KR101115769B1 - 지연파괴저항성이 우수한 저항복비 고강도 강가공품 및 그제조방법 - Google Patents

지연파괴저항성이 우수한 저항복비 고강도 강가공품 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고강도 부품에 사용하기에 적합한 강도를 가지고 있으면서 그와 동시에 고강도 부품에서 흔히 발생되는 지연파괴에 대한 저항성이 높고 항복비가 낮은 강가공품의 제조방법과 이를 통해 얻어지는 강가공품에 관한 것이다.
이를 해결하기 위하여 본 발명은 중량%로, C : 0.30~0.70%, Si : 2.0~4.0%, Mn : 0.1~1.0%, P : 0.01% 이하, S : 0.01%이하, Se : 0.001~0.05%, Ti : 0.001~0.03%, B : 0.001~0.003%, Al : 0.002~0.01%, N : 0.004~0.008%, O : 0.005% 이하(0은 제외)를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, 상기 Ti, N, B 및 Al이 특정 관계식 1을 만족하고, Mn, Se 및 S가 특정 관계식 2를 만족하는 조성의 빌레트를 선재압연하는 단계, 상기 압연된 선재를 권취하는 단계, 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계, 상기 냉각된 선재를 흑연화 열처리하는 단계, 상기 흑연화 열처리한 선재를 냉간단조 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품으로 제조하는 단계, 상기 제조된 강가공품을 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강가공품을 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 단계, 상기 강가공품을 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120~Ms+180℃의 온도범위로 냉각하는 단계 및 상기 온도범위에서 등온열처리 하는 단계를 포함한다.
흑연화, 지연파괴 저항성, 냉간단조성, 피삭성, 저항복비

Description

지연파괴저항성이 우수한 저항복비 고강도 강가공품 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL HAVING EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND LOW YIELD RATIO AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 산업기계 또는 자동차 등의 기계부품에 이용하기 적합하며 냉간 단조성과 쾌삭성이 우수한 기계구조용 강재인 흑연강과 이를 제조하는 방법에 관한 것으로서, 고강도 부품에 사용하기에 적합한 강도를 가지고 있으면서 그와 동시에 고강도 부품에서 흔히 발생되는 지연파괴에 대한 저항성이 높고 항복비가 낮은 강가공품의 제조방법과 이를 통해 얻어지는 강가공품에 관한 것이다.
산업기계와 자동차 등에 이용되고 있는 기계부품들은 통상적으로 절삭공정이나 냉간단조공정 주 어느하나에 의해 그 부품이 가지고 있는 복잡한 형상으로 가공되게 된다. 그러나 절삭공정의 경우에는 원소재에 대하여 최종형상으로 가공하기 위해서는 가공량이 많아지고 그에 따른 부품손실이 커지고 생산비용이 과다해진다는 문제점을 가지고 있다. 그리고 냉간단조공정의 경우에는 절삭공정에 비하여 부품손실이 비교적 적고 간단한 공정을 통하여 실시될 수 있다는 장점이 있지만 부품 의 최종형상이 복잡할 경우에는 단조작업만으로는 그 복잡한 형상을 구현할 수 없다는 문제를 가지고 있다. 따라서, 냉간단조 작업에 의해 최종형상에 근접한 형상(Near net shape)으로 가공한 후 이를 복잡한 형상으로 최종 절삭가공하는 것이 소재절약, 생산비 감소 등의 측면에서 가장 적합하다. 이러한 냉간단조 후 절삭가공을 실시하기 위해서는 소재의 피삭성과 냉간단조성이 모두 겸비되어야 하는데, 통상의 강으로는 이러한 물성을 모두 만족시키지 못한다.
즉, 소재의 피삭성을 향상시키기 위해서 강중에 Pb, S, Bi 등의 피삭성 부여원소를 첨가한 쾌삭강을 쓸 수 있는데, 이러한 쾌삭강은 절삭작업시 표면조도, 칩처리성, 공구수명 등 강의 쾌삭성 측면에서는 아주 우수하나, 이를 이용하여 냉간단조작업할 경우에는 피삭성 향상원소들로 이루어진 개재물에 의해 야기된 크랙으로 인하여 미소 변형에도 소재에 균열이 발생되는 등 냉간단조성이 아주 열악하다.
또한, 이에 덧붙여 종래부터 피삭성 부여원소로 사용되던 Pb의 경우에는 절삭작업시 유독성 퓸(fume) 등의 유해 물질을 배출하므로 인체에 아주 해로운 원소이며 강재의 재활용에도 아주 불리하여, 이를 대체 하기 위하여 S, Bi, Te, Sn 등이 제안되었지만, Bi를 첨가한 강재는 제조시에 균열발생이 용이하여 생산이 매우 까다로운 문제가 있고, S, Te 및 Sn 등은 열간압연시 균열발생을 야기한다는 점에서 문제가 있다.
따라서, 종래의 피삭성 부여원소를 사용하는 쾌삭강은 냉간단조성이 아주 불리할 뿐만 아니라, 환경문제를 야기하고 생산효율이 낮다는 문제를 가지고 있어 냉간단조성과 피삭성을 겸비한 강소재로 사용하기 곤란하였다.
그리고, 냉간단조용강은 인성과 연성이 뛰어나 냉간단조작업시에는 소재에 균열이 거의 발생되지 않고 최종형상과 유사한 정도까지 단조작업에 의해서 가공하기에는 유리하나, 이후 절삭작업을 실시할 경우에는 칩(chip)처리성과 표면 조도 등의 피삭성이 아주 불량하여 사용이 곤란하다는 문제가 있다.
상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 제안된 강이 바로 흑연강이다. 흑연강은 내부에 미세 흑연립을 포함하는 탄소강으로서 충격인성과 연성이 양호하여 냉간단조성이 우수한 동시에, 내부의 미세 흑연립이 절삭시 크랙 공급원(source)이 되어 줌으로써 피삭성도 양호한 성질을 가지고 있는 강이다.
일본 특개소 50-096416호 공보에는 C(total) : 0.45~0.90, Si : 1.0~2.5%, Mn : 0.1~0.7%, S : 0.015%이하, Al, Ti 중 1 종 또는 2종을 0.015~0.1% 포함하고, 50개/mm2 이상의 분포로 존재하는 흑연 0.45~0.90%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어진 흑연 쾌삭강이 제안된 바 있다. 상기 발명은 냉간단조성 측면보다는 쾌삭성의 측면에서 제안된 것이나, 흑연계 쾌삭강에 대한 발명의 효시에 속하는 발명이라 할 수 있다. 그러나 상기 발명의 조성으로는 실리콘 농도는 2.3%를 넘지 않아야 하며 그에 따른 최소 흑연화 시간은 대략 10시간 정도가 필요하다는 것이 개시되어 있다. 그러나 수요가 공정을 생각해 볼 때, 쾌삭성을 부여하기 위하여 10 시간 정도 흑연화 열처리를 실시한다는 것은 공정상의 큰 부담이 되지 않을 수 없고, 이러한 부담으로 인하여 수요가에서 흑연강을 이용하여 절삭작업을 실시하는 것을 사실상 불가능하게 된다.
또한, 일본 특개평 6-212351호에는 상기 일본 특개소 50-096416호 공보에서 나타난 문제점인 흑연화 처리에 장시간이 소요된다는 점을 해결하기 위하여 비교적 단시간 열처리 하여 흑연화하는 흑연 쾌삭강의 제조방법을 개시하고 있다. 상기 공보에 개시된 기술은 흑연화 처리시간을 단축시키기 위하여 C : 0.3~1.0%, Si : 0.4~1.0%, Mn ; 0.3~1.0, P : 0.02%이하, S : 0.015~0.035, B : 0.001~0.004%, N : 0.002~0.008%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 열간압연직후의 강봉을, 그 열간압연 라인의 전후에 설치한 수냉각장치에 의해, 냉각개시온도를 Ac1 점 이하, 냉각종료온도를 Ms 점 이하, 평균냉각속도를 30℃/s~100℃/s 로 하여 냉각하고, 이후 자연냉각한 후, 이어서 가열온도 600~700℃에서 흑연화 처리하는 것을 특징으로 하고 있다. 이러한 기술은 마르텐사이트상의 특징인 격자왜곡을 이용하여 탄소가 흑연으로 석출되기 쉽게 하는 것을 그 기술적 요지로 하고 있는 것으로 흑연화 최소시간 12시간 흑연화율 최대 60%를 나타내는 종래예에 비하여 최소 9~12시간 이내에 100% 흑연화율에 도달시킬 수 있는 기술이었다.
그러나 상기 기술을 이용하더라도 흑연화에 필요한 시간은 최소 9시간으로 수요가가 공정에 적용하기는 곤란한 정도이어서 여전히 흑연화 시간 단축에 필요한 기술적 진보가 필요하였다.
흑연화 시간을 보다 단축하기 위한 기술로써 일본 특개 2000-063948호에는 중량％로，C :1.00초과~1.50％，Si:1.00~2.80％，Mn:0.01~2.00％，P :0.050％이하，S :0.10％이하，O :0.0050％이하， 및 N :0.020％이하를 함유하고，잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성이며， 흑연화 지수 CE가 1.30 이상인　주편 또는 슬라브를，850~1150℃의 범위내의 온도로 가열하고，열간 압연한 후，그리고 실온까지 냉각하여，이렇게 얻어진 열간 압연 강재를 ，600~1000℃의 범위내의 온도로 3hr 이하의 시간 가열한 후，공냉 하여, 상기 강재중에 평균 입경 1.0㎛ 이상의 흑연을 100개/mm2 이상 석출시키고，또한 금속 조직을 20％이상의 페라이트와 잔부 펄라이트로 이루어지거나 또는 페라이트만로 이루어진 조직으로 하며 브리넬 경도를 200 이하로 한 것을 특징으로 하는 쾌삭강 봉선재의 제조 방법에 관한 기술이 기재되어 있다. 상기 기술을 이용할 경우 흑연화에 필요한 시간을 최소 30분까지 단축할 수 있어 종래기술에 비해서는 흑연화 시간을 획기적으로 개선한 기술이라 할 수 있다. 그러나 상기 기술에 의할 경우에도 최소 30분 정도이며 대부분 1시간 이상인 흑연화 처리시간이 필요하므로 여전히 실제 가공공정에 적용하기는 곤란하였다.
또한, 흑연강을 제조하더라도 이러한 흑연강을 이용하여 냉간단조 및 절삭작업을 통하여 강가공품으로 제조한 후에는 강가공품의 요구사양에 맞는 강도를 부여할 필요가 있다. 특히, 상기 냉간단조 작업과 절삭작업을 겪은 흑연강으로 제조된 부품은 자동차 부품등의 고강도가 요구되는 부품에 사용되는 경우가 많은데, 상기 부품에 사용하기 위해서는 냉간단조 작업 및 절삭작업을 거친 후 적절한 열처리를 통하여 다시 강도를 상승시켜야 한다. 그러나, 고강도화가 되면 지연파괴저항성이 열화되는 문제가 있어 현재 공개된 기술만으로는 130kg/mm2 급 이상으로 사용하는 것이 불가능하다.
이는 종래의 열처리 방법으로 소재를 열처리할 경우에는 대부분 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase) 조직으로 되어, 입계에 Fe계 석출물이 분포하고 래스 마르텐사이트(lath martensite)의 모재에도 석출물들이 분포하는 것이 일반적인 특징이다. 그러나 결정입계 석출물들이 수소의 트랩 사이트(trap site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키기 때문에 지연파괴저항성이 저하되며 이로인해 소재의 고강도화를 달성할 수 없는 것으로 알려져 있다. 따라서 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직으로는 고강도화를 달성하는데 한계가 있는 것으로 받아들여지고 있다.
따라서, 지연파괴저항성의 저하없이 고강도화를 달성하기 위해서는 열처리후 결정입계에 분포하게 되는 Fe계 석출물들의 분포를 최대한으로 억제시키는 것이 가장 중요하다.
또한, 이와 더불어 가공된 강가공품의 항복비를 낮출 경우 자동차 소음저감에 매우 효과적으로 활용할 수 있어 지연파괴 저항성, 고강도 및 저항복비를 모두 겸비한 강가공품을 제조할 경우 다양한 용도로서 활용할 가치가 높으나 현재까지는 냉간단조작업 및 절삭가공 작업 중 1단계 이상의 단계를 수행하여 복잡한 형상으로 가공되는 부품중 이러한 성질을 모두 만족시키는 부품울 제조하는 기술은 현재까지 공지된 바가 없다.
본발명은 상기의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 쾌삭성을 부여하기 위해 첨가하는 Pb, Bi, S, Sn 등의 저융점 원소들을 첨가하지 않으면서 짧은 흑연화 시간을 통하여 이들과 유사한 쾌삭성질을 갖고 동시에 우수한 냉간가공성(또는 냉간단조성)을 확보할 수 있는 흑연강으로 부터 제조된 지연파괴저항성이 우수하고 저항복비를 갖춘 고강도 강가공품 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제조방법은, 중량%로, C : 0.30~0.70%, Si : 2.0~4.0%, Mn : 0.1~1.0%, P : 0.01% 이하, S : 0.01%이하, Se : 0.001~0.05%, Ti : 0.001~0.03%, B : 0.001~0.003%, Al : 0.002~0.01%, N : 0.004~0.008%, O : 0.005% 이하(0은 제외)를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, 상기 Ti, N, B 및 Al이 하기 관계식 1을 만족하고, Mn, Se 및 S가 하기 관계식 2를 만족하는 조성의 빌레트를 선재압연하는 단계, 상기 압연된 선재를 권취하는 단계, 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계, 상기 냉각된 선재를 흑연화 열처리하는 단계, 상기 흑연화 열처리한 선재를 냉간단조 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품으로 제조하는 단계, 상기 제조된 강가공품을 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강가공품을 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 단계, 상기 강가공품을 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120~Ms+180℃의 온도범위로 냉각하는 단계 및 상기 온도범위에서 등온열처리 하는 단계를 포함한다.
(단, 하기 관계식 1 및 관계식 2의 Ti, N, B, Al, Mn, Se 및 S는 각각 해당원소의 중량%를 의미한다.)
[관계식 1]
2.0≤(Ti+5B+Al)/N≤5.5
[관계식 2]
1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0
더욱 바람직하게는, 상기 강조성에 더하여 Ni : 0.05~1.0%, Cu : 0.01~0.5%, Ca : 0.0001~0.05%, Zr : 0.0005~0.008%, REM(Rare Earth Metal, 희토류금속) : 0.001~0.05%으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것이 좋다.
이때, 상기 조성의 빌레트를 선재압연하는 단계에서 마무리 압연 직후의 오스테나이트 결정립 입도가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다.
그리고, 상기 선재 마무리 압연은 840~900℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.
그리고, 상기 냉각단계 이후의 선재 내부조직 중 초석 페라이트의 분율이 10% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 압연된 선재를 권취하는 단계는 750~800℃의 온도범위에서 이루어지는 것이 바람직하다.
더하여, 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계는, 권취된 선재를 2.7~3.3℃/sec의 냉각속도로 650~690℃의 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다.
그리고, 상기 냉각된 선재를 흑연화 처리하는 단계는 Ac1-(60±30)℃ 사이의 온도 범위에서 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 선재를 흑연화 처리하는 단계로부터 제조된 흑연강의 내부에 포함된 흑연립의 평균크기가 15㎛ 이하인 것이 바람직하다.
그리고, 상기 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 강가공품을 가열한 후 유지하는 단계의 유지시간은 20분 이상인 것이 바람직하다.
여기서, 상기 등온 열처리하는 단계의 열처리 유지시간은 60분 이상인 것이 바람직하다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 또 다른 방법은, 중량%로, C : 0.30~0.70%, Si : 2.0~4.0%, Mn : 0.1~1.0%, P : 0.01% 이하, S : 0.01%이하, Se : 0.001~0.05%, Ti : 0.001~0.03%, B : 0.001~0.003%, Al : 0.002~0.01%, N : 0.004~0.008%, O : 0.005% 이하(0은 제외)를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, 상기 Ti, N, B 및 Al이 하기 관계식 1을 만족하고, Mn, Se 및 S가 하기 관계식 2를 만족하는 조성을 가지고 내부에 평균 크기가 15㎛ 이하인 흑연립을 포함하는 흑연강을 마련하는 단계, 상기 흑연강을 냉간단조 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품으로 제조하는 단계, 상기 제조된 강가공품을 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강가공품을 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 단계, 상기 강가공품을 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120~Ms+180℃의 온도범위로 냉각하는 단계 및 상기 온도범위에서 등온열처리 하는 단계를 포함하는 것이다.
(단, 하기 관계식 1 및 관계식 2의 Ti, N, B, Al, Mn, Se 및 S는 각각 해당원소의 중량%를 의미한다.)
[관계식 1]
2.0≤(Ti+5B+Al)/N≤5.5
[관계식 2]
1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0
이때, 상기 강조성에 더하여 Ni : 0.05~1.0%, Cu : 0.01~0.5%, Ca : 0.0001~0.05%, Zr : 0.0005~0.008%, REM(Rare Earth Metal, 희토류금속) : 0.001~0.05%으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
그리고, 상기 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 강가공품을 가열한 후 유지하는 단계의 유지시간은 20분 이상인 것이 바람직하다.
그리고, 상기 등온 열처리하는 단계의 열처리 유지시간은 60분 이상인 것이 바람직하다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강가공품은, 상기의 제조방법에 의하여 제조되고 내부조직이 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직을 가지는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품이다.
이때, 상기 강가공품 내부조직의 페라이트 중 초석 페라이트의 분율이 5~25%인 것이 바람직하다.
그리고, 상기 강가공품의 조직 중 잔류 오스테나이트의 분율이 10% 이상인 것이 바람직하다.
또한, 상기 잔류 오스테나이트 중 브라키 타입(blocky-type) 잔류 오스테나이트의 비율이 30~50%인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 '강가공품'이라는 용어는 선재를 일정형태로 절삭 및 냉간가공한 가공물을 의미하는 것으로, 본 발명의 강이 갖는 물리적 특성을 이용할 수 있는 용도에 적용되는 모든 강가공품을 포함한다. 또한, 본 발명에서 일컫는 '흑연강'이라 함은 내부에 미세한 흑연립이 분포된 강 및 이를 열처리하여 상기 강가공품화된 강을 의미한다.
본 발명의 발명자들은 상기와 같은 문제점을 해결하고 본 발명에서 목적하는 지연파괴저항성이 우수하고 항복비가 낮은 고강도 강가공품 및 이를 제조하는 방법 을 제공하기 위하여 다각도로 연구를 거듭한 결과, 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직에서 상기 페라이트 중 초석 페라이트의 존재유무에 따라 임계 지연파괴강도가 변화하고, 잔류 오스테나이트 중 브라키타입의 잔류오스테나이트 상분율이 일정범위로 되면 기타 기계적인 물성과 강도, 항복비(저항복비)가 향상될 수 있다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다. 즉, 본 발명에서는 인장하중이 가해지는 초기에는 연한 조직인 초석 페라이트가 우선적으로 변형을 시작하고 임계 변형량 이후부터는 잔류오스테나이트의 소성유기변태를 적절히 유도함으로써 고강도와 저항복비를 달성하는 것이다. 상기의 관점에서 본 발명에서 사용된 강의 조건과 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
[강의 조성]
본 발명에서 합금원소를 제한하는 이유는 다음과 같다.
탄소(C): 0.3~0.7중량%
탄소는 흑연상 형성하기 위해서 필수적인 원소이며, 이후 기계 부품의 강도를 확보하기 위해서 중요한 원소이지만 함유량이 0.3중량%이하에서는 그 효과가 적고 페라이트(초석 페라이트 포함)+잔류 오스테나이트 복합조직강 제조를 위한 열처리시 강도 확보 및 페라이트 조직분율을 제어하기 어렵기 때문이며, 0.7중량% 이상에서는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 오히려 열처리후 적정 단면 감소율, 연신율 및 충격인성 등의 물성이 저하되며, 또한 선재제조시 편석 및 표면흠 발생, 가열로 장입시 표면탈탄 심화, 열처리후 소재의 영구변형성 및 정적 피로특성과 미세복합 조직의 형상 및 크기 등에 영향을 미치기 때문에 0.3~0.7중량%의 범위로 한정한다.
실리콘(Si): 2.0~4.0중량%
실리콘은 용강제조시 탈산제로서 필요한 성분이며 강중의 철탄화물(세멘타이트)를 불안정하게 하여 탄소가 흑연으로 석출될 수 있도록 하는 원소이다. 더구나 실리콘은 강도를 향상시키는 성분이기 때문에 적극적으로 첨가한다. 2.0중량%이하에서는 그 효과가 미흡하며 페라이트 변태후 잔류 오스테나이트의 기계적 및 열적 안정성이 저하되어 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 확보와 적정 잔류 오스테나이트양을 확보하기 어려우며, 또한 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 실리콘을 4.0중량% 이상 첨가하여도 흑연화 촉진의 효과는 포화되며 액상이 발생하는 온도영역이 낮아져 열간압연시 적정 온도영역이 좁아지고, 소입성, 미세조직, 충격인성, 피로특성 등을 열화시키기 때문에 2.0~4.0중량%의 범위로 한정하였다.
망간(Mn): 0.1~1.0중량%
망간은 강재의 강도를 확보하는 유효한 원소이며 용강제조시 탈산제로서도 유용한 원소이다. 또한 S와 결합하여 MnS를 형성하여 절삭성 향상에 기여한다. 그러나 함유량이 0.1중량%이하에서는 강도향상 효과가 적고 1.0중량%이상에서는 인성 이 열화되는 문제점이 있어 0.1~1.0중량%의 범위로 한정하였다.
인(P) : 0.01중량% 이하
인은 흑연화를 저해할 뿐만 아니라 소입처리시 오스테나이트 입계에 편석하여 입계 강도를 저하시켜 소입균열의 발생이 용이하기 때문에 0.01중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.01중량%이하
황은 MnS를 형성하여 절삭시 칩처리성(chip breaking) 향상시켜 피삭성을 향상시키고 특히 흑연화의 핵으로 작용하여 흑연화를 촉진하지만, 그 첨가량이 0.01중량%이상이면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 다량첨가시 오히려 흑연화를 지연시키며 강의 인성을 급격하게 저하시켜서 냉간단조성에 악영향을 미치기 때문에 상한을 0.01중량%로 제한하였다.
셀레늄(Se) : 0.001~0.05중량%
셀레늄은 망간과 결합하여 MnSe를 형성하는 것에 의해 칩브레이크성(chip breaking)을 개선한다. 동시에 MnSe은 흑연화 핵으로 작용하여 흑연화를 촉진시킴으로서 피삭성을 개선키는 원소이다. 이러한 효과는 0.001중량%이하에서는 미흡하며 0.05중량% 이상에서는 그 효과가 포화되기 때문에 0.001~0.05중량%의 범위로 한정하였다.
티타늄(Ti): 0.001~0.03중량%
티타늄은 강중에 질소와 결합하여 TiN을 형성하여 세멘타이트를 불안정하게 하고 동시에 흑연이 핵생성되는 자리가 되어 흑연화를 촉진시킨다. 또 탈산제로서도 유효하게 작용하기 때문에 적극적으로 첨가한다. 상기의 유용한 효과를 얻기 위해서는 0.001중량% 이상을 첨가하여야 한다. 그러나, 0.03중량%이상에서는 오히려 흑연화를 방해하기 때문에 0.001~0.03중량%의 범위로 한정하였다.
붕소(B):0.001~0.003중량%
보론은 N과 결합하여 BN을 형성하고 세멘타이트의 안정화를 방해하면서 흑연의 결정 핵으로서 작용하여 흑연화를 촉진시키며 동시에 소입성을 향상시키기 때문에 적극적으로 첨가하는 원소이다. 0.001중량%이하에서는 그 첨가효과가 미흡하여 0.001중량% 이상 첨가할 필요가 있으며, 반대로 0.003중량% 이상 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대할 수 없으며 동시에 입계에 보론계 질화물의 석출로 인해 입계강도를 저하시켜서 열간가공성을 저하시키기 때문에 첨가범위를 0.001~0.003중량%로 한정하였다.
알루미늄(Al): 0.002~0.03중량%
알루미늄은 강력한 탈산원소로서 탈산에 기여할 뿐만 아니라 흑연화를 촉진시키는 유용한 원소이다. 흑연화 열처리시 세멘타이트의 분해를 촉진하는 것과 동 시에 질소와 결합하여 AlN을 형성함으로서 세멘타이트의 안정화를 방해하는 작용을 한다. 또한 알루미늄 첨가에 의해 강중에 생성되는 알루미늄 산화물은 BN의 석출핵이 되기도 하고 흑연의 결정화를 촉진시키는 점에서도 효과적이다. 본 발명에서는 알루미늄을 적극적으로 첨가하지만 함유량이 0.002중량% 이하이면 그 첨가효과를 기대하기 어렵고 0.03중량%이상에서는 흑연화 촉진작용이 포화되며 열간변형성을 현저하게 저하되는 문제점이 있어 0.002~0.03중량%의 범위로 제한한다.
질소(N): 0.004~0.008 중량%
질소는 티타늄 및 보론, 알루미늄과 결합하여 질화물들을 형성하고 이것들을 핵으로 하여 흑연의 결정화를 촉진시키기 때문에 적극적으로 첨가한다. 한편 흑연화 촉진에 유효한 질화물들을 형성하기 위해서는 화학양론적으로 티타늄 및 보론, 알루미늄과 거의 비슷한 당량으로 첨가하는 것이 바람직하나 이러한 질화물들을 균일하게 미세분산시키기 위해서는 화학당량보다도 조금 높게 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 질소는 동적인 변형시효에 의해 칩처리성을 개선하기 때문에 조금 과다하게 첨가하는 것이 유리하다. 이러한 이유로 0.004중량%이상 첨가하는 것이 필요하지만 0.008중량%이상 첨가할 경우 그 효과가 포화되기 때문에 0.004~0.008중량%로 한정하였다.
산소(O):0.005중량%이하(0은 제외)
본 발명에 있어서 산소의 역할은 중요하다. 산소는 알루미늄과 결합하여 산 화물을 형성한다. 이러한 산화물의 생성은 알루미늄의 유효농도를 감소시키게 된다. 그 결과 흑연의 결정화에 유용한 AlN의 생성량이 감소되며 따라서 실질적으로는 흑연화 작용을 방해하는 결과를 유발한다. 또한, 다량의 산소가 함유됨으로써 형성되는 알루미나 산화물은 절삭시 절삭공구를 손상시키기 때문에 피삭성의 저하를 초래한다. 이러한 이유로 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 산소를 너무 낮게 관리할 경우 제강공정의 정련부하를 야기하고, 0.005중량% 까지는 상기한 산소에 의해 유발되는 문제점이 그리 크지 않기 때문에 그 상한을 0.005중량%이하로 제한하였다.
상기에서 볼 수 있듯이, 흑연화를 촉진시키기 위해서는 우선, 흑연화에 필요한 탄소원(source)를 강중에 충분히 유지시키고, 세멘타이트를 불안정화 하여 세멘타이트 중 탄소가 쉽게 강중으로 확산될 수 있도록 하며, 확산된 산소가 강중에 존재하는 불균일(non-homogeneous) 핵생성 장소인 다양한 종류의 질화물 또는 화합물상 개재물에 흑연상으로 성장할 수 있어야 한다.
그러나, 상기의 조성만으로는 흑연화에 필요한 핵생성 장소를 충분히 제공할 수 없으며, 상기 조성에 의하여 생성된 질화물계 또는 유화물계 개재물들이 효과적으로 강중에 다량 미세 분산되어야 충분한 핵생성 장소를 공급할 수 있으며, 그에 따라 흑연화 시간이 획기적으로 단축되고 미세한 흑연이 생성될 수 있다.
본 발명에서는 흑연립 미세화 및 흑연화 시간을 현저하게 단축하기 위하여 합금원소간의 구성비를 비는 2.0≤(Ti+5B+2Al)/N≤5.5, 1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0로 한정하는데, 그 이유는 다음과 같다.
(Ti+5B+Al)/N비는 2.0≤(Ti+5B+Al)/N≤5.5인 것이 바람직하다.
(Ti+5B+Al)/N비가 2.0 미만일 경우에는 Ti, B, Al 양이 부족하여 흑연립의 핵생성에 기여하는 TiN 및 BN석출물의 갯수가 부족해지며, (Ti+5B+Al)/N비 5.5를 초과할 경우에는 Ti, B, Al은 충분하나 질소의 양이 부족하므로 더 이상 흑연립 핵생성에 필요한 TiN 및 BN, AlN의 석출물 개수가 증가되지 않고, 오히려 과잉질소로 인하여 모재에 고용되는 질소량이 증가하여 흑연화 속도에 악영향을 미친다.
(Mn/5+Se)/5S 값은 1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0 가 바람직하다.
(Mn/5+Se)/5S 값이 1.0 미만일 경우에는 흑연립의 핵생성에 기여하는 MnSe 석출물 및 피삭성에 유효한 MnS 개재물의 갯수가 부족해지며, (Mn/5+Se)/5S 비 3.0초과에서는 흑연립 핵생성에 필요한 MnSe 석출물 및 MnS의 석출물 개수가 포화될 뿐만 아니라 모재에 고용되는 황량이 증가하여 입계편석을 오히려 초래하여 기계적 성질에 악영향을 미친다.
상기와 같은 조성에, 니켈 0.05~1.0중량%, 구리 0.01~0.05중량%, 칼슘 0.0001~0.05중량%, 지르코늄 : 0.0005~0.008중량%, 희토류 금속 : 0.001~0.05중량% 으로 이루어진 그룹중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 첨가하는데, 그 성분 제한 이유를 설명한다.
니켈(Ni): 0.05~1.0중량%
니켈은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 니켈의 함량이 0.05%미만에서는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며 니켈의 함량이 1.0%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 영향을 미치기 때문에 0.05~1.0%로 한정하였다.
구리(Cu):0.01~0.5중량%
구리는 세멘타이트를 불안정하게 하여 흑연화의 촉진에 유효하므로 피삭성을 개선을 할 뿐만 아니라 강의 소입성 향상 작용과 석출강화 작용에 의하여 강의 소입소려시에 강도를 상승시키는 효과도 가지고 있다. 또한, 구리 첨가시에는 강의 부식저항을 개선시킬 수 있다. 0.01중량%미만에서는 흑연화 촉진 및 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.5중량%를 초과할 경우에는 그 개선효과가 포화되고 입계 편석시 녹는점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되 기 때문에 0.01~0.5중량%로 제한하였다.
칼슘(Ca) : 0.0001~0.05중량%
칼슘은 본 발명의 강의 조성에서는 Ca-Al계 산화물을 형성하고 이것이 흑연화의 핵으로서 작용하여 흑연화를 촉진하는 것에 의해 피삭성을 개선한다. 이와 같은 작용은 0.0001중량%이하에서는 그 효과가 미흡하며 0.05중량%이상에서는 조대한 산화물계 비금속 개재물이 다량 발생하여 기계부품의 피로강도를 저하시키기 때문에 0.0001~0.05중량%의 범위로 한정하였다.
지르코늄(Zr) : 0.0005~0.008중량%
지르코늄은 CaO와 Ti2O3등의 산화물과 MnS 황화물을 미세하게 분산시킨다. 이러한 산화물과 황화물들은 흑연의 석출자리로 역할을 하여 흑연립을 미세하게 분산시킨다는지 흑연화 소요시간을 단축시키는데 효과적이다. 단 지르코늄의 첨가량이 0.0005중량%미만에서는 그 효과가 미흡하며 0.008중량%이상에서는 조대한 Zr계 황화물 및 탄질화물을 형성하여 Zr에 의한 산화물의 미세화 효과가 감소할 뿐만 아니라 파괴인성을 열화시키기 때문에 0.0005~0.008중량%의 범위로 한정하였다.
희토류금속(REM) : 0.001~0.05중량%
희토류금속은 강의 열간가공성을 개선하는 것과 흑연화를 가일층 촉진시키는 목적으로 첨가한다. 이와 같은 작용은 La, Ce등의 사용하는 것이 유용하지만 그 함 량이 0.001중량%이하에서는 그 효과가 미흡하기 때문이며, 0.05중량%이상에서는 그 효과가 포화되기 때문에 0.001~0.05중량%의 범위로 한정하였다.
[제조공정]
본 발명에서는 선재를 제조하고 이를 흑연화 한 후 냉간성형 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품을 만들고, 이 강가공품을 지연파괴저항성이 우수한 강가공품로 제조하기 위하여 열처리한다. 이하, 각 제조단계별 본 발명의 특징을 설명한다.
[선재의 제조방법]
본 발명에서는 블룸을 빌레트 압연하여 얻거나 또는 바로 주조하여 얻은 빌레트를 선재압연하고 냉각하여 얻은 다음, 이 선재를 적정 선경으로 신선한다. 신선가공전후에 흑연화 열처리를 행한다.
본 발명에서는 상기한 강성분계를 갖고, 구상 오스테나이트의 결정입도가 30㎛ 이하인 선재를 이용한다. 선재의 구상 오스테나이트 결정입도 30㎛를 초과할 경우에는 퍼얼라이트 변태후 퍼얼라이트를 구성하는 세멘타이트의 크기 및 두께가 너무 커고 두꺼워져서 흑연화 속도를 저하시키는 문제점이 있고 흑연화후 흑연립의 크기가 조대해져 냉간단조성 및 피삭성에 악영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.
한편, 구상 오스테나이트의 결정입도 30㎛ 이하인 선재를 제조하기 위한 선재압연은 870±30℃ 온도범위에서 행한다. 이는 900℃ 이상에서는 제어압연효과가 미흡하여 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 얻기 힘들기 때문이며 840℃이하에서는 그 효과가 포화되고 표면흠 발생이 용이해지고 선재 편경차 제어가 어려워지며 압연부하가 증가되는 관계로 작업성이 떨어지기 때문에 바람직하지 않다.
또한, 본 발명에서는 선재 냉각후 초석 페라이트 조직분율이 10% 이하인 선재를 이용한다. 선재 냉각후 초석 페라이트 조직분율이 10%를 초과할 경우에는 흑연화시 흑연립의 분포가 불균질해지고 흑연립의 조대화를 초래할 수 있으며 냉간단조성 및 피삭성에 악영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다. 페라이트 영역내에는 탄소함량이 매우 낮아 흑연화시 흑연립 형성에 필요한 탄소가 부족하여 페라이트에서는 거의 흑연화가 이루어지지 않기 때문에 10%이하로 반드시 제한하여야 한다.
한편, 초석 페라이트 조직분율이 10% 이하인 선재를 제조하기 위한 선재 제어냉각은 압연후 그 다음으로 선재를 권취하는데 이때의 권취온도는 750~800℃로 하는 것이 바람직하다. 권취온도는 선재압연직후 냉각수분사에 의해 확보한다. 권취온도가 750℃미만의 경우에는 저온권취에 따른 권취불량이 발생할 가능성이 높기 때문이다. 권취온도가 800℃초과의 경우에는 초석 페라이트 분율 제어가 어렵다.
권취한 선재를 냉각하는데, 670±20℃까지 3.0±0.3℃/sec로 냉각시킨다. 냉각온도와 냉각속도의 조건설정은 선재집적상태 즉 겹침부, 비겹침부위의 냉각정도의 차이를 고려한 것이다. 즉, 선재코일은 냉각대에서 냉각될 때, 중심으로부터 외측으로 순서대로, 비겹침부, 중간 겹침부 및 겹침부로 나뉘어 질 수 있는데, 선재의 겹침정도가 클수록 상호 보온 효과에 의하여 냉각속도가 감소되어, 겹침정도가 큰 겹침부에서는 냉각속도가 크고 겹침정도가 작은 중심부는 냉각속도가 작게 되는데, 이러한 냉각속도의 차이는 전체 냉각속도를 크게할 수록 그 경향이 두드러진다. 상기와 같은 냉각속도의 차이는 코일 부위별 재질 편차 즉, 인장강도의 편차로 나타나게 되어 유리하지 못하다. 따라서 본 발명에서는 충분한 냉각효과를 누리면서 부위별 재질편차가 나타나지 않는 냉각속도 범위로서 3.0±0.3℃/sec 사이의 범위를 설정하였다.
냉각온도가 690℃ 보다 높은 경우에는 초석 페라이트 생성율이 증가하며, 650℃미만의 경우에는 퍼얼라이트 변태율이 감소한다. 또한, 냉각속도가 3.3℃/sec 보다 빠를 경우 저온조직(마르텐사이트 또는 베이나이트)이 생성되기 때문이며, 2.7℃/sec 보다 느릴 경우 초석 페라이트 상분율이 증가하기 때문에 바람직하지 않다.
[흑연화 공정]
이후, 본 발명에서는 상기와 같이 구상 오스테나이트 결정입도 및 초석 페라이트 분율을 갖는 선재를 냉각과정 동안 또는 신선가공전후에 흑연화열처리한다. 흑연화열처리는 Ac1-(60±30℃)에서 한다. 이 온도범위는 흑연화 속도가 빠른 온도이며 그중 Ac1-60℃ 온도에서 가장 빠른 흑연화 거동을 보인다. 흑연화 열처리 온도가 Ac1-90℃ 미만일 경우에는는 흑연화 속도가 매우 느려지는 온도구간으로 생산성 확보에 문제점이 있으며, Ac1-30℃초과의 온도에서는 흑연화 열처리 시간이 길어지며 오스테나이트상이 석출하여 오히려 흑연립이 재고용될 가능성이 높다.
상기와 같은 선재압연공정과 흑연화 공정을 거친 선재 내부에 존재하는 흑연립은 그 크기가 15㎛ 이하가 된다. 흑연립 크기가 15㎛ 보다 커지면 냉간단조성 및 피삭성에 유해한 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.
[강가공품 가공공정]
상기와 같은 흑연화 처리를 겪은 흑연강은 이후 냉간단조작업 및 절삭작업 중 1단계 이상의 단계를 통하여 원하는 형상의 강가공품으로 가공된다. 상기와 같은 강가공품 가공공정은 흑연강이 가지는 우수한 냉간단조성 및 피삭성으로 인하여 통상의 냉간단조작업 및 절삭작업을 통하여 수행가능하다.
[복합조직 열처리공정]
상기 냉간단조작업 및 절삭작업 중 1단계 이상의 단계를 겪은 강가공품은 형상은 원하는 최종형상을 가지고 있으나 고강도 부품으로 사용되기에는 그 강도가 약하다. 따라서 상기 강가공품을 열처리하여 목적하는 미세조직을 확보할 필요가 있다.
상술하였듯이 본 발명의 발명자들은 강가공품의 최종조직을 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직으로 하고, 이때 얻어진 복합조직내의 복합상 분율을 적절히 제어하는 것을 이용하여 강도를 향상시키면서도 저항복비와 지연파괴저항성을 확보할 수 있는 주요한 수단으로 삼고 있다. 즉, 본 발명에 의하여 제조되는 강가공품의 내부조직은 페라이트 + 잔류 오스테나이트로 이루어져 있다.
또한 최종적으로 얻어진 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조 직은 총 잔류 오스테나이트 분율이 10% 이상이면서 잔류 오스테나이트 중 브라키 타입(blocky type)의 상비율이 30~50%를 갖도록 하는 것이 본 발명의 목적을 달성하는데 바람직하다. 여기서 브라키 타입이라 함은 괴상형태이면서 횡축과 종축의 비(aspect ratio)가 0.5 이상이 되는 형상을 가진 타입을 말한다.
상기 잔류 오스테나이트 분율이 10% 미만일 경우에는 인장강도가 낮아져서 항복비가 감소하기 때문에 총 잔류 오스테나이트 분율을 10% 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중 브라키 타입의 비율이 30% 미만일 경우에는 페라이트내의 탄소고용한계로 인하여 잔류 오스테나이트내의 탄소농도가 높아져서 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하게 되고, 이로 인해 인장변형 초기에 잔류 오스테나이트의 소성유기 변태를 유도할 수 없어 저항복비를 실현할 수 없기 때문이다. 그리고, 상기 브라키 타입의 비율이 50% 보다 많아지는 경우에는 저항복비를 확보하는데는 문제가 없으나 연신율 및 단면감소율, 충격인성이 급격하게 저하되기 때문에 바람직하지 않다.
또한, 상기 복합조직 중 이상역 페라이트(즉, 초석 페라이트) 분율은 5~25% 의 범위로 포함되는 것이 바람직한데 그 이유는 하기와 같다.
상기 내부조직에 포함된 초석 페라이트는 오스테나이트 결정입계를 불연속화 시켜 상기 입계에 석출되는 Fe 석출물외의 Mo, Ti, V, Nb 등의 석출물이 연속적으로 분포할 수 없도록 하는 기능을 수행하며, P, S 등의 불순물 원소의 편석의 저감을 위해 필요한 조직으로서 적절한 분율로 존재하여야 하는데, 초석 페라이트 조직분율이 5% 이하가 되면 지연파괴저항성을 개선하기 위한 오스테나이트의 결정입계 불연속화에 요구되는 초석 페라이트량이 매우 적어 그 개선효과가 미흡하며, 25% 이상에서는 과다한 초석 페라이트 분율에 의해 인장강도가 저하되는 문제점이 있으며, 또한 이상역을 경과하는 동안 오스테나이트의 탄소농도가 증가하게 되어 이후 냉각된 조직이 저항복비에 유효한 이상적 복합조직이 되기 어렵기 때문이다. 보다 바람직한 초석 페라이트 분율은 10~15% 범위이다. 이는 최종 복합조직에서 저항복비를 구현하는 동시에 고강도, 고연신율 및 균일 페라이트 분포등으로 인하여 지연파괴저항성을 더욱 더 향상시킬수 있는 범위이기 때문이다.
상기와 같은 복합조직은 오스테나이트의 단상역에서 저온까지 강을 급냉하여 초석 페라이트가 일부 형성되고 나머지는 저온 변태 페라이트와 잔류 오스테나이트가 되도록 함으로써 얻어질 수 있다.
상기 조직을 얻기 위한 열처리조건을 보다 구체적으로 살펴보면, 먼저 강가공물을 Ac3 변태점이상으로 가열할 필요가 있다. Ac3 변태점은 가열시 강이 페라이트와 오스테나이트의 이상역에서 오스테나이트 단상역으로 바뀌는 온도경계로서 상기 변태점 이하로 가열하면 초석 페라이트가 생성되어 오스테나이트 단상을 확보하기 어려워 이후 페라이트와 오스테나이트로 이루어진 복합조직 제조시 조직의 불균일을 초래할 수 있다. 상기 가열온도는 1150℃ 이하의 온도로 하는 것이 바람직한데, 이 온도보다 높은 온도로 가열할 경우에는 소재의 표면탈탄이 일어날 뿐만 아니라 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 최종제품의 품질특성(기계적성질, 응력이완성, 표면흠, 정적 피로 특성 등)이 악화되기 때문이다. 상기 열처리시 목표하는 오스테나이트 단상이 얻어지도록 충분히 가열할 필요가 있는데, 20분 이상 가열하면 원하는 상변태를 완료할 수 있다.
상기와 같은 가열공정 이후, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120℃~Ms+180℃의 온도범위까지 급냉할 필요가 있다. 상기 급냉후 항온변태가 일어나도록 상기 온도범위에서 60분이상 등온열처리를 할 필요가 있다. 여기서 상기 Ms는 강의 마르텐사이트 변태가 시작되는 온도를 의미한다.
상기 항온변태 온도가 Ms+120℃ 미만일 경우에는 항온 변태시 복합조직을 구성하고 있는 잔류 오스테나이트의 양, 크기 및 형상에 영향을 미쳐 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하게 되어 항복강도가 증가하기 때문에 바람직하지 않으며, 또한 Ms+180℃를 초과하는 경우에는 퍼얼라이트 변태가 발생하여 본 발명에서 추구하는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직을 확보하기가 어렵기 때문이다.
상기 과정을 통해 조성되는 강은 그 미세조직이 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직으로서 강도, 항복비, 지연파괴 저항성 뿐만 아니라, 연신율, 단면 감소율 및 충격인성과 같은 기타의 기계적 성질도 우수한 강이다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
[실시예]
표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 시료로 하여 중량 50kg인 빌레트 형상의 잉고트로 주조후 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연하여 선재를 제조하였다. 이때 마무리온도는 840-900℃로 하여 열간압연후 공냉하였다. 압연비는 80% 이상으로 하였다.
강종 C,
wt%		 Si,
wt%		 Mn,
wt%		 S,
wt%		 P,
wt%		 Ti,
wt%		 B,
ppm		 Al,
wt%		 Se,
wt%		 N,
ppm		 O,
ppm		 Ni,
wt%		 Cu,
wt%		 Ca,
wt%		 Zr,
ppm		 REM,
ppm
발

명

강		 1 0.51 3.1 0.51 0.008 0.011 0.007 20 0.005 0.004 60 20 0.1
2 0.52 3.1 0.40 0.009 0.015 0.004 10 0.004 0.003 55 21 0.1 0.05
3 0.50 3.0 0.48 0.007 0.009 0.010 21 0.005 0.002 56 19 0.01
4 0.49 2.9 0.55 0.009 0.008 0.010 20 0.003 0.010 60 24 10
5 0.53 3.2 0.53 0.008 0.009 0.009 30 0.005 0.004 65 22 10
6 0.7 3.1 0.48 0.007 0.008 0.004 13 0.003 0.002 75 17 0.09 0.04
7 0.31 3.2 0.51 0.008 0.011 0.010 26 0.004 0.002 66 29 0.16 0.06
8 0.53 4.0 0.55 0.009 0.009 0.003 17 0.004 0.005 60 23 0.20 0.09
9 0.49 2.8 1.00 0.008 0.015 0.011 29 0.015 0.005 55 30 0.25 0.11
10 0.66 2.05 0.44 0.009 0.009 0.003 20 0.010 0.006 80 40 0.54 0.21
비
교
강		 1 0.51 3.0 0.51 0.008 0.011 0.001 10 0.003 0.004 65 19 0.13
2 0.52 3.1 0.48 0.009 0.008 0.010 20 0.005 0.002 40 23 0.12 0.04
3 0.50 3.0 0.22 0.007 0.130 0.004 10 0.004 0.001 55 17 0.02
4 0.49 2.9 0.71 0.009 0.009 0.003 17 0.004 0.021 60 21 20
5 0.53 3.2 0.19 0.008 0.129 0.001 10 0.003 0.001 65 20 10
6 0.8 3.1 0.70 0.007 0.009 0.010 20 0.005 0.019 40 28 0.21 0.10
7 0.31 3.2 0.69 0.008 0.009 0.001 10 0.003 0.020 65 15 0.51 0.23
8 0.53 4.0 0.20 0.009 0.131 0.010 20 0.005 0.001 40 34 0.24
9 0.49 1.5 0.52 0.008 0.015 0.011 15 0.015 30 25
10 0.66 2.5 0.44 0.009 0.009 0.044 21 0.03 100 32

발명강들 및 비교강들의 흑연화 열처리는 750℃에서 흑연화가 완료될 때까지 유지후 공냉하였다. 각각의 선재 조직이 흑연립 크기에 미치는 효과를 살펴보기 위하여 흑연화전 선재조직에 대하여 화상분석기(image analyzer)를 이용하여 시편당 300mm2의 면적에 대하여 초석 페라이트 면적분율에 대한 분석을 실시하였다. 상기 초석 페라이트 면적분율 분석결과와 상기 관계식 1 및 관계식 2의 계산결과를 표 2에 정리하였다. 또한, KS규격(KS D 0205)에 의하여 발명강과 시험강의 오스테나이트 결정입도를 측정하고 그 결과를 역시 표 1에 나타내었다.
강종 관계식 1 관계식 2 오스테나이트
평균결정입도(㎛)		 열간압연후 미세조직내의 초석 페라이트 분율(%)
(Ti+5B+Al)/N (Mn/5+Se)/5S
발명강 1 4.5 1.9 25 5
발명강 2 3.1 1.1 15 4
발명강 3 5.5 2.2 20 5
발명강 4 4.3 3.0 30 4
발명강 5 5.4 2.4 25 4
발명강 6 2.1 2.5 15 0
발명강 7 4.1 1.9 30 10
발명강 8 5.2 2.6 25 9
발명강 9 3.3 2.7 15 3
발명강 10 4.1 2.1 20 0
비교강 1 1.4 1.9 40 35
비교강 2 6.5 2.5 55 25
비교강 3 3.1 0.6 45 32
비교강 4 5.2 3.6 40 21
비교강 5 1.4 0.6 50 26
비교강 6 6.5 3.6 45 23
비교강 7 1.4 3.6 50 30
비교강 8 6.5 0.6 40 24
비교강 9 11.2 - 45 20
비교강 10 8.4 - 40 22

상기 흑연화 열처리를 통하여 제조된 흑연강의 성능을 피삭성과 냉간단조성의 관점에서 확인하기 위하여 하기의 실험을 행하였다.
냉간단조성은 직경 19mm x 높이 25mm으로 제조된 시험편을 이용하여 상온 압 축시 균열이 발생할 때까지의 임계 체적 변화율을 임계 냉간단조율의 평가기준으로 하였다. 이때 임계 냉간단조율은 10회 실시하여 최대 최소값을 제외한 나머지를 평균값으로 평가하였다.
피삭성 시험에는 자동선반이 이용되었으며, 칩처리성과 공구수명으로 흑연강의 피삭성을 판정하였다. 칩처리성의 판정방법으로 칩의 분단정도를 사용하였는데 칩이 2권 이하에서 분단할 경우 우수, 3~6권에서 분단될 경우 보통, 7권이상일 경우 불량으로 판정하였다. 공구수명의 시험은 하이스 공구에서 절삭속도 150m/min, 0.20mm/rev에서 절삭유를 사용하는 환경에서 절삭시 다이스 팁 선단에서 용선되어 절삭불능이 되는 시점까지의 시간을 측정하여 공구수명으로 하였다.
상기, 흑연화 시간, 흑연강 내부조직, 냉간단조성 및 쾌삭성 시험결과를 표 3에 나타내었다. 흑연강 내부조직도 초석 페라이트 분율분석과 동일하게 화상분석기(image analyzer)를 이용하여 시편당 300mm2의 면적에 대하여 분석을 실시하였다.
구분 흑연화 특성 냉간단조성 피삭성
흑연화시간
(min)		 흑연상 분율
(%)		 흑연립 평균크기
(㎛)		 임계냉간 단조율
(%)		 칩처리성 공구수명
(min)
발명강 1 5 2.1 7 130 우수 120
발명강 2 6 2.2 8 140 우수 110
발명강 3 5 2.0 9 130 우수 130
발명강 4 7 1.9 7 135 우수 115
발명강 5 7 2.1 6 140 우수 140
발명강 6 6 2.5 8 130 우수 120
발명강 7 7 1.2 7 140 우수 130
발명강 8 5 2.1 7 135 우수 125
발명강 9 6 2.0 6 135 우수 140
발명강 10 5 2.7 9 140 우수 135
비교강 1 350 2.0 25 70 보통 40
비교강 2 400 2.0 30 75 보통 35
비교강 3 10 2.1 20 80 보통 50
비교강 4 9 2.2 17 90 보통 60
비교강 5 600 2.1 21 85 보통 40
비교강 6 440 2.9 33 70 보통 30
비교강 7 530 1.3 20 80 보통 15
비교강 8 380 2.0 19 80 보통 45
비교강 9 3600 2.2 24 75 보통 20
비교강 10 3900 2.6 35 65 보통 25

표 3에서 보는 바와같이 본 발명예의 강조성을 사용할 경우 흑연화 시간이 7분 내외로 본 발명에서 목표로 하는 흑연화 시간 범위내에 100% 흑연화 처리가 가능한 반면, 비교예들은 최소 9분에서 최대 3900분까지 편차를 나타내고 있었다. 이에 본 발명에 의한 강재의 흑연화 성능의 우수성을 확인할 수 있었다.
또한, 본 발명예의 강재를 이용하여 흑연화한 흑연강의 흑연립의 크기는 7~9㎛ 정도로 비교예의 17~35㎛ 보다 훨씬 미세한 흑연을 가지고 있음을 알 수 있다.그리고 냉간단조성의 경우 비교예들의 냉간 임계 단조성은 65~90%범위를 보이는 반면 본 발명예들은 130~140%범위로 상당히 우수함을 잘 알 수 있다. 또한 쾌삭성을 판단한 결과 칩처리성이 본 발명에 의한 흑연강의 경우에는 칩이 모두 2권 이하에서 분단되는 반면 비교예의 경우에는 3권 이상에서 분단되어 본 발명에 의한 흑연 강용 강재로 제조된 흑연강이 훨씬 더 우수한 칩처리성을 가지고 있는 것을 확인할 수 있었으며, 공구수명 또한 본 발명에 의한 흑연강용 강재로 제조된 흑연강의 공구수명이 비교예보다 최소 55분 이상 향상되었음을 알 수 있었다.
본 발명의 발명예로서 상기 본 발명의 발명강을 대상으로 표 4에 기재된 조건으로 열처리를 실시하였다. 하기 표 4에 기재된 X는 가열온도와 Ac3와의 온도차 즉, Ac3보다 얼마나 더 가열되었는가를 나타내는 값이며, Y는 등온가열온도와 마르텐사이트 변태시작온도 Ms와의 온도차 즉, Ms 보다 얼마나 더 높은 온도에서 열처리 하였는가를 나타내는 값이다.
구분 강종 가열
온도
Ac3+X
(℃)		 가열
시간
(min)		 등온가열온도
Ms+Y
(℃)		 등온
열처리시간
(min)		 총 잔류오스테나이트 상분율
(%)		 브라키 타입 오스테나이트 비율(%) 구 오스테나이트 평균결정입도
(㎛)
발명예1 발명강1 X=50 50 Y=120 30 22 47 12
발명예2 발명강2 X=50 50 Y=150 50 23 41 10
발명예3 발명강3 X=50 50 Y=180 50 26 42 14
발명예4 발명강4 X=50 50 Y=150 70 32 31 15
발명예5 발명강5 X=50 40 Y=150 20 25 44 13
발명예6 발명강6 X=50 70 Y=150 20 30 38 13
발명예7 발명강7 X=50 80 Y=150 20 25 39 12
발명예8 발명강8 X=50 40 Y=150 20 26 40 9
발명예9 발명강9 X=50 50 Y=150 20 25 43 11
발명예10 발명강10 X=50 120 Y=150 20 31 45 13

상기 표 4의 발명예와 비교하기 위한 비교예의 처리조건을 하기 표 5에 나타내었다. 다만, 하기 표 5의 처리조건은 통상적인 Q/T(quenching & tempering)조건으로, 가열온도는 오스테나이트 단상역 중 1000℃로 모두 통일하였다. 상기 표 4 및 표 5의 모든 발명예와 비교예의 가열후 냉각속도는 70℃/sec로 통일하였다.
구분 강종 가열온도
(℃)		 가열시간
(min)		 템퍼링온도
(℃)		 템퍼링시간
(min)		 구 오스테나이트 평균결정입도
(㎛)
비교예1 발명강1 1000 40 500 60 15
비교예2 발명강2 1000 40 450 60 16
비교예3 발명강3 1000 40 450 60 11
비교예4 발명강4 1000 40 500 60 19
비교예5 발명강5 1000 40 500 60 14
비교예6 발명강6 1000 40 450 60 16
비교예7 발명강7 1000 40 450 60 17
비교예8 발명강8 1000 40 500 60 13
비교예9 발명강9 1000 40 450 60 15
비교예10 발명강10 1000 40 450 60 16

상기 표 4와 표 5의 조건에 의해 열처리된 강가공품을 이용하여 강도와 충격인성을 평가하기 위하여 하기의 시험을 실시하였다.
인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하고, 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS규격 (KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T방향)에서 가공하였다.
열처리후 미세 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트 상분율을 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였다. 총 잔류 오스테나이트 분율내의 스트립 라이크 타입 및 브라키 타입의 잔류 오스테나이트 양에 대한 각각의 상분율은 포인트 카운팅(poing counting)법을 이용하여 측정하였다. 또한 오스테나이트 결정입도는 KS 규격(KS D 0205)에 의해 측정하였다.
본 발명의 효과를 보이기 위한 지연파괴저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다. 지연파괴시험기는 일정하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 6mmφ, 노치부 지름 4mmφ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl+CH3COONa)으로 pH 2±0.5의 상온(25±5C)에서 실시하였다. 임계지연파괴강도는 동일 응력비( 부하응력/노치인장강도 비, 0.5)에서 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여 (최대하중÷노치부 단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.
상기 각각의 시험결과를 표 6에 나타내었다. 표 6에 나타난 바와 같이, 발명예(1~10)는 인장강도 151~158kg/mm2, 항복비 0.43~0.54, 연신율 25~30%, 충격인성 65~85J/cm2 및 임계지연파괴강도 145~150kg/mm2범위를 가지는 반면, 이에 반해, 비교예(1~10)의 경우 인장강도는 185~196kg/mm2으로 필요이상으로 아주 높은 수준이 나, 항복비가 0.91~0.96으로 매우 높고, 연신율이 10~18%, 충격인성이 20~40J/cm2 범위로 본 발명의 목적에 적합하지 않고, 임계지연파괴강도도 125~130kg/mm2으로 낮아 지연파괴 저항성이 발명예에 비하여 현저히 낮은 것으로 판명되었다. 따라서, 발명예들이 비교예들 대비 저항복비를 가지면서 우수한 지연파괴강도를 겸비하고 있음을 잘 알 수 있다.
구분 인장강도
(kg/mm2)		 항복강도
(kg/mm2)		 항복비
(YS/TS)		 연신율
(%)		 충격인성
(J/cm2)		 임계지연파괴강도
(kg/mm2)
발명예1 154 75 0.49 29 84 150
발명예2 153 71 0.46 30 82 150
발명예3 155 76 0.49 26 70 145
발명예4 153 83 0.54 28 73 150
발명예5 151 81 0.54 26 68 145
발명예6 155 76 0.49 25 85 150
발명예7 153 72 0.47 26 75 150
발명예8 154 71 0.46 29 79 145
발명예9 158 68 0.43 28 80 150
발명예10 156 69 0.44 27 65 150
비교예1 190 174 0.92 13 35 130
비교예2 185 177 0.96 18 40 130
비교예3 186 176 0.95 10 30 125
비교예4 190 173 0.91 14 25 130
비교예5 187 180 0.96 10 20 125
비교예6 195 182 0.94 10 22 130
비교예7 196 184 0.94 13 37 130
비교예8 188 181 0.96 11 33 130
비교예9 189 180 0.95 12 30 130
비교예10 196 182 0.93 14 27 130

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면 흑연립 미세화 및 짧은 시간의 열처리에 의해 냉간단조성 및 쾌삭성을 동시에 대폭적으로 개선할 수 있을 뿐만 아니라, 복합조직의 제어를 통해 고강도 저항복비를 이루면서도 임계지연파괴강도가 현저하게 개선된 강가공품을 제공할 수 있다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C : 0.30~0.70%, Si : 2.0~4.0%, Mn : 0.1~1.0%, P : 0.01% 이하, S : 0.01%이하, Se : 0.001~0.05%, Ti : 0.001~0.03%, B : 0.001~0.003%, Al : 0.002~0.01%, N : 0.004~0.008%, O : 0.005% 이하(0은 제외)를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, 상기 Ti, N, B 및 Al이 하기 관계식 1을 만족하고, Mn, Se 및 S가 하기 관계식 2를 만족하는 조성의 빌레트를 선재압연하는 단계;
    상기 압연된 선재를 권취하는 단계;
    상기 권취된 선재를 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 선재를 흑연화 열처리하는 단계;
    상기 흑연화 열처리한 선재를 냉간단조 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품으로 제조하는 단계;
    상기 제조된 강가공품을 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강가공품을 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 단계;
    상기 강가공품을 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120~Ms+180℃의 온도범위까지 냉각하는 단계; 및
    상기 온도범위에서 등온열처리 하는 단계;를 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
    (단, 하기 관계식 1 및 관계식 2의 Ti, N, B, Al, Mn, Se 및 S는 각각 해당원소의 중량%를 의미한다.)
    [관계식 1]
    2.0≤(Ti+5B+Al)/N≤5.5
    [관계식 2]
    1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 강조성에 더하여 Ni : 0.05~1.0%, Cu : 0.01~0.5%, Ca : 0.0001~0.05%, Zr : 0.0005~0.008%, REM(Rare Earth Metal, 희토류금속) : 0.001~0.05%으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 조성의 빌레트를 선재압연하는 단계에서 마무리 압연 직후의 오스테나이트 결정립 입도가 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  4. 제 3 항에 있어서, 상기 선재 마무리 압연은 840~900℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 냉각단계 이후의 선재 내부조직 중 초석 페라이트의 분율이 10% 이하인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서, 상기 압연된 선재를 권취하는 단계는 750~800℃의 온도범위에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계는, 권취된 선재를 2.7~3.3℃/sec의 냉각속도로 650~690℃의 온도범위까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  8. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 냉각된 선재를 흑연화 처리하는 단계는 Ac1-(60±30)℃ 사이의 온도 범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  9. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 선재를 흑연화 처리하는 단계로부터 제조된 흑연강의 내부에 포함된 흑연립의 평균크기가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  10. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 강 가공품을 가열한 후 유지하는 단계의 유지시간은 20분 이상인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  11. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 등온 열처리하는 단계의 열처리 유지시간은 60분 이상인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  12. 중량%로, C : 0.30~0.70%, Si : 2.0~4.0%, Mn : 0.1~1.0%, P : 0.01% 이하, S : 0.01%이하, Se : 0.001~0.05%, Ti : 0.001~0.03%, B : 0.001~0.003%, Al : 0.002~0.01%, N : 0.004~0.008%, O : 0.005% 이하(0은 제외)를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, 상기 Ti, N, B 및 Al이 하기 관계식 1을 만족하고, Mn, Se 및 S가 하기 관계식 2를 만족하는 조성을 가지고 내부에 평균 크기가 15㎛ 이하인 흑연립을 포함하는 흑연강을 마련하는 단계;
    상기 흑연강을 냉간단조 및 절삭가공 중 1단계 이상의 단계를 통하여 강가공품으로 제조하는 단계;
    상기 제조된 강가공품을 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강가공품을 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 단계;
    상기 강가공품을 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+120~Ms+180℃의 온도범위로 냉각하는 단계; 및
    상기 온도범위에서 등온열처리 하는 단계;를 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
    (단, 하기 관계식 1 및 관계식 2의 Ti, N, B, Al, Mn, Se 및 S는 각각 해당원소의 중량%를 의미한다.)
    [관계식 1]
    2.0≤(Ti+5B+Al)/N≤5.5
    [관계식 2]
    1.0≤(Mn/5+Se)/5S≤3.0
  13. 제 12 항에 있어서, 상기 강조성에 더하여 Ni : 0.05~1.0%, Cu : 0.01~0.5%, Ca : 0.0001~0.05%, Zr : 0.0005~0.008%, REM(Rare Earth Metal, 희토류금속) : 0.001~0.05%으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  14. 제 12 항 또는 제 13 항에 있어서, 상기 Ac3 내지 1150℃까지의 온도범위로 강가공품을 가열한 후 유지하는 단계의 유지시간은 20분 이상인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가공품의 제조방법.
  15. 제 12 항 또는 제 13 항에 있어서, 상기 등온 열처리하는 단계의 열처리 유지시간은 60분 이상인 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강가 공품의 제조방법.
  16. 제 1 항, 제 2 항, 제 12 항 또는 제 13 항 중 어느 한 항에 의해 제조되고 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어진 복합조직을 가지는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품.
  17. 제 16 항에 있어서, 상기 강가공품의 조직중 초석 페라이트의 분율이 5~25%인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품.
  18. 제 16 항에 있어서, 상기 강가공품의 조직 중 잔류 오스테나이트의 분율이 10% 이상인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품.
  19. 제 18 항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 중 브라키 타입(blocky-type) 잔류 오스테나이트의 비율이 30~50%인 것을 특징으로 하는 강가공품.
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