의 경도 (HV) 와 유효 경화층 깊이 (mm) 를 구했다. 유효 경화층 깊이란, 열처리 후 표면으로부터 경도를 측정하고, 550 HV 이상이 되는 깊이라고 정의한다.For the steel sheet after annealing, carburization quenching treatment such as steel cracking, carburizing treatment, and diffusion treatment was performed at 930 ° C. for a total time of 4 hours, maintained at 850 ° C. for 30 minutes, and then oil cooled (oil cooling temperature: 60 ° C.) . The hardness was measured under the condition of a load of 1 kgf at 0.1 mm intervals from the steel sheet surface to the position of 0.1 mm depth and the position of 1.2 mm depth, and the hardness (HV) of the surface layer 0.1 mm and the effective hardened layer depth (mm ) was obtained. The effective hardened layer depth is defined as a depth at which the hardness is measured from the surface after heat treatment and becomes 550 HV or more.

그리고, 상기 (5), (6) 으로부터 얻어진 결과로부터, 표 4 에 나타내는 조건으로 퀀칭성 평가를 실시했다. 표 4 는, 퀀칭성이 충분하다라고 평가할 수 있는, C 함유량에 따른 퀀칭성의 합격 규준을 나타낸 것이다. 70 ℃ 유냉 후 경도 (HV), 침탄 퀀칭 시의 표층 0.1 mm 의 깊이에 있어서의 경도 (HV) 및 침탄 퀀칭 시의 유효 경화층 깊이 모두가, 표 4 의 규준을 만족한 경우, 합격 (기호 : ○ 로 나타낸다) 으로 판정하고, 퀀칭성이 우수하다고 평가했다. 한편, 어느 값이 표 4 에 나타내는 규준을 만족하지 않는 경우, 불합격 (기호 : × 로 나타낸다) 으로 판정하고, 퀀칭성이 열등하다고 평가했다.And, from the results obtained from the above (5) and (6), the hardenability was evaluated under the conditions shown in Table 4. Table 4 shows the acceptance criteria for hardenability according to the C content, which can be evaluated as having sufficient hardenability. When all of the hardness (HV) after quenching at 70 ° C., the hardness at a depth of 0.1 mm of the surface layer during carburizing quenching, and the effective hardened layer depth during carburizing quenching satisfy the criteria in Table 4, it is passed (symbol: indicated by (circle)), and evaluated as being excellent in hardenability. On the other hand, when a certain value did not satisfy the criterion shown in Table 4, it was judged as disqualified (symbol: represented by x), and hardenability was evaluated as inferior.

[표 1][Table 1]

Figure 112021084861150-pct00001
Figure 112021084861150-pct00001

[표 2-1][Table 2-1]

Figure 112021084861150-pct00002
Figure 112021084861150-pct00002

[표 2-2][Table 2-2]

Figure 112021084861150-pct00003
Figure 112021084861150-pct00003

[표 3-1][Table 3-1]

Figure 112021084861150-pct00004
Figure 112021084861150-pct00004

[표 3-2][Table 3-2]

Figure 112021084861150-pct00005
Figure 112021084861150-pct00005

[표 4][Table 4]

Figure 112021084861150-pct00006
Figure 112021084861150-pct00006

표 2-2 및 표 3-2 의 결과로부터, 본 발명예의 고탄소 열연 강판은, 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율이 20 % 이하이며, 평균 시멘타이트 직경이 2.5 ㎛ 이하, 전체 마이크로 조직에 대한 상기 시멘타이트가 차지하는 비율이 3.5 % 이상 10.0 % 이하이며, 페라이트와 시멘타이트를 갖는 마이크로 조직을 갖고, 냉간 가공성이 우수함과 함께, 퀀칭성도 우수한 것을 알 수 있다. 또, 인장 강도가 480 MPa 이하, 전연신율 (El) 이 33 % 이상으로 우수한 기계 특성도 얻을 수 있었다.From the results of Table 2-2 and Table 3-2, the high-carbon hot-rolled steel sheets of the examples of the present invention have a ratio of the number of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to the total number of cementite is 20% or less, and the average cementite diameter is 2.5 μm Hereinafter, it can be seen that the ratio of the cementite to the total microstructure is 3.5% or more and 10.0% or less, has a microstructure containing ferrite and cementite, and has excellent cold workability and excellent hardenability. In addition, excellent mechanical properties such as a tensile strength of 480 MPa or less and a total elongation (El) of 33% or more were also obtained.

한편, 본 발명의 범위를 벗아나는 비교예는, 성분 조성, 마이크로 조직, 고용 B 량, AlN 중의 N 량 중 어느 하나 이상이 본 발명의 범위를 만족하지 않고, 그 결과, 냉간 가공성, 퀀칭성 중 어느 하나 이상이, 상기 서술한 목표 성능을 만족할 수 없는 것을 알 수 있다. 또, 인장 강도 (TS), 전연신율 (El) 의 하나 이상이 목표 특성을 만족할 수 없는 것도 있었다. 예를 들어, 표 2-2 및 표 3-2 에 있어서, 강 S 는 C 량이 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 침지 퀀칭성을 만족하지 않는다. 또, 강 T 는 C 량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 강판의 TS, 전연신율의 특성을 만족하지 않는다. On the other hand, in the comparative examples outside the scope of the present invention, any one or more of the component composition, microstructure, dissolved B amount, and N amount in AlN did not satisfy the scope of the present invention, and as a result, cold workability and hardenability It turns out that any one or more of them cannot satisfy the above-mentioned target performance. In addition, there was also a case where one or more of the tensile strength (TS) and the total elongation (El) could not satisfy the target characteristics. For example, in Table 2-2 and Table 3-2, steel S does not satisfy immersion hardenability because the amount of C is lower than the range of the present invention. In addition, since the amount of C in steel T is higher than the range of the present invention, the characteristics of TS and total elongation of the steel sheet are not satisfied.

Claims (10)

질량% 로,
C : 0.20 % 이상 0.50 % 이하,
Si : 0.8 % 이하,
Mn : 0.10 % 이상 0.80 % 이하,
P : 0.03 % 이하,
S : 0.010 % 이하,
sol. Al : 0.10 % 이하,
N : 0.01 % 이하,
Cr : 0.05 % 이상 1.0 % 이하,
B : 0.0005 % 이상 0.005 % 이하,
또한 Sb 및 Sn 에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계로 0.002 % 이상 0.1 % 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
마이크로 조직은,
페라이트, 시멘타이트, 및 전체 마이크로 조직에 대해 면적률로 6.5 % 이하의 비율을 차지하는 펄라이트를 갖고,
상기 시멘타이트는, 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율이 20 % 이하, 평균 시멘타이트 직경이 2.5 ㎛ 이하, 전체 마이크로 조직에 대한 상기 시멘타이트가 차지하는 비율이 면적률로 3.5 % 이상 10.0 % 이하이며,
상기 페라이트는, 전체 마이크로 조직에 대한 상기 페라이트가 차지하는 비율이 면적률로 90 % 이상이고,
표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도가 10 질량ppm 이상이며,
표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도가 70 질량ppm 이하인 고탄소 열연 강판.in mass %,
C: 0.20% or more and 0.50% or less,
Si: 0.8% or less;
Mn: 0.10% or more and 0.80% or less,
P: 0.03% or less;
S: 0.010% or less;
sol. Al: 0.10% or less,
N: 0.01% or less;
Cr: 0.05% or more and 1.0% or less;
B: 0.0005% or more and 0.005% or less,
Furthermore, it contains 0.002% or more and 0.1% or less of one or two selected from Sb and Sn in total,
The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
micro organization,
having ferrite, cementite, and pearlite occupying an area ratio of 6.5% or less with respect to the total microstructure,
In the cementite, the ratio of the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or less to the total number of cementite is 20% or less, the average cementite diameter is 2.5 μm or less, and the ratio of the cementite to the total microstructure is 3.5% or more in area ratio less than 10.0%,
In the ferrite, the ratio of the ferrite to the entire microstructure is 90% or more in area ratio,
The average concentration of the amount of dissolved B in a region from the surface layer to a depth of 100 μm is 10 ppm by mass or more,
A high-carbon hot-rolled steel sheet in which the average concentration of the amount of N present as AlN in a region from the surface layer to a depth of 100 μm is 70 ppm by mass or less. 제 1 항에 있어서,
인장 강도가 480 MPa 이하, 전연신율이 33 % 이상인 고탄소 열연 강판.According to claim 1,
High-carbon hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 480 MPa or less and a total elongation of 33% or more. 제 1 항에 있어서,
상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 고탄소 열연 강판.According to claim 1,
A high-carbon hot-rolled steel sheet in which the average grain size of the ferrite is 4 to 25 μm. 제 2 항에 있어서,
상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 고탄소 열연 강판.According to claim 2,
A high-carbon hot-rolled steel sheet in which the average grain size of the ferrite is 4 to 25 μm. 제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, 하기 A 군 및 B 군 중에서 선택된 1 군 또는 2 군을 함유하는 고탄소 열연 강판.
A 군 : Ti : 0.06 % 이하
B 군 : Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 0.0005 % 이상 0.1 % 이하 According to claim 1,
A high carbon hot-rolled steel sheet containing, in mass%, one group or two groups selected from the following groups A and B in addition to the above component composition.
Group A: Ti: 0.06% or less
Group B: 0.0005% or more and 0.1% or less, respectively, of one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, 하기 A 군 및 B 군 중에서 선택된 1 군 또는 2 군을 함유하는 고탄소 열연 강판.
A 군 : Ti : 0.06 % 이하
B 군 : Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 0.0005 % 이상 0.1 % 이하According to claim 2,
A high carbon hot-rolled steel sheet containing, in mass%, one group or two groups selected from the following groups A and B in addition to the above component composition.
Group A: Ti: 0.06% or less
Group B: 0.0005% or more and 0.1% or less, respectively, of one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W 제 3 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, 하기 A 군 및 B 군 중에서 선택된 1 군 또는 2 군을 함유하는 고탄소 열연 강판.
A 군 : Ti : 0.06 % 이하
B 군 : Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 0.0005 % 이상 0.1 % 이하According to claim 3,
A high carbon hot-rolled steel sheet containing, in mass%, one group or two groups selected from the following groups A and B in addition to the above component composition.
Group A: Ti: 0.06% or less
Group B: 0.0005% or more and 0.1% or less, respectively, of one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W 제 4 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, 하기 A 군 및 B 군 중에서 선택된 1 군 또는 2 군을 함유하는 고탄소 열연 강판.
A 군 : Ti : 0.06 % 이하
B 군 : Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, W 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 0.0005 % 이상 0.1 % 이하According to claim 4,
A high carbon hot-rolled steel sheet containing, in mass%, one group or two groups selected from the following groups A and B in addition to the above component composition.
Group A: Ti: 0.06% or less
Group B: 0.0005% or more and 0.1% or less, respectively, of one or two or more selected from Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강을, 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고,
권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하여, 열연 강판으로 한 후,
그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, 어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지하는 어닐링을 실시하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.A method for producing the high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 8,
After hot rough rolling, the steel having the above component composition is subjected to finish rolling at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher, and then cooled to 650 to 750 ° C. at an average cooling rate: 20 to 100 ° C./sec,
Winding temperature: After winding at 500 ~ 700 ℃ to make a hot-rolled steel sheet,
A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet comprising heating the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 450 to 600°C at an average heating rate of 15°C/h or higher and performing annealing at an annealing temperature of less than Ac 1 transformation point for 1.0 h or longer. . 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 고탄소 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강을, 열간 조압연 후, 마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각하고,
권취 온도 : 500 ~ 700 ℃ 에서 권취하여, 열연 강판으로 한 후,
그 열연 강판을, 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상으로 450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지하고, 이어서 평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각하고, Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지하는 어닐링을 실시하는 고탄소 열연 강판의 제조 방법.A method for producing the high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 8,
After hot rough rolling, the steel having the above component composition is subjected to finish rolling at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher, and then cooled to 650 to 750 ° C. at an average cooling rate: 20 to 100 ° C./sec,
Winding temperature: After winding at 500 ~ 700 ℃ to make a hot-rolled steel sheet,
The hot-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 450 to 600°C at an average heating rate of 15°C/h or higher, maintained at the Ac 1 transformation point or higher and the Ac 3 transformation point or lower for 0.5 h or longer, and then at an average cooling rate of 1 to 20°C. /h to less than the Ar 1 transformation point, and annealing maintained at less than the Ar 1 transformation point for 20 h or longer.
KR1020217023358A 2019-01-30 2020-01-14 High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof KR102570145B1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2019-013957 2019-01-30
JP2019013957 2019-01-30
PCT/JP2020/000783 WO2020158357A1 (en) 2019-01-30 2020-01-14 High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210105417A KR20210105417A (en) 2021-08-26
KR102570145B1 true KR102570145B1 (en) 2023-08-23

Family

ID=71842205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217023358A KR102570145B1 (en) 2019-01-30 2020-01-14 High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220170126A1 (en)
EP (1) EP3901303A4 (en)
JP (1) JP6927427B2 (en)
KR (1) KR102570145B1 (en)
CN (1) CN113366137B (en)
TW (1) TWI738186B (en)
WO (1) WO2020158357A1 (en)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7444097B2 (en) * 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 Hot rolled steel sheet and its manufacturing method
EP4317484A1 (en) * 2021-03-31 2024-02-07 JFE Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet manufacturing method
CN115181905B (en) * 2022-06-23 2023-09-15 首钢集团有限公司 Gear steel and production method thereof
CN115418567B (en) * 2022-08-31 2024-01-19 马鞍山钢铁股份有限公司 Nb-Ti-B microalloyed high-temperature-resistant low-internal oxidation carburized gear steel and manufacturing method thereof

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5458649U (en) 1977-09-30 1979-04-23
JPS5788967A (en) 1980-11-21 1982-06-03 Showa Alum Corp Formation of porous layer on metallic surface
JP4057930B2 (en) * 2003-02-21 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 Machine structural steel excellent in cold workability and method for producing the same
JP4012475B2 (en) 2003-02-21 2007-11-21 新日本製鐵株式会社 Machine structural steel excellent in cold workability and low decarburization and method for producing the same
US20050199322A1 (en) * 2004-03-10 2005-09-15 Jfe Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP4332072B2 (en) 2004-06-07 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 High carbon steel plate with excellent workability and hardenability
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
JP5280324B2 (en) 2009-09-08 2013-09-04 日新製鋼株式会社 High carbon steel sheet for precision punching
JP5590254B2 (en) * 2012-01-05 2014-09-17 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
US10400298B2 (en) * 2013-07-09 2019-09-03 Jfe Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP6244701B2 (en) 2013-07-09 2017-12-13 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
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
JP6065120B2 (en) * 2014-03-28 2017-01-25 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP6065121B2 (en) * 2014-03-28 2017-01-25 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
US20180135146A1 (en) * 2015-05-26 2018-05-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method of production of same
KR102029565B1 (en) * 2015-05-26 2019-10-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
EP3312299A4 (en) * 2015-06-17 2018-12-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and manufacturing method
JPWO2019131099A1 (en) * 2017-12-25 2019-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 Hot rolled steel sheet and method for producing the same

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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

Also Published As

Publication number Publication date
JP6927427B2 (en) 2021-08-25
EP3901303A1 (en) 2021-10-27
TWI738186B (en) 2021-09-01
TW202031912A (en) 2020-09-01
CN113366137A (en) 2021-09-07
CN113366137B (en) 2022-10-28
US20220170126A1 (en) 2022-06-02
KR20210105417A (en) 2021-08-26
EP3901303A4 (en) 2021-11-03
JPWO2020158357A1 (en) 2021-02-18
WO2020158357A1 (en) 2020-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102570145B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP5812048B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
CN108315637B (en) High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
JP6244701B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
JP6065121B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
KR102396706B1 (en) High carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP2017179596A (en) High carbon steel sheet and manufacturing method therefor
JPWO2015146173A1 (en) High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
KR102569074B1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP6402842B1 (en) High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP5884781B2 (en) High carbon hot rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and method for producing the same
KR102597734B1 (en) Steel plates, members and their manufacturing methods
JP2022122483A (en) Hot rolled steel sheet and method for producing the same

Legal Events

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