KR20080060621A

KR20080060621A - 충격인성이 우수한 고탄소 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20080060621A
Application number: KR1020060134946A
Authority: KR
Inventors: 이창훈; 전재춘; 이규영; 신한철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-27
Filing date: 2006-12-27
Publication date: 2008-07-02
Also published as: KR100851805B1

Abstract

중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 또는, 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 하는 충격인성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법을 제공한다.

고탄소 강판, 충격인성, 미세 탄화물

Description

충격인성이 우수한 고탄소 강판의 제조 방법 {MANUFACTURING METHOD OF HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN IMPACT TOUGHNESS}

도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.

도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.

본 발명은 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 충격인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 열처리용으로 사용되는 고탄소강은 열연강판으로 제조후, QT(Quenching and Tempering)열처리 과정을 거치게 된다. 이때 열연강판의 조직은 라멜라 세멘타이트를 함유하는 펄라이트 조직이 된다. 이러한 펄라이트 조직의 열연강판을 짧은시간 소입처리하게 되면 라멜라 세멘타이트가 오스테나이트 상으로 완전히 재용해가 일어나지 않고 일부 라멜라 세멘타이트가 남아있게 된다. 이러한 세멘타이트가 남아있는 열연강판의 충격파괴시 상대적으로 경한 세멘타이트에서 파괴가 시작되어 충격인성이 저하된다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 대표적인 기술로는 특개2003-13144, 특 개2003-13145에 제안된 방법이 있다.

특개2003-13144 및 특개2003-13145에서는 0.2~0.7%의 탄소(C)를 포함하는 강을 (Ar3 변태점 -20℃) 이상의 온도에서 열간압연을 실시 한 후 냉각속도 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 냉각하여 650℃이상에서 냉각을 정지하고 이어서 600℃이하에서 권취를 행하고 이를 산세한 후, 640℃~Ac1 변태점 사이에서 소둔을 행함에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1~1.2㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 10%이하로 조직을 제어함에 의하여 신장 플랜지성이 우수한 열연 고탄소강판을 제조하거나, 위의 제조방법에서 열연판을 산세한후에 30%이상의 냉간압연을 적용하고 이를 600℃~Ac1 변태점 사이에서 소둔을 행함에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1~2.0㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 15%이하로 조직을 제어하는 방법을 제시하고 있다.

그러나, 열간압연후 120℃/초를 초과하는 냉각속도로 냉각을 실시하는 것은 통상의 열간압연 공장에서는 불가능하며, 이를 위하여는 특별히 고안된 냉각장치가 필요하고 이의 설치를 위하여는 고가의 비용이 소용된다.

전술한 문제점을 해결하기 위하여, 짧은 소입열처리에도 세멘타이트의 재용해가 완전히 일어나는 충격인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은, 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 한다.

본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄고 강판은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이고, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조방법은, ⅰ) 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제조하는 단계, ⅱ) 제조한 강재를 재가열하고 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, ⅲ) 상기 열연강판을 20℃/초~100℃/초 범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및 ⅳ) 냉각된 열연강판을 Ms~530℃ 범위의 온도에서 권취하여 열 연코일을 제조하는 단계를 포함하고, 이러한 방법에 의해 제조된 고탄소 강판은 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 한다.

본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법은, ⅰ) 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 제조하는 단계, ⅱ) 강재를 재가열하고 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, ⅲ) 열연강판을 20℃/초~100℃/초 범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및 ⅳ) 냉각된 열연강판을 Ms~530℃ 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하고, 이러한 방법에 의해 제조된 고탄소 강판은 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 한다.

이와 같이, 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우 수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.5%를 넘는 경우에는 제2상인 세멘타이트의 절대량의 증가로 인하여 구상화 소둔 후 신장 플랜지성 등의 가공성이 열화된다.

망간(Mn)의 함량은 0.1 ~ 1.2%로 한다. 망간(Mn)은 강의 제조공정 중에 불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가된다. 망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 적열취성이 발생되고 망간(Mn)이 1.2%가 넘는 경우에는 중심편석 또는 미소편석등의 편석이 심해진다.

상기 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 0.4%를 넘는 경우, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다.

크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 강의 소입성을 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나 구상화를 지연지키는 원소로 알려져 있어 다량 첨가 되는 경우 좋지 않은 역효과가 발생 할 수 있다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고 시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, 강 중에 존재하는 질소(N)를 질화알루미늄(AlN)으로 고정하여 결정립 크기를 미세화시킨다. 그러나 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기와 같은 첨가 목적을 이룰 수 없다. 또한, 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 넘는 경우 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있다.

황(S)의 함량은 0.012% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.012%를 넘는 경우에 는 황화망간(MnS)이 석출되어 냉연강판의 성형성이 악화된다. 따라서 황(S)의 함량은 0.012% 이하로 하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 질화티타늄(TiN)을 석출시켜 질소(N)를 제거한다. 따라서 질소(N)에 의해 질화붕소(BN)가 형성되어 붕소(B)가 소모되는 것을 방지한다. 이에 따라 붕소(B)의 첨가 효과가 나타나도록 할 수 있다. 붕소(B)의 첨가 효과에 대하여는 후술하도록 한다. 그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다. 따라서 이 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다. 그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 이상인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적으로 가능하므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

다만, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 탄화티타늄(TiC)이 형성되어 탄소(C)량 감소효과로 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원단위가 상승한다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 한다. 질소(N)는 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키므로, 그 첨가량을 최소화하는 것이 바람직하다. 다만, 질소(N)가 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 범위에서 그 함량이 질소(N)의 함량은 0.006%를 넘는 경우, 석출물의 수가 많아져서 붕소(B)의 첨가 효과를 상쇄시킨다. 따라서 질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러나 티타늄(Ti)이 첨가되는 경우에는 질화티타늄(TiN)의 석출에 의해 질화붕소(BN)가 형성되지 않으므 로, 티타늄(Ti)이 0.5×48/14×[N]% 이상으로 첨가된 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮추거나, 또는 Fe₂₃(C, B)₆의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제한다. 또한, 최종 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 매우 중요한 합금원소이다. 붕소(B)가 0.0005% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵게 된다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0080%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다.

도 1 및 도 2는 붕소(B) 첨가에 의한 상변태 제어를 나타낸 개략도이다. 도면에서 Ms는 마르텐사이트 생성 개시온도를 나타내며, Mf는 마르텐사이트 생성 종료온도를 나타낸다.

도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강을 고온 예컨대, 사상압연 마무리 온도로부터 각기 다른 냉각속도로 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직을 개략적인 연속냉각 상태도로 나타낸 것이다.

도 1에서 보는 바와 같이, 강에 붕소(B)를 첨가하지 않은 경우, v₁의 냉각속도로 냉각시에는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, v₂의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 얻어지고, v₃의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 조직이 얻어진다.

도 2에서 보는 바와 같이, 이러한 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 페라이트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 도 1에 비하여 시간 축을 따라 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다.

즉, 붕소(B)의 첨가로 인해 동일한 냉각속도에 대하여 붕소(B)를 첨가하지 않은 강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, v₁ 및 v₂의 냉각속도에서는 마르텐사이트를 얻게 되며, v₃의 냉각속도에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 된다. 이와 같이, 붕소(B)의 첨가에 의해 냉각속도를 증가시킨 효과를 얻게 된다.

이하에서는 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명하도록 한다.

먼저, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4%이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]% 미만, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 제조한다.

또는, 중량 %로 C: 0.2 ~ 0.5%, Mn: 0.2~1.0%, Si: 0.4%이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012%이하, Ti: 0.5ⅹ48/14ⅹ[N]~0.03%, B : 0.0005 ~ 0.0080%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 제조한다. 이와 같은 강슬라브의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 설명을 생략하도록 한다.

다음으로, 상기 강재를 재가열하고 Ar3 변태온도 이상의 마무리 온도에서 열간압연 하여 열연강판을 제조한다. 이때, 열간 압연 마무리 온도를 Ar3 변태 온도 이상으로 하는 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 즉, 2상역 압연이 행해질 경우 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생하게 되어 전체 조직에 걸친 균일한 탄화물의 분포를 얻을 수 없다.

다음으로, 열연강판을 20℃/sec~100℃/sec범위의 냉각속도로 냉각한다. 열간압연 후 냉각속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어지게 되어 열연 베이나이트, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직 또는 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없게 된다. 또한, 100℃/sec를 초과하는 냉각속도를 얻기 위해서는 기존의 방식이 아닌 가압식 급속 냉각설비와 같은 새로운 설비가 필요하므로 원가상승의 원인이 된다.

다음으로, 열연강판을 Ms~530℃ 범위의 온도에서 권취한다. 권취 온도가 530℃를 넘는 경우에는 펄라이트 변태를 유발하여 저온조직을 얻을 수 없으므로 권취온도는 530℃이하로 하여야 한다. 귄취 온도가 Ms 미만인 경우에는 귄취시 마르텐사이트 변태가 발생하여 크랙이 발생할 수 있다. 실질적으로 권취온도는 권취기의 성능에 의존하는 바가 크다.

다음으로, 제조된 열연강판을 Q/T(Quenching and Tempering) 열처리 한다. 본 발명의 실시에에 따른 고탄소 강판은 미세한 베이나이트구조를 가지므로 900℃에서 10초 내지 30분 동안 열처리하는 것 만으로도 탄화물이 충분히 용해된다.

실험예

진공 유도 용해에 의해 표 1에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 4.3mm가 되도록 열간압연을 하였다. 열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점이상으로 하였으며, ROT 냉각속도는 10℃/초, 30℃/초로 하여서 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 450 ~ 600℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사하였다. 소입 열처리는 900℃에서 10초 동안, 소둔 열처리는 600℃에서 3분 동안 행하였다.

강종	C	Mn	Si	Cr	Al	S	B	N	Ti	기타
1	0.34	0.73	0.21	0.09	0.030	0.0027	0.0058	0.0010	0.024	잔부 Fe 및 불순물

표 2에는 표 1의 조성을 가지는 강종 1을 이용하여, 공정조건에 따른 미용해-세멘타이트 존재와 연성-취성 천이온도를 나타내었다.

비고	ROT 냉각속도(℃/초)	권취 온도 (℃)	펄라이트 유/무	소입후 세멘타이트 유/무	소둔후 연성-취성 천이온도(℃)
비교예1	10	450	유	유	23
실시예2	30	450	무	무	-12
비교예2	30	600	유	유	48

라멜라 세멘타이트를 함유하고 있는 펄라이트 조직은 열간압연 후 ROT 냉각속도가 느릴 경우냉각중에 생성되고, 냉각속도가 빠르더라도 권취온도가 높을 경우 생성된다. 따라서 냉각속도 및 권취온도의 조건이 다 만족되는 경우에만 탄화물을 가지는 베이나이트 조직이 생성된다. 라멜라조직의 조대한 세멘타이트는 소입 열처리시 오스테나이트로의 재용해 속도가 느리므로, 10초 정도 열처리시에는 완전한 용해가 이루어지지 않아 최종 소둔 열처리 후에 세멘타이트 조직이 남게된다.

반면에 미세한 세멘타이트이를 함유하는 베이나이트 조직은 소입 열처리시 오스테나이트로의 세멘타이트 재용해가 속도가 빠르므로, 10초 정도의 열처리에도 완전한 용해가 이루어진다. 따라서 최종 소둔 열처리후에는 미세한 탄화물이 존재하는 소둔 열처리 조직이 생성된다. 펄라이트 열연조직으로부터 소입 또는 소둔 열처리후 남아있는 조대한 세멘타이트는 강재의 충격시 파괴균열의 생성원으로 작용하게 된다. 따라서 강재의 충격인성을 떨어뜨린다. 반면에, 베이나이트 열연조직으로부터 소입 또는 소둔 열처리후 생성되는 미세한 세멘타이트는 충격시 파괴균열의 생성원으로 작용하기에는 크기가 너무 작다. 따라서 세멘타이트가 파괴균열의 생성원으로 작용하지 않으므로 강재의 충격인성이 향상된다.

본 발명의 일실시예에 따른 실시예 1은 열연조직에서부터 조대한 세멘타이트를 함유하는 펄라이트조직이 생성되지 않는다. 그러므로 소입 열처리후에도 조대한 세멘타이트가 남지 않는다. 따라서, 조대 세멘타이트가 남아있는 비교예 1 및 비교예 2에 비해 연성-취성 천이온도가 -12℃로 월등히 향상된 특성을 나타낸다.

이와 같이 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였으나, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하다. 그리고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 제조 공정에 있어서, 사상압연 후 냉각속도를 종래에 비하여 낮은 20℃/초 ~ 100℃/초로 하고, 낮은 온도에서 권취한다. 따라서 강판 내부에 탄화물이 미세하고 균일하게 분포한다.

또한, 탄화물이 미세하므로 소입 열처리성이 우수하고, 소둔후 충격인성이 우수한다.

Claims

중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제조하는 단계,

또는, 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 제조하는 단계,

상기 강재를 재가열하고 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계,

상기 열연강판을 20℃/초~100℃/초 범위의 냉각속도로 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 열연강판을 Ms~530℃ 범위의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함하고,

탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트 및 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 5%이하이며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛이하인 베이나이트를 주상으로 하는 강판을 900℃ 에서 10초 내지 30분 동안 재열처리 하는 과정을 더 포함하는 충격인성이 향상된 고탄소 강판의 제조 방법.