KR100448624B1 - 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법 - Google Patents

초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 스틸코드용 선재의 제조방법에 관한 것으로, 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서, 블룸주편의 확산균열조건을 제어하고, 선재압연후 냉각조건을 적절히 조정함으로써, 선재의 인장강도가 120kg/mm2이상이고, 연선가공시 단선율이 톤당 3회 미만이며, 소선강도가 340kg/mm2이상인 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서,
중량%로 탄소: 0.84~0.88%, 망간: 0.4~0.6%, 규소: 0.3% 이하, 알루미늄: 0.005% 이하, 질소: 20ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 용강을, 0.60~0.70m/min의 주조속도로 연속주조하고, 6~8mm의 경압하를 실시하여 주편으로 제조한 후 빌렛으로 만들고, 이것을 1280~1310℃의 온도범위에서 5시간 이상 확산균열처리한 다음 선재압연하고, 880~910℃의 온도범위까지 수냉한 다음 이 온도범위에서 권취하고, Ar1변태온도까지 10~15℃/h의 냉각속도로 공냉한후 통상의 방법으로 공냉하는 것을 특징으로 하는 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법을, 그 기술적 요지로 한다.

Description

초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법{A METHOD FOR MANUFACTURING WIRE ROD FOR ULTRA HIGH STRENGTH AND EXTRA FINE STEEL CORD}
본 발명은 타이어 또는 고압 호스 등의 보강을 위해 사용되는 스틸코드용 선재의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 부룸주편의 확산균열조건을 조정하고 선재의 제조후 냉각조건을 제어함으로써, 최종 소선에 있어서 340kg/mm2이상의 강도를 갖는 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법에 관한 것이다.
통상 타이어나 고압호스 등의 보강을 위해 사용되는 스틸코드용 강선은 일정치수로 열간선재압연한 다음, 냉간상태에서 신선하여 직경이 0.35ψmm 이하인 극세센 소선으로 만든후, 도금하고 이 다수개의 소선을 고속의 연선과정을 통해 꼬아서 목적하는 최종 제품인 스틸 코드로 제조된다.
스틸코드용 고강도 강선의 경우 소선의 강도가 최소 280kg/mm2이상인 고강도 특성을 갖아야 하고, 초고강도의 경우는 360kg/mm2~400kg/mm2에 이르는 극초강도를 갖아야 한다.
이와 같이, 스틸코드용 강선재가 고강도특성을 가지면, 경량화에 따른 차량 연비향상효과가 큰 타이어 구동체의 경우에는 고무 부착량이 지수적으로 감소할 수 있는 효과가 있다.
그러나, 전술한 고강도 인장강도를 확보하는 것도 중요하지만, 무엇보다도 스틸코드용 강선의 요구되는 특성은, 극세선 소선가공시 및 고속의 연선작업시 단선현상이 없이 상업적 생산이 가능하고, 완제품 용도특성상 고하중, 고속 반복피로사용 조건에서 내피로성을 지녀야 한다는 것이다.
이러한 특성을 얻기 위해서, 종래에는 고용강화효과가 우수한 탄소와 망간을 각각 0.80%C와 0.50%Mn을 첨가하여 소선직경이 0.25 ~ 0.35φmm에서 제품 강도가 320kg/mm2인 일반 스틸코드를 제조하거나, 탄소를 0.92%C로 과공석화하고 가공경화(Work Hardenability) 강화원소인 크롬을 0.3%정도 첨가하여 소선직경이 0.35~0.40φmm에서 360kg/mm2의 초고강도를 부여하였다. 또한, 제강과정중 비연성개재물의 용강유입 방지를 위해 알루미늄을 0.005% 이하로 되도록 전체 제강과정중에 알루미늄 소스(Source)를 제거하고, 특히 래들정련을 위해 슬래그 조재제로 투입되는 플럭스조성중 알루미늄량을 제로(zero)화 하였다.
그러나, 상기한 종래방법은 강도향상원소인 탄소, 망간, 크롬을 더 이상 첨가하기가 곤란한 단점이 있다. 즉, 탄소량 증가는 강도 향상에는 기여하나 미세증가에 따른 연속주조시 중심편석과 선재냉각시 경조직인 초석입계세멘타이트를 급속히 발생시켜, 신선가공시 단선이 발생되는 것이다. 또한, 가공경화(Work Hardenability) 강화원소인 크롬을 첨가할 경우, 중심부편석을 조장함은 물론, 주편내부에 고경도의 Cr 탄화물을 형성하여 확산 과정에서도 제거되지 않고 남아 신선시 단선 유발시키는 요인으로 되는 문제점이 있었다.
더욱이, 실제 종래방법에 따라 제조된 선재의 인장강도는, 0.80%C 탄소강의 경우, 선재 직경이 5.5φmm에서 최대 112kg/mm2정도를 나타내며 완제품으로 제조한 소선강도는 0.25φmm에서 320kg/mm2를 내는 수준에 머물 뿐 아니라, 여전히 단선이 3회/톤 정도 발생하는 것이 보통이었다. 또한, 초고강도를 위해 시도된 0.92%C와 0.3%Cr로 구성된 합금강 초고강도 스틸코드의 경우, 선재 직경이 5.5φmm에서 최대 125kg/mm2정도를 나타내며, 완제품으로 제조한 소선강도는 0.35φmm에서 360kg/mm2이상의 초고강도 인장강도를 내었으나, 전술한 과공석의 탄소량 증가 및 Cr 첨가로 신선후 단선이 10회/톤 이상으로 급증하여 가공이 불가하였고, 특히 신선시 Cr 첨가에 따른 가공 발열로 선쪼개짐 현상인 디라미네이숀(delamination)불량이 발생하여 스틸코드용으로 사용할 수 없는 문제도 있었다.
이에, 본 발명자들은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서, 블룸주편의 확산균열조건을 제어하고, 선재압연후 냉각조건을 적절히 조정함으로써, 선재의 인장강도가 120kg/mm2이상이고, 연선가공시 단선율이 톤당 3회 미만이며, 소선강도가 340kg/mm2이상인 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서,
중량%로 탄소: 0.84~0.88%, 망간: 0.4~0.6%, 규소: 0.3% 이하, 알루미늄: 0.005% 이하, 질소: 20ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 용강을, 0.60~0.70m/min의 주조속도로 연속주조하고, 6~8mm의 경압하를 실시하여 주편으로 제조한 후 빌렛으로 만들고, 이것을 1280~1310℃의 온도범위에서 5시간 이상 확산균열처리한 다음 선재압연하고, 880~910℃의 온도범위까지 수냉한 다음 이 온도범위에서 권취하고, Ar1변태온도까지 10~15℃/h의 냉각속도로 공냉한후 통상의 방법으로 상온까지 것을 특징으로 하는 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 불룸주편중에 함유되는 탄소는 강도향상에 기여하는 원소로서, 종래재와 동등 이상의 강도를 실현하기 위해서는, 적어도 0.84%이상 함유되어야 하지만, 그 함량이 0.88%보다 많으면 펄라이트내의 세멘타이트 두께를 급속히 증가시켜 최종 강선의 인성 특성을 감소시키고, 단선 및 디라미네이숀현상을 유발하므로, 그 성분범위는 0.84~0.88%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 망간은 강을 탈산시키고 소입성을 개선하여 선재 단면내에 균일한 펄라이트를 생성시키기 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량은 0.4~0.6%로 설정하는 것이 바람직하다. 만일, 그 함량이 0.4% 미만이면 효과가 충분치 않고, 반면에 0.6%를 초과하면 변태 지연에 의한 저온조직을 생성시켜 연성과 인성을 저하시킨다.
상기 규소는 탈산작용뿐 아니라 펼라이트를 구성하는 페라이트를 강화하기 위해 함유되는 원소로서, 그 함량이 적으면 효과가 충분치 않고 지니차게 많으면 연성을 해치게 되므로, 그 함량범위는 0.3% 이하로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 질소는 제강과정중 그 함량이 많으면 질소와의 화합력이 합금철 등에서 유래하는 바나듐-나이트라이드(VN)을 형성하여 극세선 신선에 적합한 조직을 얻기가 곤란하므로, 그 함량은 20ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 알류미늄은 그 함량을 0.010% 이하로 설정하는 것이 바람직한데 그 이유는, 그 함량이 0.01%보다 많이 첨가되면 산소와 반응하여 비연성 알루미나(Al2O3)개재물을 형성하는데, 이들 개재물들은 인장조건하에서 파단의 기점으로 작용하기 때문이다. 특히 10μm 이상의 대형 개재물 또는 비금속 개재물량이 단위 면적당 0.1%를 초과할 경우에는 단선의 원인이 되므로, 본 발명에서는 부룸내 잔류하는 비연성 개재물의 크기를 최대 10μm로 제한하고, 그 함량은 0.1% 이하로 제하하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 부룸주편내부의 편석농도(즉, 중심부의 탄소농도(C)와 건전무의 탄소농도(Co)의 비(C/Co)는 1.2 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
그 이유는 중심 편석(C/Co)가 1.2를 초과하면 강편의 확산균열온도 및 시간에 무관하게 완벽한 확산이 이루어지지 않기 때문이다.
즉, 중심편석(C/Co)이 1.2를 초과하면 주편내 편석띠 점유비가 4% 이상이고, 또한 상기 중심편석이 1.2미만이면 주편내 편석띠 점유비가 4% 미만을 나타내는데, 편석띠중 중심부에 집적된 고농도 편석부는 표면으로의 탄소확산거리가 길어 충분한 확산후에도 탄화물이 잔류한다.
상기와 같이 조성된 용강을 부룸으로 제조하는데 있어서, 연속주조시 주조속도는 0.60~0.70m/min로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 고상율(fs : fraction of Solidification)이 0.4~0.8로, 바람직하게는 0.4~0.6 범위가 되도록 주편을 약 6~8mm의 범위로 경압하하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 압하량이 8mm를 초과하면편석도는 향상될 수 있지만 주편의 크랙이 발생하는 문제가 있다.
제조된 부룸주편을 빌렛으로 만들고 재가열하여 확산균열처리하는데, 1,280~1,310℃의 온도범위에서 5시간 이상 유지하는 것이 바람직하다. 이 때, 동일 성분계에서의 편석부 확산은 유지시간보다는 온도에 지수적으로 비례한다는 사실을 하기 관계식 1을 통해 발견하였다.
[관계식 1]
탄소확산계수(D)= kT × √t
〔T : 확산균열온도, t : 소킹시간〕
상기 관계식 1에 따라, 본 발명과 같은 0.86%C급에서 적합한 확산균열온도(T)는 1,280~1310℃의 범위임을 알 수 있다. 만일 상기 온도가 1280℃ 미만이면 중심부가 목표 온도에 도달하는 시간이 길어져 중심부에는 충분한 확산이 이루어지지 않으며, 그 온도가 1,310℃를 초과하면 과다한 탈탄발생으로 완제품에서 단선의 기점이 된다.
그 후, 열간선재압연을 실시하고 880~910℃의 온도범위까지 수냉한 다음, 이 온도에서 권취하는데, 상기 권취온도가 880℃ 미만이면, 오스테나이트 결정입(이하 : AGS)이 작아져 연속냉각곡선상에서 변태곡선을 왼쪽으로 앞당기며, 이로 인해 변태시 세멘타이트변태를 유발하여 입계 시멘타이트가 잔류하게 하므로, 바람직하지않다. 또한, 상기 권취온도가 910℃보다 높으면, 권취형상불량과 스케일 과다생성의 문제점이 있으므로 바람직하지 않다.
그 다음 수냉권취된 선재를 Ar1변태온도까지 10~15℃/h의 냉각속도로 공냉하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 냉각속도가 10℃/h미만이면 강도를 얻기가 어렵고, 15℃/h보다 빠르면 저온조직이 발생하기 때문이다.
이후, 상기와 같이 냉각된 선재는 통상의 방법을 이용하여 상온까지 공냉으로 냉각시킨다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
고로 용선을 탈 P처리공정에서 용선예비처리를 실시하고, 100톤 전로에서의 화학성분이 하기 표1과 같이 조정되도록 용강을 정련하고, 정련된 용강을 0.65m/min의 주조속도로 연속주조하여, 가로, 세로가 각각 250mm, 330mm이고 길이가 10m인 부룸으로 제조하였다. 이 때, 주조된 응고말기 고상율이 0.4~0.8인 변화 구간에서 경압하량을 6~8mm의 범위로 압하하면서 주조하였다.
그 다음, 연속주조된 부룸을 1,240~1,320℃에서 약 5시간 동안 재가열하고 주조조직을 제거한 후 가로세로가 각각 160mm인 빌렛트를 제조하였다.
상기와 같이 제조된 빌렛을 다시 재가열 및 압연기로 최종 압연 직경이5.5mm이 되도록 열간선재압연하였다.
그 다음, 열간압연한 선재를 연속수냉설비를 통과시켜 냉각개시온도인 레잉헤드온도가 750~920℃까지 강제 수냉하였다. 그후, 변태개시온도인 600℃까지 10~15℃/h의 냉각속도로 냉각하였다. 그 다음, 변태구역의 냉각속도를 15℃/h로 유지하여 스틸코드용 선제를 제조하고, 강도 및 감면율을 조사하여, 그 결과를 하기 표1에 나타내었다.
구분 화학성분(중량%) 개재물량(%) 선재 5.5mmφ물성치
C Si Mn Cr Al N 강도(kg/mm2) 감면율(%)
비교강1 0.80 0.15 0.40 0.01 0.040 40 0.20 112 35
비교강2 0.82 0.20 0.45 0.02 0.030 20 0.15 114 30
비교강3 0.84 0.15 0.50 0.01 0.005 30 0.08 116 25
발명강1 0.86 0.20 0.50 0.01 0.004 20 0.07 120 24
발명강2 0.88 0.25 0.50 0.01 0.005 10 0.08 123 23
비교강4 0.92 0.20 0.65 0.30 0.006 10 0.08 128 10
상기 표1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성범위를 벗어난 비교강(1),(2)는 강중 탄소함량이 적어 고강도 스틸코드용 선재의 인장강도가 120kg/mm2이하로 취약하였으며, max 0.35φ 소선강도도 발명강 요구강도인 340kg/mm2을 만족치 못하였다. 비교강(4)의 경우는 강도는 우수하나 강중 Cr 탄화물 석출의 영향으로, 감면율이 15% 이하로 떨어져 인성이 크게 저하되었다.
반면에, 본 발명강(1),(2)의 경우에는 선재의 강도가 최소한 120kg/mm2넘고 감면율도 적정한 수준임을 알 수 있다.
(실시예 2)
실시예 1의 발명강(1)에 대하여 주조조건을 하기 표2에 제시된 바와 같이 변화시킨 것을 제외하고는, 실시예 1과 동일한 방법으로 스틸코드용 선재를 제조하였다.
그 후, 편석도(C/C0)를 조사하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다. 상기 편석도는 부룸주편에 3.0mm 드릴로 중심부 편석부(C)와 건전부(Co)에 드릴칩을 내어 탄소에 대한 습식 분석을 실험한 결과이다.
구 분 경압하량(mm) 고상율(fs) 편석도(C/C0)
비교재1 2 0.2-0.4 1.40
비교재2 4 0.3-0.5 1.30
발명재1 6 0.4-0.6 1.15
발명재2 7 0.6-0.8 1.10
비교재3 9 0.8-0.9 1.35
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명재(1),(2)의 경우에는 편석도가 1.2 이하로 양호함을 알 수 있다. 반면에, 경압하량이 본 발명범위를 벗어나는 비교재(1)~(3)의 경우에는 편석도가 높고 주편의 크랙이 발생하였다.
(실시예 3)
실시예 1의 발명강(1),(2)에 대해 본 발명의 경압하를 적용하고 빌렛으로 제조한 후, 확산시간은 5시간으로 고정하고, 확산균열온도는 하기 표3과 같이 변화시켜서 빌렛내부의 편석도(C/C0)를 조사하여, 그 결과를 하기 표3에 나타내었다.
구 분 확산균열온도(℃) 편석도(C/C0) 선재표면탈탄(mm) 선재 페라이트탈탄
비교재4 발명강1 1,240 1.08 0.03 0
발명재3 1,280 1.04 0.04 0
발명재4 발명강2 1,280 1.03 0.04 0
비교재5 1,320 1.00 0.10 발생
상기 표3에 나타난 바와 같이, 중심편석(C/C0)이 1.2 이하인 발명강(1),(2)를 대상으로 온도변화에 따른 빌렛의 잔류 편석도(C/C0)조사한 결과, 편석감소효과는 발명재(3),(4)가 가장 우수함을 알 수 있었다.
한편, 확산균열온도가 높은 비교재(5)는 선재탈탄발생문제외 빌렛표면의 버닝(burning)현상(표면갈라짐)이 발생하여 조업이 불가능한 문제가 있었다.
(실시예 4)
실시예 3의 발명재(3)에 대하여 선재압연 및 냉각후 권취온도를 하기 표4와 같이 변화시키고, 이후 변태개시까지 및 변태구간의 냉각속도를 10~15℃/h로 하여냉각시켰다. 그 후, 초석세멘타이트와 강도비교를 통해 제조된 선재의 물성치를 측정하고, 그 결과를 하기 표4에 나타내었다.
구 분 권취온도(℃) 초석세멘타이트 오스테나이트 결정입도(㎛) 단선율(회/톤)
비교예1 780 발생 10 5-11
비교예2 830 발생 9 4-9
발명예 890 미발생 7 2-3
비교예3 920 미발생 6 －
상기 표4에 나타난 바와 같이, 권취온도가 낮은 비교예(1),(2)에서는 초석 세멘타이트가 발생하였다. 이로 인하여, 동소재들에 대한 톤당 단선율을 평가한 결과, 상업적 신선속도인 900m/min으로 0.35mm max로 신선시, 톤당 단선율이 3회를 초과하여 가공이 불가능하였다.
또한, 비교예(3)은 초석 세멘타이트 발생은 없었으나, 고온권취로 인한 형상불량이 발생하였으며 스케일증가가 커서 적용이 불가하였다.
한편, 본 발명의 발명예는 초석 세멘타이트의 발생도 없었고 오스테나이트 (AGS)가 미세하였다.
상술한 바와같이, 본 발명은 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서 블룸주편의 확산균열조건을 제어하고 선재압연후 냉각조건을 적절히 조정함으로써, 선재의인장강도가 120kg/mm2이상이고, 연선가공시 단선율이 톤당 3회 미만이며, 소선강도가 340kg/mm2이상인 스틸코드용 선재를 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 스틸코드용 선재의 제조방법에 있어서,
    중량%로 탄소: 0.84~0.88%, 망간: 0.4~0.6%, 규소: 0.3% 이하, 알루미늄: 0.005% 이하, 질소: 20ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 용강을, 0.60~0.70m/min의 주조속도로 연속주조하고, 6~8mm의 경압하를 실시하여 주편으로 제조한 후 빌렛으로 만들고, 이것을 1280~1310℃의 온도범위에서 5시간 이상 확산균열처리한 다음 선재압연하고, 880~910℃의 온도범위까지 수냉한 다음 이 온도범위에서 권취하고, Ar1변태온도까지 10~15℃/h의 냉각속도로 공냉한후 통상의 방법으로 공냉하는 것을 특징으로 하는 초고강도 극미세 스틸코드용 선재의 제조방법
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