KR100328050B1

KR100328050B1 - 고온연성이우수한비스무스유황계쾌삭강및그제조방법

Info

Publication number: KR100328050B1
Application number: KR1019970062733A
Authority: KR
Inventors: 조삼규
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1997-11-25
Filing date: 1997-11-25
Publication date: 2002-04-17
Also published as: KR19990042033A

Abstract

본 발명은 비스무스(Bi)-유황(S)계 쾌삭강 및 그 제조방법에 관한 것이며;

그 목적은 고온연성이 우수하여 저온의 압하온도에서도 표면결함이 발생되지 않는 쾌삭강 및 그 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C:0.05-0.15%, Mn:0.5-2.0%, S:0.15-0.40%, P:0.01-0.10%, O:0.003-0.020%, Bi:0.02-0.30%, Si:0.01%이하, Al:0.0009%이하, N:0.0070%, B:0.0050-0.0150% 및 나머지 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 고온연성이 우수한 쾌삭강 및 그 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

고온연성이 우수한 비스무스 유황계 쾌삭강 및 그 제조방법{Free machining steel with superior hot ductility and a method of manufacturing thereof}

본 발명은 비스무스(Bi)-유황(S)계 쾌삭강 및 그 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 고온연성이 우수하여 저온의 압하온도에서도 표면결함이 발생되지 않는 쾌삭강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

쾌삭강은 우수한 피삭성이 요구되는 카메라, 시계 등의 정밀한 소부품을 가공하는데 범용되는 소재이다. 더욱이 근년에는 자동차, 시계 및 카메라 등의 생산증가에 따라서 유황(S)계 쾌삭강에 납(Pb) 등의 피삭성을 개선시키는 원소가 첨가된 납-유황계 쾌삭강이 개발되어 절삭가공시 고속화 및 자동화에 적합한 강재로서 실용화되고 있다. 그러나, 납산화물은 인체에 유독하기 때문에 이를 해결하고자 개발된 강이 비스무스(Bi)-유황계 쾌삭강이다. 그런데, 비스무스-유황계 쾌삭강은 열간압연시 연성이 급격히 저하되기 때문에 열간압연된 선재의 표면에 결함이 생기는 문제가 있으며, 이는 크게 두가지 종류로 분류할 수 있다. 그 중 한가지는 딱지형(scab)으로 생긴 대형 결함으로써 길이는 5-10mm 정도이고, 그 분포 간격은 불균일하지만 통상 수백 밀리미터 이상이다. 또 다른 결함은 선재의 길이 방향으로비스듬하게 기운 미세한 균열로서 길이가 1mm이하이고, 그 분포간격은 수백 마이크로미터 정도로 다소 규칙성이 있다.

상기 결함들은 수 많은 미세한 균열들 중에서 일부의 미세한 균열이 기점이 되어서 액상의 비스무스가 흡착된 MnS와 기지조직인 계면, 미세한 기공(pin/blow hole), 또는 결정입계를 타고 성장된 것이다. 따라서, 종래에는 결함의 기점인 미세한 균열의 생성을 억제하든가 아니면, 미세한 균열의 생성되어 있더라도 더 이상의 성장을 억제하기 위해 압연온도를 높게 관리하여 기지조직의 연성을 향상시키는 방법에 의해 결함의 생성을 억제하였다. 그러나, 높은 압연온도의 유지 및 관리는 압연설비상의 제약, 생산성의 저하 등의 문제점이 따른다. 이런 연유로 비교적 저온의 압연온도에서 고온연성을 확보하여 표면결함의 생성을 억제할 수 있는 비스무스-유황계 쾌삭강이 요구되고 있다.

일반적으로 쾌삭강은 강에 비금속성 또는 금속성 개재물을 개재시켜 피삭성을 향상시킨 것으로써 , 비금속성 개재물의 대표적인 것이 MnS이고, 금속성 개재물은 강중에 고용도가 거의 없는 납, 비스무스 등의 저융점 금속이다. 이러한 개재물들은 절삭가공시 응력집중원으로 작용하며 개재물과 지철의 계면에서 보이드(void)의 생성과 균열의 성장을 용이하게 하여 절삭에 요구되는 힘을 감소시키고, 또한, 절삭가공열에 의해 연화되거나 용융되어 칩과 절삭공구(tool)의 계면에서 윤활제로서 작용하므로 공구의 마모를 억제하며 또 절삭가공력을 감소시킨다.

MnS를 형성시키기 위해서 첨가되는 유황은 망간의 함량이 충분하지 않거나 망간의 함량이 충분하더라도 응고 또는 냉각이 급격하게 일어나면 과포화된다. 연속주조시 주편은 그 표면이 일정한 두께 만큼 급속 응고된 조직이 생긴 다음에 그 내부에는 주상정이 생기고 이 주상정 사이에서 MnS가 정출된다. 그러나, 칠정(chill 晶)이라고 부르는 급속응고된 조직에서는 유황이 MnS로 정출되지 못하고, 과포화되어 있다. 이와 같이 과포화된 유황은 냉각 또는 재가열중에 일부는 MnS로 석출되고 그 일부는 결정입계에 편석되어 열간취성을 일으키는 FeS로 석출된다. 또 이 칠정에는 유황뿐만 아니라 강종에 고용도가 거의 없는 기체성분도 과포화되어 있으므로 고체에서의 고용도를 초과하는 이 기체성분은 미세한 기공(pin/blow hole)으로 잔류하게 된다.

한편, 절삭가공에 유용한 비스무스는 강에 고용도가 거의 없고, 용융점이 낮기 때문에 MnS 개재물을 의도적으로 생성시키지 않은 일반탄소강에서는 주로 결정입계에 매우 얇은 필름(flim)형상으로 편석되어 결정입계취화를 일으킨다. 반면, MnS 개재물을 의도적으로 생성시킨 쾌삭강에서는 MnS개재물에 흡착되어 정출되므로 MnS개재물과 지철의 오스테나이트 계면 또는 오스테나이트의 결정입계에 액체상태로 편석되어 열간취화를 유발시킨다. 상기 MnS개재물과 지철의 오스테나이트 계면에 존재하는 액상의 비스무스는 주로 900-1000℃에서, 오스테나이트 결정입계에 존재하는 액상의 비스무스는 주로 800-900℃에서 연성을 저하시키는 요인으로 작용한다. 특히, 800-900℃에서 연성의 저하는 열간압연시 표면결함과 직접적인 관계가 있다. 따라서, 800-900℃의 저온에서 열간압연을 행하지 못하고, 생산성의 저하를 무릎쓰고 900℃이상의 고온에서 압연을 행하고 있는 실정이다.

이에, 본 발명자는 비스무스-유황계 쾌삭강의 오스테나이트 결정입계에서 S및 Bi의 편석거동을 연구한 결과, S 및 Bi보다 확산속도가 빠른 B를 적정량 첨가하면 효과적으로 열간취화를 억제할 수 있다는 것을 확인하고, 본 발명을 제안하게 이르렀다.

즉, 본 발명의 목적은 고온 연성이 우수한 비스무스-유황계 쾌삭강을 제공함에 있다. 나아가, 본 발명의 다른 목적은 표면결함이 없는 비스무스-유황계 쾌삭강의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 쾌삭강은 중량%로, C:0.05-0.15%, Mn:0.5-2.0%, S:0.15-0.40%, P:0.01-0.10%, O:0.003-0.020%, Bi:0.02-0.30%, Si:0.01%이하, Al:0.0009%이하, N:0.0070%, B:0.0050-0.0150% 및 나머지 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 것이다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 쾌삭강선재의 제조방법은, 중량%로, C:0.05-0.15%, Mn:0.5-2.0%, S:0.15-0.40%, P:0.01-0.10%, O:0.003-0.020%, Bi:0.02-0.30%, Si:0.01%이하, Al:0.0009%이하, N:0.0070%, B:0.0050-0.0150% 및 나머지 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 블룸(bloom)을 재가열하여 800-1200℃의 온도에서 강편압연하고, 얻어진 강편(billet)을 재가열한 후 800-1200℃의 온도에서 선재압연하여 이루어지는 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명은 오스테나이트 결정입계에 S 및 Bi보다 확산속도가 빠른 보론을 우선 편석시키므로서 FeS, 용융 Bi 등에 의해 감소되는 고온연성을 향상시키는데, 그 특징이 있다.

이를 위해 강중에 함유되는 C는 가공품의 표면조도 및 기계적성질을 확보하기 위해서 0.05%이상 첨가되어야 하나 0.15%를 초과하게 되면 경한 퍼얼라이트 조직이 증가 때문에 피삭성이 떨어지므로 0.05-0.15%로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 필요한 MnS개재물의 양을 확보하고, 열간압연시 결정입계에 FeS의 생성으로 인한 열간취화를 억제하기 위해서 0.5%이상 첨가되어야 하나 2.0%이상을 넘는 경우 강의 경도가 증가되어 피삭성의 감소를 초래하므로 0.5-2.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 P은 피삭체의 표면조도를 향상시키기 위해서 0.01%이상이 되어야 하나, 0.1%를 넘는 경우 기계적성질과 냉간가공성을 확보하기 어려우므로 0.01-0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 S은 BUE(Built Up Edge)의 성장억제에 의한 피삭체의 표면조도를 개선하기 위한 MnS개재물의 형성을 위해 0.15%이상 첨가되어야 하나, 0.4%이상 첨가되는 경우 열간가공성과 냉간가공성을 확보하기 어려우므로 0.15-0.4%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.

O는 열간압연시 MnS계 개재물의 연신에 의해서 피삭성이 떨어지는 것을 방지하기 위해 0.003%이상 첨가되어야 하나 0.020%를 넘는 경우 절삭가공시 MnS개재물의 소성변형능의 확보가 어려우므로 0.003-0.020%로 첨가하는 것이 바람직하다.

Bi는 강중에서 비스무스 단독 또는 MnS에 흡착되어 존재하므로 절삭가공시응력집중원으로 작용하여 칩의 곡율반경을 감소시키므로서 칩처리성을 개선시킨다. 더욱이 비스무스는 절삭공구 표면에 MnS 개재물의 면적을 증가시켜서 피삭체의 표면조도를 개선시키는 효능을 나타낸다. 뿐만 아니라, 비스무스는 절삭가공열에 용융되므로 칩과 절삭공구와의 사이의 마찰력을 감소시키고 또한 절삭공구의 마모를 억제시킨다. 따라서 0.02%보다 작으면 피삭효과가 떨어진다. 그러나, 0.30%이상으로 많으면 열간가공성이 매우 나쁘게 된다.

Si은 MnS 개재물과 복합개재물을 형성하는 SiO₂를 생성시킨다. 이러한 복합개재물의 소성변형능은 매우 나쁘기 때문에 공구의 끝에 MnS계 개재물층의 형성을 방해하여 BUE가 쉽게 생성되어 가공품의 표면조도에 악 영향을 미친다. 따라서, 실리콘의 함량은 가능한한 낮게 관리하여 0.01%를 넘지 않도록 한다.

Al은 Al₂O₃는 형성하여 MnS 개재물과 복합개재물을 형성하기 쉽다. 이러한 복합개재물은 MnS의 SiO₂복합개재물과 마찬가지로 소성변형능의 매우 나쁘기 때문에 공구의 끝에 MnS계 개재물층의 형성을 방해하여 BUE의 형성이 용이하므로 가공품의 표면조도에 악영향을 미친다. 또한, Al₂O₃는 매우 경하기 때문에 절삭공구의 마모를 촉진시킨다. 따라서, 알루미늄의 함량은 0.0009%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

상기 B은 통상 강중에 첨가하는 목적은 오스테나이트 결정입계에 편석시켜서 페라이트 생성속도를 지연시키므로서 소입성을 향상시키기 위한 것이다. 따라서, MnS가 쾌삭강 만큼 존재하지 않는 일반강에서는 결정입계 편석시킬 수 있는정도인B을 0.0020-0.0030% 정도 첨가하면 소입성을 향상시킬 수 있게 된다. 그러나, MnS가 1.6-1.8%정도의 부피분율을 갖는 Bi-S계 쾌삭강에서 B은 오스테나이트 결정입계외에 MnS와 기지조직의 계면에도 편석된다. 따라서, Bi-S계 쾌삭강에는 통상강보다 더 많은 양의 보론이 첨가되어야만 다. 즉, 0.0050%이하로 첨가되면 결정입계에 편석되는 보론의 양이 너무 작기 때문에 Bi, S등이 오스테나이트 결정입계에 편석되는 것을 효과적으로 억제하지 못하고, 또 0.0150% 이상으로 너무 많이 첨가되면 오스테나이트 결정입계에 보론의 석출물이 형성되므로 Bi, S등이 편석되지 않아도 오스테나이트 결정입계를 취약하게 하므로 고온연성이 떨어진다.

상기 N는 보론이 첨가된 강중에서 보론을 BN등으로 석출시키므로 결정입계에 편석되는 유효 보론의 양을 감소시킨다. 따라서, 0.0070%이하로 한정시킬 필요가 있다.

상기와 같이 조성되는 강은 MnS 및 Bi가 흡착된 MnS개재물 및 금속성 Bi가 형성되는데, 이때 개재물의 전단면분율은 먼저, MnS 및 Bi가 흡착된 MnS개재물의 전단면분율이 0.5-2.0%인 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 개재물의 전단면분율이 0.5%이하이면, 절삭성이 떨어지고, 또한 고온취화기구가 지철과 MnS의 계면취화에서 결정입계취화로 천이되며, 2.0%이상이면 열간가공성이 떨어지기 때문이다. 그리고, 금속성 Bi개재물의 전단면분율이 0.030-0.30%인 것이 바람직한데, 그 이유는 전단면분율이 0.030%이하이면 절삭성이 떨어지고 0.30%이상이면 열간가공성이 떨어지기 때문이다. 상기 두 개재물은 각각 그 길이가 5-20㎛이고, 폭이 1-10㎛인 것이 바람직한데, 그 이유는 개재물이 너무 미세하면 응력집중원으로서의 역할이 줄어들어 절삭효과가 없고, 너무 조대하면 피삭성 및 열간가공성이 떨어지기 때문이다. 그리고, 이개재물들의 형상비(길이/폭)가 너무 크거나 작으면 피삭성이 떨어지고, 형상비가 너무 크면 고온변형시 열간압연 방향으로 소재가 찢어질 가능성이 높아지므로 형상비의 적절한 값은 1-2가 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 블룸(bloom)을 통상의 재가열방법으로 재가열한 후

800-1200℃의 온도에서 강편압연하고, 얻어진 강편(billet)을 재가열한 후 800-1200℃의 온도에서 선재압연하면 고온연성이 우수하여 표면결함이 없는 쾌삭강선재가 얻어진다. 이때, 강편압연과 선재압연온도는 둘다 800-1200℃에서 행하는데, 그 이유는 압연온도가 800℃미만의 경우 열간압연시 표면결함이 발생될 우려가 있고, 압연부하가 커서 대용량의 압연기가 필요하므로 실용성이 없으며, 1200℃이상의 경우 결정입계가 부분적으로 용융되기 때문에 오히려 결정입계의 취화에 의한 표면결함이 발생되기 때문이다. 이때 보다 바람직한 압연온도는 생산성이 우수한 1000-1200℃이다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

하기 표 1과 같이 조성된 소재를 고온에서 인장시험하여 파단면 감소율을 측정한 다음 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

강종	화학성분(중량%)	개재물의 면적분율	개재물의 길이(L) 및 폭(W)
	화학성분(중량%)	MnS+Bi	개재물의 길이(L) 및 폭(W)	Bi
	C	Si	Mn	P	S	Bi	T[O]	Al	B	N	1.5-2.0	0.15-0.2	L:5-15W:5-15L/W:1-2
비교강	1	0.084	0.009	1.20	0.08	0.32	0.10	0.0110	0.0007	-				0.0062
	2	0.099	0.008	1.25	0.08	0.27	0.10	0.0100	0.0007	0.0031				0.0048
	3	0.108	0.007	1.24	0.06	0.29	0.10	0.0095	0.0007	0.0040				0.0050
발명강	1	0.099	0.007	1.24	0.08	0.28	0.10	0.0097	0.0007	0.0050				0.0005
	2	0.10	0.008	1.25	0.09	0.30	0.11	0.0105	0.0007	0.0086				0.0056
	3	0.07	0.007	1.28	0.08	0.29	0.10	0.0102	0.0007	0.0121				0.0060
비교강	4	0.1	0.005	1.28	0.07	0.28	0.13	0.0098	0.0007	0.0190				0.0054
개재물의 면적비율은 주사형 전자현미경(SEM) 영상(200배)에서 계산한 것임

강종	재가열조건	온도에 따른 파단면 감소율(%)
강종	온도(℃)	시간(분)	800℃	900℃	950℃	1000℃	1100℃
비교강	1	1250	3	49	38	67	72	83
	2			44	39	65	70	85
	3			45	66	81	86	88
발명강	1			78	86	90	92	90
	2			75	90	92	93	92
	3			70	86	91	90	93
비교강	4			30	20	25	20	40

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 조성된 강종인발명강(1-3)의 경우 보론이 결정입계에 우선 편석되어 Bi, S 등의 편석을 억제시키기 때문에 800-900℃에서의 파단면 감소율이 70%이상으로서 고온연성이 우수함을 알 수 있다. 따라서, 표면결함이 발생될 염려는 없다. 반면, 보론이 첨가된 강종이라도 보론이 농도가 낮은 비교강(2-3)의 경우 오스테나이트 결정입계에 편석되는 보론의 양이 적기 때문에 800-900℃에서 파단면 감소율이 60%이하로 열간취화를 억제시킬 만큼의 고온연성을 확보하지 못했다. 또한, 보론의 농도가 너무 높은 비교강(4)의 경우 결정입계에 보론이 너무 많이 석출되어 900℃이상의 고온에서도 파단면 감소율이 60%이하로 고온연성을 악화시켰다.

상기 본 발명의 실시예에서 파단면 감소율을 고온연성의 정량적평가의 기준으로 사용했는데, 그 이유를 설명하면 다음과 같다.

열간취화를 예측하기 위해서 고온인장시편의 파단면감소율을 측정했을 때, 파단면감소율이 60%이상인 파단재를 관찰해보면, 비스무스가 흡착된 MnS개재물과 지철의 계면에서 보이드가 생성되고, 이 보이드가 소성변형율을 수반하여 성장하여 인접하는 다른 성장된 보이드와 합체되어 파단되는 연성파괴가 일어난다. 반면, 파단면감소율이 60%이하인 파단재는 Bi가 흡착된 MnS개재물과 지철의 계면과 오스테나이트 결정입계에서 보이드가 생성되지만 이 보이드는 소성변형을 수반하는 성장이 아니라 곧 균열로 발전되어 이웃하는 다른 균열과 합체되어 파단되는 취성파괴가 일어난다. 또 단면감소율이 60%이하인 파단재에서 파단면감소율이 감소할수록 결정입계파면율이 증가한다. 따라서, 인장시험편의 파단면감소율 60%가 나타나는 온도를 열간압연시 표면결함이 발생되는 열간취화의 기준으로 정할 수 있고, 또 파단면 감소율은 고온연서의 정략적 평가의 기준으로 활용할 수 있다.

[실시예 2]

실시예1의 표 1과 같이 조성된 강편을 1250℃의 온도에서 3시간동안 재가열한 후 하기 표 3에 나타난 온도에서 열간선재압연한 다음, 표면결함의 발생정도를 확인하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

강종	재가열조건	온도에 따른 파단면 감소율(%)
강종	온도(℃)	시간(분)	800℃	900℃	950℃	1000℃	1100℃
비교강	1	1250	3	×	×	○	○	○
	2			×	×	○	○	○
	3			×	○	○	○	○
발명강	1			○	○	○	○	○
	2			○	○	○	○	○
	3			○	○	○	○	○
비교강	4			×	×	×	×	×
○:표면결함 발생안함,×:표면결함 발생됨

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 비교강(1-3)을 800-900℃에서 열간압연하면 표면결함이 발견되지만, 본 발명강(1-3)의 경우 800℃ 정도의 저온의 압연온도에서도 표면결함이 발생되지 않았다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 고온 연성이 우수한 비스무스-유황계 쾌삭강이 제공되며, 이 쾌삭강은 저온에서도 압연이 가능하여 표면결함이 발생하지 않으므로 생산성이 향상되는 효과가 있는 것이다.

Claims

중량%로, C:0.05-0.15%, Mn:0.5-2.0%, S:0.15-0.40%, P:0.01-0.10%, O:0.003-0.020%, Bi:0.02-0.30%, Si:0.01%이하, Al:0.0009%이하, N:0.0070%, B:0.0050-0.0150% 및 나머지 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 고온연성이 우수한 쾌삭강
제 1항에 있어서, 상기 강은 MnS 및 Bi가 흡착된 MnS개재물의 전단면분율이 0.5-2.0%이며, 금속성 Bi개재물의 전단면분율이 0.030-0.30%이며, 상기 두 개재물은 각각 그 길이가 5-20㎛이고 폭이 1-10㎛임을 특징으로 하는 고온연성이 우수한 쾌삭강
중량%로, C:0.05-0.15%, Mn:0.5-2.0%, S:0.15-0.40%, P:0.01-0.10%, O:0.003-0.020%, Bi:0.02-0.30%, Si:0.01%이하, Al:0.0009%이하, N:0.0070%, B:0.0050-0.0150% 및 나머지 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 블룸(bloom)을 재가열하여 800-1200℃의 온도에서 강편압연하고, 얻어진 강편(billet)을 재가열한 후 800-1200℃의 온도에서 선재압연하여 이루어지는 고온연성이 우수한 쾌삭강선재의 제조방법.