KR20140044925A - Medium carbon steel sheet, quenched member, and method for manufacturing medium carbon steel sheet and quenched member - Google Patents

Abstract

이 중탄소 강판은, 질량%이며, C : 0.10 내지 0.80%, Si : 0.01 내지 0.3%, Mn : 0.3 내지 2.0%, P : 0.001 내지 0.03%, S : 0.0001 내지 0.01%, Al : 0.001 내지 0.10%, N : 0.001 내지 0.01%를 함유하고, 탄화물의 평균 직경이 0.4㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 평균 직경의 1.5배 이상의 크기인 탄화물의 개수 비율이 상기 탄화물의 총 수에 대해서 30% 이하이고, 상기 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상이고, 인장 강도(TS)가, 550㎫ 이하이다.This medium carbon steel plate is mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.01%, Al: 0.001 to 0.10 %, N: 0.001-0.01%, the average diameter of carbide is 0.4 micrometer or less, the number ratio of carbides whose size is 1.5 times or more of the average diameter of the carbide is 30% or less with respect to the total number of carbides, The spheroidization rate of the said carbide is 90% or more, the average ferrite particle diameter is 10 micrometers or more, and tensile strength TS is 550 Mpa or less.

Description

중탄소 강판, 켄칭 부재 및 그들의 제조 방법{MEDIUM CARBON STEEL SHEET, QUENCHED MEMBER, AND METHOD FOR MANUFACTURING MEDIUM CARBON STEEL SHEET AND QUENCHED MEMBER}MEDIUM CARBON STEEL SHEET, QUENCHED MEMBER, AND METHOD FOR MANUFACTURING MEDIUM CARBON STEEL SHEET AND QUENCHED MEMBER}

본 발명은 냉간 가공성, 특히 냉간 단조성이 우수한 중탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 이 중탄소 강판을 성형 후 켄칭하여 얻어지는 부재(켄칭 부재) 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a medium carbon steel sheet excellent in cold workability, in particular cold forging, and a method for producing the same. Moreover, this invention relates to the member (quenching member) obtained by hardening this medium carbon steel plate after shaping | molding, and its manufacturing method.

본원은, 2011년 9월 9일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-197044호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2011-197044 for which it applied to Japan on September 9, 2011, and uses the content here.

체인, 기어, 클러치, 톱, 칼날 등의 부재에서는, 내마모성 및 내피로성이 요구되기 때문에, 켄칭에 의해 부재의 강도(특히, 표면의 강도)를 높이는 것이 필요해진다.In members such as chains, gears, clutches, saws, blades, and the like, wear resistance and fatigue resistance are required. Therefore, it is necessary to increase the strength (particularly, the strength of the surface) of the member by quenching.

종래, 상기 부재는, 0.2질량% 이하의 C를 포함하는 강(강판이나 강괴)을, 열간 단조에 의해 성형하고, 침탄과 고주파 켄칭에 의해 부재 표면의 강도를 높임으로써 제조되어 왔다. 이러한 부재의 제조 방법에서는, 열간 단조 시의 가공성을 확보하기 위해서, C양이 0.2질량%로 저감되어 있고, 저C에 의한 켄칭성의 부족을 보충하기 위해서, 침탄에 의해 부재 표면의 탄소 농도를 높이고 있다.Conventionally, the said member has been manufactured by shape | molding the steel (steel plate or ingot) containing C of 0.2 mass% or less by hot forging, and increasing the strength of a member surface by carburizing and high frequency quenching. In the manufacturing method of such a member, in order to ensure the workability at the time of hot forging, the amount of C is reduced to 0.2 mass%, and in order to make up for the lack of hardenability by low C, the carbon concentration of a member surface is raised by carburizing, have.

최근, CO₂ 삭감이나 비용 삭감을 목적으로 해서, 에너지 절약의 사회적 요구가 높아지고 있으며, 보다 저온에서 보다 단시간에 또한 보다 적은 공정수의 조건에서 충분한 강도를 갖는 부재를 제조 가능한 제조 방법이 요구되고 있다.In recent years, for the purpose of CO ₂ reduction and cost reduction, the social demand for energy saving is increasing, and the manufacturing method which can manufacture the member which has sufficient intensity | strength in the conditions of shorter time and less process number at lower temperature is calculated | required. .

이러한 요구에 대응하기 위해서, 예를 들어 열간 단조와 같은 열간 성형을, 냉간 단조와 같은 냉간 성형으로 변경하거나, 성형 전의 강판 중 탄소 농도(켄칭성)를 높여서 침탄을 생략하거나 하는 것이 생각된다. 이 경우에는, 강판의 C양을 높여도 충분한 냉간 가공성이 얻어지는 중탄소 강판이 필요하다. 특히, 최근 가공 기술이 발달하여, 강판에 대해 종래보다도 가공도가 높은 성형법이 채용될 수 있기 때문에, 강에는, 연질이며 변형되기 쉬운 것(낮은 변형 저항)에 더하여, 균열을 발생시키지 않고 엄격한 가공에 견딜 수 있는 것(높은 변형능)도 요구된다. 이러한 가공도가 높은 성형법으로서, 예를 들어 압축 하중을 다방향으로부터 동시에 가하는, 가공 정밀도의 향상과 가공 시간의 단축을 겨냥한 프레스 방식 등을 들 수 있다.In order to meet these demands, for example, it is conceivable to change hot forming such as hot forging to cold forming such as cold forging, or to omit carburization by increasing the carbon concentration (quenchability) in the steel sheet before forming. In this case, the medium-carbon steel plate which obtains sufficient cold workability even if it raises the amount of C of a steel plate is required. In particular, in recent years, since the processing technology has developed and a forming method having a higher degree of workability can be adopted for steel sheets, in addition to the soft and easily deformable (low deformation resistance) steel, rigid processing without cracking occurs. It is also required to be able to withstand (high strain). As a molding method with such a high workability, the press method aimed at the improvement of the processing precision, and the shortening of a processing time etc. which apply a compressive load simultaneously from multiple directions, for example is mentioned.

본 발명자들은, 냉간 가공 시에 상당 변형이 1을 초과하는 가공 영역이 발생한 경우에도, 균열이 발생하지 않는 강판이면, 상기 가공도가 높은 성형법에 적용할 수 있는 것을 발견했다.The inventors of the present invention found that the steel sheet does not generate cracks even when a processing region in which a significant deformation exceeds 1 occurs during cold working, and can be applied to a molding method having a high workability.

그러나, 종래 기술에서는, 상기 가공도가 높은 성형법(상당 변형이 1을 초과하는 가공 영역이 발생하는 성형법)에 대해서, C 농도가 높은 중탄소 강판을 사용하는 것은 곤란했다.However, in the prior art, it was difficult to use a medium carbon steel sheet having a high C concentration for the molding method having a high degree of workability (a molding method in which a processing region in which a significant strain exceeds 1) occurs.

예를 들어, 특허문헌 1 내지 8에는, 가공에 의해 성형품을 얻기 위한 중탄소 강판이 개시되어 있다.For example, Patent Documents 1 to 8 disclose a medium carbon steel sheet for obtaining a molded article by processing.

이들 중, 예를 들어 특허문헌 1에는, C : 0.1 내지 0.8질량%, S : 0.01질량% 이하의 아공석강을 포함하여, 탄화물 구상화율이 90% 이상이도록 탄화물이 페라이트 중에 분산되어 있고, 또한 평균 탄화물 입경은 0.4 내지 1.0㎛이며, 필요에 따라서 페라이트 결정립경이 20㎛ 이상으로 조정되어 있는 중·고탄소 강판이 개시되어 있다. 또한, 예를 들어 특허문헌 2에는, 신장 플랜지성이 우수한 중·고탄소 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 이들 특허문헌 1 및 2의 강판에서는, 어닐링에 의해 탄화물을 조대화시켜서 평균 탄화물 입경을 0.4 내지 1.0㎛로 제어하고 있기 때문에, 항복비가 크고, 또한 조대한 탄화물을 기점으로 한 균열이 발생하기 쉬워, 이들 강판을 상기 가공도가 높은 성형법에 적용하는 것은 곤란하다.Among them, for example, in Patent Document 1, carbides are dispersed in ferrite such that C: 0.1 to 0.8% by mass and S: 0.01% by mass or less of aporous steel so that the carbide spheroidization rate is 90% or more, and average Carbide particle diameters are 0.4-1.0 micrometer, The medium and high carbon steel plate whose ferrite grain size is adjusted to 20 micrometers or more as needed is disclosed. For example, Patent Document 2 discloses a method for producing a medium and high carbon steel sheet excellent in stretch flangeability. In the steel sheets of Patent Literatures 1 and 2, the carbides are coarsened by annealing and the average carbide particle size is controlled to 0.4 to 1.0 mu m, so that the yield ratio is large, and cracks originating from coarse carbides tend to occur. It is difficult to apply these steel sheets to the shaping | molding method with high said workability.

또한, 특허문헌 3에는, 피로 특성이 우수한 펀칭 부품용 강판이 개시되어 있다. 이 특허문헌 3에서는, 탄화물을 0.3㎛ 이하로 제어하기 위해서, 50% 이상의 압하율로 냉간 압연한 강판을 Ac1℃ 이하의 온도에서 어닐링하고 있다. 그러나, 이 특허문헌 3에 개시된 강판의 제조 방법에서는, 높은 압하율에 의해 마이크로 조직이 미세화되기 때문에, 강판의 경도가 200 내지 400HV(항복 강도 600 내지 1400㎫ 정도)까지 상승하여, 충분한 냉간 가공성(낮은 변형 저항)을 얻을 수 없다.In addition, Patent Document 3 discloses a steel sheet for punching parts having excellent fatigue characteristics. In this patent document 3, in order to control carbide to 0.3 micrometer or less, the steel plate cold-rolled by 50% or more of reduction ratio is annealed at the temperature of Ac1 degreeC or less. However, in the manufacturing method of the steel plate disclosed by this patent document 3, since a microstructure is refine | miniaturized by a high reduction ratio, the hardness of a steel plate rises to 200-400 HV (a yield strength of about 600-1400 Mpa), and sufficient cold workability ( Low deformation resistance).

마찬가지로, 특허문헌 4 내지 8에는, 탄화물의 형태가 제어된 중탄소 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 4 내지 6에서는, 저온상으로부터 탄화물을 석출시키고 있기 때문에, 탄화물의 입경 분포가 넓어지기 쉬워, 조대한 탄화물을 기점으로 한 균열이 발생하기 쉽다. 또한, 특허문헌 7에서는, 구상화 어닐링 전에 열처리가 실시되어 있지 않기 때문에, 충분히 구상화되어 있지 않은 조대한 탄화물이 발생하기 쉽고, 이 탄화물이 균열의 기점이 되기 쉽다. 특허문헌 8에서는, 구상화 어닐링과 가공을 동시에 행하고 있기 때문에, 탄화물의 입경 분포가 넓어지기 쉬워, 조대한 탄화물을 기점으로 한 균열이 발생하기 쉽다.Similarly, the patent documents 4-8 disclose the medium carbon steel plate in which the form of carbide was controlled. However, in Patent Documents 4 to 6, since carbides are precipitated from the low temperature phase, the particle size distribution of carbides tends to be wider, and cracks originating from coarse carbides tend to occur. In addition, in patent document 7, since heat processing is not performed before spheroidization annealing, coarse carbide which is not fully spheroidized tends to generate | occur | produce, and this carbide tends to become a starting point of a crack. In patent document 8, since spheroidization annealing and a process are performed simultaneously, the particle size distribution of carbide tends to become wide, and the crack which originates in coarse carbide tends to generate | occur | produce.

이와 같이, 상기 가공도가 높은 성형법에 적용 가능한 중탄소 강판이 발견되지 않은 것이 실정이다.As such, it is a fact that no medium-carbon steel sheet applicable to the forming method with high workability has been found.

또한, 기어와 같은 부재는, 켄칭에 의해 부재 표면의 경도를 높인 경우라도, 부재 내의 균일한 켄칭에 의해 우수한 형상 정밀도를 갖는 것이 요구되고 있다.Moreover, even when a member like a gear raises the hardness of a member surface by hardening, it is calculated | required to have the outstanding shape precision by uniform hardening in a member.

그러나, 상기 특허문헌 1 및 2의 강판의 제조 방법에서는, 어닐링 시에 Ac1 내지 Ac1+100℃의 온도 범위가 포함되기 때문에, 탄화물이 조대화할뿐만 아니라, 이 온도 범위에서 오스테나이트였던 부분과 페라이트였던 부분 사이에서 탄화물의 크기에 차가 발생한다. 이 탄화물 크기의 차에 따라, 부재 제조에 있어서의 켄칭의 가열 시에 오스테나이트가 혼립 조직이 되어, 강판의 켄칭성 및 켄칭 후의 부재의 형상 정밀도가 저하된다.However, in the manufacturing method of the steel plates of the said patent documents 1 and 2, since the temperature range of Ac1-Ac1 + 100 degreeC is included at the time of annealing, not only the carbide coarsened but the part which was austenite and ferrite in this temperature range There is a difference in the size of the carbide between the parts. Due to the difference in carbide size, austenite becomes a mixed structure at the time of heating of quenching in member production, and the hardenability of the steel sheet and the shape precision of the member after quenching are lowered.

이와 같이, 종래 기술에서는, 켄칭 후의 부재의 형상 정밀도가 작다고 하는 문제도 있었다.Thus, in the prior art, there was also a problem that the shape precision of the member after quenching was small.

일본 특허 공개 평11-80884호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 11-80884 일본 특허 공개 평11-269552호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 11-269552 일본 특허 공개 제2001-59128호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 2001-59128 일본 특허 공개 제2003-89846호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 2003-89846 일본 특허 공개 평9-268344호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 9-268344 일본 특허 공개 제2004-137527호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 2004-137527 일본 특허 공개 제2001-329333호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 2001-329333 일본 특허 공개 제2001-355047호 공보Japanese Patent Laid-Open No. 2001-355047

본 발명은 상기 실정을 감안하여, 자동차 분야 등에 적용되는 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 우수한 중탄소 강판 및 형상 정밀도가 우수한 부재와 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.SUMMARY OF THE INVENTION In view of the above circumstances, an object of the present invention is to provide a medium-carbon steel sheet having excellent cold workability and quenching stability, a member having excellent shape accuracy, and a manufacturing method thereof, which are applied to the automobile field and the like.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대해서 예의 연구했다. 그 결과, 냉간 가공성의 향상에는 변형 전파의 균일성을 확보함으로써 미세한 균열의 대책을 취하는 것이 유효하고, 평균 페라이트 입경을 10㎛ 이상, 탄화물의 평균 직경을 0.4㎛ 이하, 탄화물의 구상화율을 90% 이상으로 제어하는 것이 중요한 것을 지견했다. 또한, 이 가공성을 향상시킨 강판에서는, 탄화물의 평균 직경이 매우 작은 것 외에, 조대한 탄화물 입자의 비율도 저감되어 있는 것도 큰 특징이며, 특히 어떤 켄칭 조건에서도 켄칭성을 안정시킬 수 있는 것도 지견했다.The present inventors earnestly researched about the method of solving the said subject. As a result, it is effective to take measures against fine cracking by ensuring uniformity of strain propagation to improve cold workability. The average ferrite grain size is 10 µm or more, the average diameter of carbide is 0.4 µm or less, and the carbide spheroidization rate is 90%. It was found that the above control is important. Moreover, in the steel plate which improved this workability, in addition to having a very small average diameter of carbide, the ratio of coarse carbide grains was also reduced, and it was also found that the hardenability can be stabilized especially in any quenching conditions. .

또한, 상기 조건을 만족하는 강판은, 단순 압연 조건이나 어닐링 조건 등의 단일 제조 조건을 궁리하더라도 제조 곤란하며, 열연으로부터 냉연을 거쳐서 어닐링에 이르기까지의 공정 등 소위 일관 공정에 의해 복수의 조건을 최적화함으로써만 제조할 수 있는 것도, 다양한 연구를 거듭함으로써 발견하여, 본 발명을 완성했다.Further, a steel sheet that satisfies the above conditions is difficult to manufacture even after devising a single manufacturing condition such as a simple rolling condition or an annealing condition, and optimizes a plurality of conditions by a so-called consistent process such as a process ranging from hot rolling to cold rolling to annealing. What can be manufactured only by doing so was found by repeating various studies and completed the present invention.

본 발명의 요지는, 다음과 같다.The gist of the present invention is as follows.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 중탄소 강판은, 질량%이며, C : 0.10 내지 0.80%, Si : 0.01 내지 0.3%, Mn : 0.3 내지 2.0%, Al : 0.001 내지 0.10% 및 N : 0.001 내지 0.01%를 함유하고, P : 0.03% 이하, S : 0.01% 이하, O : 0.0025% 이하, Cr : 1.5% 이하, B : 0.01% 이하, Nb : 0.5% 이하, Mo : 0.5% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.3% 이하, Cu : 0.5% 이하, W : 0.5% 이하, Ta : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Mg : 0.003% 이하, Ca : 0.003% 이하, Y : 0.03% 이하, Zr : 0.03% 이하, La : 0.03% 이하, Ce : 0.03% 이하, Sn : 0.03% 이하, Sb : 0.03% 이하 및 As : 0.03% 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 탄화물의 평균 직경이 0.4㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 평균 직경의 1.5배 이상의 크기인 탄화물의 개수 비율이 상기 탄화물의 총 수에 대해서 30% 이하이고, 상기 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상이고, 인장 강도(TS)가 550㎫ 이하이다.(1) The medium-carbon steel plate which concerns on one form of this invention is mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001-0.10%, and N: 0.001 To 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V : 0.5% or less, Ti: 0.3% or less, Cu: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Mg: 0.003% or less, Ca: 0.003% or less, Y: 0.03 % Or less, Zr: 0.03% or less, La: 0.03% or less, Ce: 0.03% or less, Sn: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, and As: 0.03% or less, the remainder being limited to Fe and unavoidable impurities And the number of carbides having an average diameter of carbide of 0.4 µm or less, the size of 1.5 times or more of the average diameter of the carbide being 30% or less with respect to the total number of carbides, and the spheroidization rate of the carbide being 90% or more The average ferrite grain size is 10㎛ or more , Is less than the tensile strength (TS) is 550㎫.

(2) 상기 (1)에 기재된 중탄소 강판에서는, 항복비(YR)가, 60% 이하여도 된다.(2) In the medium carbon steel plate as described in said (1), yield ratio (YR) may be 60% or less.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 중탄소 강판에서는, 판 두께가, 1 내지 12.5㎜여도 된다.(3) In the medium carbon steel plate as described in said (1) or (2), 1-12.5 mm may be sufficient as plate | board thickness.

(4) 본 발명의 일 형태에 관한 중탄소 강판의 제조 방법에서는, 질량%이며, C : 0.10 내지 0.80%, Si : 0.01 내지 0.3%, Mn : 0.3 내지 2.0%, Al : 0.001 내지 0.10% 및 N : 0.001 내지 0.01%를 함유하고, P : 0.03% 이하, S : 0.01% 이하, O : 0.0025% 이하, Cr : 1.5% 이하, B : 0.01% 이하, Nb : 0.5% 이하, Mo : 0.5% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.3% 이하, Cu : 0.5% 이하, W : 0.5% 이하, Ta : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Mg : 0.003% 이하, Ca : 0.003% 이하, Y : 0.03% 이하, Zr : 0.03% 이하, La : 0.03% 이하, Ce : 0.03% 이하, Sn : 0.03% 이하, Sb : 0.03% 이하 및 As : 0.03% 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강을, 주조하고; 열간 압연하고; 상기 열간 압연의 종료 직후부터 2 내지 10초간 공냉하고; 상기 공냉 종료의 온도로부터 480 내지 600℃의 온도 범위까지 10 내지 80℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고; 400℃ 내지 580℃의 온도 영역으로 권취하고; 5% 이상 또한 30% 미만인 냉연율로 냉연하고; 650 내지 720℃의 온도 범위에서 5 내지 40hr의 시간 어닐링한다.(4) In the manufacturing method of the medium-carbon steel plate which concerns on one form of this invention, it is mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% V: 0.5% or less, Ti: 0.3% or less, Cu: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Mg: 0.003% or less, Ca: 0.003% or less, Y: 0.03% or less, Zr: 0.03% or less, La: 0.03% or less, Ce: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, and the remainder are limited to Fe and inevitable. Casting a steel having a chemical composition comprising red impurities; Hot rolling; Air cooling for 2 to 10 seconds immediately after the end of the hot rolling; Cooling at an average cooling rate of 10 to 80 ° C./s from the temperature of the air cooling end to a temperature range of 480 to 600 ° C .; Wound into a temperature range of 400 ° C. to 580 ° C .; Cold rolled at a cold rolling rate of at least 5% and less than 30%; Annealing time 5-40 hrs in the temperature range of 650-720 degreeC.

(5) 상기 (4)에 기재된 중탄소 강판의 제조 방법에서는, 상기 권취 후의 상기 강에 포함되는 펄라이트 중 시멘타이트의 평균 라멜라 두께가 0.02 내지 0.5㎛여도 된다.(5) In the manufacturing method of the medium-carbon steel plate as described in said (4), 0.02-0.5 micrometer of average lamellar thickness of cementite among the pearlite contained in the said steel after the said winding may be sufficient.

(6) 본 발명의 일 형태에 관한 켄칭 부재는, 질량%이며, C : 0.10 내지 0.80%, Si : 0.01 내지 0.3%, Mn : 0.3 내지 2.0%, Al : 0.001 내지 0.10%, N : 0.001 내지 0.01%를 함유하고, P : 0.03% 이하, S : 0.01% 이하, O : 0.0025% 이하, Cr : 1.5% 이하, B : 0.01% 이하, Nb : 0.5% 이하, Mo : 0.5% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.3% 이하, Cu : 0.5% 이하, W : 0.5% 이하, Ta : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Mg : 0.003% 이하, Ca : 0.003% 이하, Y : 0.03% 이하, Zr : 0.03% 이하, La : 0.03% 이하, Ce : 0.03% 이하, Sn : 0.03% 이하, Sb : 0.03% 이하 및 As : 0.03% 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 구오스테나이트 입자의 평균 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경을 갖는 구오스테나이트 입자가 차지하는 면적 비율이 30% 이하다.(6) The quenching member which concerns on one form of this invention is mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.001 to 0.01% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.3% or less, Cu: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Mg: 0.003% or less, Ca: 0.003% or less, Y: 0.03% Or less, Zr: 0.03% or less, La: 0.03% or less, Ce: 0.03% or less, Sn: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, and As: 0.03% or less, and the balance includes Fe and unavoidable impurities The area ratio of the old austenite particles having a particle size of 0.5 times or less or 2 times or more of the average particle diameter of the old austenite particles is 30% or less.

(7) 상기 (6)에 기재된 켄칭 부재에서는, 마르텐사이트의 면적률이 95% 이상이어도 된다.(7) In the quenching member as described in said (6), the area ratio of martensite may be 95% or more.

(8) 본 발명의 일 형태에 관한 켄칭 부재의 제조 방법에서는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 중탄소 강판을 부재로 냉간 가공하고; 상기 부재를 Ac3 변태점보다도 높은 온도로 가열하고; 상기 부재를 냉각한다.(8) In the manufacturing method of the quenching member which concerns on one form of this invention, the heavy carbon steel plate in any one of said (1)-(3) is cold-worked by a member; Heating the member to a temperature higher than the Ac3 transformation point; Cool the member.

상기 각 형태에 의하면, 엄격한 냉간 가공에 대한 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 우수한 중탄소 강판 및 그 제조 방법과, 형상 정밀도가 우수한 켄칭 부재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.According to each said aspect, the medium carbon steel plate excellent in cold workability and hardening stability with respect to strict cold work, its manufacturing method, the hardening member excellent in shape precision, and its manufacturing method can be provided.

여기서, 켄칭 안정성이란, 강판으로부터 켄칭 부재를 얻은 경우에서의 켄칭 후의 마이크로 조직의 균일성, 열처리 변형의 억제, 강재 내부의 잔류 응력의 균일성을 가리킨다. 또한, 엄격한 냉간 가공에 대한 냉간 가공성(이하에서는, 냉간 가공성이라 생략함)이란, 냉간 가공 시에 상당 변형이 1을 초과하는 가공 영역이 발생한 경우의 가공성을 가리킨다. 또한, 가공(냉간 가공)은, 굽힘, 두께 증가, 드로잉 등을 포함한다.Here, quenching stability refers to the uniformity of the microstructure after quenching, the suppression of heat treatment distortion, and the uniformity of the residual stress in steel materials, when the hardening member is obtained from a steel plate. In addition, cold workability (it abbreviates as cold workability hereafter) with respect to strict cold work refers to the workability at the time of cold work when the processing area | region which a considerable deformation | transformation exceeds 1 generate | occur | produced. In addition, processing (cold processing) includes bending, thickness increase, drawing, etc.

도 1은 냉간 가공성과, 평균 탄화물 직경 및 조대한 탄화물의 개수 비율의 관계를 도시하는 도면.
도 2a는 냉간 가공성을 평가하기 위한 냉간 가공 전의 시험재의 형상을 도시하는 사시도.
도 2b는 냉간 가공성을 평가하기 위한 냉간 가공 후의 시험재의 형상을 도시하는 사시도.
도 3은 조대한 탄화물의 개수 비율과, 이상 오스테나이트의 면적률%의 관계를 도시하는 도면.
도 4는 냉간 가공성과, 탄화물의 구상화율 및 평균 페라이트 입경의 관계를 도시하는 도면.
도 5는 혼립 지수와 변형량의 관계를 도시하는 도면이다.
도 6a는 고주파 켄칭 시험의 켄칭 전의 공시재의 일례를 나타내는 측면도.
도 6b는 고주파 켄칭 시험의 켄칭 전의 공시재의 일례를 나타내는 사시도.
도 6c는 고주파 켄칭 시험의 켄칭 후의 공시재의 일례를 나타내는 측면도.
도 6d는 고주파 켄칭 시험의 켄칭 후의 공시재의 일례를 나타내는 사시도.
도 7은 공냉 시간과, 조대한 탄화물의 개수 비율의 관계를 도시하는 도면.
도 8은 냉연율과 비커스 경도의 관계를 도시하는 도면.
도 9는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 중탄소 강판의 제조 방법의 일례를 나타내는 플로우차트.
도 10은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 켄칭 부재의 제조 방법의 일례를 나타내는 플로우차트.
도 11은 수학식 1에 있어서의 상당 변형의 각 변수를 설명하기 위한 개략도.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The figure which shows the relationship between cold workability, an average carbide diameter, and the ratio of the number of coarse carbides.
It is a perspective view which shows the shape of the test material before cold work for evaluating cold workability.
It is a perspective view which shows the shape of the test material after cold work for evaluating cold workability.
Fig. 3 is a diagram showing a relationship between the number ratio of coarse carbides and the area ratio% of abnormal austenite.
4 is a diagram showing a relationship between cold workability, spheroidization ratio of carbides, and an average ferrite grain size.
5 is a diagram illustrating a relationship between a mixed index and a deformation amount.
It is a side view which shows an example of the test material before quenching of the high frequency quenching test.
It is a perspective view which shows an example of the test material before quenching of the high frequency quenching test.
It is a side view which shows an example of the test material after quenching of the high frequency quenching test.
It is a perspective view which shows an example of the test material after quenching of the high frequency quenching test.
FIG. 7 is a diagram showing a relationship between air cooling time and the number ratio of coarse carbides. FIG.
8 is a diagram illustrating a relationship between a cold rolling rate and a Vickers hardness.
9 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a medium-carbon steel sheet according to one embodiment of the present invention.
The flowchart which shows an example of the manufacturing method of the quenching member which concerns on one Embodiment of this invention.
Fig. 11 is a schematic diagram for explaining each variable of substantial modifications in the equation (1).

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail.

또한, JISG4051(기계 구조용 탄소강), JISG4401(탄소 공구 강재) 또는 JISG4802(스프링용 냉간 압연 강대)에서 규정되는 성분계에 기초하여, 강판 및 그 제조 방법의 조사를 반복함으로써 이하의 각 실시 형태를 얻었다. 이 조사에 있어서, 본 발명자들은, 냉간 가공 시에 상당 변형이 1을 초과하는 가공 영역이 발생하는 냉간 가공(냉간 단조) 시험으로서, 컵 성형 시험을 행하여, 얻어진 강판을 평가했다. 상당 변형(ε_e)은, 도 11에 도시한 바와 같이 직육면체 소재의 3개의 변이 각각 데카르트 좌표계의 x, y, z축과 일치한다고 가정한 경우에 있어서, 변형 후의 각 좌표에서의 신장 변형[ε_x(도 11에서는, 팽창), ε_y(도 11에서는, 수축), ε_z(도 11에서는, 수축)]을 사용하여 하기 수학식 1에 의해 표현된다.Moreover, each following embodiment was obtained by repeating irradiation of the steel plate and its manufacturing method based on the component system prescribed | regulated by JISG4051 (carbon steel for mechanical structures), JISG4401 (carbon tool steel), or JISG4802 (cold rolling steel strip for spring). In this investigation, the present inventors evaluated the steel plate obtained by performing a cup forming test as a cold work (cold forging) test in which the process area | region which a considerable deformation | transformation exceeds 1 at the time of cold work generate | occur | produces. The equivalent strain ε _e is the extension strain [ε] at each coordinate after deformation in the case where three sides of the rectangular parallelepiped material coincide with the x, y and z axes of the Cartesian coordinate system as shown in FIG. 11. _x (expansion in FIG. 11), ε _y (shrinkage in FIG. 11), and ε _z (shrinkage in FIG. 11)] are represented by the following equation (1).

또한, 각 신장 변형은, 각 축방향 소재의 치수 변화로부터 구해지고, 가공 전의 치수를 기준(즉, 1)으로 한 경우의 치수의 증가 비율이다. 예를 들어, 굽힘 각 90°의 굽힘 시험에서는, 상당 변형이 1 이하이고, 시험 방법에 의해 대상으로 되는 상당 변형이 변화한다.In addition, each extension | stretching strain is calculated | required from the dimensional change of each axial raw material, and is an increase rate of the dimension when the dimension before a process is made into the reference | standard (that is, 1). For example, in the bending test with a bending angle of 90 °, the equivalent strain is 1 or less, and the corresponding strain changes as a target by the test method.

우선, 이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 중탄소 강판에 대해서 설명한다.First, the medium carbon steel plate which concerns on one Embodiment of this invention is demonstrated below.

화학 성분(화학 조성)에 관한 한정 이유에 대해서 설명한다. 여기서, 성분에 관한 「%」는, 질량%를 의미한다.The reason for limitation regarding a chemical component (chemical composition) is demonstrated. Here, "%" about a component means the mass%.

(C : 0.10 내지 0.80%) (C: 0.10 to 0.80%)

C는, 부재(성형 후의 강판)의 켄칭 후의 강도를 확보하는 데 있어 중요한 원소이며, C양이 0.10% 이상이면 필요한 강도가 확보된다. C양이 0.10% 미만에서는, 열연 및 권취 시에 페라이트 변태가 촉진되어, 강재 내에 시멘타이트 입자를 균일 분산시키는 것이 어려워진다. 그로 인해, C양의 하한을 0.10%로 한다. 한편, C양이 0.80%를 초과하면, 어닐링 전의 열연판의 펄라이트에 있어서의 시멘타이트의 라멜라 두께가 0.5㎛를 초과해 버린다. 그로 인해, 이 경우에는, 시멘타이트가 구상화되기 어려워짐과 함께 조대한 시멘타이트의 비율이 증가하여 켄칭 안정성이 저하한다. 그로 인해, C양의 상한을 0.80%로 한다. 강도나 켄칭성을 보다 높이는 경우에는, C양의 하한이, 0.15% 또는 0.20%인 것이 바람직하고, 0.24%, 0.28% 또는 0.32%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 보다 켄칭 안정성을 높이는 경우에는, C양의 상한이, 0.70% 또는 0.65%인 것이 바람직하고, 0.60% 또는 0.55%인 것이 보다 바람직하다.C is an important element in securing the strength after quenching of the member (steel plate after molding), and the required strength is ensured if the amount of C is 0.10% or more. If the amount of C is less than 0.10%, ferrite transformation is promoted during hot rolling and winding, and it becomes difficult to uniformly disperse the cementite particles in the steel. Therefore, the lower limit of the amount of C is made into 0.10%. On the other hand, when C amount exceeds 0.80%, the lamellar thickness of cementite in the pearlite of the hot rolled sheet before annealing will exceed 0.5 micrometer. Therefore, in this case, while cementite becomes difficult to spheroidize, the ratio of coarse cementite increases and hardening stability falls. Therefore, the upper limit of the amount of C is made into 0.80%. When increasing strength and hardenability further, it is preferable that the minimum of C amount is 0.15% or 0.20%, and it is more preferable that it is 0.24%, 0.28%, or 0.32%. Moreover, when raising hardening stability more, it is preferable that the upper limit of C amount is 0.70% or 0.65%, and it is more preferable that it is 0.60% or 0.55%.

(Si : 0.01 내지 0.3%)(Si: 0.01 to 0.3%)

Si는, 탈산제로서 작용하고, 켄칭성의 향상이나 강도의 증가에 유효한 원소이다. Si양이 0.01% 미만에서는, 이러한 첨가 효과를 얻지 못하므로, Si양의 하한을 0.01%로 한다. 한편, Si양이 0.3%를 초과하면, 페라이트의 변형능이 저하하고, 가공 시에 입자 내에서 균열이 발생하기 쉽기 때문에, 냉간 가공성이 저하한다. 그로 인해, Si양의 상한을 0.3%로 한다. 강도나 켄칭성을 보다 높이는 경우에는, Si양의 하한이, 0.03% 또는 0.05%인 것이 바람직하고, 0.08% 또는 0.10%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 냉간 가공성을 보다 높이는 경우에는, Si양의 상한이, 0.28%인 것이 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 바람직하다.Si acts as a deoxidizer and is an element effective for improving hardenability and increasing strength. If the amount of Si is less than 0.01%, such addition effect cannot be obtained, so the lower limit of the amount of Si is made 0.01%. On the other hand, when the amount of Si exceeds 0.3%, the deformability of the ferrite is lowered, so that cracks are likely to occur in the particles during processing, so that cold workability is lowered. Therefore, the upper limit of Si amount is made into 0.3%. When increasing strength and hardenability more, it is preferable that the minimum of Si amount is 0.03% or 0.05%, and it is more preferable that it is 0.08% or 0.10%. Moreover, when improving cold workability further, it is preferable that the upper limit of the amount of Si is 0.28%, and it is more preferable that it is 0.25%.

(Mn : 0.3 내지 2.0%)(Mn: 0.3 to 2.0%)

Mn은, 시멘타이트의 열적 안정성의 제어에 중요한 원소이다. Mn양이 0.3% 미만에서는, 이러한 첨가 효과를 얻지 못하므로, Mn양의 하한을 0.3%로 한다. 한편, Mn양이 2.0%를 초과하면, MnS의 양이 많아져서 냉간 가공 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 게다가, 이 경우에는, 켄칭 시에 시멘타이트가 잔존하기 쉬워져 오스테나이트의 혼립도가 증가한다. 그로 인해, Mn양의 상한을 2.0%로 한다. 시멘타이트의 열적 안정성을 보다 높이고, 시멘타이트의 입경 제어를 보다 안정적으로 행하는 경우에는, Mn양의 하한이, 0.4% 또는 0.5%인 것이 바람직하고, 0.6% 또는 0.7%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 시멘타이트의 열적 안정성을 억제하고, 켄칭 안정성을 보다 높이는 경우에는, Mn양의 상한이, 1.7% 또는 1.6%인 것이 바람직하고, 1.5% 또는 1.4%인 것이 보다 바람직하다.Mn is an important element for controlling the thermal stability of cementite. If the amount of Mn is less than 0.3%, such addition effect cannot be obtained, so the lower limit of the amount of Mn is made 0.3%. On the other hand, when Mn amount exceeds 2.0%, the amount of MnS will increase and it will become easy to produce a crack at the time of cold work. In addition, in this case, cementite tends to remain at the time of quenching, and the compatibility degree of austenite increases. Therefore, the upper limit of Mn amount is made into 2.0%. In order to further improve the thermal stability of cementite and to control the particle size of cementite more stably, the lower limit of the amount of Mn is preferably 0.4% or 0.5%, more preferably 0.6% or 0.7%. Moreover, when suppressing the thermal stability of cementite and improving hardening stability further, it is preferable that the upper limit of Mn amount is 1.7% or 1.6%, and it is more preferable that it is 1.5% or 1.4%.

(Al : 0.001 내지 0.10%)(Al: 0.001 to 0.10%)

Al은, 탈산제로서 작용하고, N의 고정에 유효하여 고용 강화능이 큰 원소이다. Al양이 0.001% 미만에서는, 이러한 첨가 효과를 충분히 얻지 못하므로, Al양의 하한을 0.001%로 한다. 한편, Al양이 0.10%를 초과하면, 상기 첨가 효과가 포화하는 것에 더하여, 페라이트의 변형능이 저하하고, 가공 시에 입자 내에서 균열이 발생하기 쉽기 때문에, 냉간 가공성이 저하한다. 그로 인해, Al양의 상한을 0.10%로 한다. 또한, 가능한 한 많은 N을 고정하기 위해, Al양의 하한은, 0.003%, 0.005% 또는 0.010%여도 된다. Al양의 상한을, 0.09%, 0.08% 또는 0.07%로 제한해도 지장은 없다.Al acts as a deoxidizer and is effective for fixing N and is an element having a high solid solution strengthening ability. If the amount of Al is less than 0.001%, such addition effect cannot be sufficiently obtained, so the lower limit of the amount of Al is made 0.001%. On the other hand, when the amount of Al exceeds 0.10%, in addition to the saturation of the above-mentioned addition effect, the deformability of the ferrite is lowered, and cracking easily occurs in the particles during processing. Therefore, the upper limit of Al amount is made into 0.10%. In addition, in order to fix as much N as possible, the lower limit of Al amount may be 0.003%, 0.005%, or 0.010%. Even if the upper limit of Al amount is limited to 0.09%, 0.08%, or 0.07%, there is no problem.

(N : 0.001 내지 0.01%) (N: 0.001 to 0.01%)

N은, 질화물을 형성하는 원소이다. 강 중에 과잉량의 N이 포함되면, 냉간 가공성을 저하시키는 것 외에, 켄칭 가열 시의 오스테나이트의 입자 성장을 억제하여 혼립도를 증가시키기 때문에, N양의 상한을 0.01%로 한다. N양은 적을수록 바람직하지만, N양을 0.001% 미만으로 저감하면, 정련 비용이 증가하므로, N양의 하한을 0.001%로 한다. 필요에 따라, N양의 상한을 0.009%, 0.008% 또는 0.007%로 제한해도 된다.N is an element which forms nitride. When excessive amount of N is contained in steel, in addition to reducing cold workability, the austenite grain growth during quenching heating is suppressed to increase the degree of compatibility, so the upper limit of the amount of N is made 0.01%. The smaller the amount of N, the more preferable. However, if the amount of N is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases, so the lower limit of the amount of N is made 0.001%. As needed, you may limit the upper limit of N amount to 0.009%, 0.008%, or 0.007%.

이상의 화학 원소는, 본 실시 형태에 있어서의 강의 기본 성분(기본 원소)이며, 이 기본 원소가 제어(함유 또는 제한)되어, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 화학 조성이, 본 실시 형태의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 성분에 더하여(잔량부의 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에서는, 필요에 따라서 이하의 화학 원소(선택 원소)를 강 중에 더 함유시켜도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 강 중에 불가피하게(예를 들어, 각 선택 원소의 양이 바람직한 하한 미만의 양) 혼입하여도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.The above-mentioned chemical element is a basic component (basic element) of steel in this embodiment, this basic element is controlled (containing or restricting), and the chemical composition which remainder contains iron and an unavoidable impurity of this embodiment is Basic composition. However, in addition to this basic component (instead of a part of Fe in the remainder), in the present embodiment, the following chemical elements (optional elements) may be further contained in steel as necessary. Moreover, even if these selection elements are unavoidably mixed in steel (for example, the quantity of each selection element below the minimum minimum), the effect in this embodiment is not impaired.

즉, 본 실시 형태에 관한 중탄소 강판이, 선택 원소 또는 불가피적 불순물로서, P, S, O, Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W, Ta, Ni, Mg, Ca, Y, Zr, La, Ce, Sn, Sb 및 As 중 어느 한 종 이상을 함유해도 상관없다. 또한, 이들 원소를, 반드시 강 중에 첨가할 필요는 없기 때문에, 이들 22종의 원소의 하한은, 모두 0%이며 제한되지 않는다. 그로 인해, 이들 22종의 원소의 상한만이 제한된다.That is, the medium-carbon steel plate which concerns on this embodiment is P, S, O, Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W, Ta, Ni, Mg, Ca, as a selection element or an unavoidable impurity. It may contain any one or more of Y, Zr, La, Ce, Sn, Sb and As. In addition, since these elements do not necessarily need to be added to steel, the minimum of these 22 types of elements is all 0%, and is not restrict | limited. For that reason, only the upper limit of these 22 elements is limited.

(P : 0 내지 0.03%) (P: 0 to 0.03%)

P는 강도의 상승에 작용하는 원소이다. 강 중에 과잉량의 P가 포함되면, 인장 강도(TS)를 증가시키는 것 외에, 인성도 저하시켜, 냉간 가공성을 악화시키기 때문에, P양의 상한을 0.03%로 한다. 인성이나 냉간 가공성의 가일층의 개선을 위해, P양의 상한을, 0.025%, 0.02% 또는 0.015%로 제한해도 된다. 그러나, P를 0.001% 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭 상승하므로, P양의 하한을 0.001%로 해도 된다.P is an element which acts on an increase in strength. When excessive amount of P is contained in steel, in addition to increasing tensile strength TS, toughness is also reduced and cold workability deteriorates, so the upper limit of P amount is made into 0.03%. In order to further improve toughness and cold workability, the upper limit of the amount of P may be limited to 0.025%, 0.02%, or 0.015%. However, when P is reduced to less than 0.001%, the refining cost greatly increases, so the lower limit of the amount of P may be 0.001%.

(S : 0 내지 0.01%) (S: 0 to 0.01%)

S는, MnS 등의 비금속 개재물을 형성하고, 냉간 가공성을 악화시킨다. 또한, S는, 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장을 피닝하여 오스테나이트 입자의 혼립도를 증가시킨다. 그로 인해, S양의 상한을 0.01%로 한다. 냉간 가공성의 가일층의 향상을 위해서, S양의 상한을 0.008%, 0.007% 또는 0.005%로 제한해도 된다. 그러나, S를 0.0001% 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭 상승하므로, S양의 하한을 0.0001%로 해도 된다.S forms nonmetallic inclusions, such as MnS, and worsens cold workability. In addition, S pins the growth of austenite particles during heating to increase the degree of compatibility of the austenite particles. Therefore, the upper limit of the amount of S is made into 0.01%. In order to further improve cold workability, the upper limit of the amount of S may be limited to 0.008%, 0.007%, or 0.005%. However, when S is reduced to less than 0.0001%, the refining cost greatly increases, so the lower limit of the amount of S may be 0.0001%.

(O : 0 내지 0.0025%) (O: 0 to 0.0025%)

산화물이 응집하여 조대화하면, 냉간 가공성이 저하하므로, O양(산소량)은, 0.0025% 이하로 한다. 이 양은, 불가피적 불순물로서 판단될 수 있는 충분히 적은 양이다. O양은, 적은 쪽이 바람직하고, 0.002% 이하로 제한해도 되지만, O양을 0.0001% 미만으로 저감하는 것은, 기술적으로 곤란하므로, O양이 0.0001% 이상이어도 된다.When oxide coagulates and coarsens, cold workability falls, O amount (oxygen amount) shall be 0.0025% or less. This amount is a sufficiently small amount that can be judged as an unavoidable impurity. The smaller amount of O is preferable, and although it may be limited to 0.002% or less, since it is technically difficult to reduce the amount of O to less than 0.0001%, the amount of O may be 0.0001% or more.

우선, 중탄소 강판의 기계 특성을 강화하기 위해서, 선택 원소로서 Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W 및 Ta로부터 선택되는 적어도 1종을 강 중에 첨가해도 된다.First, in order to reinforce the mechanical properties of the medium carbon steel sheet, at least one selected from Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W, and Ta as the selection element may be added to the steel.

(Cr : 0 내지 1.5%) (Cr: 0 to 1.5%)

Cr은, 강판의 강도 상승과 시멘타이트의 열적 안정성의 제어에 유효한 원소이다. 강 중에 Cr을 첨가하는 경우, Cr양이 0.010% 미만에서는, 상기 첨가 효과가 적으므로, Cr양의 하한을 0.010%로 해도 된다. 그러나, Cr양이 1.5%를 초과하면, 시멘타이트의 성장 또는 용해 억제에 의해, 항복비(YR)가 상승하거나, 가열 시의 오스테나이트 조직이 혼립이 되거나 하기 때문에, Cr양의 상한을 1.5%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Cr양의 상한을, 1.2%, 1.0%, 0.8%, 0.6% 또는 0.4%로 해도 된다.Cr is an element effective for controlling the strength increase of the steel sheet and the thermal stability of cementite. When adding Cr in steel, when Cr amount is less than 0.010%, since the said addition effect is small, you may make a minimum of Cr amount 0.010%. However, if the amount of Cr exceeds 1.5%, the yield ratio (YR) increases due to the growth or dissolution inhibition of cementite or the austenite structure at the time of heating becomes mixed, so the upper limit of the amount of Cr is 1.5%. do. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Cr may be 1.2%, 1.0%, 0.8%, 0.6%, or 0.4%.

(B : 0 내지 0.01%) (B: 0 to 0.01%)

B는, 미량의 첨가로, 켄칭성을 높이는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 B를 첨가하는 경우, B양이 0.001% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 얻지 못하므로, B양의 하한을 0.001%로 해도 된다. 그러나, B양이 0.01%를 초과하면, 연속 주조 시에 편석이 조장되어 조대한 탄화물이 생성되고, 슬래브에 흠집이 발생하기 쉬워진다. 따라서, B양의 상한을 0.01%로 한다. 흠집 방지를 위해서, B양의 상한을, 0.008%, 0.006%, 0.004% 또는 0.002%로 제한해도 된다.B is an element effective in improving hardenability by addition of a trace amount. When adding B in steel, when the amount of B is less than 0.001%, since the said addition effect is not acquired, the minimum of B amount may be 0.001%. However, when the amount of B exceeds 0.01%, segregation is encouraged at the time of continuous casting, coarse carbides are produced, and scratches are likely to occur in the slab. Therefore, the upper limit of the amount of B is made into 0.01%. In order to prevent scratches, the upper limit of the amount of B may be limited to 0.008%, 0.006%, 0.004% or 0.002%.

(Nb : 0 내지 0.5%) (Nb: 0 to 0.5%)

Nb는, 탄질화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 Nb를 첨가하는 경우, Nb양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과가 충분히 발현되지 못하므로, Nb양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, Nb양이 0.5%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, Nb양의 상한을 0.5%로 한다. 또한, 미세한 오스테나이트의 비율을 보다 저감하여, 켄칭 안정성을 보다 높이는 경우에는, Nb양의 상한이, 0.3%, 0.2% 또는 0.15%인 것이 바람직하다.Nb is an element effective for forming carbonitride and preventing remarkable coarsening of austenite particles. When adding Nb in steel, when the amount of Nb is less than 0.01%, since the said addition effect is not fully expressed, you may make the minimum of Nb amount 0.01%. However, when the amount of Nb exceeds 0.5%, the yield ratio (YR) is increased, and the ratio of the fine austenite particles is excessively increased. Therefore, the upper limit of the amount of Nb is made 0.5%. In addition, when the ratio of the fine austenite is further reduced to further increase the quenching stability, the upper limit of the amount of Nb is preferably 0.3%, 0.2% or 0.15%.

(Mo : 0 내지 0.5%) (Mo: 0 to 0.5%)

Mo는, 탄화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 Mo를 첨가하는 경우, Mo양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 발현하지 못하므로, Mo양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, Mo양이 0.5%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, Mo양의 상한을 0.5%로 한다. 필요에 따라, Mo양의 상한을, 0.4%, 0.3%, 0.2% 또는 0.1%로 제한해도 된다.Mo is an element effective in forming carbides and preventing significant coarsening of the austenite particles. When Mo is added to steel, when the amount of Mo is less than 0.01%, the above-mentioned addition effect may not be expressed, so the lower limit of the amount of Mo may be 0.01%. However, when Mo amount exceeds 0.5%, in addition to raising yield ratio (YR), since the ratio of the fine austenite particles is excessively increased, the upper limit of Mo amount is made into 0.5%. If necessary, the upper limit of the amount of Mo may be limited to 0.4%, 0.3%, 0.2%, or 0.1%.

(V : 0 내지 0.5%) (V: 0 to 0.5%)

V도, Nb와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 V를 첨가하는 경우, V양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 충분히 발현하지 못하므로, V양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, V양이 0.5%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, V양의 상한을 0.5%로 한다. 미세한 오스테나이트의 비율을 보다 저감하여, 켄칭 안정성을 보다 높이는 경우에는, V양의 상한을, 0.4%, 0.3%, 0.2% 또는 0.1%로 제한해도 된다.V, like Nb, is also an effective element for forming carbonitrides and preventing significant coarsening of austenite particles. When adding V in steel, when the amount of V is less than 0.01%, since the said addition effect is not fully expressed, the minimum of V amount may be 0.01%. However, when the amount of V exceeds 0.5%, in addition to raising the yield ratio (YR), the proportion of the fine austenite particles is excessively increased, so the upper limit of the amount of V is made 0.5%. When the ratio of the fine austenite is further reduced and the quenching stability is further increased, the upper limit of the amount of V may be limited to 0.4%, 0.3%, 0.2%, or 0.1%.

(Ti : 0 내지 0.3%) (Ti: 0 to 0.3%)

Ti도, V와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 Ti를 첨가하는 경우, Ti양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 충분히 발현하지 못하므로, Ti양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, Ti양이 0.3%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, Ti양의 상한을 0.3%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Ti양의 상한을, 0.2%, 0.1% 또는 0.05%로 제한해도 된다.Ti, like V, is also an effective element for forming carbonitrides and preventing significant coarsening of austenite particles. When adding Ti in steel, when the Ti amount is less than 0.01%, since the said addition effect is not fully expressed, you may make a minimum of Ti amount 0.01%. However, when the amount of Ti exceeds 0.3%, the yield ratio YR is increased, and the ratio of the fine austenite particles is excessively increased, so the upper limit of the amount of Ti is made 0.3%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Ti may be limited to 0.2%, 0.1% or 0.05%.

(Cu : 0 내지 0.5%) (Cu: 0 to 0.5%)

Cu는, 스크랩 등으로부터 혼입되는 원소이다. 강 중에 Cu가 포함되면, 가공성이 저하하거나, 열간에서의 취성이 높아지거나 하기 때문에, Cu양의 상한을 0.5%로 한다. 필요에 따라, Cu양의 상한을 0.4% 또는 0.3%로 제한해도 된다. Cu양은 적을수록 바람직하지만, Cu양을 0.01% 미만으로 저감하면, 정련 비용이 대폭 증가하기 때문에, Cu양의 하한을 0.01%로 해도 된다.Cu is an element mixed in from scrap. When Cu is contained in steel, since workability will fall or hot brittleness will increase, the upper limit of Cu amount is made into 0.5%. If necessary, the upper limit of the amount of Cu may be limited to 0.4% or 0.3%. The smaller the amount of Cu, the better. However, if the amount of Cu is reduced to less than 0.01%, the refining cost increases significantly, so the lower limit of the amount of Cu may be 0.01%.

(W : 0 내지 0.5%) (W: 0 to 0.5%)

W는, Mo와 마찬가지로, 탄화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 W를 첨가하는 경우, W양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 충분히 발현하지 못하므로, W양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, W양이 0.5%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, W양의 상한을 0.5%로 한다. 필요에 따라, W양의 상한을, 0.4%, 0.2% 또는 0.1%로 제한해도 된다.W, like Mo, is an element effective in forming carbides and preventing remarkable coarsening of austenite particles. When adding W in steel, when the amount of W is less than 0.01%, since the said addition effect is not fully expressed, the minimum of W amount may be 0.01%. However, when the amount of W exceeds 0.5%, the yield ratio YR is increased, and the ratio of the fine austenite particles is excessively increased, so the upper limit of the amount of W is made 0.5%. If necessary, the upper limit of the amount of W may be limited to 0.4%, 0.2%, or 0.1%.

(Ta : 0 내지 0.5%) (Ta: 0 to 0.5%)

Ta는, Ti와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하고, 오스테나이트 입자의 현저한 조대화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 강 중에 Ta를 첨가하는 경우, Ta양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과를 충분히 발현하지 못하므로, Ta양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, Ta양이 0.5%를 초과하면, 항복비(YR)를 상승시키는 것 외에, 미세한 오스테나이트 입자의 비율을 지나치게 증가시키기 때문에, Ta양의 상한을 0.5%로 한다. 필요에 따라, Ta양의 상한을, 0.3%, 0.2% 또는 0.1%로 해도 된다.Ta, like Ti, is an element effective for forming carbonitrides and preventing significant coarsening of austenite particles. When adding Ta in steel, when the Ta amount is less than 0.01%, since the said addition effect is not fully expressed, you may make a minimum of Ta amount 0.01%. However, when Ta amount exceeds 0.5%, in addition to raising yield ratio (YR), since the ratio of the fine austenite particles is excessively increased, the upper limit of Ta amount is made into 0.5%. If necessary, the upper limit of the amount of Ta may be 0.3%, 0.2%, or 0.1%.

이어서, 중탄소 강판의 기계 특성을, 더욱 강화하기 위해서, 선택 원소로서, Ni, Mg, Ca, Y, Zr, La 및 Ce로부터 선택되는 적어도 1종을 강 중에 첨가해도 된다.Next, in order to further strengthen the mechanical properties of the medium carbon steel sheet, at least one selected from Ni, Mg, Ca, Y, Zr, La, and Ce may be added to the steel as a selection element.

(Ni : 0 내지 0.5%) (Ni: 0 to 0.5%)

Ni는, 인성이나 켄칭성의 향상에 유효한 원소이다. 강 중에 Ni를 첨가하는 경우, Ni양이 0.01% 미만에서는, 상기 첨가 효과가 없으므로, Ni양의 하한을 0.01%로 해도 된다. 그러나, Ni양이 0.5%를 초과하면, 상기 첨가 효과가 포화하고, 비용이 증가하므로, Ni양의 상한을 0.5%로 한다. 합금 비용의 저감을 위해, Ni양의 상한을, 0.3%, 0.2% 또는 0.1%로 해도 된다.Ni is an element effective for improving toughness and hardenability. When Ni is added to steel, when Ni amount is less than 0.01%, since the said addition effect is ineffective, the lower limit of Ni amount may be 0.01%. However, when the amount of Ni exceeds 0.5%, the addition effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of the amount of Ni is made 0.5%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Ni may be 0.3%, 0.2% or 0.1%.

(Mg : 0 내지 0.003%) (Mg: 0 to 0.003%)

Mg는, 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 Mg을 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 Mg을 첨가하는 경우, Mg양이 0.0005% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, Mg양의 하한을 0.0005%로 해도 된다. 또한, Mg는 산화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물을 포함하는 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. Mg양이 0.003%를 초과하면, 강 중에 Mg가 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, Mg양의 상한을 0.003%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Mg양의 상한을 0.002% 또는 0.001%로 해도 된다.Mg is an element effective for the form control of sulfide by trace addition, and Mg can be added to steel as needed. When Mg is added to steel, when the Mg amount is less than 0.0005%, the effect will not be acquired, and therefore, the minimum of Mg amount may be 0.0005%. In addition, Mg easily forms oxides, and compounds containing these oxides inhibit growth of austenite particles. When the amount of Mg exceeds 0.003%, Mg is not uniformly distributed in the steel, whereby the growth of the austenite particles during the quenching heating is suppressed and where the growth is not suppressed, so that the particle size is uniform during quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of Mg amount is made into 0.003%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Mg may be set as 0.002% or 0.001%.

(Ca : 0 내지 0.003%) (Ca: 0 to 0.003%)

Ca는, Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 Ca를 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 Ca를 첨가하는 경우, Ca양이 0.0005% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, Ca양의 하한을 0.0005%로 해도 된다. 또한, Ca는 산화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물을 포함하는 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. Ca양이 0.003%를 초과하면, 강 중에 Ca가 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, Ca양의 상한을 0.003%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Ca양의 상한을 0.002% 또는 0.001%로 해도 된다.Like Mg, Ca is an element effective in controlling the shape of the sulfide by a small amount of addition, and Ca can be added to steel as needed. When Ca is added to steel, when the Ca amount is less than 0.0005%, the effect is not obtained, and therefore, the lower limit of the Ca amount may be 0.0005%. In addition, Ca is likely to form oxides, and compounds containing these oxides inhibit the growth of austenite particles. When the amount of Ca exceeds 0.003%, Ca is not uniformly distributed in the steel, and where the growth of the austenite particles at the time of quenching heating is suppressed and where it is not suppressed are distributed unevenly, so that the particle size is uniform at the time of quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of the amount of Ca is made into 0.003%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Ca may be 0.002% or 0.001%.

(Y : 0 내지 0.03%) (Y: 0 to 0.03%)

Y는, Ca, Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 Y를 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 Y를 첨가하는 경우, Y양이 0.001% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, Y양의 하한을 0.001%로 해도 된다. 또한, Y는 산화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물의 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. Y양이 0.03%를 초과하면, 강 중에 Y가 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, Y양의 상한을 0.03%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Y양의 상한을 0.01% 또는 0.005%로 해도 된다.Y, like Ca and Mg, is an element effective in controlling the form of sulfide by trace addition, and Y can be added to steel as needed. When Y is added to steel, since the effect is not acquired when Y amount is less than 0.001%, the lower limit of Y amount may be 0.001%. In addition, Y tends to form oxides, and compounds of these oxides inhibit the growth of austenite particles. When the amount of Y exceeds 0.03%, Y is not uniformly distributed in the steel, and thus, where the growth of the austenite particles during the quenching heating is suppressed and where the growth of the austenite particles are not suppressed are localized, the particle size is uniform during quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of the amount of Y is made into 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Y may be 0.01% or 0.005%.

(Zr : 0 내지 0.03%) (Zr: 0 to 0.03%)

Zr은, Y, Ca, Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 Zr을 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 Zr을 첨가하는 경우, Zr양이 0.001% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, Zr양의 하한을 0.001%로 해도 된다. 또한, Zr은 산화물이나 탄화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물이나 탄화물의 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. Zr양이 0.03%를 초과하면, 강 중에 Zr이 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, Zr양의 상한을 0.03%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Zr양의 상한을 0.01% 또는 0.005%로 해도 된다.Zr, like Y, Ca, and Mg, is an element effective in controlling the form of sulfide by trace addition, and Zr can be added to steel as needed. When Zr is added to steel, when the amount of Zr is less than 0.001%, since the effect will not be acquired, you may make a minimum of Zr amount 0.001%. In addition, Zr tends to form oxides and carbides, and compounds of these oxides and carbides suppress growth of austenite particles. If the amount of Zr exceeds 0.03%, Zr is not uniformly distributed in the steel, whereby the growth of the austenite particles at the time of quenching heating is suppressed and where the growth is not suppressed, so that the particle size is uniform at the time of quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of the amount of Zr is made into 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Zr may be 0.01% or 0.005%.

(La : 0 내지 0.03%) (La: 0 to 0.03%)

La는, Zr, Y, Ca, Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 La를 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 La를 첨가하는 경우, La양이 0.001% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, La양의 하한을 0.001%로 해도 된다. 또한, La는 산화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물의 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. La양이 0.03%를 초과하면, 강 중에 La가 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, La양의 상한을 0.03%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, La양의 상한을, 0.02%, 0.01% 또는 0.005%로 해도 된다.La, like Zr, Y, Ca, and Mg, is an element effective in controlling the form of sulfide by trace addition, and La may be added to steel as needed. When adding La in steel, when the La amount is less than 0.001%, since the effect is not acquired, the lower limit of La amount may be 0.001%. In addition, La easily forms oxides, and compounds of these oxides inhibit growth of austenite particles. If the amount of La exceeds 0.03%, La is not uniformly distributed in the steel, and where the growth of the austenite particles at the time of quenching heating is suppressed and where it is not suppressed are localized, so that the particle size is uniform at the time of quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of La amount is made into 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the La amount may be 0.02%, 0.01%, or 0.005%.

(Ce : 0 내지 0.03%) (Ce: 0 to 0.03%)

Ce는, La, Zr, Y, Ca, Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의한 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 Ce를 강 중에 첨가할 수 있다. 강 중에 Ce를 첨가하는 경우, Ce양이 0.001% 미만에서는, 그 효과를 얻지 못하기 때문에, Ce양의 하한을 0.001%로 해도 된다. 또한, Ce는 산화물을 형성하기 쉬우며, 이들 산화물의 화합물은 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. Ce양이 0.03%를 초과하면, 강 중에 Ce가 균일하게 분포되지 않아, 켄칭 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장이 억제되는 곳과 억제되지 않는 곳이 편재되게 되기 때문에, 켄칭 시에 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 어렵게 된다. 이로 인해, Ce양의 상한을 0.03%로 한다. 합금 비용 저감을 위해, Ce양의 상한을 0.02%, 0.01% 또는 0.005%로 해도 된다.Ce, like La, Zr, Y, Ca, and Mg, is an element effective in controlling the form of sulfide by trace addition, and Ce may be added to steel as needed. When Ce is added to steel, since the effect is not acquired when Ce amount is less than 0.001%, the minimum of Ce amount may be 0.001%. Ce is also easy to form oxides, and compounds of these oxides inhibit the growth of austenite particles. When the amount of Ce exceeds 0.03%, Ce is not uniformly distributed in the steel, and where the growth of the austenite particles at the time of quenching heating is suppressed and where it is not suppressed are localized, so that the particle size is uniform at the time of quenching. Austenite structure becomes difficult to obtain. For this reason, the upper limit of Ce amount is made into 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the amount of Ce may be 0.02%, 0.01%, or 0.005%.

(Sn : 0 내지 0.03%, Sb : 0 내지 0.03%, As : 0 내지 0.03%) (Sn: 0 to 0.03%, Sb: 0 to 0.03%, As: 0 to 0.03%)

또한, 중탄소 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우, 불가피하게 Sn, Sb 및 As의 1종 이상이, 강 중에 0.003% 이상 혼입하는 경우가 있다. 이들 원소는, 모두, 0.03% 이하이면 중탄소 강판의 켄칭성을 저해하지 않는다. 그로 인해, 강 중에, 0.03% 이하의 Sn, 0.03% 이하의 Sb 및 0.03% 이하의 As의 1종 이상을 함유해도 된다. 또한, Sn, Sb, As의 양의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, Sn, Sb, As를 많이 포함하는 스크랩을 사용한 경우의 정련 효율의 관점에서, 예를 들어 0.005% 또는 0.003%여도 된다.Moreover, when scrap is used as a raw material of a medium carbon steel plate, 1 or more types of Sn, Sb, and As may unavoidably mix 0.003% or more in steel. All of these elements do not impair the hardenability of the medium carbon steel sheet as long as it is 0.03% or less. Therefore, you may contain 1 or more types of 0.03% or less of Sn, 0.03% or less of Sb, and 0.03% or less of As in steel. The lower limit of the amount of Sn, Sb, As is not particularly limited, but may be, for example, 0.005% or 0.003% from the viewpoint of refining efficiency when a scrap containing a large amount of Sn, Sb, As is used.

이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 중탄소 강판은, 상술한 기본 원소를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 화학 조성 또는 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는다.As mentioned above, the medium-carbon steel plate which concerns on this embodiment contains the basic element mentioned above, and the remainder is at least 1 selected from the chemical composition containing Fe and an unavoidable impurity, or the basic element mentioned above, and the selection element mentioned above. Species, and the balance has a chemical composition comprising Fe and unavoidable impurities.

본 실시 형태에서는, 중탄소 강판은, 전술한 화학 조성을 만족하여, 페라이트를 포함하는 마이크로 조직 중에 분산한 탄화물(시멘타이트)을 갖는다. 또한, Fe 원자와 C 원자의 결합상[예를 들어, Fe₃C(시멘타이트)]이나, 이 결합상 중 Fe 원자를 선택 원소 M(Ti, Nb 등)으로 치환한 Fe 원자와 M 원자와 C 원자의 결합상(Fe를 포함하는 탄화물)을 일반적으로 탄화물이라 호칭한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 탄화물 중 주로 철 탄화물(주로, 시멘타이트)의 형태를 제어하고 있고, 탄화물을 철 탄화물 또는 시멘타이트로 간주할 수 있다.In this embodiment, the medium-carbon steel plate satisfies the above-described chemical composition and has carbides (cementite) dispersed in a microstructure containing ferrite. In addition, the combination of Fe atoms with C atoms [for example, Fe ₃ C (cementite), or select the Fe atom of the coupling elements M (Ti, Nb, etc.), a Fe atom and M atoms and C substituted with The bonding phase of an atom (carbide including Fe) is generally referred to as carbide. In addition, in this embodiment, the form of iron carbide (mainly cementite) among carbides is controlled, and carbide can be regarded as iron carbide or cementite.

즉, 본 실시 형태에 관한 중탄소 강판에서는, 탄화물의 평균 직경(평균 탄화물 직경)이 0.4㎛ 이하이며, 이 탄화물의 평균 직경의 1.5배 이상의 크기인 탄화물의 개수 비율(이하에서는, 「조대한 탄화물의 개수 비율」이라고 기재하는 경우도 있음)이 탄화물의 총 수의 30% 이하이고, 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상이다.That is, in the medium-carbon steel plate which concerns on this embodiment, the average diameter (average carbide diameter) of a carbide is 0.4 micrometer or less, and the number ratio of carbides whose size is 1.5 times or more of the average diameter of this carbide (hereinafter, "coarse carbide" May be 30% or less of the total number of carbides, the spheroidization rate of carbides is 90% or more, and the average ferrite particle diameter is 10 µm or more.

이러한 강판은, 냉간 가공성과, 제품 형상을 갖는 부재로 성형한 후, 켄칭한 경우의 켄칭 안정성이 우수하다.Such a steel plate is excellent in cold workability and the quenching stability at the time of quenching after shape | molding with the member which has a product shape.

도 1에, 냉간 가공성과 평균 탄화물 직경 및 조대한 탄화물의 개수 비율의 관계를 나타낸다. 이 도 1에 도시한 바와 같이, 평균 탄화물 직경이 0.4㎛ 이하이고, 또한 조대한 탄화물의 개수 비율이 30% 이하인 경우, 냉간 가공성을 확보할 수 있다(도 1 중 ○를 참조).1 shows the relationship between the cold workability and the average carbide diameter and the number ratio of coarse carbides. As shown in FIG. 1, when the average carbide diameter is 0.4 µm or less and the number ratio of coarse carbides is 30% or less, cold workability can be ensured (see ○ in FIG. 1).

냉간 가공 시의 균열은 조대한 탄화물(시멘타이트)로부터 발생하기 쉽기 때문에, 평균 탄화물 직경이 0.4㎛를 초과하면 냉간 가공성을 확보할 수 없다. 탄화물의 평균 직경을, 0.4㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 0.35㎛ 이하 또는 0.3㎛ 이하로 한다. 또한, 본 발명자들은, 균열의 발생 빈도가 탄화물의 입경 분포의 영향도 받고, 특히, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%를 초과하면 냉간 가공성을 확보할 수 없는(도 1 중 ×를 참조) 것을 발견했다.Since the crack at the time of cold working is easy to generate | occur | produce from coarse carbide (cementite), when an average carbide diameter exceeds 0.4 micrometer, cold workability cannot be ensured. The average diameter of the carbide is 0.4 µm or less, preferably 0.35 µm or less or 0.3 µm or less. In addition, the inventors also found that the occurrence frequency of cracks is also influenced by the particle size distribution of carbides, and in particular, when the ratio of the number of coarse carbides exceeds 30%, cold workability cannot be secured (see × in FIG. 1). found.

이와 같이, 조대한 탄화물은, 변형 집중에 의해 냉간 가공 시의 균열 발생을 조장한다. 따라서, 탄화물을 상술한 바와 같이 강 중에 미세 분산시키고, 변형을 집중시키지 않는 것이 냉간 가공성의 개선에 유효하다. 그러나, 탄화물 입자에 의한 입자 분산 강화를 억제하여, 변형 저항의 저감에 의해 냉간 가공성을 보다 높이는 경우에는, 평균 탄화물 직경의 하한을 0.10㎛ 이상으로 해도 된다. 또한, 조대한 탄화물의 개수 비율이 적을수록 냉간 가공 시에 있어서의 균열 발생까지의 변형능이 향상되기 때문에, 조대한 탄화물의 개수 비율의 하한은, 특별히 제한되지 않고, 0%여도 된다. 한편, 조대한 탄화물의 개수 비율을 0%로 하기 위해서는, 제조 공정의 엄격화가 필요하다. 그로 인해, 제조 비용을 저감하기 위해서, 조대한 탄화물의 개수 비율의 하한을 5%로 해도 된다.In this way, the coarse carbide promotes crack generation during cold working by deformation concentration. Therefore, it is effective to improve cold workability by finely dispersing carbide in steel as described above and not concentrating deformation. However, in the case where reinforcement of particle dispersion by carbide particles is suppressed and cold workability is further increased by reducing deformation resistance, the lower limit of the average carbide diameter may be 0.10 µm or more. In addition, the smaller the ratio of the number of coarse carbides is, the more deformable the cracking occurs during cold working. Therefore, the lower limit of the number of coarse carbides is not particularly limited, and may be 0%. On the other hand, in order to make the number ratio of coarse carbides into 0%, the manufacturing process must be stringent. Therefore, in order to reduce manufacturing cost, you may make the lower limit of the number ratio of coarse carbide into 5%.

또한, 도 4에, 냉간 가공성과 탄화물의 구상화율 및 평균 페라이트 입경 사이의 관계를 나타낸다. 이 도 4에 도시한 바와 같이, 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 또한 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상인 경우, 냉간 가공성을 확보할 수 있다(도 4 중 ○를 참조). 침상 탄화물의 주변에서는, 냉간 가공 시에 응력이 국소화하기 쉬워져, 균열의 발생 기점이 되기 쉽기 때문에, 냉간 가공성의 향상에는, 탄화물의 구상화율이 높은 쪽이 좋다고 생각된다.4, the relationship between cold workability and the spheroidization rate of a carbide, and an average ferrite particle diameter is shown. As shown in Fig. 4, when the spheroidization rate of carbide is 90% or more and the average ferrite grain size is 10 µm or more, cold workability can be ensured (see ○ in Fig. 4). In the vicinity of the acicular carbide, the stress tends to be localized during cold working and tends to be a starting point of cracking. Therefore, it is considered that the higher the spheroidization rate of the carbide is, the better the cold workability is.

도 4에 도시한 바와 같이, 탄화물의 구상화율이 90% 미만이면 국소적인 응력 집중에 의해 탄화물이 균열의 기점으로 되어 냉간 가공성이 열화된다(도 4 중 ×를 참조). 따라서, 충분한 냉간 가공성을 얻기 위해서, 탄화물의 구상화율을 90% 이상으로 한다. 탄화물의 구상화율을 91% 이상 또는 92% 이상으로 해도 된다. 탄화물의 구상화율은 높을수록 냉간 가공성은 향상된다. 그로 인해, 탄화물의 구상화율의 상한은, 특별히 제한되지 않는다. 이러한 것에서, 이상적으로는 탄화물의 구상화율을 100%까지 높이는 것이 가장 바람직하다. 한편, 모든 탄화물을 구상으로 제어하기 위해서는 제조 공정의 엄격화가 필요하다. 따라서, 수율의 저하를 억제하기 위해서, 탄화물의 구상화율의 상한을 99.5% 이하로 해도 된다.As shown in Fig. 4, when the spheroidization rate of the carbide is less than 90%, the carbide becomes a starting point of cracking due to local stress concentration and the cold workability deteriorates (see x in Fig. 4). Therefore, in order to obtain sufficient cold workability, the spheroidization rate of carbide is made into 90% or more. The spheroidization rate of the carbide may be 91% or more or 92% or more. The higher the spheroidization rate of the carbide, the better the cold workability. Therefore, the upper limit of the spheroidization rate of carbide is not specifically limited. In this, ideally, it is most desirable to increase the spheroidization rate of the carbide to 100%. On the other hand, in order to control all the carbides spherically, the manufacturing process needs to be stringent. Therefore, in order to suppress the fall of a yield, the upper limit of the spheroidization rate of carbide may be 99.5% or less.

또한, 도 4에 도시한 바와 같이, 페라이트의 평균 직경(평균 페라이트 입경)이 10㎛ 미만이면, 항복비(YR)의 증대에 의해, 가공 시에 변형이 일부에 집중하여 균열되기 때문에, 냉간 가공성을 확보할 수 없다. 그로 인해, 평균 페라이트 입경을 10㎛ 이상으로 한다. 평균 페라이트 입경을, 12㎛ 이상, 15㎛ 이상 또는 18㎛ 이상으로 해도 된다. 평균 페라이트 입경의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 강판의 페라이트 입경이 지나치게 조대해지면, 냉간 가공 시에 표면 거칠어짐이 발생하기 쉬워져 제품의 외관을 손상시키는 경우가 있다. 그로 인해, 제품의 외관을 보다 개선하기 위해서, 평균 페라이트 입경의 상한을 100㎛로 해도 된다. 이 평균 페라이트 입경의 상한은, 바람직하게는 80㎛ 또는 60㎛이다.In addition, as shown in FIG. 4, when the average diameter (average ferrite particle diameter) of ferrite is less than 10 micrometers, since the yield ratio YR increases, since a deformation concentrates in part at the time of processing, it is cold workability. Cannot be secured. Therefore, an average ferrite particle diameter shall be 10 micrometers or more. The average ferrite particle diameter may be 12 µm or more, 15 µm or more, or 18 µm or more. The upper limit of the average ferrite grain size is not particularly limited, but when the ferrite grain size of the steel sheet becomes excessively coarse, surface roughness tends to occur during cold working, which may damage the appearance of the product. Therefore, in order to improve the external appearance of a product, you may make the upper limit of an average ferrite particle diameter 100 micrometers. Preferably the upper limit of this average ferrite particle diameter is 80 micrometers or 60 micrometers.

도 3에는, 조대한 탄화물 입자의 개수 비율과, 켄칭 시의 오스테나이트 조직(즉, 켄칭 후의 구오스테나이트 입자)으로, 평균 입경에 대응하는 입도 번호로부터 2 이상 다른 입도 번호를 갖는 결정립(구오스테나이트 입자)의 면적률%(이상 오스테나이트의 면적률%)의 관계를 나타내고 있다. 여기서, 이상 오스테나이트는, 평균 구오스테나이트 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경을 갖는 구오스테나이트 입자이며, 이상 오스테나이트의 면적률은, 이상 오스테나이트의 면적의 합계가 구오스테나이트 입자의 전체 면적에 차지하는 비율이다.Fig. 3 shows the ratio of the number of coarse carbide particles and the austenite structure at the time of quenching (that is, the austenite grains after quenching), and the crystal grains having two or more different particle size numbers from the particle size numbers corresponding to the average particle diameters (guostew). The relationship between the area ratio% (above austenitic area ratio%) of the nitrite particles) is shown. Here, the abnormal austenite is a former austenite particle having a particle diameter of 0.5 times or less or twice or more of the average old austenite particle diameter, and the area ratio of the abnormal austenite is the sum of the areas of the abnormal austenite of the former austenite particles. It is the ratio of the total area.

이 도 3에 도시한 바와 같이, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만에서는, 켄칭 시의 가열 중에 조대한 오스테나이트의 비율이 증가한다. 또한, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상에서도, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%를 초과하는 경우에는, 켄칭 시의 가열 중에 조대한 오스테나이트의 비율이 증가한다. 켄칭 시의 가열 중의 오스테나이트 조직에 있어서 이상 오스테나이트 입자의 면적의 합계가 30%를 초과하여, 혼립도가 높아지면, 켄칭 시의 냉각에 있어서, 각각의 오스테나이트 입자의 입경에 따라 변태의 개시 시기와 종료 시기에 차가 발생한다. 그로 인해, 켄칭재의 마이크로 조직의 균일성이 저하하는 것 외에, 열처리 변형이 커져 형상 불량을 초래하는 등, 켄칭 안정성이 저하한다. 이와 같이, 켄칭 안정성의 확보에도 페라이트 및 탄화물의 제어는 중요하다.As shown in Fig. 3, when the average ferrite grain size is less than 10 mu m, the ratio of coarse austenite increases during heating during quenching. Further, even when the average ferrite particle diameter is 10 µm or more, when the number ratio of coarse carbides exceeds 30%, the ratio of coarse austenite during heating during quenching increases. In the austenite structure during heating at the time of quenching, if the sum total of the area of the abnormal austenite particles exceeds 30%, and the degree of incorporation is high, in the cooling at the time of quenching, the transformation starts depending on the particle size of each austenite particle. Differences occur between the end and the end. Therefore, not only the uniformity of the micro structure of a hardening material falls, but heat hardening deformation becomes large, resulting in a shape defect, and hardening stability falls. In this way, the control of ferrite and carbide is important even in securing the quenching stability.

또한, 중탄소 강판의 조직 관찰에서는, 주사형 전자 현미경을 사용하여, 3000 내지 10000배, 경우에 따라서는, 30000배 정도의 배율로 조직 관찰면 상에 탄화물(시멘타이트)이 500개 이상 포함되는 시야를 16개소 이상 선택하고, 그 영역 내에 포함되는 각 탄화물의 면적을 상세하게 측정한다. 그 후, 탄화물 1개당 평균 면적으로부터, 입형 형상을 원으로 근사했을 때의 직경을 평균 탄화물 입경으로서 구한다. 그로 인해, 측정 방법을 고려하여, 이 평균 탄화물 입경의 하한은, 0.03㎛여도 된다. 또한, 단축 길이에 대한 장축 길이의 비가 3 이상인 탄화물을 침상 탄화물이라 하고, 이 비가 3 미만인 탄화물을 구상 탄화물로 하여, 침상 탄화물의 개수와 구상 탄화물의 개수를 산출한다. 구상 탄화물의 개수를 전체 탄화물의 개수로 나눈 값을 탄화물(시멘타이트)의 구상화율이라 한다.In addition, in the structure observation of a medium carbon steel plate, the visual field which contains 500 or more carbides (cementite) is contained on a structure observation surface with the magnification of 3000-10000 times, in some cases 30,000 times using a scanning electron microscope. 16 or more are selected, and the area of each carbide contained in the area is measured in detail. Then, from the average area per carbide, the diameter when the particle shape is approximated to a circle is calculated | required as an average carbide particle diameter. Therefore, 0.03 micrometer may be sufficient as the minimum of this average carbide particle diameter in consideration of a measuring method. A carbide having a ratio of the major axis length to the short axis length of 3 or more is referred to as acicular carbide, and the number of acicular carbides and the number of spherical carbides are calculated by using spherical carbides of this ratio as spherical carbides. The value obtained by dividing the number of spherical carbides by the total number of carbides is called the spheroidization rate of carbide (cementite).

강판의 페라이트 입경도 주사형 전자 현미경으로 측정하는 것이 바람직하다. 페라이트 입자가 200개 이상 포함되는 배율로 5개소 이상의 영역을 촬영하고, 촬영 사진 중에 포함되는 페라이트 입자수를 센다. 촬영 사진 내에 전체가 포함되는 페라이트 입자를 1개, 일부만이 포함되는 페라이트 입자를 0.5개라 한다. 촬영 면적을 상기에서 센 페라이트 입자수로 나눔으로써 페라이트 입자 1개당 면적을 구한다. 구한 면적의 평방근을 페라이트 입경이라 하고, 그 평균값(5개소 이상의 영역의 평균)을 평균 페라이트 입경이라 한다. 또한, 마이크로 조직에, 베이나이트 및 마르텐사이트는 혼입되지 않는 것이 바람직하다.It is preferable to also measure the ferrite particle diameter of a steel plate with a scanning electron microscope. Five or more areas are photographed at a magnification of containing 200 or more ferrite particles, and the number of ferrite particles contained in the photographed picture is counted. One ferrite particle is included in the whole photograph and one ferrite particle is partially included in the photographed picture. The area per ferrite particle is obtained by dividing the photographed area by the number of ferrite particles. The square root of the obtained area is called a ferrite particle size, and the average value (average of five or more areas) is called an average ferrite particle size. In addition, it is preferable that bainite and martensite are not incorporated into the microstructure.

강판의 판 두께를, 1㎜ 이상으로 해도 되고, 1.2㎜ 이상 또는 1.8㎜ 이상으로 해도 된다. 또한, 강판의 판 두께를, 12.5㎜ 이하로 해도 되고, 10㎜ 이하, 8㎜이하 또는 6㎜ 이하로 해도 된다. 인장 강도(TS)는 550㎫ 이하로 한다. 인장 강도(TS)를 550㎫ 이하로 저감하면, 연성이 증가하여, 가공 시의 성형량을 보다 충분히 확보할 수 있다. 이와 같이, 인장 강도(TS)가 낮아지면, 연성이 개선되어, 가공성이 양호해진다. 또한, 인장 강도(TS)를, 500㎫ 이하, 470㎫ 이하 또는 440㎫ 이하로 하면 바람직하다. 여기서, 펀칭 가공 시에서의 늘어짐을 저감할 필요가 있는 경우에는, 인장 강도(TS)를 증가하면 된다. 최근, 펀칭과, 굽힘과, 두께 증가를 일체화한 강판의 단조 기술도 보급되고 있기 때문에, 대상으로 되는 가공 방법에 따라서, 인장 강도(TS)의 하한을 360㎫ 이상 또는 400㎫ 이상으로 해도 된다.The sheet thickness of the steel sheet may be 1 mm or more, or 1.2 mm or more or 1.8 mm or more. In addition, the plate | board thickness of a steel plate may be 12.5 mm or less, and may be 10 mm or less, 8 mm or less, or 6 mm or less. Tensile strength TS shall be 550 Mpa or less. When tensile strength TS is reduced to 550 Mpa or less, ductility increases and the shaping | molding quantity at the time of processing can fully be ensured. Thus, when tensile strength TS falls, ductility improves and workability becomes favorable. Moreover, it is preferable to make tensile strength TS into 500 Mpa or less, 470 Mpa or less, or 440 Mpa or less. Here, when it is necessary to reduce the slack at the time of punching processing, what is necessary is just to increase tensile strength TS. In recent years, since the forging technology of the steel plate which integrated punching, bending, and thickness increase is also spread | separated, you may make the lower limit of tensile strength TS be 360 Mpa or more or 400 Mpa or more according to the target processing method.

또한, 항복비(YR)(항복점 또는 항복 강도/인장 강도)를 60% 이하로 하면 바람직하다. 항복비(YR)를 60% 이하로 저감하면, 가공 시의 변형의 집중을 피할 수 있다. 특히 판의 가공을 실시하는 경우에는, 금형에 길들여지면서 재료가 변형되어 가기 때문에, 금형의 움직임에 동조하여 균일하게 재료가 변형될 수 있도록, 변형 시의 변형의 전파가 균일하거나, 혹은 재료 유동이 균일하거나 하면 된다. 그를 위해서는, 균일하게 가공 경화가 개시되기 쉽게 낮은 항복비(YR)로 제어하면 되는 것을 금회 또한 지견했다. 항복비(YR)가 60% 이하인 경우에는, 변형이 전파하기 쉽기 때문에, 냉간 가공 시에, 어느 한 곳에서의 응력 집중을 방지하고, 그 결과 유입 불량이나 균열을 더 억제할 수 있다. 항복비(YR)를 56% 이하 또는 52% 이하로 하면 보다 바람직하다. 또한, 항복비(YR)가 30% 이상인 경우에는, 충분한 항복점 또는 항복 강도 YP에 의해 냉간 가공 시에 공구와의 마찰 등에 의해 강판 표면에 흠집이 생기는 것을 방지할 수 있다. 이와 같이, 강판으로부터 얻어진 부재 표면의 미관을 보다 개선할 수 있기 때문에, 중탄소 강판의 항복비(YR)의 하한을 30% 이상으로 해도 된다.Moreover, it is preferable to set yield ratio (YR) (yield point or yield strength / tensile strength) to 60% or less. When the yield ratio (YR) is reduced to 60% or less, concentration of deformation during processing can be avoided. In particular, when the plate is processed, the material is deformed while being tamed with the mold, so that the propagation of the deformation at the time of deformation is uniform or the material flow is uniform so that the material can be uniformly deformed in synchronization with the movement of the mold. It may be uniform. For that purpose, the present inventors also found that it is only necessary to control the yield ratio (YR) so that work hardening is uniformly initiated. When the yield ratio (YR) is 60% or less, since deformation easily propagates, stress concentration at any one point during cold working can be prevented, and as a result, inflow defects and cracks can be further suppressed. More preferably, the yield ratio (YR) is 56% or less or 52% or less. In addition, when the yield ratio YR is 30% or more, it is possible to prevent scratches on the surface of the steel sheet due to friction with a tool during cold working by sufficient yield point or yield strength YP. Thus, since the aesthetics of the surface of the member obtained from the steel plate can be improved more, the lower limit of the yield ratio YR of the medium carbon steel plate may be 30% or more.

이어서, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 중탄소 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.Next, the manufacturing method of the medium carbon steel plate which concerns on one Embodiment of this invention is demonstrated.

본 실시 형태에서는, 상술한 실시 형태에 기재한 화학 성분(화학 조성)의 범위의 재료를 사용하여, 열연에서의 마무리 압연 후의 냉각의 조건을 궁리함으로써 열연판의 펄라이트 조직을 최적화하여, 경냉연율의 냉간 압연 및 저온이면서 단시간의 어닐링(예를 들어, 1회 냉연 및 1회 어닐링)에 의해 탄화물(철 탄화물)의 하나인 시멘타이트의 형태를 제어한다. 이와 같이 해서, 특히 냉간 가공성이 우수하고, 켄칭 안정성이 우수한 중탄소 강판을 제조할 수 있다. 이하에, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 대해서 구체적으로 설명한다.In this embodiment, using the material of the chemical component (chemical composition) described in embodiment mentioned above, the pearlite structure of a hot rolled sheet is optimized by devising the conditions of the cooling after finishing rolling in hot rolling, and a light cold rolling rate The form of cementite, which is one of carbides (iron carbide) is controlled by cold rolling and low temperature and short time annealing (for example, once cold rolling and one annealing). In this way, the medium-carbon steel plate which is excellent in especially cold workability and excellent in quenching stability can be manufactured. Below, the manufacturing method which concerns on this embodiment is demonstrated concretely.

본 실시 형태에 관한 중탄소 강판의 제조 방법에서는, 도 9에 도시한 바와 같이, 상기 실시 형태에 기재한 화학 조성을 갖는 강을, 주조하고(S1), 열간 압연하고(S2), 공냉하고(S3), 강냉하고(S4), 권취하고(S5), 냉간 압연하고(S6), 어닐링한다(S7).In the manufacturing method of the medium carbon steel plate which concerns on this embodiment, as shown in FIG. 9, the steel which has the chemical composition described in the said embodiment is cast (S1), hot rolled (S2), and air-cooled (S3). ), Cold rolling (S4), winding (S5), cold rolling (S6), and annealing (S7).

(열간 압연) (Hot rolling)

열간 압연(열연)에서는, 상기 실시 형태에 기재한 화학 성분의 범위를 만족하는 주조 후의 강(예를 들어, 연속 주조 주조편)을, 직접 열간 압연해도 되고, 가열한 후 열간 압연해도 된다. 또한, 열간 압연의 조건은, 특별히 제한되지 않고, 열간 압연의 조건으로서 일반적인 조압연 및 마무리 압연(예를 들어, 압연 종료 온도가 Ar3+50℃ 이상)의 조건을 적용할 수 있다.In hot rolling (hot rolling), the steel after casting (for example, continuous casting slab) which satisfy | fills the range of the chemical component described in the said embodiment may be directly hot-rolled, or you may hot-roll after heating. In addition, the conditions of hot rolling are not specifically limited, The conditions of general rough rolling and finish rolling (for example, rolling end temperature of Ar3 + 50 degreeC or more) can be applied as conditions of hot rolling.

(냉각 제어 및 권취) (Cooling control and winding)

열간 압연 후, 냉각 제어(냉각 패턴의 제어)를 행하여 펄라이트 변태에 의해 펄라이트를 생성시켜, 400℃ 내지 580℃의 온도 영역으로 권취하면, 펄라이트 중 시멘타이트의 평균 라멜라 두께가 적절하게 제어된 열연판을 얻을 수 있다. 라멜라 두께가 얇을수록 냉간 압연 후의 어닐링 시에 시멘타이트가 구상화하기 쉽기 때문에, 시멘타이트의 라멜라 두께는 얇을수록 바람직하다. 한편, 라멜라 두께가 지나치게 얇으면, 펄라이트가 지나치게 단단해져서, 냉간 압연 시에 펄라이트에 변형이 도입되기 어려워진다. 그로 인해, 그 후의 어닐링 시에 페라이트가 입자 성장하기 어려워진다. 이로 인해, 라멜라 두께의 하한이 0.02㎛여도 된다. 또한, 라멜라 두께가 지나치게 두꺼우면, 냉간 압연 후의 어닐링 시에 시멘타이트의 구상화가 촉진되지 않게 된다. 이로 인해, 라멜라 두께의 상한이 0.5㎛여도 된다.After hot rolling, a pearlite is produced by the pearlite transformation by cooling control (control of the cooling pattern), and the coil is wound in a temperature range of 400 ° C to 580 ° C, whereby the hot rolled sheet whose average lamellar thickness of cementite in pearlite is properly controlled is obtained. You can get it. The thinner the lamellar thickness, the easier the spheroidization of cementite during annealing after cold rolling, so the thinner the lamellar thickness of cementite is, the more preferable. On the other hand, when the lamellar thickness is too thin, the pearlite becomes too hard, which makes it difficult to introduce deformation into the pearlite during cold rolling. Therefore, the ferrite becomes difficult to grow particles in subsequent annealing. For this reason, 0.02 micrometer may be sufficient as the minimum of lamellar thickness. In addition, when the lamellar thickness is too thick, spheroidization of cementite will not be promoted during annealing after cold rolling. For this reason, 0.5 micrometer may be sufficient as the upper limit of lamellar thickness.

상기와 같은 열연 후의 조직 형태를 얻기 위해서, 이하와 같이, 권취 온도의 제어와, 마무리 압연 후의 냉각 제어를 행한다. 즉, 강을, 마무리 압연(열간 압연) 직후에 2초 이상 또한 10초 이하 동안 공냉하고, 그 후 공냉의 종료 온도(강냉의 개시 온도)로부터 10 내지 80℃/s의 평균 냉각 속도로 480 내지 600℃의 펄라이트 영역(강냉의 종료 온도)까지 냉각하고, 그 후 400℃ 내지 580℃의 온도 영역에서 권취한다. 이러한 냉각 제어 및 권취 온도의 제어에 의해 상술한 열연 후의 조직 형태(예를 들어, 펄라이트 중 시멘타이트의 평균 라멜라 두께가 0.02 내지 0.5㎛)를 안정적으로 얻을 수 있다. 여기서, 공냉은, 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만인 냉각이며, 공냉의 평균 냉각 속도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다. 예를 들어, 공냉의 평균 냉각 속도가 0℃/s초여도 된다.In order to obtain the structure | tissue form after hot rolling as mentioned above, control of a winding temperature and cooling control after finishing rolling are performed as follows. That is, the steel is air-cooled for 2 seconds or more and 10 seconds or less immediately after the finish rolling (hot rolling), and then from 480 to an average cooling rate of 10 to 80 ° C./s from the end temperature of air cooling (starting temperature of cold cooling). It cools to 600 degreeC pearlite area | region (end temperature of strong cooling), and winds up in the temperature range of 400 degreeC-580 degreeC after that. By such cooling control and control of the coiling temperature, the above-described structure after hot rolling (for example, the average lamellar thickness of cementite in pearlite is 0.02 to 0.5 µm) can be stably obtained. Here, air cooling is cooling whose average cooling rate is less than 10 degrees C / s, and the minimum of the average cooling rate of air cooling is not specifically limited. For example, 0 degreeC / s second may be sufficient as the average cooling rate of air cooling.

열간에서의 마무리 압연 직후의 마이크로 조직에는, 통상, 오스테나이트의 재결정 조직과 미재결정 조직이 혼재되어 있어, 입도도 혼립이라고 평가되는 경우가 많다. 그로 인해, 마무리 압연 직후에, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 480 내지 600℃의 펄라이트 변태의 온도 영역까지 강판을 냉각하면, 입경이 작은 재결정 오스테나이트 입자, 혹은 미재결정 오스테나이트 입자로부터 우선적으로 펄라이트 변태가 개시되어 버려, 시멘타이트의 라멜라 간격이 두꺼운 펄라이트가 생성된다. 이러한 열연판을, 산 세정한 후, 후술하는 바와 같이 5% 이상 또한 30% 미만인 냉연율로 냉간 압연하여, 650 내지 720℃의 온도 범위에서 5 내지 40hr 어닐링했다고 해도, 탄화물(시멘타이트)의 평균 직경이 0.4㎛를 초과하거나, 조대한 탄화물(시멘타이트)의 개수 비율이 30%를 초과하거나 한다. 따라서, 열간에서의 마무리 압연 직후의 2초 이상의 공냉에 의해, 열연판의 마이크로 조직을 입경이 균일한 재결정 오스테나이트로 할 수 있을 뿐만 아니라, 공냉 후의 변태의 타이밍을 강대(강판)의 폭 방향 및 판 두께 방향으로 정렬시킬 수 있다. 그로 인해, 펄라이트를 포함하는 균일한 마이크로 조직의 열연판을 얻어, 시멘타이트 및 페라이트를 적절하게 제어할 수 있다. 공냉 시간을 3초 이상으로 해도 된다. 단, 공냉 시간은 길수록 바람직하지만, 10초를 초과하면, 생산성이 저하하거나, 스케일의 성장에 의한 흠집의 발생 등의 문제가 발생하거나 하기 때문에, 공냉 시간의 상한을 10초 이하로 한다. 공냉 시간을 9초 이하 또는 8초 이하로 해도 된다.In the microstructure immediately after hot rolling in a hot state, the recrystallized structure of austenite and a non-recrystallized structure are usually mixed, and it is often evaluated that particle size is mixed. Therefore, immediately after the finish rolling, the steel sheet is cooled to a temperature range of 480 to 600 ° C in a pearlite transformation at an average cooling rate of 10 ° C / s or more, and preferentially from recrystallized austenite particles having a small particle size or unrecrystallized austenite particles. Perlite transformation starts, and pearlite with a thick lamellar spacing of cementite is produced. After the hot-rolled sheet is acid-cleaned and cold rolled at a cold rolling rate of 5% or more and less than 30% as described later, the average diameter of carbide (cementite) is obtained even if it is annealed for 5 to 40 hours at a temperature range of 650 to 720 ° C. It exceeds 0.4 micrometer, or the ratio of the number of coarse carbides (cementite) exceeds 30%. Therefore, by air cooling for 2 seconds or more immediately after finishing rolling in hot, the microstructure of a hot rolled sheet can be made into recrystallized austenite with a uniform particle diameter, and the timing of transformation after air cooling can be made into the width direction of a steel strip (steel plate), and It can be aligned in the plate thickness direction. Therefore, the hot rolled sheet of the uniform microstructure containing pearlite can be obtained, and cementite and ferrite can be controlled suitably. The air cooling time may be 3 seconds or more. However, the longer the air cooling time is, the more preferable. However, if it exceeds 10 seconds, problems such as generation of scratches or generation of scratches due to scale growth may occur, so the upper limit of the air cooling time is set to 10 seconds or less. The air cooling time may be 9 seconds or less or 8 seconds or less.

여기서, 열연판(강)의 마이크로 조직의 관찰을, 주사형 전자 현미경으로 행할 수 있다. 열연 후의 펄라이트 중 시멘타이트의 라멜라 두께는 0.02 내지 0.5㎛로 미세하기 때문에, 적어도 3000 내지 10000의 배율로 펄라이트를 관찰하여, 관찰면에 대해서 수직한 라멜라의 평균 두께를 측정한다. 라멜라 두께를 선분법에 의해 실측하고, 랜덤하게 추출한 30개 이상의 측정 개소로부터 얻어진 실측값을 평균하여 평균 시멘타이트 라멜라 두께를 산출한다.Here, observation of the microstructure of a hot rolled sheet (steel) can be performed with a scanning electron microscope. Since the lamellar thickness of cementite in the pearlite after hot rolling is fine at 0.02 to 0.5 µm, pearlite is observed at a magnification of at least 3000 to 10000, and the average thickness of the lamellar perpendicular to the observation surface is measured. The lamellar thickness is measured by the line segment method, and the average cementite lamellar thickness is calculated by averaging the measured values obtained from 30 or more measurement points randomly extracted.

(냉간 압연) (Cold rolling)

상기 강냉 후의 열연판(강)을 산 세정 후에, 냉간 압연율(냉연율=(냉간 압연 전의 판 두께-냉간 압연 후의 판 두께)/냉간 압연 전의 판 두께) 5% 이상 또한 30% 미만인 경압하로 냉간 압연(냉연)한다. 냉간 압연의 횟수는 1회로 하는 것이 바람직하다.After pickling and cleaning the hot rolled sheet (steel) after cold rolling, cold rolling rate (cold rolling ratio = (plate thickness before cold rolling-plate thickness after cold rolling) / plate thickness before cold rolling) is 5% or more and less than 30% under light pressure. Cold rolling (cold rolling). It is preferable to perform the number of cold rolling once.

이 냉간 압연에서는, 열연판의 마이크로 조직에 변형을 가함으로써, 각 조직간에 발생하는 변형차를 현저하게 하고, 이 변형차에 의해 어닐링 시의 입자 성장 및 재결정이 촉진된다. 이러한 변형 도입의 효과를 얻기 위해서, 냉연율을 5% 이상으로 한다. 게다가, 이 경우에는, 냉간 압연에 의해 중탄소 강판의 판 두께의 정밀도를 보다 높일 수 있다.In this cold rolling, strain is applied to the microstructure of the hot rolled sheet to make the strain difference generated between the tissues remarkable, and the strain difference promotes grain growth and recrystallization during annealing. In order to acquire the effect of such a strain introduction, cold rolling is made into 5% or more. In addition, in this case, the precision of the plate | board thickness of a medium carbon steel plate can be improved further by cold rolling.

또한, 냉연율을 높이면, 탄화물을 미세화할 수 있다. 냉연율이 5% 미만이면 열연에 의해 석출한 탄화물(예를 들어, 상기 펄라이트 중 라멜라 시멘타이트)이, 냉연 시에 충분히 파괴되지 않고, 어닐링 후 마이크로 조직 내에 잔존하여, 탄화물(시멘타이트)의 평균 입경이 커지거나, 조대한 탄화물(시멘타이트)의 비율이 증가하거나 한다. 또한, 냉연율이 30% 이상이면 어닐링에 의한 재결정 후의 페라이트가 미립화하여 강도가 높아지기 때문에, 높은 냉간 가공성을 달성할 수 없게 된다. 그로 인해, 냉연율의 상한을 30% 미만으로 설정한다.In addition, when the cold rolling rate is increased, the carbide can be made finer. If the cold rolling rate is less than 5%, carbides precipitated by hot rolling (for example, lamellar cementite in the pearlite) do not sufficiently break during cold rolling, remain in the microstructure after annealing, and the average particle diameter of carbide (cementite) It becomes large or the ratio of coarse carbide (cementite) increases. In addition, if the cold rolling rate is 30% or more, the ferrite after recrystallization by annealing becomes fine and the strength increases, so that high cold workability cannot be achieved. Therefore, the upper limit of the cold rolling rate is set to less than 30%.

또한, 본 실시 형태에 관한 기술 분야에서는, 400℃ 내지 580℃에서 권취한 강판을, 산 세정 후, 그대로 냉연하는 것은 일반적이지 않다. 이 온도 영역에서 권취한 열연판은, 비커스 경도가 200HV 이상으로 단단하고, 또한 균열되기 쉽기 때문에, 냉연 시의 부하가 증대하거나, 생산성이 저하하거나 하는 경우가 있다. 그로 인해, 열연판을, 일단 어닐링하여 연질화시킬 필요가 있었다. 또한, C양이 적은 연질의 강을 사용하는 경우에는, 켄칭성을 확보하기 위해서, 침탄을 후속 공정(예를 들어, 켄칭 부재의 제조 시)으로 행할 필요가 있었다. 이러한 프로세스(예를 들어, 냉연 전의 어닐링, 냉연이나 침탄)의 수를 저감시켜서 비용을 삭감하기 위해서, 냉연을 생략하는 것이 일반적이다.In addition, in the technical field which concerns on this embodiment, it is not common to cold-roll the steel plate wound at 400 degreeC-580 degreeC as it is after acid wash. The hot rolled sheet wound in this temperature range is hard to have a Vickers hardness of 200 HV or more and easily cracks, so that the load during cold rolling may increase or the productivity may decrease. Therefore, it was necessary to anneal and soften the hot rolled sheet once. In addition, when using soft steel with a small amount of C, in order to ensure hardenability, carburizing was necessary in a subsequent process (for example, at the time of manufacture of a hardening member). In order to reduce costs by reducing the number of such processes (for example, annealing before cold rolling, cold rolling or carburizing), it is common to omit cold rolling.

그러나, 본 발명자들은, 최근 냉연 기술의 발달에 의해, 상기 열연판을 그대로 5% 이상 또한 30% 미만인 냉연율로 냉연해도, 충분한 생산성을 확보하면서 압연기가 냉연 시의 부하에 견딜 수 있는 것을 발견했다. 또한, 냉연과 어닐링에 의해 시멘타이트의 입도 분포를 보다 적절하게 제어하는 기술은, 본 발명자들이, 켄칭 부재의 전체적인 형상 정밀도의 개선이라고 하는 새로운 과제를 해결하기 위해서 새롭게 발견한 방법이다. 게다가, 켄칭 부재의 제조 시의 공정수나 공정 시간의 증가에 의해 발생하는 총 비용을 고려하면, 보다 에너지를 삭감할 수 있다.However, the present inventors have discovered that, due to the recent development of cold rolling technology, even if the hot rolled sheet is cold rolled at a cold rolling rate of 5% or more and less than 30%, the rolling mill can withstand the load during cold rolling while ensuring sufficient productivity. . Moreover, the technique which controls the particle size distribution of cementite more appropriately by cold rolling and annealing is the method newly discovered by the present inventors in order to solve the new subject of improvement of the overall shape precision of a quenching member. In addition, when considering the total cost incurred by the increase in the number of processes and the process time at the time of manufacture of a hardening member, energy can be reduced more.

(어닐링) (Annealing)

이러한 열연과, 산 세정과, 냉연을 실시한 강판을 어닐링하고, 목표로 하는 탄화물을 포함하는 조직을 갖는 강판으로 한다. 어닐링 후의 강도를 적절한 레벨로 하기 위해서는, 냉간 압연과 어닐링은 각각 1회로 하는 것이 바람직하다.The steel sheet subjected to such hot rolling, acid cleaning and cold rolling is annealed to obtain a steel sheet having a structure containing a target carbide. In order to make the intensity | strength after annealing into an appropriate level, it is preferable to perform cold rolling and annealing once each.

어닐링에 의해, 각 조직에 집적한 변형량의 차를 이용하여, Ac1 이하의 어닐링 온도에서 초석 페라이트가 재결정하고, 입자 성장하여 조대한 입자로 됨으로써, 강판(강)이 연질화한다.By annealing, using the difference in the amount of deformation accumulated in each structure, the cornerstone ferrite is recrystallized at an annealing temperature of Ac1 or less, and the grain grows into coarse particles, thereby softening the steel sheet (steel).

또한, 어닐링 전의 탄화물(시멘타이트)은, 비교적 낮은 권취 온도에 의해 마이크로 조직 내에 균일하게 분산되고 있는 것에 더하여, 냉연에 의해 냉연 완료 시에 매우 미세해지고 있다. 그 결과, 어닐링을 개시하면, 바로 탄화물이 용해를 개시하여, 구상화가 추진된다. 단, 전술한 제조 조건의 결과, 작은 탄화물이 매우 균일하게 분산되고 있기 때문에, 단숨에 탄화물의 구상화가 진행되고, 매우 미세한 구상 탄화물이 일제히 다수 생성된다. 이 어닐링에 있어서는, 어닐링 조건이 단시간에 저온인 쪽이 바람직하다. 그로 인해, 650 내지 720℃의 온도 범위(어닐링 온도)에서 5 내지 40hr의 어닐링 시간의 어닐링을 행한다. 탄화물의 구상화의 속도를 보다 높이는 경우에는, 어닐링 온도(하한)가, 680℃ 이상인 것이 바람직하고, 탄화물의 조대화를 보다 억제하는 경우에는, 어닐링 온도(상한)가, 700℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 탄화물의 구상화율을 보다 높이는 경우에는, 어닐링 시간(하한)이, 20hr 이상인 것이 바람직하다. 최적의 어닐링 조건은, 690℃이면서 20 내지 40hr이다.In addition, the carbide (cementite) before annealing is uniformly dispersed in the microstructure by the relatively low winding temperature, and is very fine at the time of cold rolling completion by cold rolling. As a result, as soon as annealing is started, carbides immediately start to dissolve and spheroidization is promoted. However, as a result of the manufacturing conditions described above, since small carbides are very uniformly dispersed, the carbides are spheroidized at once and a large number of very fine spherical carbides are simultaneously produced. In this annealing, it is preferable that annealing conditions are low temperature in a short time. Therefore, annealing of the annealing time of 5-40hr is performed in the temperature range (annealing temperature) of 650-720 degreeC. In the case where the speed of spheroidization of the carbide is further increased, the annealing temperature (lower limit) is preferably 680 ° C or higher, and when the coarsening of carbide is further suppressed, the annealing temperature (upper limit) is preferably 700 ° C or lower. In addition, when increasing the spheroidization rate of carbide, it is preferable that annealing time (lower limit) is 20 hours or more. The optimum annealing conditions are 20 to 40 hr while being 690 ° C.

또한, 어닐링을, 어닐링 분위기의 제어성의 관점에서 상자 어닐링으로 행하는 것이 바람직하다. 어닐링 분위기는, 특별히 제한되지 않지만, 95% 이상의 수소 농도로, 또한 400℃까지의 노점이 -20℃ 미만이고, 400℃초에서의 노점이 -40℃ 미만이면 된다. 이 경우, 강재의 폭 방향에서의 특성의 편차를 더 억제할 수 있다. 또한, 질소 분위기 하에서도, 목표로 하는 특성의 강재를 제조하는 것은 가능하다.Moreover, it is preferable to perform annealing by box annealing from a controllability viewpoint of an annealing atmosphere. The annealing atmosphere is not particularly limited, but the dew point of up to 400 ° C is less than -20 ° C, and the dew point in 400 ° C is less than -40 ° C at a hydrogen concentration of 95% or more. In this case, the dispersion | variation in the characteristic in the width direction of steel materials can further be suppressed. In addition, even under a nitrogen atmosphere, it is possible to manufacture steel materials having target properties.

또한, 본 실시 형태에서는, 상술한 바와 같이 5% 이상 또한 30% 미만인 냉연율의 냉간 압연과 이 냉간 압연 후의 어닐링을 조합하고 있다. 이 조합은 1회로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 어닐링 후에 다시 냉연율 5%를 초과하는 냉간 압연을 행하지 않을 필요가 있다. 즉, 1회의 냉간 압연 중 압하 횟수(롤러에 의한 압연)는 특별히 제한되지 않는다. 이러한 냉간 압연과 냉간 압연 후의 어닐링의 조합에 의해, 탄화물의 형태를 제어하면서 높은 생산성을 확보할 수 있다.Moreover, in this embodiment, as mentioned above, the cold rolling of the cold rolling rate which is 5% or more and less than 30% and the annealing after this cold rolling are combined. It is preferable to perform this combination once. Here, after annealing, it is necessary not to perform cold rolling exceeding 5% of cold rolling rates again. That is, the number of times of rolling reduction (rolling by a roller) in one cold rolling is not specifically limited. By combination of such cold rolling and annealing after cold rolling, high productivity can be ensured, controlling the form of carbide.

상술한 바와 같이, 열연 후의 냉각 패턴, 권취 온도, 냉연 조건 및 어닐링 조건을 제어함으로써, 탄화물을 구상이면서 미세하게 균일 분산시킨 상태에서 페라이트를 10㎛ 이상으로 성장시키는 것이 가능하며, 얻어진 중탄소 강판의 가공성을 확보할 수 있게 된다. 동시에, 시멘타이트 입경(탄화물 입경)의 조대화의 비율도 제어하는 것이 가능하며, 얻어진 중탄소 강판의 켄칭 안정성도 높일 수 있게 된다.As described above, by controlling the cooling pattern after the hot rolling, the coiling temperature, the cold rolling conditions and the annealing conditions, it is possible to grow ferrite to 10 µm or more in a state where carbides are spherical and finely dispersed uniformly, Workability can be secured. At the same time, it is possible to control the ratio of coarsening of the cementite particle size (carbide particle size), and the quenching stability of the obtained medium carbon steel sheet can also be improved.

또한, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 켄칭 부재에 대해서 설명한다.Moreover, the hardening member which concerns on one Embodiment of this invention is demonstrated.

본 실시 형태에 관한 켄칭 부재(켄칭된 강 부재, 제품 형상을 갖는 켄칭하여 얻어진 강 부재)에서는, 구오스테나이트 입자의 평균 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경을 갖는 구오스테나이트 입자(이상 오스테나이트)의 면적의 합계가 구오스테나이트 입자 전체의 면적의 합계의 30% 이내이다. 또한, 이 이상 오스테나이트의 면적 비율의 하한은 특별히 제한되지 않고, 이 면적 비율이, 0% 이상이어도 되고, 1% 이상 또는 3% 이상이어도 된다. 또한, 상기 이상 오스테나이트(평균 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경)의 정의는, 상기 오스테나이트의 입도 번호(평균 입경에 대응하는 입도 번호로부터 2 이상 다른 입도 번호)에 의한 정의에 대응한다.In the quenching member (quenched steel member, steel member obtained by quenching having a product shape) according to the present embodiment, the former austenite particles having a particle diameter of 0.5 times or less or twice or more of the average particle diameter of the old austenite particles Knight) is within 30% of the total area of the whole austenite particle. The lower limit of the area ratio of the austenite is not particularly limited, and the area ratio may be 0% or more, or 1% or more or 3% or more. In addition, the definition of the abnormal austenite (0.5 times or less or 2 times or more of the average particle diameter) corresponds to the definition by the particle size number of the austenite (the particle size number that differs from the particle size number corresponding to the average particle diameter by 2 or more). .

켄칭 전의 오스테나이트는, 켄칭 후, 각종 저온 조직에 변태하지만, 켄칭 후의 마이크로 조직에 있어서, 변태 전의 오스테나이트의 결정립계가 에칭 등에 의해 명확하게 현출된다. 이와 같이, 저온 조직을 포함하여, 오스테나이트의 결정립계에 둘러싸이는 입자가 1개의 구오스테나이트 입자로서 평가된다.The austenite before quenching transforms into various low-temperature structures after quenching, but in the microstructure after quenching, the grain boundaries of the austenite before transformation are apparently exhibited by etching or the like. Thus, the particle | grains enclosed in the grain boundary of austenite including a low temperature structure are evaluated as one old austenite particle.

또한, 켄칭 부재의 마이크로 조직을 특히 규정할 필요는 없지만, 마르텐사이트의 면적률을 95% 이상 또는 98% 이상으로 해도 된다. 또한, 이 마르텐사이트의 면적률은, 100% 이하여도 된다.In addition, the microstructure of the quenching member does not have to be particularly defined, but the area ratio of martensite may be 95% or more or 98% or more. In addition, the area ratio of this martensite may be 100% or less.

또한, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 켄칭 부재의 제조 방법에 대해서 설명한다.Moreover, the manufacturing method of the quenching member which concerns on one Embodiment of this invention is demonstrated.

본 실시 형태에서는, 도 10에 도시한 바와 같이, 상기 실시 형태에 관한 중탄소 강판을, 제품 형상에 냉간 가공하고(S11), Ac3 변태점보다도 높은 온도로 가열 후(S12), 냉각하고(S13), 켄칭 부재(켄칭된 강 부재, 제품 형상을 갖는 켄칭하여 얻어진 강 부재)를 얻는다. 그로 인해, 페라이트 및 시멘타이트를 오스테나이트로 변태시키기 위한 가열 온도를 제외한 조건(예를 들어, 제품 형상, 가공 방법, 가열 온도를 제외한 가열 조건, 유지 조건, 냉각 조건)은, 특별히 제한되지 않고, 일반적인 켄칭과 동일 조건을 적용할 수 있다. 예를 들어, 가열(S12)과 냉각(S13)을 일반적인 고주파 켄칭(고주파 가열 및 급냉)으로 행하면, 적합하다. 이러한 일반적인 켄칭의 조건으로서, 예를 들어 냉간 가공 후의 중탄소 강판(켄칭 전의 부재)을, 900 내지 1200℃의 온도 범위까지 가열한 후, 급냉해도 된다. 또한, 예를 들어 냉간 가공 후의 중탄소 강판(켄칭 전의 부재)을, 가열 후 0 내지 20초 유지하여, 60 내지 1000℃/s의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 급냉해도 된다. 또한, 최종적으로 얻어진 켄칭 부재의 마이크로 조직을 특별히 규정할 필요는 없지만, 마르텐사이트의 면적률을 95% 이상 또는 98% 이상으로 해도 된다.In this embodiment, as shown in FIG. 10, the heavy carbon steel plate which concerns on the said embodiment is cold-processed to product shape (S11), after heating to temperature higher than Ac3 transformation point (S12), and cooling (S13). And a quenching member (quenched steel member, steel member obtained by quenching having a product shape). Therefore, the conditions except the heating temperature for transforming ferrite and cementite into austenite (e.g., product shape, processing method, heating conditions except heating temperature, holding conditions, cooling conditions) are not particularly limited, and generally The same conditions as for quenching can be applied. For example, it is suitable if heating S12 and cooling S13 are performed by general high frequency quenching (high frequency heating and quenching). As conditions for such a general quenching, for example, after cooling the medium-carbon steel plate (member before quenching) to the temperature range of 900-1200 degreeC, you may quench. For example, the medium-carbon steel plate (member before quenching) after cold working may be hold | maintained for 0 to 20 second after heating, and you may quench to 200 degrees C or less at the average cooling rate of 60-1000 degreeC / s. In addition, the microstructure of the finally obtained hardening member does not need to be specifically defined, but the area ratio of martensite may be 95% or more or 98% or more.

켄칭 안정성은, 켄칭을 위한 가열 시에 있어서의 오스테나이트의 혼립도의 영향을 받는다. 켄칭 부재를 제조할 때, 켄칭 시의 오스테나이트 입경은 균일할수록 바람직하다. 오스테나이트 입자가 혼립인 경우에는, 입경이 작은 오스테나이트 입자로부터 변태가 개시되기 때문에, 변태 변형이 강 내에서 불균일해져서, 열처리 변형이 커지는 등 켄칭 안정성이 손상된다. 특히, 켄칭 시의 오스테나이트 조직에 있어서 이상 오스테나이트의 면적의 합계가 30%를 초과하는 경우에, 켄칭 시의 변형이 커진다. 이로 인해, 켄칭 시의 변형을 충분히 저감할 수 있도록, 높은 켄칭 안정성을 갖는 상기 실시 형태에 관한 중탄소 강판을 사용한다.Quenching stability is influenced by the degree of incorporation of austenite during heating for quenching. When manufacturing a hardening member, the austenite particle diameter at the time of quenching is so preferable that it is uniform. In the case where the austenite particles are mixed, transformation starts from austenite particles having a small particle size, so that the transformation strain becomes nonuniform in the steel, resulting in an increase in heat treatment strain, thereby impairing the quenching stability. In particular, in the austenite structure during quenching, when the total of the areas of the abnormal austenite exceeds 30%, the deformation during quenching becomes large. For this reason, the heavy carbon steel plate which concerns on the said embodiment which has high quenching stability is used so that distortion at the time of quenching can fully be reduced.

실시예Example

이어서, 실시예에 대해서 설명한다.Next, an Example is described.

실시예의 수준은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 실행 조건의 일례이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 도달하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하다.The level of an Example is an example of the execution conditions employ | adopted in order to confirm the feasibility and effect of this invention, and this invention is not limited to this one example of conditions. This invention can employ | adopt various conditions, as long as the objective of this invention is reached without deviating from the summary of this invention.

표 1 내지 표 3에 나타내는 화학 조성(잔량부는, 철 및 불가피적 불순물)을 갖는 강괴(강)를, 열간 압연 후, 2.5초간 공냉하여, 30℃/s의 평균 냉각 속도로 540℃까지 강냉하고, 500℃에서 권취하고, 실온까지 냉각하여, 열연판을 얻었다. 또한, 얻어진 열연판을, 15%의 냉연율로 냉간 압연 후, 680℃에서 24hr 어닐링하여, 표 4의 마이크로 조직을 갖는 다양한 강판을 얻어, 각각 냉간 가공성을 평가했다. 표 4에 나타내는 결과 중, 성형성이 양호한 강종의 열연판(열간 압연 후, 냉각 제어하여 얻어진 강판)을 대상으로, 10%의 냉연율로 냉간 압연 후, 680℃에서 4hr 어닐링하여, 표 5의 마이크로 조직을 갖는 다양한 강판을 얻어, 각각 냉간 가공성을 평가했다. 또한, 동일한 열연판을 대상으로, 70%의 냉연율로 냉간 압연 후, 680℃에서 8hr 어닐링하여, 표 6의 마이크로 조직을 갖는 다양한 강판을 얻어, 각각 냉간 가공성을 평가했다. 또한, 표 1 내지 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 강괴로부터, 표 7 및 표 10에 나타내는 조건에서 강판을 제작하여, 열연판의 펄라이트 내의 라멜라 시멘타이트의 두께 및 어닐링판(제품 강판)의 탄화물의 입도 분포, 어닐링판의 페라이트 입경을 측정하여, 인장 시험을 실시했다. 어닐링에 있어서의 유지가 완료된 후의 강판에 대해서는, 로냉에 의해 어닐링 온도로부터 400℃까지의 동안을 100℃/hr로 냉각했다.The steel ingot (steel) which has the chemical composition (remaining part is iron and an unavoidable impurity) shown in Tables 1-3 is air-cooled for 2.5 second after hot rolling, and cold-cooled to 540 degreeC by the average cooling rate of 30 degree-C / s. It wound up at 500 degreeC, cooled to room temperature, and obtained the hot rolled sheet. In addition, the obtained hot rolled sheet was cold-rolled at a cold rolling rate of 15%, and then annealed at 680 ° C for 24 hours to obtain various steel sheets having a microstructure of Table 4, and evaluated for cold workability, respectively. Among the results shown in Table 4, the hot-rolled sheet (steel plate obtained by cooling control after hot rolling) of steel type having good formability was subjected to cold rolling at a cold rolling rate of 10%, followed by annealing at 680 ° C for 4hr, Various steel sheets having a microstructure were obtained, and each cold workability was evaluated. Further, the same hot rolled sheet was subjected to cold rolling at a cold rolling rate of 70%, followed by annealing at 680 ° C. for 8 hours to obtain various steel sheets having a microstructure of Table 6, and to evaluate the cold workability, respectively. Further, steel sheets were produced from the steel ingots having the chemical compositions shown in Tables 1 to 3 under the conditions shown in Tables 7 and 10, and the thickness of lamellar cementite in the pearlite of the hot rolled sheet and the particle size distribution of carbides in the annealing plate (product steel sheet). And the ferrite particle diameter of the annealing plate were measured and the tensile test was performed. About the steel plate after the holding | maintenance in annealing was completed, while cooling from annealing temperature to 400 degreeC was cooled by 100 degreeC / hr by furnace cooling.

냉간 가공성의 시험에서는, 도 2a에 도시한 바와 같은 직경 100㎜의 원판을, 도 2b에 도시한 바와 같은 직경 60㎜, 높이 28㎜의 컵 모양으로 실온에서 성형하여 균열의 유무를 평가했다. 균열이 발생한 경우에는, 냉간 가공성이 열위인 "No Good"의 평점을 붙였다. 한편, 균열이 없는 경우에는, 냉간 가공성이 우위인 "Good"의 평점을 붙였다. 또한, 이 평가 방법은, 상기한 도 1의 시험 방법과도 동일하며, "○"는 "Good"과, "×"는 "No Good"과 동일하다.In the test of cold workability, the disk of diameter 100mm as shown in FIG. 2A was shape | molded at room temperature in cup shape of diameter 60mm and height 28mm as shown in FIG. 2B, and the presence or absence of the crack was evaluated. When a crack generate | occur | produced, the cold workability gave the grade of "No Good" which is inferior. On the other hand, when there was no crack, the rating of "Good" which was superior in cold workability was graded. In addition, this evaluation method is the same as that of the test method of FIG. 1 mentioned above, "(circle)" is equal to "Good", and "x" is equal to "No Good".

또한, 강판 No.C3, C4, E3, H3, H4, L3, L4, N3, N4, Z3, Z4, AA3, AA4, AB3, AB4, AC3, AC4, AD3, AD4, AE3, AE4, AF3, AF4, AG3, AG4, AH3, AH4, AI3, AI4, AJ3, AJ4, AK3, AK4, AL3, AL4, AM3, AM4에서 도 6a 및 도 6b에 나타내는 판 폭 15㎜, 판 길이 150㎜인 공시재의 판 길이 중심부를, 주파수 78㎑로 상온으로부터 100℃/s의 가열 속도로 승온한 후, 950℃에서 10초 유지하고, 즉시 100℃/s 이상의 냉각 속도로 상온까지 급냉하여, 고주파 켄칭 시험을 실시했다. 켄칭 후의 공시재의 변형량에 대해서, 도 6c 및 도 6d에 도시한 바와 같이, 판 길이 방향으로부터의 휨 θ를 측정함으로써 평가했다. 또한, 휨 θ가, 3° 미만이면 바람직하고, 1° 미만이면 더욱 바람직하다.In addition, steel plates No.C3, C4, E3, H3, H4, L3, L4, N3, N4, Z3, Z4, AA3, AA4, AB3, AB4, AC3, AC4, AD3, AD4, AE3, AE4, AF3, AF4 , Plate length of specimens having a plate width of 15 mm and a plate length of 150 mm shown in Figs. 6A and 6B for AG3, AG4, AH3, AH4, AI3, AI4, AJ3, AJ4, AK3, AK4, AL3, AL4, AM3, AM4 After heating up the center part at the heating rate of 100 degree-C / s from normal temperature at the frequency of 78 Hz, it hold | maintained at 950 degreeC for 10 second, immediately quenched to normal temperature at the cooling rate of 100 degree-C / s or more, and the high frequency quenching test was done. About the deformation amount of the test material after quenching, as shown to FIG. 6C and FIG. 6D, it evaluated by measuring the curvature (theta) from a plate longitudinal direction. Moreover, if curvature (theta) is less than 3 degrees, it is preferable, and if it is less than 1 degree, it is more preferable.

또한, 켄칭 후의 공시재의 구오스테나이트 입경의 분포를 측정했다. 이 구오스테나이트 입경의 분포의 측정으로는, 켄칭 후의 부재의 마이크로 조직을 하기 A액에서 현출하고, 그 현출한 마이크로 조직을 디지털 화상으로 촬영 후, 화상 해석에 의해 구오스테나이트의 평균 입경 및 혼립 지수를 구했다. 또한, A액에 대해서는, 증류수 1000㎖에 대해서 수산화나트륨 및 피크르산의 소정량을 혼합하여 제작했다. 화상 해석에서는, 각 구오스테나이트 입자의 면적을 측정한 후, 원상당 직경을 산출하고, 그 각 원상당 직경의 평균값을 평균 입경으로 했다. 또한, 이 평균 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경을 갖는 결정립이 차지하는 면적을 구하고, 이 면적을 관찰 시야의 면적으로 제산함으로써 얻어진 면적 비율을 혼립 지수로서 결정했다. 도 5에는, 얻어진 혼립 지수와 휨(변형량) θ의 관계를 나타내고 있다. 이 도 5에 도시한 바와 같이, 혼립 지수가 30%를 초과하면, 휨(변형량) θ가 3° 이상으로 되는 것을 알 수 있다. 그로 인해, 이 혼립 지수가 30%를 초과하는 경우에, 켄칭 후의 변형량이 커서, 켄칭 안정성이 뒤떨어진다고 판단했다. 또한, 마이크로 조직의 관찰에 의해, 켄칭 후의 공시재의 마르텐사이트의 면적률이 95% 이상인 것을 확인했다.Moreover, distribution of the old austenite particle diameter of the test material after quenching was measured. As a measurement of the distribution of the old austenite particle diameter, the microstructure of the member after quenching is exhibited in the following solution A, and after photographing the displayed microstructure with a digital image, the average particle diameter and mixed state of the austenite are analyzed by image analysis. I got the index. In addition, about liquid A, the predetermined amount of sodium hydroxide and picric acid was mixed and produced with respect to 1000 ml of distilled water. In image analysis, after measuring the area of each old austenite particle, the circular equivalent diameter was computed and the average value of each circular equivalent diameter was made into the average particle diameter. In addition, the area occupied by the crystal grains having a particle size of 0.5 times or less or 2 times or more of the average particle diameter was obtained, and the area ratio obtained by dividing the area by the area of the observation field was determined as the blend index. In FIG. 5, the relationship between the obtained composite index and warpage (deformation amount) is shown. As shown in FIG. 5, when the mixture index exceeds 30%, it can be seen that the warpage (deformation amount) θ becomes 3 ° or more. Therefore, when this mixed index exceeded 30%, it was judged that the deformation amount after quenching was large and it was inferior to quenching stability. In addition, the observation of the microstructure confirmed that the area ratio of martensite of the test material after quenching was 95% or more.

표 4 중 강판 No.C0, E0, H0, L0, N0에서는, 탄화물의 평균 직경이 0.4㎛ 이하이며, 이 탄화물의 평균 직경의 1.5배 이상의 크기인 탄화물의 개수 비율이 30% 이하이고, 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상이었다. 이들 강판 No.의 모두가 양호한 가공성 및 켄칭 안정성을 나타냈다.In Table 4, in the steel plates No. C0, E0, H0, L0, N0, the average diameter of carbide is 0.4 µm or less, and the number ratio of carbides having a size 1.5 times or more of the average diameter of the carbide is 30% or less, The sphericity was 90% or more, and the average ferrite particle size was 10 µm or more. All of these steel sheets No. showed good workability and quenching stability.

표 4 중 강판 No.A0, B0, D0, F0, G0, I0, J0, K0, M0, O0에서는, 강판의 화학 조성, 탄화물의 평균 직경(㎛), 조대한 탄화물의 개수 비율(%), 탄화물의 구상화율(%), 평균 페라이트 입경(㎛) 중 적어도 1개의 조건이 충분하지 않았다. 그로 인해, 이들 강판 No.에서는, 시멘타이트의 집합체를 기점으로 하는 균열, 시멘타이트를 기점으로 하는 균열, MnS를 기점으로 하는 균열, 혹은 입자 내 균열 등에 의해 냉간 가공성이 충분하지 않았다.In Table 4, in the steel sheets No. A0, B0, D0, F0, G0, I0, J0, K0, M0, O0, the chemical composition of the steel sheet, the average diameter of carbide (μm), the number ratio of coarse carbide (%), At least one of the spheroidization rate (%) and the average ferrite particle size (µm) of the carbide was not sufficient. Therefore, in these steel plate No., cold workability was not enough because of the crack which originates from the aggregate of cementite, the crack which starts from cementite, the crack which starts from MnS, or a crack in a particle | grain.

표 5의 강판 No.C1, E1, H1, L1, N1에서는, 어닐링 시간이 5hr 미만이었기 때문에, 탄화물의 구상화율이 90% 미만이어서, 시멘타이트를 기점으로 한 균열에 의해 냉간 가공성이 충분하지 않았다.In the steel sheets No. C1, E1, H1, L1, and N1 of Table 5, since the annealing time was less than 5 hr, the spheroidization rate of the carbide was less than 90%, and the cold workability was not enough due to the crack based on cementite.

표 6의 강판 No.C2, E2, H2, L2, N2에서는, 냉연율이 30%를 초과하고 있었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 변형의 집중에 의해 균열되기 때문에 냉간 가공성이 충분하지 않았다.In the steel sheets No. C2, E2, H2, L2, and N2 shown in Table 6, since the cold rolling ratio was more than 30%, the average ferrite grain size was less than 10 µm, and the cold workability was not sufficient because it was cracked by concentration of deformation. Did.

표 7 내지 표 12 중 강판 No.C3, C4, E3, H3, L4, N3, Z3, Z4, AA4, AB4, AC4, AD3, AD4, AE4, AF3, AG3, AG4, AH4, AI3, AJ4, AK3, AL3, AM3, AM4는, 냉간 가공성이 우수하고, 혼립 지수가 30% 이하로 켄칭 안정성이 우수했다.Steel plates No. C3, C4, E3, H3, L4, N3, Z3, Z4, AA4, AB4, AC4, AD3, AD4, AE4, AF3, AG3, AG4, AH4, AI3, AJ4, AK3 in Tables 7-12 , AL3, AM3, and AM4 were excellent in cold workability and excellent in quenching stability with a blend index of 30% or less.

강판 No.D3, D4, J3, J4, K3, K4, P3, P4에서는, Si, Al, P, Cu 중 어느 하나의 양이 많았기 때문에, 냉간 가공성이 나빴다.In steel plate No.D3, D4, J3, J4, K3, K4, P3, P4, since the quantity of any one of Si, Al, P, and Cu was large, cold workability was bad.

강판 No.G3, G4, I3, I4, M3, M4, T3, T4, Y3, Y4에서는, Mn, N, S, Cr, Zr 중 어느 하나의 양이 많았기 때문에, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel plate No. G3, G4, I3, I4, M3, M4, T3, T4, Y3, Y4, since the quantity of any one of Mn, N, S, Cr, Zr was large, cold workability and quenching stability are enough. Did not do it.

강판 No.A3, A4에서는, C의 양이 적었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel plate No. A3 and A4, since the amount of C was small, the average ferrite particle diameter was less than 10 micrometers, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.B3, B4에서는, Si의 양이 적었기 때문에, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%보다도 높아져서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel sheets No. B3 and B4, since the amount of Si was small, the number ratio of coarse carbides became higher than 30%, and the cold workability and the hardening stability were not enough.

강판 No.F3, F4에서는, Mn의 양이 적었기 때문에, 평균 탄화물 직경이 0.4㎛보다도 커서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel plate No. F3 and F4, since the amount of Mn was small, the average carbide diameter was larger than 0.4 micrometer, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.O3, O4에서는, C의 양이 많았기 때문에, 조대한 탄화물의 개수 비율 및 탄화물의 구상화율을 적절하게 제어할 수 없어, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel sheets No. O3 and O4, since the amount of C was large, the number ratio of coarse carbides and the spheroidization rate of carbides could not be appropriately controlled, and cold workability and quenching stability were not enough.

강판 No.Q3, Q4, R3, R4, S3, S4, U3, U4, V3, V4, W3, W4, AN3, AN4에서는, Nb, Ta, V, W, Ti, Mo 중 어느 하나의 양이 많았기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel plate No.Q3, Q4, R3, R4, S3, S4, U3, U4, V3, V4, W3, W4, AN3, AN4, the quantity of any one of Nb, Ta, V, W, Ti, Mo was large. Therefore, the average ferrite particle diameter was less than 10 µm, so that cold workability and quenching stability were not sufficient.

강판 No.X3, X4에서는, B의 양이 많았기 때문에, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%보다도 높아져서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel sheets No. X3 and X4, since the amount of B was large, the number ratio of coarse carbides became higher than 30%, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.AJ3에서는, 어닐링 온도가 650℃ 미만이었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel plate No. AJ3, since the annealing temperature was less than 650 degreeC, the average ferrite particle diameter was less than 10 micrometers, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.E4에서는, 어닐링 온도가 720℃보다도 높았기 때문에, 탄화물의 구상화율이 90% 미만이어서, 냉간 가공성이 열위였다.In steel sheet No. E4, since the annealing temperature was higher than 720 degreeC, the spheroidization rate of carbide was less than 90%, and cold workability was inferior.

강판 No.AA3에서는, 어닐링 온도가 720℃보다도 높았기 때문에, 탄화물의 구상화율 및 조대한 탄화물의 개수 비율을 적절하게 제어할 수 없어, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel sheet No. AA3, since the annealing temperature was higher than 720 degreeC, the spheroidization rate of carbide and the number ratio of the coarse carbide were not able to be controlled appropriately, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.AH3 및 AL4에서는, 어닐링 시간이 5hr보다도 짧았기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel sheets No. AH3 and AL4, since the annealing time was shorter than 5hr, the average ferrite particle diameter was less than 10 micrometers, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.H4에서는, 어닐링 시간이 40hr보다도 길었기 때문에, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%보다도 높아져서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel sheet No. H4, since the annealing time was longer than 40 hr, the number ratio of the coarse carbides became higher than 30%, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.AE3 및 AI4에서는, 권취 온도가 400℃ 미만이었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel plate No. AE3 and AI4, since the coiling temperature was less than 400 degreeC, the average ferrite particle diameter was less than 10 micrometers, and cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.L3 및 N4에서는, 권취 온도가 580℃를 초과하고 있었기 때문에, 평균 탄화물 직경, 조대한 탄화물의 개수 비율, 탄화물의 구상화율을 적절하게 제어할 수 없어, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In steel sheets No. L3 and N4, since the coiling temperature exceeded 580 ° C, the average carbide diameter, the number ratio of coarse carbides, and the spheroidization rate of carbides could not be appropriately controlled, resulting in insufficient cold workability and quenching stability. Did.

강판 No.AK4에서는, 냉연율이 5% 미만이었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel plate No.AK4, since the cold rolling rate was less than 5%, the average ferrite particle diameter was less than 10 micrometers, and cold workability and quenching stability were not enough.

강판 No.AC3에서는, 냉연율이 5% 미만이고, 어닐링 시간이 40hr보다도 길었기 때문에, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이고, 조대한 탄화물의 개수 비율이 30%보다도 높았다. 그로 인해, 이 강판 No.에서는, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel plate No. AC3, since the cold rolling rate was less than 5% and the annealing time was longer than 40hr, the average ferrite particle diameter was less than 10 µm, and the number ratio of coarse carbides was higher than 30%. Therefore, in this steel plate No., cold workability and hardening stability were not enough.

강판 No.AB3 및 AF4에서는, 냉연율이 30%를 초과하고 있었기 때문에, 평균 탄화물 직경 또는 조대한 탄화물의 개수 비율을 적절하게 제어할 수 없는 것에 더하여, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만이어서, 냉간 가공성 및 켄칭 안정성이 충분하지 않았다.In the steel sheets No. AB3 and AF4, since the cold rolling rate exceeded 30%, the average carbide diameter or the number ratio of the coarse carbides could not be appropriately controlled, and the average ferrite particle diameter was less than 10 µm, resulting in cold workability. And quenching stability was not sufficient.

또한, 표 1 내지 표 3에 나타내는 강 No.H에 있어서, 마무리 압연 후의 공냉의 시간을 다양하게 변화시켜서, 다양한 강판을 얻었다. 그 결과, 도 7에 도시한 바와 같이, 마무리 압연 후의 공냉 시간과, 조대한 탄화물의 개수 비율의 관계를 얻었다. 이 도 7에서 2초 이상의 공냉을 행함으로써, 조대한 탄화물의 개수 비율을 30% 이하로 저감할 수 있는 것을 알 수 있다.In addition, in steel No. H shown in Tables 1-3, the time of air cooling after finish rolling was changed variously, and various steel sheets were obtained. As a result, as shown in FIG. 7, the relationship between the air cooling time after finishing rolling and the number ratio of coarse carbides was obtained. It can be seen that by performing air cooling for 2 seconds or more in this FIG. 7, the number ratio of coarse carbides can be reduced to 30% or less.

또한, 도 7에 나타나는 강판은, 이하와 같은 방법에 의해 제조되었다. 1220℃에서 50min강을 유지 후, 900℃에서 마무리 압연을 끝내도록, 판 두께 250㎜로부터 판 두께 3㎜까지 열간에서 강을 압연했다. 마무리 압연 직후, 강을, 각 공냉 시간만큼 공냉하여, 40℃/s의 냉각 속도로 550℃까지 냉각하고, 500℃에서 권취함으로써 열연 강판을 제작했다. 각 열연 강판을 산 세정 후, 28%의 압하율(냉연율)로 냉간 압연을 실시하여, 700℃에서 24hr 어닐링했다.In addition, the steel plate shown in FIG. 7 was manufactured by the following method. After hold | maintaining 50min steel at 1220 degreeC, steel was rolled hot from plate thickness 250mm to plate thickness 3mm so that finishing rolling may be completed at 900 degreeC. Immediately after the finish rolling, the steel was cooled by air for each air cooling time, cooled to 550 ° C at a cooling rate of 40 ° C / s, and wound up at 500 ° C to produce a hot rolled steel sheet. Each hot rolled steel sheet was cold rolled at a reduction ratio (cold rolling ratio) of 28% after acid washing, and annealed at 700 ° C for 24 hours.

또한, 표 1 내지 표 3에 나타내는 강 No.H에 있어서, 냉간 압연 시의 압하율(냉연율)을 다양하게 변화시켜서, 다양한 강판을 얻었다. 그 결과, 도 8에 도시한 바와 같이, 냉연율과, 비커스 경도의 관계를 얻었다.In addition, in steel No. H shown in Tables 1-3, the rolling reduction rate (cold rolling ratio) at the time of cold rolling was changed variously, and various steel sheets were obtained. As a result, as shown in FIG. 8, the relationship between the cold rolling rate and the Vickers hardness was obtained.

또한, 도 8에 나타나는 강판은, 이하와 같은 방법에 의해 제조되었다. 1220℃에서 50min강을 유지 후, 920℃에서 마무리 압연을 끝내도록, 판 두께 250㎜로부터 판 두께 8㎜까지 열간에서 강을 압연했다. 마무리 압연 직후, 강을, 3초간 공냉하여, 50℃/s의 냉각 속도로 520℃까지 냉각하고, 480℃에서 권취함으로써 열연 강판을 제작했다. 각 열연 강판을 산 세정 후, 각 압하율(냉연율)로 냉간 압연을 실시하여, 700℃에서 24hr 어닐링했다.In addition, the steel plate shown in FIG. 8 was manufactured by the following method. After hold | maintaining 50min steel at 1220 degreeC, steel was rolled hot from plate thickness 250mm to plate thickness 8mm so that finish rolling may be completed at 920 degreeC. Immediately after the finish rolling, the steel was air cooled for 3 seconds, cooled to 520 ° C at a cooling rate of 50 ° C / s, and wound up at 480 ° C to produce a hot rolled steel sheet. Each hot rolled steel sheet was cold-rolled at each reduction ratio (cold rolling ratio) after acid washing, and annealed at 700 ° C for 24 hours.

또한, 강판의 화학 조성이 충분히 조정된 일부 강종에 대해서, 표 13에, 강판의 마이크로 조직과 켄칭 후의 공시재의 마이크로 조직 사이의 관계를 나타낸다. 이 표 13에서, 강판 No.C3, C4, E3, H3L4, N3, Z3, Z4, AA4, AB4, AC4, AD3, AD4, AE4, AF3, AG3, AG4, AH4, AI3, AJ4, AK3, AL3, AM3 및 AM4에서는, 강판 중 평균 탄화물 직경, 조대한 탄화물의 개수 비율, 탄화물의 구상화율 및 평균 페라이트 입경의 모두가 충분하며, 혼립 지수가 30% 이하였다. 또한, 이들 강판 No.에서는, 탄화물의 평균 직경, 조대한 탄화물의 개수 비율, 탄화물의 구상화율, 평균 페라이트 입경 중 적어도 1개의 조건이 충분하지 않았던 강판 No.H4, L3, N4, AA3, AB3, AC3, AE3, AF4, AH3, AI4, AJ3, AK4 및 AL4에 비해, 보다 높은 면적률의 마르텐사이트를 얻을 수 있었다.In addition, about some steel grades in which the chemical composition of the steel plate was fully adjusted, Table 13 shows the relationship between the microstructure of the steel sheet and the microstructure of the test material after quenching. In Table 13, steel sheets No. C3, C4, E3, H3L4, N3, Z3, Z4, AA4, AB4, AC4, AD3, AD4, AE4, AF3, AG3, AG4, AH4, AI3, AJ4, AK3, AL3, In AM3 and AM4, all of the average carbide diameter in the steel sheet, the number ratio of coarse carbides, the spheroidization rate of carbides and the average ferrite particle diameter were sufficient, and the composite index was 30% or less. Further, in these steel sheet Nos., Steel sheets No. H4, L3, N4, AA3, AB3, in which at least one condition among the average diameter of the carbides, the number ratio of coarse carbides, the spheroidization rate of the carbides, and the average ferrite grain size was not sufficient. Compared with AC3, AE3, AF4, AH3, AI4, AJ3, AK4 and AL4, martensite of higher area ratio was obtained.

냉간 가공성이 우수한 중탄소 강판과 그 제조 방법 및 켄칭 부재를 제공할 수 있다.The medium carbon steel plate excellent in cold workability, its manufacturing method, and a quenching member can be provided.

Claims (8)

질량%이며,
C : 0.10 내지 0.80%,
Si : 0.01 내지 0.3%,
Mn : 0.3 내지 2.0%,
Al : 0.001 내지 0.10% 및
N : 0.001 내지 0.01%
를 함유하고,
P : 0.03% 이하,
S : 0.01% 이하,
O : 0.0025% 이하,
Cr : 1.5% 이하,
B : 0.01% 이하,
Nb : 0.5% 이하,
Mo : 0.5% 이하,
V : 0.5% 이하,
Ti : 0.3% 이하,
Cu : 0.5% 이하,
W : 0.5% 이하,
Ta : 0.5% 이하,
Ni : 0.5% 이하,
Mg : 0.003% 이하,
Ca : 0.003% 이하,
Y : 0.03% 이하,
Zr : 0.03% 이하,
La : 0.03% 이하,
Ce : 0.03% 이하,
Sn : 0.03% 이하,
Sb : 0.03% 이하 및
As : 0.03% 이하
로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 탄화물의 평균 직경이 0.4㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 평균 직경의 1.5배 이상의 크기인 탄화물의 개수 비율이 상기 탄화물의 총 수에 대해서 30% 이하이고, 상기 탄화물의 구상화율이 90% 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 이상이고, 인장 강도(TS)가 550㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 중탄소 강판.Mass%,
C: 0.10 to 0.80%,
Si: 0.01 to 0.3%,
Mn: 0.3 to 2.0%,
Al: 0.001-0.10% and
N: 0.001-0.01%
≪ / RTI >
P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less,
O: 0.0025% or less,
Cr: 1.5% or less,
B: 0.01% or less,
Nb: 0.5% or less,
Mo: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
Ti: 0.3% or less,
Cu: 0.5% or less,
W: 0.5% or less,
Ta: 0.5% or less,
Ni: 0.5% or less,
Mg: 0.003% or less,
Ca: 0.003% or less,
Y: 0.03% or less,
Zr: 0.03% or less,
La: 0.03% or less,
Ce: 0.03% or less,
Sn: 0.03% or less,
Sb: 0.03% or less and
As: 0.03% or less
The proportion of carbides having a residual portion containing Fe and unavoidable impurities, the average diameter of carbides being 0.4 mu m or less, and the size of 1.5 times or more of the average diameter of the carbides, is 30% of the total number of carbides. The spheroidization rate of the said carbide is 90% or more, the average ferrite particle diameter is 10 micrometers or more, and tensile strength (TS) is 550 Mpa or less, The medium-carbon steel plate characterized by the above-mentioned. 제1항에 있어서,
항복비(YR)가, 60% 이하인 것을 특징으로 하는, 중탄소 강판.The method of claim 1,
Yield ratio (YR) is 60% or less, The medium-carbon steel plate characterized by the above-mentioned. 제1항 또는 제2항에 있어서,
판 두께가, 1 내지 12.5㎜인 것을 특징으로 하는, 중탄소 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
The plate | board thickness is 1-12.5 mm, The medium carbon steel plate characterized by the above-mentioned. 질량%이며,
C : 0.10 내지 0.80%,
Si : 0.01 내지 0.3%,
Mn : 0.3 내지 2.0%,
Al : 0.001 내지 0.10% 및
N : 0.001 내지 0.01%
를 함유하고,
P : 0.03% 이하,
S : 0.01% 이하,
O : 0.0025% 이하,
Cr : 1.5% 이하,
B : 0.01% 이하,
Nb : 0.5% 이하,
Mo : 0.5% 이하,
V : 0.5% 이하,
Ti : 0.3% 이하,
Cu : 0.5% 이하,
W : 0.5% 이하,
Ta : 0.5% 이하,
Ni : 0.5% 이하,
Mg : 0.003% 이하,
Ca : 0.003% 이하,
Y : 0.03% 이하,
Zr : 0.03% 이하,
La : 0.03% 이하,
Ce : 0.03% 이하,
Sn : 0.03% 이하,
Sb : 0.03% 이하 및
As : 0.03% 이하
로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강을,
주조하고;
열간 압연하고;
상기 열간 압연의 종료 직후부터 2 내지 10초간 공냉하고;
상기 공냉 종료의 온도로부터 480 내지 600℃의 온도 범위까지 10 내지 80℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고;
400℃ 내지 580℃의 온도 영역에서 권취하고;
5% 이상 또한 30% 미만인 냉연율로 냉연하고;
650 내지 720℃의 온도 범위에서 5 내지 40hr 어닐링하는;
것을 특징으로 하는, 중탄소 강판의 제조 방법.Mass%,
C: 0.10 to 0.80%,
Si: 0.01 to 0.3%,
Mn: 0.3 to 2.0%,
Al: 0.001-0.10% and
N: 0.001-0.01%
≪ / RTI >
P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less,
O: 0.0025% or less,
Cr: 1.5% or less,
B: 0.01% or less,
Nb: 0.5% or less,
Mo: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
Ti: 0.3% or less,
Cu: 0.5% or less,
W: 0.5% or less,
Ta: 0.5% or less,
Ni: 0.5% or less,
Mg: 0.003% or less,
Ca: 0.003% or less,
Y: 0.03% or less,
Zr: 0.03% or less,
La: 0.03% or less,
Ce: 0.03% or less,
Sn: 0.03% or less,
Sb: 0.03% or less and
As: 0.03% or less
Limited to a steel having a chemical composition, the balance of which includes Fe and unavoidable impurities,
Casting;
Hot rolling;
Air cooling for 2 to 10 seconds immediately after the end of the hot rolling;
Cooling at an average cooling rate of 10 to 80 ° C./s from the temperature of the air cooling end to a temperature range of 480 to 600 ° C .;
Wound in a temperature range of 400 ° C. to 580 ° C .;
Cold rolled at a cold rolling rate of at least 5% and less than 30%;
Annealed 5 to 40 hr in a temperature range of 650 to 720 ° C .;
The manufacturing method of the medium carbon steel plate characterized by the above-mentioned. 제4항에 있어서,
상기 권취 후의 상기 강에 포함되는 펄라이트 중 시멘타이트의 평균 라멜라 두께가 0.02 내지 0.5㎛인 것을 특징으로 하는, 중탄소 강판.5. The method of claim 4,
The average lamellar thickness of cementite in the pearlite contained in the said steel after the said winding is 0.02-0.5 micrometer, The medium-carbon steel plate characterized by the above-mentioned. 질량%이며,
C : 0.10 내지 0.80%,
Si : 0.01 내지 0.3%,
Mn : 0.3 내지 2.0%,
Al : 0.001 내지 0.10% 및
N : 0.001 내지 0.01%
를 함유하고,
P : 0.03% 이하,
S : 0.01% 이하,
O : 0.0025% 이하,
Cr : 1.5% 이하,
B : 0.01% 이하,
Nb : 0.5% 이하,
Mo : 0.5% 이하,
V : 0.5% 이하,
Ti : 0.3% 이하,
Cu : 0.5% 이하,
W : 0.5% 이하,
Ta : 0.5% 이하,
Ni : 0.5% 이하,
Mg : 0.003% 이하,
Ca : 0.003% 이하,
Y : 0.03% 이하,
Zr : 0.03% 이하,
La : 0.03% 이하,
Ce : 0.03% 이하,
Sn : 0.03% 이하,
Sb : 0.03% 이하 및
As : 0.03% 이하
로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
구오스테나이트 입자의 평균 입경의 0.5배 이하 또는 2배 이상의 입경을 갖는 구오스테나이트 입자가 차지하는 면적 비율이 30% 이하인
것을 특징으로 하는, 켄칭 부재.Mass%,
C: 0.10 to 0.80%,
Si: 0.01 to 0.3%,
Mn: 0.3 to 2.0%,
Al: 0.001-0.10% and
N: 0.001-0.01%
≪ / RTI >
P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less,
O: 0.0025% or less,
Cr: 1.5% or less,
B: 0.01% or less,
Nb: 0.5% or less,
Mo: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
Ti: 0.3% or less,
Cu: 0.5% or less,
W: 0.5% or less,
Ta: 0.5% or less,
Ni: 0.5% or less,
Mg: 0.003% or less,
Ca: 0.003% or less,
Y: 0.03% or less,
Zr: 0.03% or less,
La: 0.03% or less,
Ce: 0.03% or less,
Sn: 0.03% or less,
Sb: 0.03% or less and
As: 0.03% or less
Limited to, the remainder comprising Fe and unavoidable impurities,
The area ratio of the old austenite particles having a particle size of 0.5 times or less or twice or more of the average particle diameter of the old austenite particles is 30% or less.
The quenching member characterized by the above-mentioned. 제6항에 있어서,
마르텐사이트의 면적률이 95% 이상인 것을 특징으로 하는, 켄칭 부재.The method according to claim 6,
The area ratio of martensite is 95% or more, The hardening member characterized by the above-mentioned. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 중탄소 강판을 부재로 냉간 가공하고;
상기 부재를 Ac3 변태점보다도 높은 온도로 가열하고;
상기 부재를 냉각하는
것을 특징으로 하는, 켄칭 부재의 제조 방법.Cold working the heavy carbon steel plate in any one of Claims 1-3 with a member;
Heating the member to a temperature higher than the Ac3 transformation point;
To cool the member
The manufacturing method of the quenching member characterized by the above-mentioned.

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