KR20060043099A

KR20060043099A - 고탄소 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20060043099A
Application number: KR1020050014793A
Authority: KR
Inventors: 노부유키 나카무라; 타케시 후지타; 요시로 츠치야; ??지 이이즈카; 사이지 마츠오카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2004-03-10
Filing date: 2005-02-23
Publication date: 2006-05-15
Also published as: CN1316051C; US20050199322A1; CN1667151A; TW200540283A; TWI294917B; US20090071578A1; US7879163B2

Abstract

고탄소 열연강판은, 질량%로, C: 0.1~0.7%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.20~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부: 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균입경이 6㎛ 이하의 페라이트와 평균입경이 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만의 탄화물을 갖는다. 상기 탄화물은 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10% 이하이다. 상기 페라이트는 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율이 5% 이하이다. 제조방법은, 열간압연공정, 1차 냉각공정, 유지공정, 권취공정, 산세공정과 소둔공정을 갖는다. 1차 냉각공정은, 열간압연된 강판을 120℃/초 초과의 냉각속도에서 450℃ 이상 600℃ 이하의 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 것으로 이루어진다. 유지공정은, 냉각된 열간압연강판을 2차 냉각에 의하여 권취까지 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 유지하는 것으로 이루어진다.

고탄소 열연강판, 페라이트, 탄화물

Description

고탄소 열연강판 및 그 제조방법{HIGH CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 연성 및 신장 플랜지성(stretch-flange formability)이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

공구 혹은 자동차 부품(기어, 미션) 등에 사용되는 고탄소 강판은, 펀칭(punching), 성형후, 담금질 및 템퍼링(tempering) 등의 열처리가 실시된다. 이러한의 부품가공을 행하는 사용자의 요구로서, 복잡한 형상으로 성형하기 위하여 연성의 지표인 신장특성과 함께, 펀칭 후의 성형에 있어서, 버링(burring)성의 향상이 있다. 이 버링(burring)성은, 프레스 성형으로서는 신장 플랜지성으로 평가되고 있다. 그 때문에, 연성과 동시에 신장 플랜지성이 우수한 재료가 요구되고 있다.

이와 같이, 고탄소 강판의 신장 플랜지성의 향상에 대하여는, 몇몇의 기술이 검토되고 있다. 예컨대, 특개평 11-269552호 공보나 특개평 11-269553호 공보에는, 냉간압연을 거친 프로세스에 있어서, 신장 플랜지성이 우수한 중ㆍ고탄소 강판을 제조하는 방법이 제안되어 있다. 이 기술은, C: 0.1~0.8 질량%를 함유하는 강으로 이루어지고, 금속조직이 실질적으로 페라이트(ferrite)+펄라이트(pearlite) 조직이 며, 필요에 따라 초석 페라이트 면적율이 C(질량%)에 의하여 결정되는 소정의 값 이상, 펄라이트 라멜라(pearlite lamella) 간극이 0.1㎛ 이상의 열연강판에, 15% 이상의 냉연압연을 실시하고, 계속하여, 3단계 또는 2단계의 온도범위에서 장시간 유지하는 3단계 또는 2단계 소둔을 실시한다라고 하는 것이다.

또한, 특개 2003-13145호 공보에는, C: 0.2~0.7 질량%를 함유하는 강으로 이루어지고, 탄화물 평균입경이 0.1㎛ 이상 1.2㎛ 이하, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율이 10% 이하인 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법이 제안되어 있다. 이 기술은, (Ar3 변태점-20℃) 이상의 마무리 온도에서 열간압연하고, 120℃/초 초과의 냉각속도에서 650℃ 이하의 냉각정지온도까지 냉각하고, 600℃ 이하의 권취온도에서 권취하며, 산세후, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔온도에서 소둔한다라고 하는 것이다.

그러나, 특개평 11-269552호 공보나 특개평 11-269553호 공보의 기술에서는, 페라이트 조직이 초석 페라이트로 이루어지고, 탄화물을 포함하지 않기 때문에 부드럽고 연성이 우수하지만, 신장 플랜지성은 반드시 양호한 것만은 아니다. 그것은, 펀칭가공시에, 펀칭된 단면의 근방에서 초석 페라이트의 부분이 크게 변형하기 때문에, 초석 페라이트와 구상 탄화물을 포함하는 페라이트에서는 변형량이 크게 다르다. 그 결과, 이렇게 변형량이 크게 다른 입(粒)의 입계 부근에 응력이 집중하고, 구상화 조직과 페라이트의 계면에 공동(void)이 발생한다. 이것이 크랙(crack)으로 성장하기 때문에, 결과적으로는 신장 플랜지성을 열화시킨다고 생각된다.

이 대책으로서, 구상화 소둔을 강화하는 것에 의하여, 전체로서 연질화시키 는 것을 생각할 수 있다.그러나, 이 경우는 구상화한 탄화물이 조대화하고, 가공시 공동발생의 기점으로 됨과 동시에, 가공후의 열처리 단계에서 탄화물이 용해하기 어렵게 되고, 담금질 강도의 저하로 연결된다.

또한, 최근에는 종래에 비하여 더 한층, 생산성 향상의 관점으로부터의 가공수준에 대한 요구가 엄격해지고 있다. 그 때문에, 고탄소강의 버링가공에 대하여도, 가공후의 증가 등에 의하여, 펀칭된 단면의 균열이 발생하기 어려운 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판을 제공하는 것을 목적으로 하여, 특개 2003-13145호 공보에 기재된 기술을 개발하였다. 이 기술에 의하여, 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판을 제조할 수 있게 되었다.

한편으로, 최근에는, 구동계 부품 등의 용도에 대해서는, 고내구(高耐久)ㆍ경량화의 관점으로부터 일체성형부품 등에서 비열처리부에 있어서도 고강도화가 진척되어, 소재인 강판의 인장강도(TS)로서 440MPa 이상의 강도가 요구되게 되었다. 그리고, 이와 같은 요구와 함께, 부품의 제조비용의 저감을 위하여, 열연강판으로 공급할 것이 요구되고 있다.

또한, 일체성형에 있어서는, 10여 공정의 프레스 가공을 갖고, 버링가공뿐만 아니라, 신장, 벤딩(bending) 등의 성형모드가 복잡하게 짜 맞추어져 성형이 이루어지고 있고, 신장 플랜지성과 신장성의 양 특성이 동시에 요구되게 되었다.

그러나, 상기 특개 2003-13145호 공보에 기재된 기술에서는, TS≥440MPa(HRB 경도환산으로 73포인트 이상)을 달성하려고 하면, 충분한 신장 플랜지성이 반드시 얻어지지는 않았다. 즉, 상기 기술에서는 이 TS와 신장 플랜지성의 요망을, 동시에 안정하게 확보할 수 없었다. 또한, 신장에 대해서는 언급하고 있지 않다.

더욱이, 상기에 더하여, 특개 2003-13145호 공보에서는, 냉각후에 변태발열이 발생하여 온도가 상승하고, 초석 페라이트의 석출 및 펄라이트 변태가 진행하여 탄화물의 조대화나 불균일 분산이 발생하여, 특성의 열화를 초래하기 쉽다.

본 발명은, 장시간을 요하는 다단계 소둔(燒鈍)을 사용하지 않고 제조할 수 있으며, 펀칭된 단면의 균열이 발생하기 어려운, 인장강도가 440MPa 이상을 갖음과 동시에, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명의 개시

본 발명자들은, 강도를 확보하면서 고탄소 강판의 연성 및 신장 플랜지성에 미치는 성분 및 마이크로 조직의 영향에 대하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 강판의 연성 및 신장 플랜지성에는, 성분, 탄화물의 형상 및 양 뿐만 아니라, 탄화물의 분산상태도 큰 영향을 미치고 있는 것을 발견하였다. 즉, 탄화물의 형상으로서는 탄화물 평균입경, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율, 탄화물의 분산상태로서는 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율, 및 페라이트 평균입경을, 각각 제어하는 것에 의하여, 고탄소 열연강판의 연성 및 신장 플랜지성이 향상된다는 것이 판명되었다.

본 발명은, 질량%로, C: 0.1~0.7%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.20~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부: 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균입경이 6㎛ 이하의 페라이트와 평균입경이 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만의 탄화물을 갖는 고탄소 열연강판을 제공한다. 상기 탄화물은 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10% 이하이다. 상기 페라이트는 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율이 5% 이하이다. 이 고탄소 열연강판은 연성 및 신장 플랜지성이 우수하다.

상기 고탄소 열연강판은, 더욱이, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%와 Mo: 0.01~0.5%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

상기 고탄소 열연강판은, 더욱이, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

상기 고탄소 열연강판은, 더욱이, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%와 Mo: 0.01~0.5%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 또한, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

또한, 상기에 기재된 고탄소 열연강판은, 더욱이, 질량%로, Ti: 0.5% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하와 Zr: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함할 수 있다.

상기 Si 함유량은, 질량%로, 0.005~2.0%인 것이 바람직하다. 소둔후의 강도확보의 관점으로부터 0.02% 이상, 또는, 표면성상의 관점으로부터 0.5% 이하인 것 이 보다 바람직하다.

상기 Mn 함유량은, 질량%로, 0.2~1.0%인 것이 바람직하다.

상기 Cr 함유량은, 담금질후의 충분한 강도확보의 관점으로부터, 바람직한 범위가 결정된다. 담금질 처리시에 충분한 냉각속도가 확보되는 조건하에서는, Cr 함유량은, 질량%로, 0.05~0.3%인 것이 바람직하다. 담금질 처리시의 냉각속도가 변동하여도 담금질후의 강도가 엄밀하게 요구되는 경우에는, Cr 함유량은, 질량%로, 0.8~1.5%인 것이 바람직하다.

상기 Mo 함유량은, 질량%로, 0.05~0.5%인 것이 바람직하다.

더욱이, 본 발명은, 열간압연공정, 1차 냉각공정, 유지공정, 권취공정, 산세공정과 소둔공정을 갖는 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공한다.

열간압연공정은, 질량%로, C: 0.10~0.70%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.20~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부: 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 (Ar3 변태점-10℃) 이상의 마무리 온도에서 열간압연하는 것으로 이루어진다.

상기 강은, 더욱이, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%와 Mo: 0.01~0.5%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

상기 강은, 더욱이, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

상기 강은, 더욱이, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%와 Mo: 0.01~0.5%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 또한, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유할 수 있다.

또한, 상기에 기재된 강은, 더욱이, 질량%로, Ti: 0.5% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하와 Zr: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함할 수 있다.

1차 냉각공정은, 열간압연된 강판을 120℃/초 초과의 냉각속도에서 450℃ 이상 600℃ 이하의 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 것으로 이루어진다. 냉각속도의 상한은, 설비상의 능력으로부터 700℃/초인 것이 바람직하다.

유지공정은, 냉각된 열간압연강판을 2차 냉각에 의하여 권취까지 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 유지하는 것으로 이루어진다.

권취공정은, 냉각된 열간압연강판을 600℃ 이하의 권취온도에서 권취하는 것으로 이루어진다. 권취온도가 200~600℃인 것이 바람직하다.

산세하는 공정은, 권취된 열연강판을 산세하는 것으로 이루어진다.

소둔공정은, 산세된 열연강판을 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔온도에서 소둔하는 것으로 이루어진다.

또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 %는, 모두 질량%이다.

본 발명에 의하면, 펀칭시의 단면에 있어서의 공동의 발생을 억제하고, 버링가공에 있어서의 크랙의 성장을 늦출 수 있다. 그 결과, 인장강도로 440MPa 이상을 갖고, 극히 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판 및 기어(gear)로 대표되는 변속기 부품 등의 고내구 부품에 사용하는 것에 의하여, 가공공정에 있어서 가공도를 높게 잡을 수 있고, 그 결과, 높은 품질과 동시에, 제조공정을 생략하여 저비용으로 부품 등을 제조하는 것이 가능하게 된다. 또한, 구동계 부품에 있어서도, 고내구ㆍ경량화의 관점으로부터 일체성형부품에서는 비열처리부의 고강도화가 진척되어 소재수준으로 440MPa급의 강판이 필요하게 되고 있어, 이 점으로부터도 본 발명의 고탄소 열연강판은 유용하다.

발명을 실시하기 위한 형태

본 발명의 고탄소 열연강판은, 질량%로, C: 0.1~0.7%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 페라이트 평균입경이 6㎛ 이하, 탄화물의 평균입경이 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만, 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10% 이하, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율이 5% 이하인 것을 특징으로 하고, 이들은 본 발명에 있어서 가장 중요한 요건이다. 이와 같이 화학성분과 금속조직(페라이트 평균입경), 탄화물의 형상(탄화물 평균입경, 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율) 및 탄화물의 분산상태(탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율)를 규정하여, 모두를 만족하는 것에 의하여, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판을 얻을 수 있다.

더욱이, 본 발명의 고탄소 열연강판은, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%, Mo: 0.01~0.5% 중에서 1종 또는 2종을 함유할 수도 있고, 더욱이, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하 중에서 1종 또는 2종 이상을 함유할 수도 있으며, 더욱이, 질량%로, Ti: 0.5% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하 중에서 1종 또는 2종 이상을 함유할 수도 있다.

또한, 상기 고탄소 열연강판은, (Ar3 변태점-10℃) 이상의 마무리 온도에서 열간압연하고, 계속하여, 120℃/초 초과의 냉각속도에서 450℃ 이상 600℃ 이하의 냉각정지온도까지 1차 냉각하고, 계속하여, 2차 냉각에 의하여 권취까지의 온도를 450℃ 이상 650℃ 이하로 유지한 후, 600℃ 이하의 권취온도에서 권취, 산세후, 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔온도에서 소둔하는 것에 의하여 제조하는 것이 가능하게 된다. 이와 같이, 열간압연후, 1차 냉각, 2차 냉각, 권취 및 소둔까지의 조건을 토탈(total)로 제어하는 것에 의하여, 본 발명의 목적이 달성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서의 강의 화학성분의 한정이유는 이하와 같다.

C: 0.1~0.7%

C는, 탄화물을 형성하고, 담금질후의 경도를 부여하는 중요한 원소이다. C 함유량이 0.1% 미만에서는, 열연후의 조직에 있어서 초석 페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물의 분포가 불균일하게 된다. 더욱이, 담금질후에도, 기계구조용 부품으로서 충분한 강도를 얻을 수 없다. 한편, 0.7%를 초과하면, 소둔후에도 충분한 가공성이 얻어지지 않고, 신장 플랜지성 및 연성이 낮다. 또한, 열연후의 강판의 경도가 높고 취약하기 때문에 취급이 불편하고, 담금질후의 강도도 포화된다. 따라서, C 함유량은 0.1% 이상 0.7% 이하로 한다. 바람직하게는, 담금질후의 충분한 강도확보의 관점으로부터 0.2% 이상, 또한, 권취공정 이후의 강판의 취급 등의 관점으로부터 0.6% 이하이다. 또한, 이는 본 발명에 있어서 중요한 요건이다.

Si: 2.0% 이하

Si은, 담금질성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이므로, 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 2.0%를 초과하여 함유하면, 초석 페라이트가 생성하기 쉽게 되어, 탄화물을 실질적으로 포함하지 않는 페라이트입이 많아지게 되고, 신장 플랜지성이 열화된다. 더욱이 탄화물을 흑연화하고, 담금질성을 저해하는 경향이 있다. 따라서, Si 함유량은 2.0% 이하로 한다. 바람직하게는, 소둔후의 강도확보의 관점으로부터 0.02% 이상, 또한, 표면성상의 관점으로부터 0.5% 이하이다.

Mn: 0.2~2.0%

Mn은, Si과 같이 담금질성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의하여 소재강도를 상승시키는 원소이다. 또한, S를 MnS로서 고정하고, 슬래브(slab)의 열간균열을 방지하는 중요한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 0.2% 미만에서는, 이러한 효과가 작게 됨과 동시에, 초석 페라이트의 생성을 조장하고, 페라이트입을 조대화시킨다. 또한, 담금질성을 대폭으로 저하시킨다. 한편, 2.0%를 초과하는 경우는, 인장강도는 얻어지지만, 편석대인 망간밴드의 생성이 현저하게 되어, 신장 플랜지성 및 신장이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 0.20% 이상 2.0% 이하로 한다. 바람직하게는, 망간밴드의 생성에 의한 신장 플랜지성 및 신장의 열화의 관점으로부터 1.0% 이하이다.

P: 0.03% 이하

P는, 입계에 편석하고, 인성을 저하시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.03%까지는 허용될 수 있기 때문에, P 함유량은 0.03% 이하로 한다.

S: 0.03% 이하

S는, Mn과 MnS를 형성하여 신장 플랜지성을 열화시키기 때문에, 저감하지 않으면 안되는 원소이다. 그러나, S의 함유량이 0.03%까지는 허용될 수 있기 때문에, S 함유량은 0.03% 이하로 한다.

sol.Al: 0.1% 이하

Al은, 탈산제로서 사용되고, 강의 청정도를 향상시키기 때문에, 제강단계에서 첨가하며, 강중에는 통상 sol.Al로 대략 0.005% 이상 함유된다. 한편, sol.Al 함유량이 0.1%를 초과할 정도의 Al을 첨가하여도, 청정도를 향상시킨다고 하는 효과가 포화되어 비용이 증가하게 된다. 또한, 과잉으로 첨가하면 AlN이 다량으로 석출하여 담금질성을 저하시킨다. 따라서, 강중의 sol.Al 함유량은 0.1% 이하로 한다. 바람직하게는 0.08% 이하이다.

N: 0.01% 이하

N은, 과잉으로 첨가하면 연성의 저하를 초래하기 때문에, 첨가하는 경우, 0.01% 이하로 한다.

본 발명의 강판은, 상기의 필수첨가원소로써 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 소망하는 특성에 따라서 Cr, Mo 중에서 1종 또는 2종을 함유할 수도 있다.

Cr: 0.05~1.5%

Cr은, 열간압연후의 냉각중의 초석 페라이트의 생성을 억제하고, 신장 플랜지성을 향상시킴과 동시에, 담금질성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.05% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 1.5%를 초과하여 함유하여도, 담금질성은 향상하지만, 초석 페라이트 생성의 억제효과가 포화됨과 동시에, 비용이 증가하게 된다. 따라서, Cr을 함유하는 경우, Cr 함유량은 0.05% 이상 1.5% 이하로 한다. 바람직하게는, 담금질후의 충분한 강도확보의 관점으로부터, 담금질 처리시에 충분한 냉각속도가 확보되는 조건하에서는 0.05% 이상 0.3% 이하, 담금질 처리시의 냉각속도가 변동하여도 담금질후의 강도가 엄밀하게 요구되는 경우에는 0.8% 이상 1.5% 이하로 한다.

Mo: 0.01~0.5%

Mo은, 열간압연후의 냉각중의 초석 페라이트의 생성을 억제하고, 신장 플랜지성을 향상시킴과 동시에, 담금질성을 높이는 중요한 원소이다. 그러나, Mo 함유량이 0.01% 미만에서는, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.5%를 초과하여 함유하여도, 담금질성은 향상하지만, 초석 페라이트 생성의 억제효과가 포화됨과 동시에, 비용이 증가하게 된다. 따라서, Mo을 함유하는 경우, Mo 함유량은 0.01% 이상 0.5% 이하로 한다. 바람직하게는, 담금질후의 충분한 강도확보의 관점으로부터 0.05% 이상이다.

또한, 본 발명강은, 상기의 첨가원소에 더하여, 열연냉각시의 초석 페라이트 생성의 억제, 담금질성의 향상을 위하여, B, Cu, Ni, W을 필요에 따라서 1종 또는 2종 이상 첨가하여도 좋다. 이 경우, 첨가량이, B가 0.0001% 미만, Cu, Ni, W이 각 각 0.01% 미만에서는, 첨가의 효과가 충분하게 얻어지지 않는다. 한편, B가 0.005%, Cu가 1.0%, Ni이 1.0%, W이 0.5%를 초과하면, 효과가 포화되어, 비용이 증가하게 된다. 따라서, 이러한 원소를 첨가하는 경우는, B: 0.0001% 이상 0.005% 이하, Cu: 0.01% 이상 1.0% 이하, Ni: 0.01% 이상 1.0% 이하, W: 0.01% 이상 0.5% 이하로 한다. 단, B는, 강중의 N과 화합물을 형성하여 B 자체의 효과가 발현되지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 열연냉각시의 초석 페라이트 생성의 억제, 담금질성의 향상을 위하여 첨가하는 원소로서는, Cu, Ni, W 중에서 1종 또는 2종 이상을 선택하는 것이 바람직하다. 이 때, 각각의 원소의 바람직한 첨가량은 상기한 바와 같다.

더욱이, 본 발명강은, 상기의 첨가원소에 더하여, 페라이트입의 미세화에 의한 440MPa 이상의 인장강도확보의 생성을 위하여, Ti, Nb, V, Zr을 필요에 따라서 1종 또는 2종 이상 첨가하여도 좋다. 이 경우, 첨가량이 각각 0.001% 미만에서는 첨가의 효과가 충분하게 얻어지지 않는다. 한편, 각각 0.5%를 초과하면, 효과가 포화되어, 비용이 증가하게 된다. 따라서, 이러한 원소를 첨가하는 경우는, 어느 것도 0.001% 이상 0.5% 이하로 한다.

아울러, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 제조과정에서 Sn, Pb 등의 각종 원소가 불순물로서 혼입되는 경우가 있으나, 이와 같은 불순물도 본 발명의 효과에 특히 영향을 미치는 것은 아니다.

다음으로 본 발명의 금속조직(페라이트 평균입경), 탄화물의 형상(탄화물 평균입경, 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율), 및 탄화물의 분산상태(탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율)에 대하여 설명한다. 또한, 이들은 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판을 얻기 위하여 중요한 요건이며, 상기한 것 중에서 하나라도 만족하지 않는 경우, 본 발명의 효과는 얻어지지 않고, 전부를 만족하여야 비로소 효과가 얻어지는 것이다.

페라이트 평균입경: 6㎛ 이하

페라이트 평균입경은, 신장 플랜지성과 소재강도를 지배하는 중요한 인자이다. 페라이트입을 미세화하는 것에 의하여, 신장 플랜지성을 열화시키지 않고, 강도를 향상시키는 것이 가능하게 된다. 즉, 페라이트 입경을 6㎛ 이하로 하는 것에 의하여, 소재의 인장강도를 440MPa 이상 확보하면서, 우수한 인성 및 신장 플랜지성을 얻을 수 있다. 또한, 페라이트 평균입경은 후술한 바와 같이 열간압연후의 1차 냉각정지온도, 2차 냉각유지온도 및 권취온도에 의하여 제어할 수 있다.

탄화물 평균입경: 0.10㎛ 이상 동시에 1.2㎛ 미만

탄화물 평균입경은, 가공성 일반 및 버링가공에 있어서의 공동의 발생에 크게 영향을 미치고, 본 발명의 중요한 요건의 하나이다. 탄화물이 미세하게 되면 공동의 발생은 억제될 수 있으나, 탄화물 평균입경이 0.10㎛ 미만으로 되면, 경도의 상승에 수반하여 연성이 저하하고, 그 때문에 신장 플랜지성도 저하한다. 한편, 탄화물 평균입경의 증가에 수반하여 가공성 일반은 향상하지만, 1.2㎛ 이상으로 되면, 버링가공에 있어서의 공동의 발생에 의하여 신장 플랜지성이 저하하고, 국부연성의 저하에 수반하여 연성도 저하한다. 이상으로부터, 탄화물 평균입경은 0.10㎛ 이상 동시에 1.2㎛ 미만으로 한다. 또한, 탄화물 평균입경은 후술하는 바와 같이 제조조건, 특히 1차 냉각정지온도, 권취온도 및 소둔온도에 의하여 제어할 수 있다.

입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율: 10% 이상

가공성 일반 및 버링가공에 있어서의 공동은, 조대한 탄화물 주변으로부터 우선적으로 발생하기 때문에, 탄화물에 대해서는, 평균입경의 제어뿐만이 아니라, 조대한 탄화물의 체적율을 저감하는 것도 중요하고, 이것은 본 발명의 중요한 요건의 하나이다. 탄화물 평균입경이 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만이라도, 입경 2.0㎛ 이상의 조대한 탄화물이 체적율로 10%를 초과하여 존재하면, 버링가공에 있어서의 공동의 발생에 의하여 신장 플랜지성이 저하하고, 국부연성의 저하에 수반하여 연성도 저하한다. 이상으로부터, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율은 10% 이하로 한다. 또한, 탄화물 입경은 후술하는 바와 같이 1차 냉각정지온도, 2차 냉각유지온도, 권취온도 및 소둔온도에 의하여 제어할 수 있다.

탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율: 5% 이하

탄화물의 분산상태를 균일하게 하는 것에 의하여, 버링가공시의 펀칭된 단면에 있어서의 응력집중이 완화되고, 공동의 발생이 억제될 수 있다.이 점에서 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율을 억제하는 것은 중요하다. 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입을, 체적율로 하여 5% 이하로 하는 것에 의하여, 탄화물의 분산상태를 균일하게 한 경우와 같은 효과를 얻을 수 있어, 신장 플랜지성이 현저하게 향상된다. 또한, 국부연성의 향상에 수반하여 연성도 현저하게 향상된다. 아울러, 본 발명에 있어서, 탄화물을 포함하지 않는다는 것은, 통상의 금속조직관찰( 광학현미경)에서는 탄화물이 검출되지 않는다라고 하는 것이다. 이와 같은 페라이트입은, 열연후에 초석 페라이트로서 생성한 부분이고, 소둔후의 상태에서도 입내의 탄화물이 실질적으로 보이지 않는다. 또한, 탄화물의 분산상태는 후술하는 바와 같이 제조조건, 특히 마무리 온도, 압연후의 냉각의 냉각속도, 냉각정지온도 및 권취온도에 의하여 제어할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 박강판은, 상기 화학성분범위로 조정된 강을 (Ar3 변태점-10℃) 이상의 마무리 온도에서 열간압연하고, 계속하여, 120℃/초 초과의 냉각속도에서 450℃ 이상 600℃ 이하의 냉각정지온도까지 1차 냉각하고, 계속하여, 2차 냉각에 의하여 권취까지의 온도를 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 유지한 후, 600℃ 이하의 권취온도에서 권취하고, 산세후, 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔온도에서 소둔하는 것에 의하여 얻어진다. 이에 대하여 이하에 상세하게 설명한다.

마무리 온도: (Ar3 변태점-10℃) 이상에서 열간압연

열간압연의 마무리 온도가 (Ar3 변태점-10℃) 이상에서는, 일부에서 페라이트 변태가 진행하기 때문에, 페라이트입이 증가하고, 연성 및 신장 플랜지성이 열화되므로, Ar3 변태점-10℃ 이상의 마무리 온도에서 마무리 압연한다. 이에 의하여, 조직의 균일화가 기도될 수 있고, 연성 및 신장 플랜지성의 향상이 기도될 수 있다.

냉각속도: 120℃/초 초과에서의 냉각

본 발명에서는, 변태후의 초석 페라이트 체적율의 저감을 기도하기 위하여, 열연후에 냉각속도: 120℃/초 초과의 급냉(1차 냉각)을 행한다. 냉각방법이 서냉이면, 오스테나이트의 과냉도가 작고 초석 페라이트가 생성된다. 특히, 냉각속도가 120℃/초 이하의 경우, 초석 페라이트의 생성이 현저하게 되고, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입이 5%를 초과하게 되어, 연성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 압연후의 냉각속도를 120℃/초 초과로 한다.

또한, 마무리 압연후, 0.1초를 초과하여 1.0초 미만의 시간내에서 1차 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 이 경우, 변태후의 페라이트 결정입이나 펄라이트 등의 석출물을 보다 미세화할 수 있고, 가공성을 보다 한층 향상시킬 수 있다.

냉각정지온도: 450℃ 이상 650℃ 이하

1차 냉각의 냉각정지온도가 높은 경우, 초석 페라이트가 생성됨과 동시에, 펄라이트의 라멜라 간격이 조대화한다. 이 때문에, 소둔후에 미세 탄화물을 얻을 수 없게 되어, 연성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 특히 냉각정지온도가 600℃보다 높은 경우, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입이 5%를 초과하게 되어, 연성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 압연후의 냉각의 냉각정지온도는 600℃ 이하로 한다. 한편, 냉각정지온도가 450℃ 미만이 되면, 등축 페라이트입이 얻어지지 않고 가공성이 열화되는 일이 있으므로, 냉각정지온도는 450℃ 이상으로 한다.

2차 냉각에 의하여 1차 냉각정지로부터 권취까지, 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 유지

고탄소 강판의 경우, 1차 냉각정지후에 초석 페라이트 변태, 펄라이트 변태, 베이나이트 변태에 수반하여 강판온도가 상승되는 일이 있고, 1차 냉각정지온도가 600℃ 이하라도, 1차 냉각 종료로부터 권취까지의 온도가 650℃보다도 높은 경우, 초석 페라이트가 생성됨과 동시에, 펄라이트의 라멜라 간격이 조대화하고, 펄라이트 중의 탄화물이 조대화한다. 그 때문에, 소둔후에 미세 탄화물을 얻을 수 없게 되고, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10%를 초과하기 때문에, 연성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 또한, 1차 냉각정지로부터 권취까지의 온도가 450℃ 미만으로 되면, 등축 페라이트입이 얻어지지 않고 가공성이 열화되는 일이 있다. 이러한 이유에 의하여, 2차 냉각에 의해 권취까지의 온도를 억제하는 것은 중요하며, 2차 냉각에 의해 권취까지 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 유지하는 것에 의하여 연성 및 신장 플랜지성 및 가공성의 열화를 방지할 수 있다. 또한, 이 경우의 2차 냉각은 라미나 냉각(laminar cooling) 등에 의하여 행할 수 있다.

또한, 1차 냉각정지로부터 권취까지의 유지시간에 대하여는, 너무 짧으면, 권취후에 변태발열이 생기고, 강판의 온도제어가 불가능하게 되거나 코일파손이 발생하기 때문에, 권취까지의 사이에 변태를 완료시키는 목적으로부터, 5초 이상인 것이 바람직하며, 한편, 너무 길면 조업성이 현저하게 저하하기 때문에, 60초 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취온도: 600℃ 이하

권취온도가 높을수록 펄라이트의 라멜라 간격이 크게 된다. 그 때문에, 소둔후의 탄화물이 조대화하고, 권취온도가 600℃를 초과하면 연성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 권취온도는 600℃ 이하로 한다. 또한, 권취온도의 하한은 특히 규정하지 않지만, 저온으로 될수록 강판의 형상이 열화되기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

소둔온도: 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하

열연강판을 산세한 후, 탄화물을 구상화하기 위하여 소둔을 행한다. 소둔온도가 680℃ 미만에서는, 탄화물의 구상화가 불충분 혹은 탄화물 평균입경이 0.1㎛ 미만으로 되어, 신장 플랜지성이 열화된다. 또한, 등축 페라이트입이 얻어지지 않고, 가공성 및 연성이 열화된다. 한편, 소둔온도가 Ac1 변태점을 초과하면, 일부가 오스테나이트화하고, 냉각중에 재차 펄라이트를 생성하기 때문에, 역시, 신장 플랜지성이 열화되고 연성도 저하한다. 이상으로부터, 소둔온도는 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다.

또한, 본 발명의 고탄소강의 성분조정으로는, 전로 혹은 전기로의 어느 쪽에서도 사용가능하다. 그리고, 성분조정된 고탄소강을 조괴-분괴압연 또는 연속주조에 의하여 슬래브로 하고, 이 슬래브에 대하여 열간압연을 행하지만, 이 때에, 슬래브 가열온도는, 스케일(scale) 발생에 의한 표면상태의 열화를 피하기 위하여 1280℃ 이하가 바람직하다. 또한, 연속주조 슬래브를 그대로 또는 온도저하를 억제하는 목적으로 보열(保熱)하면서 압연하는 직송압연을 행하여도 좋다. 더욱이, 열간압연시에 조압연을 생략하여 마무리 압연을 행하여도 좋다. 마무리 온도 확보를 위하여, 열간압연중에 바 히터(bar heater) 등의 가열수단에 의하여 압연재의 가열을 행하여도 좋다. 또한, 구상화 촉진 혹은 경도저감을 위하여, 권취후에 코일을 서냉커버(gradual cooling cover) 등의 수단으로 보온하여도 좋다.

열간압연후의 소둔에 대해서는, 상소둔(箱燒鈍), 연속소둔의 어느 것도 좋다. 그 후, 필요에 따라서 조질압연을 행한다. 이 조질압연에 대해서는 담금질성에는 영향을 미치지 않으므로, 그 조건에 대하여 특별한 제한은 없다.

실시예 1

표 1에 나타낸 강 No.A~R의 화학조성을 갖는 강의 연속주조 슬래브를 1250℃로 가열하고, 표 2에 나타낸 조건에서 열간압연 및 소둔을 행하여, 판두께 5.0mm의 강판을 제조하였다. 여기에서, 강판 No.1~18은 제조조건이 본 발명 범위내의 본 발명예이고, 강판 No.19~32는 제조조건이 본 발명 범위를 벗어나는 비교예이다.

이상으로부터 얻어진 강판으로부터 샘플(sample)을 채취하여, 페라이트 입경, 탄화물 평균입경, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율의 측정, 경도측정, 신장 플랜지성(버링율) 측정, 및 인장시험을 행하였다. 얻어진 결과를 표 3에 나타내었다. 또한, 각각의 시험ㆍ측정방법 및 조건에 대하여는 이하와 같다.

1) 페라이트 입경, 탄화물 평균입경, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율의 측정

샘플의 판두께 단면을 연마ㆍ부식후, 주사형 전자현미경으로 마이크로 조직을 촬영하고, 0.01㎟의 범위에서 페라이트 입경, 탄화물 평균입경, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율의 측정을 행하였다.

2) 경도측정: JIS Z2245에 준거하여 강판 표면경도를 측정하고, n=5의 평균 값으로 하였다.

3) 신장 플랜지성 측정

샘플을, 펀치(punch)직경 do=10mm, 다이스(dies)직경 12mm(클리어런스 20%)의 펀칭 공구를 사용하여 펀칭 후, 버링시험을 실시하였다. 버링시험은, 원통형의 평평한 바닥을 갖는 펀치(50mmφ, 8R)로 밀어올리는 방법으로 행하고, 구멍 주위에 판두께 관통 크랙이 발생한 시점에서의 구멍직경 db를 측정하여, 다음 식으로 정의되는 버링율: λ(%)를 구하였다.

λ: 100×(db-do)/do............................(1)

4) 인장시험

압연방향에 대하여, 90°방향(C 방향)을 따라서 JIS5호 시험편을 채취하고, 인장속도 10mm/min으로 인장시험을 행하여, 인장강도 및 신장을 측정하였다.

또한, 본 발명에서는, 인장강도 TS에 대하여는 440MPa 이상을, 신장에 대하여는 C량이 0.10% 이상 0.40% 미만의 강에서는 35% 이상, C량이 0.40% 이상 0.70% 이하의 강에서는 30% 이상을, 또한, 버링율 λ에 대하여는, C량이 0.10% 이상 0.40% 미만의 강에서는 70% 이상(판두께 5.0mm), C량이 0.40% 이상 0.70% 이하의 강에서는 40% 이상(판두께 5.0mm)을, 각각 목표로 한다.

표 3으로부터, 강판 No.1~18의 본 발명예는, 인장강도(TS)가 440MPa 이상이고, 버링율 λ가 높고 신장 플랜지성 및 신장이 우수하다는 것을 알 수 있다.

한편, 강판 No.19~32는 제조조건이 본 발명 범위를 벗어난 비교예이며, 강판 No.19, 20, 21, 22, 23, 24는 페라이트 입경이 6㎛ 초과이므로, 인장강도가 440MPa 미만이다. 강판 No.30, 31은 탄화물 평균입경이 1.2㎛ 초과이고, 입경 2㎛ 초과의 탄화물의 체적율이 10% 초과이며, 더욱이, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트의 체적율도 5% 초과이므로, 버링율 λ가 낮고, 신장 플랜지성이 떨어지고 있다. 강판 No.21, 25, 28, 32는, 탄화물 평균입경이 0.1㎛ 미만이고, 고강도화하였기 때문에, 목표값에 대하여, 버링율 λ 및 신장가 낮고, 신장 플랜지성 및 신장이 뒤떨어지고 있다. 강판 No.27, 29는, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트의 체적율이 5% 초과이므로, 목표값에 대하여, 버링율 λ 및 신장이 낮고, 신장 플랜지성 및 신장이 뒤떨어지고 있다. 강판 No.26은, 탄화물 평균입경은 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만이지만, 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10%를 초과하고 있기 때문에, 목표값에 대하여 버링율 λ 및 신장이 낮고, 신장 플랜지성 및 신장이 뒤떨어지고 있다.

이상에 의하여 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 열연강판을 얻을 수 있다. 이와 같이 본 발명의 고탄소 열연강판이 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 갖는 이유는 다음과 같이 생각되어진다. 신장 플랜지성에는, 펀칭된 단면부분의 내부조직이 크게 영향을 미친다. 특히, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입(열연후의 초석 페라이트)이 많은 경우, 구상화 조직의 부분과의 입계에서부터 크랙이 발생하는 것이 확인되고 있다. 마이크로 조직의 거동을 보면, 펀칭가공 후에는 탄화물의 계면에 응력집중에 의한 공동의 발생이 현저하게 된다. 이 응력집중은, 탄화물의 치수가 클수록, 또한, 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입이 많을수록 크게 된다. 그리고, 버링가공시는, 이러한 공동이 연결하여 크랙으로 된다. 더욱이, 페라이트 입경을 제어함으로써, 신장이 안정되어 높아진다. 이상의 점으로부터, 화학조성과 금속조직(페라이트 평균입경), 탄화물의 형상(탄화물 평균입경, 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율), 및 탄화물의 분산상태(탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율)를 제어하는 것에 의하여, 응력집중을 작게 하고, 공동의 발생을 저감하여, 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 갖는 것이 가능하게 된다.

Claims

질량%로, C: 0.10~0.7%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.20~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부: 철 및 불가피한 불순물을 포함하고,

평균입경이 6㎛ 이하의 페라이트(ferrite)와 평균입경이 0.10㎛ 이상 1.2㎛ 미만의 탄화물을 갖으며,

상기 탄화물은 입경 2.0㎛ 이상의 탄화물의 체적율이 10% 이하이고,

상기 페라이트는 탄화물을 포함하지 않는 페라이트입의 체적율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서,

더욱이, 질량%로, Cr: 0.05~1.5%와 Mo: 0.01~0.5%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서,

더욱이, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제2항에 있어서,

더욱이, 질량%로, B: 0.005% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하와 W: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,

더욱이, 질량%로, Ti: 0.5% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하와 Zr: 0.5% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서,

상기 Si 함유량이, 질량%로, 0.005~2.0%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제6항에 있어서,

상기 Si 함유량이, 질량%로, 0.02%~0.5%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제1항에 있어서,

상기 Mn 함유량이, 질량%로, 0.2~1.0%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강 판.
제2항에 있어서,

Cr 함유량이, 질량%로, 0.05~0.3%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제2항에 있어서,

Cr 함유량이, 질량%로, 0.8~1.5%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
제2항에 있어서,

상기 Mo 함유량이, 질량%로, 0.05~0.5%인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판.
질량%로, C: 0.10~0.70%, Si: 2.0% 이하, Mn: 0.20~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Sol.Al: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부: 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 (Ar3 변태점-10℃) 이상의 마무리 온도에서 열간압연하는 공정,

열간압연된 강판을 120℃/초 초과의 냉각속도에서 450℃ 이상 600℃ 이하의 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 공정,

냉각된 열간압연강판을 2차 냉각에 의하여 권취까지 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 유지하는 공정,

냉각된 열간압연강판을 600℃ 이하의 권취온도에서 권취하는 공정,

권취된 열연강판을 산세하는 공정,

산세된 열연강판을 680℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소둔온도에서 소둔하는 공정으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판의 제조방법.
제12항에 있어서,

1차 냉각하는 공정에 있어서의 냉각속도가 120~700℃/초인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판의 제조방법.
제12항에 있어서,

상기 권취온도가 200~600℃인 것을 특징으로 하는 고탄소 열연강판의 제조방법.