KR100328043B1 - 고탄소강대의제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 각종 부품용 소재로 이용되는 고탄소 강대의 제조방법에 관한 것이며; 그 목적은 종래에 비하여 제조비용이 상승되지 않도록 합금성분을 설계하면서도 연성이 우수한 고탄소 강대의 제조방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 고탄소 강대의 제조방법에 있어서,
중량%로, C:0.3-0.9%, Si:0.1-1.5%, Mn:0.1-0.5%, Al:0.01-0.1%, N:0.001-0.015 B:0.0005-0.005%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 또는 여기에 Ca:0.001-0.1%이 함유된 슬라브를 통상의 방법으로 재가열한 후 Ar3-900℃의 압연 마무리온도 조건으로 열간압연하고, 이어 650℃이하의 온도에서 권취한 다음, 650-710℃의 온도에서 3시간이상 소둔하여 이루어지는 연성이 우수한 고탄소 강대의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.
Description
본 발명은 고탄소 강대의 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 흑연화를 촉진시켜 연성이 우수한 고탄소 강대를 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로 고탄소 강대는 열간압연, 소둔, 성형 및 열처리(담금질 또는 뜨임열처리)의 제조공정을 거쳐 최종제품을 얻고 있으며, 이러한 고탄소강은 저탄소강에 비해 열처리 이후의 최종제품에서 고강도 및 고내구성을 가지고 있다. 그러나, 고탄소강대는 구상화된 세멘타이트와 페라이트로 구성되어 항복강도가 높고 연신율이 낮아 성형성이 나쁘기 때문에 고성형성을 필요한 제품에는 사용이 제한되고 있다.이러한 고탄소강대의 항복강도를 낮추고 연신율을 향상시키기 위한 여러 연구가 진행되고 있다. 이러한 연구의 일환으로 구상화된 세멘타이트를 경도가 낮은 흑연으로 변화시켜 흑연과 페라이트로 구성되는 고탄소강판을 제조함으로써 항복강도를 낮추고 연신율을 높여 성형성을 향상시키고자 하는 기술이 일본특허 공개공보 63-31769호에 제시된 바 있다.
그런데, 이 방법에 의하면 세멘타이트가 흑연으로 변화되기 위해 냉간압연이 필요하고, 흑연화 촉진원소인 Ni과 Si등이 다량으로 첨가되는 등 제조비용이 상승될 뿐만 아니라 흑연이 냉간압연시 압연방향으로 길게 연신되어 압연방향과 압연수직 방향의 기계적 성질이 크게 차이 나는 문제가 있다. 이런 이유로 기존 고탄소강보다 연성이 우수하면서도 제조비용이 크게 높지 않는 소재가 요망되고 있다.
이에, 본 발명은 상기 요구에 부흥하기 위해 고탄소강의 흑연화를 촉진시키기 위한 여러 가지 방법을 연구한 결과, 흑연화 촉진원소 및 흑연화 억제원소의 첨가량을 제어하는 한편, 제조조건을 적절히 제어하면 그 해결이 가능하다는 것을 확인하고 본 발명을 제안하게 이르렀다.
즉, 본 발명은 종래에 비하여 제조비용이 상승되지 않도록 합금성분을 설계하면서도 흑연화를 촉진시켜 연성이 우수한 고탄소 강대의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
나아가, 본 발명은 연성이 더욱 우수한 고탄소강대의 제조방법을 제공하는데, 다른 목적이 있다.
도 1은 압연 마무리온도에 따른 연신율의 변화를 나타내는 그래프이고,
도 2는 권취온도에 따른 연신율의 변화를 나타내는 그래프이며,
도 3은 소둔온도에 따른 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고탄소 강대의 제조방법에 있어서,
중량%로, C:0.3-0.9%, Si:0.1-1.5%, Mn:0.1-0.5%, Al:0.01-0.1%, N:0.001-0.015B:0.0005-0.005%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 통상의 방법으로 재가열한 후 Ar3-900℃의 압연 마무리온도 조건으로 열간압연하고, 이어 650℃이하의 온도에서 권취한 다음, 650-710℃의 온도에서 3시간이상 소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고탄소 강대의 제조방법에 있어서, 중량%로, C:0.3-0.9%, Si:0.1-1.5%, Mn:0.1-0.5%, Al:0.01-0.1%, N:0.001-0.015 B:0.0005-0.005%, Ca:0.001-0.1% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 재가열한 후 Ar3-900℃의 압연 마무리온도 조건으로 열간압연하고, 이어 650℃이하의 온도에서 권취한 다음, 650-710℃의 온도에서 3시간이상 소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명은 흑연화 핵생성 위치로 작용하는 석출물 형성원소인 B과 Ca을 첨가는 한편, 강대를 최대한 연화시키기 위한 열간압연조건 및 소둔온도를 설정하는데 그 특징이 있다.
먼저, 본 발명의 슬라브 성분중 C는 최종제품의 경도를 높이는데 가장 중요한 원소이며서, 세멘타이트가 흑연으로 변화되는데도 중요한 역할을 한다. 즉, C량이 적을수록 연성이 우수한지만 0.3중량%(이하, 단지 '%'라 함)이하의 경우 흑연화하는데 소둔시간이 많이 걸릴뿐만 아니라 열처리후도 높은 경도를 얻기 힘들고, C량이 많을수록 흑연화가 촉진되지만 0.9%를 초과하는 경우 석출된 흑연량이 많아흑연에서 가공시 균열이 발생될 수 있다. 본 발명은 이러한 점을 고려하여 C를 0.3-0.9%의 범위로 첨가한다.
상기 Si는 흑연화를 촉진하는 가장 중요한 원소이며, Si량이 너무 적으면 이 흑연화에 장시간이 소요되기 때문에 0.1% 함유시키는 것이 필요하며, 그 양이 너무 많으면 흑연화는 상당히 촉진되지만, Si가 고용강화효과가 큰 원소이기 때문에 기지가 경화되어 연성이 오히려 저하되기 때문에 1.5%이하로 제한한다.
상기 Mn은 열처리시에 경화능을 향상시켜 강의 강도를 높이고, 열간가공성을 향상시키는 중요한 원소이지만, 흑연화를 억제하기 때문에 연성을 저해하는 원소이기도 한다. 따라서, Mn이 적을수록 흑연화에는 유리하지만 강도와 열간가공성에 문제가 있기 때문에 0.1%이상 함유시키나 너무 많으면 흑연화가 억제되기 때문에 상한을 0.5%로 제한한다.
상기 Al은 흑연화를 촉진시키는 원소이지만 첨가량이 0.01%이하에서는 흑연화를 촉진시키는 효과가 거의 없기 때문에 0.01%이상 함유시킨다. 그리고 0.1%이상에서는 흑연화 촉진 효과가 거의 포화되고 강중의 개재물량이 증가하여 강대의 가공성이 저하될 염려가 있기 때문에 0.1%이하로 제한한다.
상기 N는 보론과 반응하여 보론나이트라이드(BN)을 형성하게 되고 BN은 흑연의 핵생성 위치로서 가장 효과적으로 작용한다. 이를 위해서는 0.001%함유시키는 것이 필요하며, 그 함량이 너무 많으면 강판의 연성이 저하되기 때문에 0.015%이하로 제한한다.
상기 B은 흑연의 핵생성 위치로 작용하기 때문에 흑연화 속도를 높이고 흑연을 미세하게 분포시키는데 중요한 원소로서 B첨가 효과를 얻기 위해서는 최소 0.0005%이상은 함유해야 한다. 그러나 B이 너무 많이 첨가되면 슬라브 제조시 균열이 발생될 염려도 있고 흑연의 핵생성 위치인 BN이 너무 조대화되어 흑연을 미세하게 분산시키기 어렵기 때문에 B량을 0.005%이하로 한정한다.
상기와 같이 조성되는 슬라브에 Ca가 첨가되는 경우 흑연화가 더욱 촉진되어 보다 우수한 연성이 확보되는데, 이를 설명하면 다음과 같다.
상기 Ca는 Ca계 산화물을 형성하거나 CaC2로 석출하여 흑연의 핵생성위치로 작용하여 흑연화를 촉진시키는 원소로서 Ca첨가 효과를 얻기 위해서는 최소 0.001%이상은 함유해야 한다. 그러나, Ca가 너무 많으면 산화물계의 비금속개재물이 증가하여 연성을 저하시키기 때문에 Ca량을 0.1%이하로 한정한다.
상기와 같이 강성분 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 본 발명에 따라 제조하는데, 이때 불가피한 불순물로 Cr이 함유되는 경우 그 양은 0.1%이하로 적극 억제하는 것이 필요하다. 그 이유는 Cr은 세멘타이트를 안정화시키는 원소로서 많이 첨가되어 있으면 흑연화가 어렵고 흑연화에 장시간이 소요되기 때문이다.
상기와 같이 조성되는 슬라브를 열간압연하는데, 이때 열간압연공정에서 조직을 미세화시키는 것이 중요하다. 왜냐하면 고탄소강의 흑연화는 조직이 미세할수록 촉진되기 때문이다.
열연강판에서의 조직미세화는 마무리압연온도와 권취온도에 가장 크게 좌우되는데 압연 마무리온도와 권취온도가 높을수록 조직이 조대화되고 이에 따라 흑연화가 어려워진다. 따라서 흑연화를 촉진시키기 위해 압연 마무리온도를 Ar3(오스테나이트-페라이트 변태온도)-900℃, 권취온도를 650℃이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 권취된 열연코일은 흑연화소둔을 실시하는데, 이때의 흑연화소둔조건은 650-710℃에서 3시간이상 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소둔온도가 650℃미만의 경우 탄소의 확산속도가 느려 흑연화 진행속도가 느리고 소둔온도가 710℃를 초과하는 경우 탄소가 오스테나이트에 고용되어 흑연화가 일어나지 않기 때문이다. 그리고, 소둔시간이 3시간이하의 경우 흑연화가 충분히 일어나지 않기 때문이다.
이상과 같이 제조된 강대를 부품으로 가공한 후 통상의 방법으로 열처리 하면 된다. 예를 들면, 800-900℃의 온도에서 적당한 시간동안 유지한 후 유냉 또는 수냉을 거쳐 마르텐사이트로 변태시킨 후, 제품에 요구되는 경도에 맞게 뜨임 처리를 행하면 된다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예 1]
하기표 1과 같이 이루어진 슬라브를 1200℃로 가열하여 2시간동안 유지한 후 압연 마무리온도를 850℃로 하는 조건으로 열간압연하고, 이어 600℃의 온도에서 권취하여 두께 5mm의 열연강판을 얻었다.
이와 같이 제조된 열연강대를 산세하고, 이어 비산화성 분위기에서 680℃에서 20시간동안 소둔을 행하여 얻은 소둔판의 기계적강도를 측정하고, 그 결과를 하기표 2에 나타내었다.
| 강종 | 화학성분(중량%) | 비고 | ||||||||
| C | Si | Mn | Al | N | B | Ca | Cr | |||
| 발명강 | 1 | 0.5 | 0.2 | 0.2 | 0.054 | 0.005 | 0.0018 | - | - | 기본성분 |
| 2 | 0.7 | 0.2 | 0.2 | 0.050 | 0.0048 | 0.002 | - | - | C효과 | |
| 3 | 0.5 | 0.6 | 0.2 | 0.048 | 0.005 | 0.0021 | - | - | Si 효과 | |
| 4 | 0.5 | 1.0 | 0.3 | 0.049 | 0.005 | 0.0018 | - | - | ||
| 5 | 0.5 | 0.2 | 0.2 | 0.05 | 0.005 | 0.0031 | 0.0032 | - | Ca효과 | |
| 비교강 | 1 | 0.5 | 0.2 | 0.7* | 0.054 | 0.005 | - | - | - | Mn효과 |
| 2 | 0.5 | 2.0* | 0.2 | 0.05 | 0.005 | 0.0020 | - | - | Si 효과 | |
| 3 | 0.5 | 0.2 | 0.2 | 0.05 | 0.005 | 0* | - | - | B효과 | |
| 4 | 0.5 | 0.2 | 0.2 | 0.05 | 0.005 | 0.002* | - | 0.2* | Cr효과 |
| 실시재 | 소둔판의 기계적 성질 | 비고 | |||
| 연신율(%) | 항복강도(Kg/mm2) | 인장강도(Kg/mm2) | |||
| 발명강 | 1 | 44 | 15 | 34 | 기본성분 |
| 2 | 43 | 14 | 35 | C효과 | |
| 3 | 42 | 17 | 37 | Si 효과 | |
| 4 | 41 | 19 | 40 | ||
| 5 | 47 | 13 | 32 | Ca효과 | |
| 비교강 | 1 | 30 | 40 | 60 | Mn효과 |
| 2 | 35 | 25 | 50 | Si 효과 | |
| 3 | 35 | 30 | 50 | B효과 | |
| 4 | 34 | 28 | 48 | Cr효과 |
상기표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 발명강(1)과 발명강(1) 보다 C량이 0.2%증가된 발명강(2)의 기계적 성질은 거의 동일함을 알 수 있었다. 또한, 발명강(1,3-4)와 비교강(2)는 Si의 영향을 살펴본 것으로 점차 Si의 양이 증가함에 따라 연신율은 감소되고, 강도는 증가함을 알 수 있었다, 즉, Si는 흑연화 촉진 원소이기 때문에 Si량이 증가함에 따라 페라이트의 경도가 높아지기 때문에 연신율은 감소하고, 강도가 증가하게 되는 것이다.
발명강(1)과 비교강(1)은 Mn의 영향을 살펴본 것으로 Mn이 증가함에 따라연신율은 감소되고 강도는 증가함을 알 수 있었다. 이러한 이유는 Mn이 세멘타이트를 안정화시키는 원소로서 흑연화를 억제하기 때문이다.
발명강(1)과 비교강(3)은 B의 영향을 살펴본 것으로 B이 첨가되지 않은 경우에는 연신율은 감소되고 강도는 상당히 증가함을 알 수 있었다. 이것은 B이 강중에 존재하는 N와 반응하여 BN으로 석출하고, 석출된 BN이 흑연의 핵생성 위치로 작용하여 흑연화 속도를 증가시키기 때문이다.
발명강(1)과 비교강(4)는 Cr의 효과를 살펴본 것으로 Cr이 첨가되면 연신율은 감소되고 강도는 증가함을 알 수 있었다. 이러한 이유로 Cr도 Mn과 마찬가지로 세멘타이트를 안정화시키는 원소로서 흑연화를 억제하기 때문이다.
이상에서 살펴본 바와 같이, 본 발명강(1-5)는 규정범위의 합금성분을 가지므로 인해 연신율 40%이상, 항복강도 20Kg/mm2이하, 인장강도 40Kg/mm2이하로서 연성이 매우 우수함을 알 수 있었다.
[실시예 2]
실시예 1의 발명강(4)로 이루어진 슬라브를 1200℃로 가열하여 2시간동안 유지한 후 압연 마무리온도를 950℃, 900℃, 850℃, 800℃로 변화시키는 조건으로 열간압연하고, 이어 600℃의 온도에서 권취하여 두께 5mm의 열연강대를 얻었다.
이와 같이 제조된 열연강대를 산세하고, 이어 비산화성 분위기에서 680℃에서 5시간동안 소둔을 행하여 얻은 소둔판의 연신율을 측정하고, 압연 마무리온도에 따른 연신율을 도 1에 나타내었다.
도 1에 나타난 바와 같이, 압연 마무리온도가 900℃이하에서는 연신율이 거의 일정하게 높지만, 900℃이상이 되면 연신율이 크게 줄어듬을 알 수 있었다. 이는 압연 마무리온도가 900℃이상되면 조직이 조대화 되고 이에 따라 세멘타이트의 분해속도가 느려 흑연화 속도가 크게 저하되기 때문이다.
[실시예 3]
실시예 1의 발명강(4)로 이루어진 슬라브를 1200℃로 가열하여 2시간동안 유지한 후 압연 마무리온도를 850℃로 하는 조건으로 열간압연하고, 이어 700℃, 650℃, 600℃, 550℃의 온도로 변화시키면서 권취하여 두께 5mm의 열연강대를 얻었다.
이와 같이 제조된 열연강대를 산세하고, 이어 비산화성 분위기에서 680℃에서 5시간동안 소둔을 행하여 얻은 소둔판의 연신율을 측정하고, 권취온도에 따른 연신율을 도 2에 나타내었다.
도 2에 나타난 바와 같이, 권취온도가 650℃이하에서는 연신율이 거의 일정하게 높지만 650℃이상이 되면 연신율이 크게 줄어듬을 알 수 있었다. 이는 권취온도가 650℃이상이 되면 퍼얼라이트 조직이 조대화되고, 이에 따라 세멘타이트의 분해속도가 느려 흑연화속도가 크게 저하되기 때문이다.
[실시예 4]
실시예 1의 발명강(4)로 이루어진 슬라브를 1200℃로 가열하여 2시간동안 유지한 후 압연 마무리온도를 850℃로 하는 조건으로 열간압연하고, 이어 600℃의 온도에서 권취하여 두께 5mm의 열연강대를 얻었다.
이와 같이 제조된 열연강대를 산세하고, 이어 비산화성 분위기에서 590-740℃로 온도를 변화시키면서 5시간동안 소둔을 행하여 얻은 소둔판의 연신율을 측정하고, 소둔온도에 따른 연신율을 도 3에 나타내었다.
도 3에 나타난 바와 같이, 소둔온도가 650℃이하나 710℃이상에서는 연신율이 낮고, 소둔온도가 650-710℃사이에서 일정하게 높은 연신율을 가짐을 알 수 있었다.
[실시예 5]
실시예 1의 발명강(4)와 비교강(1)로 이루어진 슬라브를 각각 1200℃로 가열하여 2시간동안 유지한 후 압연 마무리온도를 850℃로 하는 조건으로 열간압연하고, 이어 600℃의 온도에서 권취하여 두께 3mm의 열연강대를 얻었다.
이와 같이 제조된 열연강대를 산세하고, 이어 비산화성 분위기로 680℃에서 20시간동안 소둔을 행하여 소둔판을 얻었다. 상기 소둔판을 통상의 열처리 조건인 870℃에서 30분 동안 유지하고, 이어 60℃의 기름에 유냉을 하는 담금질 열처리를 실시한 다음, 400℃에서 1시간동안 뜨임열처리를 행한 후, 표면경도를 측정하고, 그 결과를 하기표 3에 나타내었다.
| 강종 | 경도(HRC) |
| 발명강4 | 45 |
| 비교강1 | 44 |
상기표 3에 나타난 바와 같이, 발명강(4)와 비교강(1)의 경도가 거의 동일하게 나타남을 알 수 있으며, 따라서, 본 발명강도 통상의 열처리 조건으로 충분한 경도를 얻을 수 있음을 알 수 있었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 고탄소강대는 성형전 연성이 우수하여 성형이 쉽고, 성형후에는 통상의 열처리를 통해 경도 및 강도를 쉽게 높일 수 있다. 따라서, 이제까지 부품의 성형에 어려움이 있어 사용이 제한되었던 고탄소강대를 여러분야에 확대되어 사용될 수 있으므로, 앞으로 부품산업 발전에 크게 기여할 수 있는 효과가 있는 것이다.
Claims (2)
- 고탄소 강대의 제조방법에 있어서,중량%로, C:0.3-0.9%, Si:0.1-1.5%, Mn:0.1-0.5%, Al:0.01-0.1%, N:0.001-0.015 B:0.0005-0.005%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 통상의 방법으로 재가열한 후 Ar3-900℃의 압연 마무리온도 조건으로 열간압연하고, 이어 650℃이하의 온도에서 권취한 다음, 650-710℃의 온도에서 3시간이상 소둔하여 이루어짐을 특징으로 하는 고탄소 강대의 제조방법.
- 고탄소 강대의 제조방법에 있어서,중량%로, C:0.3-0.9%, Si:0.1-1.5%, Mn:0.1-0.5%, Al:0.01-0.1%, N:0.001-0.015 B:0.0005-0.005%, Ca:0.001-0.1% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 재가열한 후 Ar3-900℃의 압연 마무리온도 조건으로 열간압연하고, 이어 650℃이하의 온도에서 권취한 다음, 650-710℃의 온도에서 3시간이상 소둔하여 이루어짐을 특징으로 하는 고탄소 강대의 제조방법.
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