KR101091511B1 - 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재 - Google Patents

Abstract

본 발명은 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 선재의 가공성을 향상시키기 위하여 종래 실시하였던 구상화 열처리나 연화 열처리 등의 열처리가 일부 또는 전부 생략되어도 충분한 강도와 인연성을 가질 수 있는 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재에 관한 것이다.

본 발명의 강선재 제조방법은 선재 제조방법은 Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃로 강소재를 가열하는 단계; 상기 가열된 강소재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강소재를 Ae3+50℃ ~ Ae3+100℃의 온도범위에서 선재로 압연하는 단계; 상기 압연된 선재를 Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 범위에서 가열과 냉각을 5회 이상 반복하는 단계; 및 상기 가열과 냉각을 반복한 선재를 10~50℃/s의 범위로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

열처리 생략, 연화 열처리, 구상화 열처리, 냉간압조, 결정립

Description

강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재{NON HEAT-TREATED STEEL WIRE ROD HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLECNT TOUGHNESS AND DUCTILITY}

본 발명은 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 선재의 가공성을 향상시키기 위하여 종래 실시하였던 구상화 열처리나 연화 열처리 등의 열처리가 일부 또는 전부 생략되어도 충분한 강도와 인연성을 가질 수 있는 비조질 강선재의 제조방법 및 그로부터 제조된 비조질 강선재에 관한 것이다.

기계구조 체결용 및 자동차 부품 등을 제조하기 위해서는 강선재를 원하는 형상으로 냉간가공한 다음 그 강도를 높이기 위한 담금질 처리 및 인성을 향상시키기 위한 뜨임 처리(합하여 QT 처리라고도 함)를 실시하는 과정을 겪는다.

상기와 같은 과정에 투입되는 선재를 냉간가공용 선재, 냉간압조용 선재 또는 냉간단조용 선재 등과 같은 여러가지 용어로 부르고 있다. 본 발명에서는 이를 간략히 냉간압조용 선재라고 통일하여 부르기로 한다.

상기 냉간 압조용 선재는 상술한 바와 같이 원하는 형상으로 냉간가공하여야 하기 때문에, 가공에 필요한 연성과 인성을 충분히 갖출 필요가 있다. 또한, 기계부품이나 자동차 부품 등은 안정성과 성능을 담보하기 위하여 충분한 강도와 인성을 가져야 할 필요가 있다. 그런데, 상기 연성과 강도는 통상적으로는 모순된 경우가 많아서 소재의 연성이 향상될 경우에는 강도가 감소하며 강도가 향상될 경우에는 특별한 조작이 가해지지 않으면 연성이나 인성이 감소하는 경우가 일반적이다.

냉간 압조용 선재를 가지고 부품을 제조할 경우에는 이러한 모순 점을 해결해야 하는데, 통상적으로는 요구되는 물성이 가공단계별로 다르다는 점에 착안하여 시차를 두고 물성을 구현하는 방식이 이용된다. 즉, 선재를 냉간가공(냉간압조)하는 단계에서는 선재의 가공성(연성과 인성)이 중요하므로 선재의 가공성을 향상시키기 위하여 선재에 대하여 구상화 열처리나 연화 열처리를 실시한다. 상기 구상화 열처리라 함은 판상의 시멘타이트가 존재할 경우에 선재 가공시 상기 시멘타이트가 변형저항을 초래할 수 있으므로 변형저항을 초래하는 시멘타이트를 구형화할 뿐만 아니라 강재에 고용되었던 탄소 중 일부까지 구형의 시멘타이트로 함으로써 페라이트의 비율을 높여 가공성을 향상시키는 열처리를 말한다. 또한, 연화 열처리라 함은 강재의 연성을 높이기 위하여 일정한 온도까지 가열하였다가 냉각하는 열처리를 의미한다. 상기 열처리에 의하여 강재는 비교적 작은 하중으로도 충분히 가공될 수 있게 되기 때문에 냉간가공시 유리하다.

그러므로, 기계구조용 부품 또는 자동차용 부품 등을 제조하기 위한 통상의 방법은 강선재에 대한 구상화 열처리 또는 연화 열처리의 실시-냉간가공 및 후처리로 이루어지는 복잡한 과정으로 이루어지고 있다. 그런데, 상기와 같은 열처리 과정은 이미 생산된 선재를 다시 고온으로 가열하였다가 냉각하는 과정을 수반하므로 에너지 비용이 소모될 뿐만 아니라 열처리에 필요한 시간이 소요되기 때문에 생산성을 하락시키는 등 여러가지 문제를 초래하고 있었다.

열처리를 생략하는 방법 중에서 많이 제안된 방법으로는 상기 담금질-뜨임 공정을 생략하기 위한 방법을 들 수 있는데, 그 예로서는 대한민국 특허공개번호 2002-0053398호를 들 수 있는데, 상기 문헌에 기재된 기술은 고강도 베이나이트계 조직을 갖는 비조질강, 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 부품에 관한 것으로서, 이를 보다 구체적으로 검토하면 철을 주성분으로 하고, 여기에 탄소, 규소, 망간, 인, 황, 크롬, 바나듐, 니켈, 티타늄이 포함된 비조질강을 연속주조를 통하여 제조한 후, 제조된 강재를 이용 시 열간가공 후 열처리를 생략하고 냉각과 동시에 최종제품을 제조할 수 있는 비조질강, 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 부품에 관한 것임을 알 수 있다. 상기 방법에 의할 경우 담금질-뜨임 열처리를 실시하지 않고서도 충분한 강도를 얻을 수 있다는 장점이 있다.

또한 대한민국 특허공개번호 1997-0074961호도 비조질강에 관한 것으로서, 그 조성을 중량%로 C: 0.30-0.42%, Si: 0.30-0.70%, Mn: 0.75-1.60%, P: 0.005-0.030%, Cu: 0.005-(10×P%＋Si%＋Ni%)%, V: 0.05-0.13%, N: 0.006-0.014%를 함유하고, 불순물로서 O: 0.0040% 이하, Ni: 0.25% 이하를 함유하고, 더욱이 Al: 0.005-0.040%, Nb: 0.005-0.040%, Ti: 0.005-0.040% 중 적어도 1종 이상을 함유하며 Nb는 복합첨가하고, 잔류 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것과, 중량%로 C: 0.38-0.50%, Si: 0.05-0.35%, Mn: 0.75-1.60%, P: 0.005-0.030%, Cu: 0.05-(10×P%＋Si%＋Ni%)%, V: 0.05-0.13%, N: 0.006-0.014%를 함유하고, 불순물로써 O: 0.0040%이하, Ni: 0.25%이하를 함유하고, 더욱이, Al: 0.005-0.040%, Nb: 0.005- 0.040%, Ti: 0.005-0.040% 중 적어도 1종 이상을 함유하며 Nb는 복합첨가하며, 잔류 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 것으로 하는 비조질강에 관한 발명인 것이다.

그러나, 상기 발명들은 모두 담금질-뜨임(혹은 소입소려) 과정을 생략하기 위한 것으로서, 가공성을 향상시키기 위한 구상화 열처리나 연화 열처리의 생략 가능성에 대해서는 전혀 언급하고 있지 않다. 그 뿐만 아니라, 상기 대한민국 특허공개번호 1997-0074961호에 기재된 발명은 모두 열간가공성을 개선하기 위한 발명으로서 본 발명에서 대상으로 하는 냉간압조용 강선재에 대한 발명은 아니었다.

본 발명의 일측면에 따르면, 압연공정의 제어만에 의하여 구상화 열처리 및 연화 열처리를 실시하지 않고서도 열처리강 수준의 가공성을 가진 부품을 제조할 수 있는 강선재의 제조방법이 제공된다.

본 발명의 다른 측면에 따르면, 상기 제조방법에 의하여 제조된 강선재로서 연성이 뛰어나서 충분한 가공성을 가지며, 부품으로 제조된 이후에는 높은 강도와 인성을 가지는 신규한 강선재가 제공된다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 선재 제조방법은 Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃로 강소재를 가열하는 단계; 상기 가열된 강소재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강소재를 Ae3+50℃ ~ Ae3+100℃의 온도범위에서 선재로 압연하는 단계; 상기 압연된 선재를 Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 범위에서 가열과 냉각을 5회 이상 반복하는 단계; 및 상기 가열과 냉각을 반복한 선재를 10~50℃/s의 범위로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강소재의 가열시간은 30분~1시간 30분인 것이 바람직하다.

또한, 상기 가열과 냉각을 반복하는 단계의 오스테나이트 온도 영역과 오스테나이트-페라이트 2상 온도 영역에서의 유지시간은 각각 20초 이하인 것이 유리하다.

그리고, 상기 최종 냉각은 500℃ 이하의 온도까지 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명의 또한가지 측면인 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재는 전술한 방법에 의해 제조된 강선재로서, 내부 조직이 면적분율로 60~80% 페라이트와 20~40%의 펄라이트로 이루어지고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하이며 펄라이트 콜로니의 평균 크기가 20㎛ 이하인 내부조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

이때, 중량%로 탄소 : 0.3~0.4%, 실리콘 : 0.01~0.15%, 망간 : 1.0~2.0%, 인 : 0.035% 이하, 황 : 0.040% 이하를 포함하는 조성을 가지는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 의할 경우에는 일체의 열처리 없이도 고강도 고인성의 부품을 제조할 수 있는 선재를 제공할 수 있어, 에너지 비용을 절감할 수 있으며 생산성을 획기적으로 향상시킬 수 있다.

이하 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 가공단계의 가공성은 물론 가공후 충분한 강도와 인성을 부품으로 제조될 수 있는 강선재의 제공에 대하여 깊이 연구한 결과 선재 내부조직의 입도를 종래보다 훨씬 더 미세하게 제어할 경우에는 특별한 열처리 없이도 이러한 요구조건을 모두 만족시킬 수 있음을 파악하고 본 발명에 이르게 되었다.

즉, 통상 결정립이 미세한 선재를 제조하기 위한 종래의 방법은 열간 마무리 압연 온도를 제어하여 냉각 직전의 오스테나이트 조직을 최소화한 후 냉각조건을 적절히 제어함으로써 오스테나이트 조직의 입계 또는 입내에서 생성되는 페라이트나 기타 조직이 미세하게 형성되도록 하는 방법이 주로 사용되었다. 그런데, 이러한 방법으로는 매우 미세한 결정립을 가지는 선재를 제조하기는 어려웠기 때문에 본 발명에서는 종래보다 미세한 결정립을 가지는 선재를 제조하기 위한 신규한 방법을 제안한다.

즉, 도 1에서 볼 수 있듯이 본 발명의 선재제조방법은 선재의 내부조직의 성장이 억제되는 오스테나이트 영역으로 선재를 가열, 냉각 및 압연하고 상기 압연된 선재에 대하여 가열 및 냉각과정을 반복함으로써 선재 내부에 미세한 페라이트가 형성되도록 하는 방법을 이용하는 것을 특징으로 한다. 즉, 본 발명은 빌레트(또는 강소재의 가열) - 냉각 - 압연 - 반복된 가열/냉각 - 냉각의 과정을 포함하는 것을 특징으로 한다.

이하, 각 과정의 특징에 대하여 보다 상세히 설명한다.

선재의 가열온도 : Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃

선재는 압연전 압연이 가능할 뿐만 아니라 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물이 효과적으로 용해될 수 있도록 충분한 온도까지 가열될 필요가 있다. 그러나, 평형상태에서의 결정립 크기는 온도와 상관성을 크게 가지는데 상기 가열온도가 너무 높을 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 과다하게 조대화되어 후속하는 압연 및 가열/냉각 과정에서 결정립 크기 미세화 효과를 충분히 거두기 어려울 수가 있다. 따라서, 상기 가열온도는 Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃의 범위로 제한한다. 여기서 Ae3는 강소재가 평형상태에서 오스테나이트→페라이트 변태가 일어나기 시작하는 온도를 의미한다. 이때, 상기 가열온도에서의 가열유지시간까지 제어하면 더욱 바람직한데 본 발명에서는 30분 이상 1시간 30분 이하로 정하는 것이 유리하다. 상기 가열유지시간은 전체 빌레트 등 강소재의 온도가 균일하게 될 수 있도록 하기 위한 것으로서 충분한 시간 동안 가열하여야 상술한 편석, 탄화물 또는 개재물의 용해가 충분히 이루어질 수 있다. 그러나, 상기 유지시간을 과다하게 길게 할 경우에는 잔류하는 티타늄과 니오븀 등의 잔류 복합 탄질화물이 조대화 될 가능성이 있기 때문에 상기 1시간 30분 이하로 가열유지하는 것이 바람직하다.

재가열 후 냉각속도 : 15℃/s 이하

상기 재가열된 빌레트 등 강소재는 이후 압연전까지 15℃/s 이하의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 압연 온도는 내부 조직 및 결정립의 크기 등에 영향을 미치는 인자이므로 제어압연시 그 온도를 적절한 범위내로 제어하는 것이 바람직하며, 따라서 상기 적절한 범위까지는 빌레트는 냉각되게 된다. 이때, 냉각속도가 과다하게 클 경우 냉각에 의하여 변태구동력이 증가하기 때문에 압연시 새로운 미세조직이 출현할 수도 있다. 이러할 경우 본 발명의 목적을 달성하기 어려우므로 새로운 미세조직이 출현하지 않도록 충분히 서냉될 필요가 있다. 상기 냉각속도는 15℃/s 이하로 제어되는 것이 바람직하다. 상술한 관점에 따르면 냉각속도의 하한은 특별히 정의할 필요가 없다. 다만, 극서냉을 할 경우에는 추가적인 장치가 필요하기 때문에 5℃/s 미만의 냉각속도는 설비 측면이나 경제적인 측면에서 바람직하지 않다.

마무리 압연 종료온도 : Ae3+50℃ ~ Ae3+100℃

본 발명에서는 압연에 의해 오스테나이트 결정립이 변형되고 상기 변형된 오스테나이트 결정립계에 페라이트가 석출하도록 함으로써 페라이트를 미세화 시키는 것을 한가지 특징으로 하고 있다. 그러므로 압연에 의해 소위 팬케이크(pan-cake) 모양으로 변형된 오스테나이트가 그 형태를 그대로 유지할 필요가 있는데, 이를 위해서는 상기 마무리 압연 종료온도는 Ae3+100℃ 이하가 될 필요가 있다. 또한, 압연기에 부하가 발생하지 않기 위해서는 상기 마무리 압연 종료온도는 Ae3+50℃ 이상인 것이 바람직하다.

Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 범위에서 가열과 냉각을 반복 : 5회 이상

압연된 선재가 오스테나이트 온도 영역에서 오스테나이트+페라이트 2상 영역으로 냉각되면 선재 내부에는 페라이트가 일부 형성되게 된다. 본 발명에서는 상기 2상 영역에서 생성되는 페라이트(간단히, 초석 페라이트)를 미세하게 제어함으로써 종래에는 얻기 어려웠던 미세한 결정립을 가지는 강선재를 제조하고자 하였다. 즉, 상기 초석 페라이트가 일부 형성된 강선재를 Ae3 이상의 온도로 가열할 경우에는 강선재의 내부에 존재하던 초석 페라이트는 오스테나이트로 변태되게 된다. 그러나, 이러한 변태 현상은 강선재를 해당 온도에 장시간 유지할 경우에만 완전하게 일어나는 것으로서 빠른 속도로 가열한 후 바로 냉각할 경우에는 상기 초석 페라이트가 오스테나이트로 완전히 변태되지 않고 잔존하게 된다. 이때, 잔존하는 페라이트는 2상 영역에서 생성되었던 페라이트 보다는 그 크기가 매우 미세하게 된다. 이후, 상기 미세한 페라이트가 잔존하는 강선재를 다시 냉각하면 오스테나이트 결정립 계면은 물론이고 상기 미세 페라이트의 경계면에서 또다른 페라이트 결정립이 형성되게 된다. 상기 냉각 이후, 강재는 다시 가열되게 되는데 이러한 가열과정에서 다시 일부의 페라이트는 오스테나이트로 변태되고 일부가 잔존하게 된다. 이러한 과정을 반복하면 미세한 페라이트의 분율이 상승하게 된다. 이는 냉각시 페라이트의 핵생성 사이트가 되는 미변태 페라이트의 비율이 계속적으로 증가하기 때문이다.

이때, 상기 가열시 온도가 너무 높을 경우에는 페라이트가 완전히 변태되어 버릴 수 있으므로 상기 가열온도의 상한은 Ae3+50℃으로 정하는 것이 바람직하며, 반대로 냉각온도가 너무 낮을 경우에는 페라이트 변태에 필요한 구동력이 과다하여 조대한 초석 페라이트가 다량 생성될 우려가 있으므로 상기 냉각온도의 하한은 Ae3-50℃으로 한정한다.

또한, 미세 페라이트를 충분한 양으로 형성시키기 위해서는 상기 가열과 냉각은 적어도 5회 이상 반복할 필요가 있다. 반복 회수를 증가시킬 경우 비율은 대체로 증가하는 경향이 있으므로 반복 회수의 상한을 굳이 정할 필요는 없다. 다만, 상기 반복회수가 8회를 초과하면 미세 페라이트의 비율 증가가 더이상 뚜렷하지 않기 때문에 반복에 따른 시간소요를 고려한다면 상기 반복회수는 8회 이하로 제한할 수도 있다.

또한, 상기 가열과 냉각과정을 반복할 때 오스테나이트 영역(본 발명에서는 Ae3 이상의 온도로 정의함)과 2상 영역(Ae3 미만의 온도로 정의함)에서의 체류시간을 제어하는 것이 보다 바람직하다. 즉, 오스테나이트 영역에서 강선재가 장기간 체류할 경우에는 상술하였듯이 페라이트가 오스테나이트로 대부분 변태하여 버려 이후 냉각과정에서 페라이트의 변태에 필요한 핵생성 사이트를 제공하기 어려울 뿐만 아니라 가열/냉각 회수의 반복에 의한 페라이트 분율 증가 효과를 얻기 어렵기 때문에 상기 오스테나이트 영역에서의 체류시간을 한정할 필요가 있는데, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 상기 시간은 20초 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 2상 영역에서의 체류시간이 길 경우에는 초석 페라이트의 분율 및 크기가 평형상태에서의 그것과 유사한 정도로 증가하기 때문에 미세 결정립을 형성하는데 바람직하지 않다. 본 발명에서는 상기 2상 영역에서의 유지시간 역시 20초 이하로 한정한다.

또한, 상기 오스테나이트 영역과 2상 영역에서의 체류시간만 준수된다면 가열과 냉각사이에 온도 변화가 없는 유지 단계가 포함되어도 상관없다. 이러할 경우 상기 유지시간은 총 체류시간에 포함되게 된다. 상기 유지시간의 하한은 특별히 정할 필요가 없다. 다만, 상기 체류시간이 극단적으로 감소할 경우에는 이를 충족하기 위하여 냉각속도나 가열속도를 아주 크게 제어하여야 하는데, 가열속도가 너무 빠를 경우에는 페라이트가 충분히 변태되지 않아 가열에 의한 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없으며, 또한 냉각속도가 너무 빠를 경우(즉, 2상 영역에서의 체류시간이 너무 작을 경우)에는 충분한 양의 페라이트가 생성되기 어렵기 때문에 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없을 수도 있으므로 상기 각 온도 구역에서 의 체류속도는 2초 이상인 것이 보다 바람직하다.

가열/냉각 반복 후 선재 냉각 : 500℃ 이하까지 10~50℃/s로 냉각

상기 가열/냉각과정이 반복되어 내부에 미세한 페라이트가 충분히 형성된 이후에는 상기 선재는 이후 냉각과정을 통하여 회수된다. 이때, 냉각속도가 너무 작을 경우에는 미세화된 조직이 다시 조대화될 가능성이 있으므로 냉각속도는 10℃/s 이상인 것이 바람직하며, 반대로 냉각속도가 너무 빠를 경우에는 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 생성되어 인성을 열악하게 할 우려가 있으므로 상기 냉각속도의 상한은 50℃/s으로 정한다. 조대한 페라이트가 생성되지 않도록 충분히 냉각하기 위해서는 상기 제어된 냉각속도로 냉각하는 과정은 500℃ 이하가 될 때까지 실시되는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 비조질 강선재의 제조방법은 Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃로 강소재를 가열하는 단계; 상기 가열된 강소재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강소재를 Ae3+50℃ ~ Ae3+100℃의 온도범위에서 선재로 압연하는 단계; 상기 압연된 선재를 Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 범위에서 가열과 냉각을 5회 이상 반복하는 단계; 상기 가열과 냉각을 반복한 선재를 10~50℃의 범위로 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다. 또한, 이때 상술한 바 있듯이 상기 가열시 가열시간은 30분~1시간 30분인 것이 바람직하며, 상기 가열과 냉각을 반복하는 단계에서 오스테나이트 온도 영역과 오스테나이트-페라이트 2상 온도 영역에서 의 유지시간은 각각 20초 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기 최종 냉각은 500℃ 이하의 온도까지 실시하는 것이 바람직하다.

상술한 방법에 따르면, 내부 조직이 면적분율로 60~80% 페라이트와 20~40%의 펄라이트로 이루어지고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하이며 펄라이트 콜로니의 평균 크기가 20㎛ 이하인 미세한 결정립을 가지는 강선재를 얻을 수 있으며, 상기 강선재는 특별한 열처리 없이도 연성, 강도 및 인성이 우수하기 때문에 냉간가공용으로 유용하다. 상기 페라이트의 면적분율은 후술하는 바와 같이 본 발명의 유리한 조성을 충족할 경우 더욱 효과적으로 생성시킬 수 있다.

또한, 상기 본 발명의 유리한 선재 제조방법은 냉간압조용 강선재라면 어떠한 강선재에도 적용가능하다. 다만, 본 발명의 발명자가 특별히 그 유용성을 확인한 합금 조성을 예를 들어 설명하면 다음과 같다.

즉, 본 발명자가 특별히 그 유용성을 확인한 강선재는 중량%로 탄소 : 0.3~0.4%, 실리콘 : 0.01~0.15%, 망간 : 1.0~2.0%, 인 : 0.035% 이하, 황 : 0.040% 이하를 포함하는 조성을 가진다. 상기 성분에 더하여 필요에 따라 Cr, Ni, V, Nb, Mo, N, Ti, B 등의 원소를 더 포함할 수 있음은 물론이며, 상기 각 원소의 함량은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 냉간압조용 강선재에 포함되는 적정량을 정할 수 있을 것이므로 본 발명을 실시하는데 큰 어려움이 없을 것이다.

상술한 바 있듯이, 통상의 냉간압조용 선재라면 본 발명에 모두 적용가능하기 때문에 상술한 성분으로 필수적으로 제한하여야 하는 것은 아닐 뿐만 아니라, 상술한 강선재의 성분은 본 발명의 제조방법을 구현하는데 바람직한 한가지 구현례라는 점에 유의할 필요가 있다.

이하, 각 성분의 함량 범위를 한정한 이유를 설명한다.

탄소: 0.30-0.40% (이하 중량%)

탄소의 함량을 0.30-0.40%로 제한한 이유는, 그 함량이 0.40%를 초과하는 경우 탄소의 영향에 의하여 페라이트 및 펄라이트 미세조직 형성의 경향성이 강해지기 때문이며, 0.30%미만에서는 열간 압연 후 선재의 인장강도가 충분히 확보되지 못하기 때문이다.

실리콘: 0.01-0.15%

실리콘의 함량을 0.01-0.15%로 한정하는 이유는 다음과 같다. 실리콘 함량이 0.15%를 초과하는 경우 냉간 인발 및 압조 공정 중 가공경화 현상이 급격하게 일어나 가공성에 많은 문제가 되며 0.01%미만에서는 볼트의 충분한 강도를 확보하지 할 수 없기 때문이다.

망간: 1.0-2.0%

망간은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로 연성의 저하 없이도 요구 강도를 얻을 수 있는 유용한 원소이며, 그 함량은 1.0-2.0%로 한정한다. 상기 망간을 2.0%를 초과하여 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 망간 편석에 의하여 제품특성에 더 유해한 영향을 나타내는데, 강의 응고시 편석 기구에 따라 거시 편석과 미시 편석이 일어나기 용이한데, 망간 편석은 타 원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 또한 상기 망간이 1.0% 미만으로 첨가될 경우 망간 편석에 의한 편석 대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 강도 보장 및 인성의 개선효과는 기대하기 어렵다.

인 0.035%이하, 황 0.040%이하

인 및 황의 함량은 각각 0.035% 와 0.040% 이하로 한정한다. 상기 인은 결정립계에 편석 되어 인성을 저하시키는 주요 원인이므로 그 상한을 0.035%로 제한하는 것이며, 상기 황은 저 융점 원소로 입계 편석 되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.040%로 한정하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

열간압연 온도의 효과 관찰 - 실시예1

0.35중량%C-0.12중량%Si-1.98중량%Mn-0.013중량%P-0.013중량%S-0.028중량%Nb-0.0046중량%N-0.018중량%Ti를 포함하는 조성을 가지는 강빌레트(Ae3 온도 : 856℃)를 1008℃에서 75분 동안 가열한 후 하기 표 1에 기재한 마무리 압연 종료온도범위에서 압연을 실시하였다.

압연후, 모든 경우 동일하게 806℃와 906℃ 사이를 가열 및 냉각하는 과정을 5회 반복함으로써 내부에 미세한 페라이트가 형성되도록 하였다. 이때, 오스테나이트 온도와 2상 영역의 온도에서의 유지시간은 각각 총 100초로 통일하였다.

냉각후 32℃/s의 냉각속도로 498℃까지 냉각한 후 회수된 강선재의 특성을 분석하고 그 결과 역시 표 1에 기재하였다.

마무리압연 종 료온도	열간 압연 후 페 라이트의 크기	열간 압연 후 인장강도 (MPa)	열간 압연 후 연신율 (%)	열간 압연 후 U-notch 충격인성 (J/cm2)
781℃	약 120 ㎛	550	13	173
806℃	약 35㎛	527	12	189
856℃	약 28㎛	535	25	295
909℃	약 9㎛	556	37	375
938℃	약 10㎛	542	23	302
979℃	약 200㎛	595	12	220
1031℃	약 350㎛	502	12	198
1055℃	약 600㎛	519	11	186

상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 열간압연온도가 너무 낮거나 높을 경우에는 페라이트 크기가 10㎛를 상회하고, 심한 경우에는 1000㎛ 정도로 아주 큰 결정립이 형성되는 것을 확인할 수 있었다. 또한 모든 조건에서 얻어지는 인장강도는 600 MPa 이하로써 냉간단조용 비조질강으로 적합한 수준이다. 그러나 본 발명에서 제안하는 바는 낮은 인장강도뿐만 아니라, 통상의 비조질강이 가지는 인연성의 한계를 반복 열처리를 통한 페라이트 분율 증대와 동시에 미세화를 통하여 극복하고자 하였다.

표 1에서 마무리 압연온도가 Ae3+50℃인 906℃ 이하인 경우에는 Ae3에 근접한 조건에서 압연하는 관계로 열간 압연시 열기계적 구동력에 의하여 Ae3 변태점이 상승하는 효과가 있어 이미 페라이트 변태가 압연 중 진행되는 경향이 나타난다. 따라서 이미 잔존하는 페라이트를 내포한 상태로 반복 열처리를 경험하므로 페라이트 결정립의 조대화를 조장하여 크기가 약간 증가하며, 최종 소재의 인연성에도 좋지 않은 것으로 관찰되었다.

이에 반해 마무리 압연온도가 Ae3+100℃ 이상인 경우에는 본 발명에서 요구하는 팬 케이크 형태의 오스테나이트 결정립이 발달하지 못하여 열간 압연후 생성되는 페라이트의 형태가 상당히 조대해져 이 역시 인연성에 바람직하지 못함을 알 수 있다.

따라서 본 발명에서 규정하는 범위로 열간압연한 경우에는 상기 페라이트 결정립 크기는 약 10㎛ 이하로서 연성과 인성향상에 효과적인 크기를 가지고 있음을 확인할 수 있었다.

가열/냉각 반복 회수의 효과 관찰 - 실시예2

상기 실시예1에서 마무리 압연 종료온도를 Ae3+50℃~Ae3+100℃로 한 경우와 동일하게 선재를 제조하되 가열/냉각을 반복하는 단계의 회수를 1회에서 10회까지 변화한 경우의 선재 내부 조직 중 페라이트의 결정립 크기를 확인한 결과를 도 2에 나타내었다. 가열과 냉각은 Ae3-50℃와 Ae3+50℃의 온도를 왕복하면서 일어나도록 하였으며, 이때 가열 및 냉각속도는 도면에 나타낸 속도(가열과 냉각을 동일한 속도로 제어함)로 설정하였으며, 가열과 냉각사이에 온도를 일정하게 하는 유지과정은 두지 않았다. 따라서, 가열 및 냉각속도가 0.5℃/s인 경우의 오스테나이트 영역에서의 체류시간은 50℃의 가열구간과 50℃의 냉각구간을 고려하면 200초이며, 2℃/s인 경우는 20초이고, 5℃/s인 경우는 20초 그리고 8℃인 경우는 약 12.5초 정도이다.

도 2에서 볼 수 있듯이, 각구간에서의 체류시간이 20초를 상회하는 냉각속도 2℃/s 및 0.5℃/s의 경우는 가열 및 냉각의 반복 회수가 증가할수록 오히려 페라이트의 결정립 크기가 증가하는 현상을 나타내고 있었으며, 체류시간이 20초 이하가 되면서 비로소 가열 및 냉각의 반복 회수가 증가함에 따라 결정립 크기가 감소함을 알 수 있었다.

또한, 상기 체류시간이 20초 이하가 되더라도 반복회수가 4회가 될때까지는 페라이트 결정립 크기가 20㎛를 초과하여 바람직하지 않았으며, 반복회수가 5회를 넘어서면서부터 10㎛ 이하의 미세 결정립을 얻을 수 있었다. 다만, 상기 반복회수가 8회인 경우부터는 결정립 크기는 더이상 눈에 띄게 감소되지 않았다.

따라서, 상기 가열 및 냉각의 반복과정에서 각 영역에서의 유지시간은 20초 이하로 하여야 하며, 반복회수는 5회 이상이 되어야 함을 확인할 수 있었다.

가열 및 냉각 과정의 온도 범위 검토 - 실시예3

가열 및 냉각과정의 조건에 따른 효과를 관찰하기 하여 하기하는 바와 같은 실험을 행하였다. 즉, 실시예2의 조건 중 냉각 및 가열과정을 5회로 하며 각 가열 및 냉각단계의 가열 및 냉각속도를 5℃/s로 고정한 경우에 대하여 각 가열 및 냉각 단계의 최대 및 최소온도차를 도 3에 도시한 바와 같이 변경하면서 얻어진 선재 조직의 페라이트 분율과 평균 페라이트 크기를 검토하였다.

도면에서 각 온도차는 최대온도와 최소온도차이며, 최소온도와 최대온도의 중간온도는 Ae3가 되도록 설정하였다. 즉, 도 3에서 최대온도와 최소온도의 차이가 50℃인 경우에는 시험은 가열과 냉각의 시점과 종점은 각각 Ae3-25℃와 Ae3+25℃가 되는 것이다. 도면에서 볼 수 있듯이, 상기 가열과 냉각의 온도차가 100℃ 이하 즉, Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 이내에서 냉각과 가열을 반복한 경우에는 모두 평균 페라이트 결정립 크기가 10㎛ 이하이며, 결정립 중 페라이트 분율이 63~68% 수준으로서 냉간압조에 적당한 조직을 가지고 있음을 확인할 수 있었다. 나머지 조직은 모두 펄라이트 콜로니 크기가 본 발명의 조건에 부합하는 펄라이트 조직임을 확인할 수 있었으며 마르텐사이트 등의 저온조직은 관찰되지 않았다.

그러나, 도 3에서 볼 수 있듯이 상기 가열과 냉각의 온도차가 100℃를 초과하는 경우에는 평균 페라이트 결정립 크기가 10㎛를 훨씬 초과한다는 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 냉각과 가열은 Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃의 온도범위에서 실시하여야 바람직하다는 것을 확인할 수 있었다.

가열 후 냉각속도의 영향 - 실시예4

상기 실시예2에서 냉각속도를 5℃/s로 정하고 가열 및 냉각의 반복회수를 5회로 한 경우에 대하여 약 500℃까지의 냉각속도의 영향을 관찰하고 그 결과를 표 2에 나타내었다.

평균 냉각 속도	열간 압연 및 반복 열처리 후 페라이트 크기	페라이트 비율 (%)	펄라이트 비율 (%)	베이나이트 /마르텐사이트 (%)	열간 압연 후 인장강 도 (MPa)	열간 압연 후 연신율 (%)	U-notch 충격 인성 (J/cm2)
평균 1.3 ℃/s	약 220㎛	58	42	0	511	12	113
평균 4.2 ℃/s	약 130㎛	57	43	0	524	17	131
평균 9.7 ℃/s	약 53㎛	60	40	0	563	19	163
평균 21 ℃/s	약 9㎛	68	32	0	556	37	375
평균 62 ℃/s	약 6㎛	69	28	3	720	21	120
평균 81 ℃/s	약 8㎛	65	12	23	865	13	96
평균 97 ℃/s	약 6㎛	62	2	36	881	9	23

상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 페라이트 결정립 크기가 10㎛ 를 훨씬 상회하여 본 발명에서 의도하는 연성과 충격인성이 우수한 비조질 강선재를 제조하기 어렵다. 이는 반복 열처리를 통하여 생성된 페라이트가 느린 냉각속도에 기인하여 다시 조대화 되기 때문에 인연성의 감소가 있게 된다.

따라서, 최종 냉각속도는 10℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 반대로 냉각속도가 50℃를 상회할 경우에는 페라이트 결정립 크기와 분율은 양호하나, 펄라이트의 분율이 급격히 저하되고 반대로 도 4(81℃/s의 경우임)에서 관찰된 바와 같이 저온조직인 베이나이트 또는 마르텐사이트 등이 생성되었다. 이는 냉각과정에서 이미 반복 열처리를 통하여 미세하게 생성된 페라이트를 제외한 오스테나이트가 냉각속도가 증가함에 따라 저온조직 생성의 경향이 증가하기 때문이며, 냉간단조용으로 적합하지 않은 인장강도와 낮은 인연성을 가지기 때문에 바람직하지 않은 것이다.

도 5에는 21℃/s의 냉각속도를 가지면서 본 발명에서 요구하는 바가 달성된 바람직한 미세조직을 나타내었다.

조성 및 제조공정의 영향 - 실시예5

통상 선재는 강도가 일정치 이하이며 충격인성이 우수할 경우에는 특별한 열처리 없이 그대로 냉간단조에 사용가능하나, 강도가 일정치 이상일 경우에는 구상화 열처리 등을 실시하여야 한다. 이러한 구상화 열처리 등의 기준이 되는 압연된 선재의 강도는 600MPa 정도로서 선재의 강도가 상기 강도 이하가 되어야 구상화 열처리나 연화열처리를 생략가능한 것이다.

이미 위에서도 설명하였듯이, 본 발명에서는 보다 바람직한 강선재의 조성으로 중량%로 탄소 : 0.3~0.4%, 실리콘 : 0.01~0.15%, 망간 : 1.0~2.0%, 인 : 0.035% 이하, 황 : 0.040% 이하를 포함하고 필요에 따라 물성을 개선하기 위하여 추가적인 합금원소를 포함하는 조성을 가진다. 그러나, 상기 조성예는 본 발명을 보다 용이하게 구현할 수 있는 한가지 예로서 상기 조성에 의할 경우 보다 유리한 효과를 거둘 수 있다는 것일 뿐 통상의 냉간압조용 강의 조성을 채택하여도 본 발명의 효과를 얻는데는 큰 제약이 없다.

이를 입증하기 위하여 하기 표 3에 기재된 조성(단위 : 중량%)의 빌레트를 표 4에 기재된 조건으로 가공하여 선재를 제조하였다. 표 3에서 알 수 있듯이, 조성례1과 조성례2는 조성이 본 발명의 보다 바람직한 조건에 부합한 경우를, 조성례3과 조성례4는 통상의 저탄소강 선재로서 Si의 함량이 본 발명에서 규정하는 경우보다 과다한 경우를, 그리고 조성례5는 비교를 위하여 종래 냉간압조용강으로 많이 사용되고 있는 조성을 대표한다. 조성례1 및 조성례2의 Ae3온도는 856℃ 였으며, 조성례3~4는 823℃ 및 조성례5의 Ae3온도는 849℃ 였다. 표 4에서 볼 수 있듯이, 조성례2와 조성례4에 대해서는 본 발명에서 규정하는 제조조건으로 선재를 제조하였으며, 나머지 조성례는 이를 벗어난 조건에서 선재로 제조되었다.

제조된 선재의 물성을 평가한 결과를 표 5에 나타내었다.

구분	C	Mn	Si	P	S	Nb	N	Ti
조성례1	0.35	1.98	0.12	0.013	0.013	0.028	0.0046	0.018
조성례2	0.35	1.98	0.12	0.013	0.013	0.028	0.0046	0.018
조성례3	0.40	1.10	0.5	0.030	0.025	-	0.0015	-
조성례4	0.40	1.10	0.5	0.030	0.025	-	0.0015	-
조성례5	0.37	0.20	0.70	0.030	0.025	-	-	-

구분	빌레트 가열 온도 (℃)	빌레트 가열 시간 (분)	가열~압연 냉각속도 (℃/s)	압연 온도 (℃)	반복 열처리 조건	냉각 속도 (℃/s)	냉각 종료 온도 (℃)	페라이트		펄라이트
								비율 (%)	평균크기 (㎛)	비율 (%)	평균 크기 (㎛)
조성례1	1082	85	14	1005	미 실시	12	501	38	36	62	23
조성례2	1077	63	15	931	5회 실시	27	489	67	8.7	33	15
조성례3	1034	72	11	999	미 실시	32	478	40	42	60	32
조성례4	1052	59	12	869	5회 실시	19	502	52	9	42	19
조성례5	1119	56	13	1002	미 실시	23	511	36	69	63	52

구분	압연 후 인장강도 (MPa)	압연 후 연신율 (%)	압연 후 충격인성 (J/cm2)	냉간 신선량 (%)	신선 후 인장강도 (MPa)	신선 후 연신율 (%)	신선 후 충격인성 (J/cm2)
조성례1	712	16	112	15	787	9	57
조성례2	547	39	382	15	576	27	265
조성례3	693	15	96	15	765	11	46
조성례4	596	26	165	15	663	16	95
조성례5	720	11	102	15	812	8	63

상기 표 5에서 확인할 수 있듯이, 조성례1은 본 발명에서 제안하는 유리한 조성조건을 충족하는 경우이나 이러한 경우라 하더라도, 본 발명에서 제안하는 바와 같이 반복 가열 및 냉각과정을 실시하지 않을 경우에는 선재의 인장강도가 열처리를 생략할 수 있을 정도까지 감소되지 않았으며, 충격인성도 112 J/cm²에 불과하여 그대로 냉간단조에 사용하기는 곤란하였다. 상기 조성례1의 조건으로 제조된 선재의 조직사진을 도 6에 나타내었는데, 도면에서 볼 수 있듯이, 매우 조대한 페라이트가 형성되어 있는 것을 확인할 수 있었다.

조성례2는 조성도 본 발명에서 제안하는 보다 유리한 값을 가지며, 또한 제조방법 또한 본 발명의 조건에 부합하는 조건을 적용한 경우이다. 이러한 경우 인장강도는 547MPa이며, 연신율도 39%에 달하고 충격인성도 가장 양호하여 열처리 실시없이 냉간단조에 사용하기에 매우 적합하였다.

상기 조성례1의 경우와 대비되는 경우로서 조성례4는 조성은 본 발명에서 제안하는 보다 유리한 조성 조건을 충족하지는 못하나 본 발명에서 제안하는 제조방법을 적용한 경우인데, 상기 조성례4의 결과는 비록 가장 유리한 조건인 조성례2의 결과에는 미치지 못하지만, 그대로 냉간압조에 사용될 수 있을 정도의 강도, 연신율 및 충격인성치를 나타내었다.

본 발명의 조성범위도 충족하지 못할 뿐만 아니라 제조조건 역시 본 발명의 조건에 부합하지 않은 조성례3 및 조성례5의 경우는 인장강도, 연신율 및 충격인성이 미흡하여 냉간단조에 직접사용하기에는 적합하지 않았다. 이들 강재들은 구상화 열처리 등의 열처리에 의하여 냉간단조 공정에 사용될 수 밖에 없다.

따라서, 본 발명의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

도 1은 본 발명의 제조패턴을 나타낸 모식도,

도 2는 본 발명의 일실시예에서 압연후 가열과 냉각을 반복하는 회수의 영향을 나타낸 그래프,

도 3은 가열과 냉각을 반복하는 구간에서 온도차의 영향을 나타내는 그래프,

도 4는 가열과 냉각을 반복 한 후 선재를 냉각할 때 냉각속도가 81℃/s 인 경우 선재의 내부조직을 관찰한 현미경 사진,

도 5는 가열과 냉각을 반복 한 후 선재를 냉각할 때 냉각속도가 21℃/s 인 경우 선재의 내부조직을 관찰한 현미경 사진, 그리고

도 6은 본 발명의 실시예5에서 조성례1의 열간압연 후 미세조직을 나타낸 것이다.

Claims (6)

1. Ae3+200℃ ~ Ae3+300℃로 강소재를 가열하는 단계; 상기 가열된 강소재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;

   상기 냉각된 강소재를 Ae3+50℃ ~ Ae3+100℃의 마무리 압연 종료온도범위에서 선재로 압연하는 단계;

   상기 압연된 선재를 Ae3-50℃ ~ Ae3+50℃ 온도 범위에서 가열과 냉각을 5회 이상 반복하는 단계; 및

   상기 가열과 냉각을 반복한 선재를 10~50℃/s의 범위로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법.
2. 제 1 항에 있어서, 상기 강소재를 가열하는 단계에서 가열시간은 30분~1시간 30분인 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법.
3. 제 1 항에 있어서, 상기 가열과 냉각을 반복하는 단계의 오스테나이트 온도 영역과 오스테나이트-페라이트 2상 온도 영역에서의 유지시간은 각각 20초 이하인 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법.
4. 제 1 항에 있어서, 상기 최종 냉각은 500℃ 이하의 온도까지 실시하는 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재의 제조방법.
5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항의 방법에 의해 제조된 강선재로서,

   내부 조직이 면적분율로 60~80% 페라이트와 20~40%의 펄라이트로 이루어지고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하이며 펄라이트 콜로니의 평균 크기가 20㎛ 이하인 내부조직을 가지는 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재.
6. 제 5 항에 있어서, 중량%로 탄소 : 0.3~0.4%, 실리콘 : 0.01~0.15%, 망간 : 1.0~2.0%, 인 : 0.035% 이하, 황 : 0.040% 이하를 포함하는 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 강도와 인연성이 우수한 비조질 강선재.

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