KR102570145B1 - 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 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
English (en)
Other versions
KR20210105417A (ko
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/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102570145B1 publication Critical patent/KR102570145B1/ko

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.

Description

고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 냉간 가공성 및 퀀칭성 (침지 퀀칭성 및 침탄 퀀칭성) 이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
일본 공개특허공보 2009-299189호 일본 공개특허공보 2005-344194호 일본 특허 제4012475호 일본 특허 제4782243호 일본 공개특허공보 2015-017283호 일본 공개특허공보 2015-017284호 국제 공개 제2015/146173호 일본 특허 제5458649호
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.
[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.
[2] 인장 강도가 480 MPa 이하, 전연신율이 33 % 이상인 [1] 에 기재된 고탄소 열연 강판.
[3] 상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 [1] 또는 [2] 에 기재된 고탄소 열연 강판.
[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.
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
[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.
[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.
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.
이하에, 본 발명의 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
1) 성분 조성
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.
C : 0.20 % 이상 0.50 % 이하
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.
Si : 0.8 % 이하
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.
Mn : 0.10 % 이상 0.80 % 이하
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.
P : 0.03 % 이하
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.
S : 0.010 % 이하
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.
sol. Al : 0.10 % 이하
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.
N : 0.01 % 이하
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.
Cr : 1.0 % 이하
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.
B : 0.0005 % 이상 0.005 % 이하
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.
Sn 및 Sb 에서 선택한 1 종 또는 2 종의 합계 : 0.002 % 이상 0.1 % 이하
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.
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.
본 발명에 있어서, 상기 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.
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.
Ti : 0.06 % 이하
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.
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.
Nb : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
Mo : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
Ta : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
Ni : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
Cu : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
V : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
W : 0.0005 % 이상 0.1 % 이하
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.
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.
2) 마이크로 조직
본 발명의 고탄소 열연 강판의 마이크로 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.
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.
또, 본 발명에 있어서, 페라이트의 평균 입경은 4 ~ 25 ㎛ 인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5 ㎛ 이상이다.
2-1) 페라이트 및 시멘타이트
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.
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.
2-2) 전체 시멘타이트수에 대한 원상당 직경 0.1 ㎛ 이하의 시멘타이트수의 비율 : 20 % 이하
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.
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.
어닐링 중에 있어서의 페라이트립의 이상립 성장 억제의 관점에서, 원상당 직경이 0.1 ㎛ 이하인 시멘타이트수를, 전체 시멘타이트수에 대해 3 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.
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.
2-3) 평균 시멘타이트 직경 : 2.5 ㎛ 이하
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.
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.
2-4) 전체 마이크로 조직에 대한 시멘타이트가 차지하는 비율 (면적률) : 3.5 % 이상 10.0 % 이하
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.
2-5) 페라이트의 평균 입경 : 4 ~ 25 ㎛ (적합 조건)
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.
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.
2-6) 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 고용 B 량의 평균 농도 : 10 질량ppm 이상
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.
2-7) 표층으로부터 깊이 100 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도 : 70 질량ppm 이하
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.
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.
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.
3) 기계 특성
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.
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.
또한, 상기 서술한 인장 강도 (TS), 전연신율 (El) 은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
4) 제조 방법
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.
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.
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.
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.
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.
마무리 압연 종료 온도 : Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연
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.
또한, 상기 서술한 Ar3 변태점은, 포마스터 시험 등에 의한 냉각 시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정할 수 있다.
마무리 압연 후, 평균 냉각 속도 : 20 ~ 100 ℃/sec 로 650 ~ 750 ℃ 까지 냉각
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.
권취 온도 : 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.
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.
450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상
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.
어닐링 온도 : Ac1 변태점 미만에서 1.0 h 이상 유지
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.
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.
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.
450 ~ 600 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도 : 15 ℃/h 이상
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.
Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하에서 0.5 h 이상 유지 (1 단째의 어닐링)
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.
평균 냉각 속도 : 1 ~ 20 ℃/h 로 Ar1 변태점 미만으로 냉각
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.
Ar1 변태점 미만에서 20 h 이상 유지 (2 단째의 어닐링)
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.
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.
또, 상기 서술한 평균 가열 속도, 평균 냉각 속도는, 노 내에 설치한 열전쌍으로 온도를 측정하여 구한다.
실시예
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.
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.
(1) 마이크로 조직
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.
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.
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.
또, 촬영한 조직 사진에 대해, JIS G 0551 에 정해진 결정립도의 평가 방법 (절단법) 을 사용하여, 페라이트의 평균 입경을 구했다.
(2) 고용 B 량의 평균 농도의 측정
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.
[참고 문헌] 키노시로 사토시, 이시다 토모하루, 이노세 쿠니오, 후지모토 쿄코, 철과 강, vol.99 (2013) No.5, p.362-365
(3) AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도의 측정
상기와 마찬가지로, 하기 참고 문헌에 기재되어 있는 방법과 동일한 수법으로, AlN 으로서 존재하는 N 량의 평균 농도를 구했다.
[참고 문헌] 키노시로 사토시, 이시다 토모하루, 이노세 쿠니오, 후지모토 쿄코, 철과 강, vol.99 (2013) No.5, p.362-365
(4) 강판의 인장 강도와 연신율
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.
(5) 퀀칭 후의 강판 경도 (침지 퀀칭성)
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.
(6) 침탄 퀀칭 후의 강판 경도 (침탄 퀀칭성)
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.
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.
[표 1]
Figure 112021084861150-pct00001
[표 2-1]
Figure 112021084861150-pct00002
[표 2-2]
Figure 112021084861150-pct00003
[표 3-1]
Figure 112021084861150-pct00004
[표 3-2]
Figure 112021084861150-pct00005
[표 4]
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.
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.

Claims (10)

  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 : 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.
  2. 제 1 항에 있어서,
    인장 강도가 480 MPa 이하, 전연신율이 33 % 이상인 고탄소 열연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 고탄소 열연 강판.
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 입경이 4 ~ 25 ㎛ 인 고탄소 열연 강판.
  5. 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
  6. 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 % 이하
  7. 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 % 이하
  8. 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 % 이하
  9. 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.
  10. 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.
KR1020217023358A 2019-01-30 2020-01-14 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 KR102570145B1 (ko)

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 (ja) 2019-01-30 2020-01-14 高炭素熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

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

Family

ID=71842205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217023358A KR102570145B1 (ko) 2019-01-30 2020-01-14 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법

Country Status (7)

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

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7444097B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7472992B2 (ja) * 2021-03-31 2024-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板および冷延鋼板の製造方法
CN115181905B (zh) * 2022-06-23 2023-09-15 首钢集团有限公司 一种齿轮用钢及其生产方法
CN115418567B (zh) * 2022-08-31 2024-01-19 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010106748A1 (ja) 2009-03-16 2010-09-23 新日本製鐵株式会社 焼入れ性に優れたボロン添加鋼板および製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5458649U (ko) 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 (ja) * 2003-02-21 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
JP4012475B2 (ja) 2003-02-21 2007-11-21 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低脱炭性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
US20050199322A1 (en) * 2004-03-10 2005-09-15 Jfe Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP4332072B2 (ja) 2004-06-07 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 加工性と焼き入れ性に優れた高炭素鋼板
JP5458649B2 (ja) 2009-04-28 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5280324B2 (ja) 2009-09-08 2013-09-04 日新製鋼株式会社 精密打抜き用高炭素鋼板
KR20140110994A (ko) * 2012-01-05 2014-09-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6244701B2 (ja) 2013-07-09 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
EP3020839B1 (en) * 2013-07-09 2019-09-11 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP5812048B2 (ja) 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
EP3091098B1 (en) * 2014-03-28 2018-07-11 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
EP3091097B1 (en) * 2014-03-28 2018-10-17 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR102029565B1 (ko) * 2015-05-26 2019-10-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그의 제조 방법
WO2016190396A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
US20180171445A1 (en) * 2015-06-17 2018-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate and method of production of same
JPWO2019131099A1 (ja) * 2017-12-25 2019-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010106748A1 (ja) 2009-03-16 2010-09-23 新日本製鐵株式会社 焼入れ性に優れたボロン添加鋼板および製造方法

Also Published As

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

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102570145B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5812048B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN108315637B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP6244701B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR102396706B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그의 제조 방법
JP2017179596A (ja) 高炭素鋼板およびその製造方法
JPWO2015146173A1 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR102569074B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6402842B1 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5884781B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR102597734B1 (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
JP2022122483A (ja) 熱延鋼板およびその製造方法

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