KR101290485B1

KR101290485B1 - 비조질 열연 고탄소강 제조방법

Info

Publication number: KR101290485B1
Application number: KR1020110063272A
Authority: KR
Inventors: 정준호; 장진영; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2011-06-28
Filing date: 2011-06-28
Publication date: 2013-07-26
Also published as: KR20130002205A

Abstract

탄소(C) 0.45 중량% 이상을 포함하는 고탄소강 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 페라이트 분율을 향상시켜 미세한 펄라이트-페라이트 조직을 갖는 고탄소강 제조방법에 관하여 개시한다.
본 발명은 탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08~0.15 중량%, 구리(Cu) 0.3 중량% 이하 를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 강재를, 1000~1200℃ 영역에서 고온 압축 변형한 후, 850~950℃ 영역까지 급속 냉각 한 후, 850~950℃ 영역에서 저온 압축 변형하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법을 제공한다.

Description

비조질 열연 고탄소강 제조방법 {MANUFACTURING METHOD OF HIGH CARBON NON-HEAT-TREATED STEEL}

본 발명은 탄소(C) 0.45 중량% 이상을 포함하는 고탄소강 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 페라이트 분율을 향상시켜 미세한 펄라이트-페라이트 조직을 갖는 고탄소강 제조방법에 관한 것이다.

고탄소강의 제조공정 중 냉각속도가 느린 경우에는 인성은 우수하나 강도가 낮아지고, 반대로 냉각속도가 빠른 경우에는 강도는 우수하나 인성이 저하되는 문제를 가지고 있었다. 이는 고탄소강인 경우 느린 오스테나이트-페라이트 변태속도로 인하 이유 뿐 아니라 열연 중 발생하는 동적 재결정 직후 미세조직의 조대화 억제와 페라이트 변태를 동시에 제어하기 어렵기 때문이다.

본 발명의 목적은 강도와 인성이 우수한 고탄소강 제조방법을 제공함에 있다.

본 발명의 다른 목적은 페라이트 분율을 향상시킴으로써 미세한 펄라이트-페라이드 조직을 가지는 고탄소강 제조방법을 제공함에 있다.

본 발명은 탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08~0.15 중량%, 구리(Cu) 0.3 중량% 이하 를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 강재를, 1000~1200℃ 영역에서 고온 압축 변형한 후, 850~950℃ 영역까지 급속 냉각 한 후, 850~950℃ 영역에서 중온 압축 변형하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법을 제공한다.

그리고, 본 발명은 탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08 ~ 0.15 중량%, 구리(Cu) 0.3 중량% 이하 를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 펄라이트-페라이트 조직을 가지며, 펄라이트 콜로니 크기 25~40㎛, 페라이트 결정립 크기 5~10㎛ 인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강을 제공한다.

이 때, 상기 비조질 열연 고탄소강은 펄라이트 분율이 26~36% 인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 비조질 열연 고탄소강 제조방법은 열간 압연을 서로 다단으로 수행하되, 서로 다른 온도 영역에서 수행함으로써 열간변형 조직을 저온으로 과냉하여 최종 변형을 하도록 할 수 있다. 따라서, 페라이트 분율이 평형 분율에 가까운 많은 양이 형성되고, 미세한 펄라이트 페라이트 조직을 얻을 수 있다.

결과적으로 강도와 인성이 모두 우수한 비조질 열연 고탄소강을 제조할 수 있는 효과를 가져온다.

도 1은 본 발명에 따른 비조질 열연 고탄소강 제조방법의 공정을 나타낸 도면,
도 2는 저온 압축 변형 온도에 따른 발명재와 비교재의 미세조직을 나타낸 SEM 사진.

이하 본 발명에 따른 비조질 열연 고탄소강 제조방법에 관하여 상세하게 살펴본다.

도 1은 본 발명에 따른 비조질 열연 고탄소강 제조방법의 공정을 나타낸 도면이다.

도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 비조절 열연 고탄소강 제조방법은 탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08~0.15 중량%, 구리(Cu) 0.3 중량% 이하 를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 강재를, 1000~1200℃ 영역에서 고온 압축 변형한 후, 850~950℃ 영역까지 급속 냉각 한 후, 850~950℃ 영역에서 중온 압축 변형하는 것을 특징으로 한다.

이 때, 고온 압축 변형과 상기 중온 압축 변형은, 모두 변형율속도 4/s~8/s 범위에서 수행되고, 고온 압축 변형시의 변형율은 0.3~0.5 범위, 중온 압축 변형시의 변형율은 0.7~0.9 범위인 것이 바람직하다.

고온 압축 시 변형률 0.3 미만은 동적 재결정을 일으킬 수 있는 임계 변형량으로서 부족하므로 동적재결정이 일어나지 않아 고온 미세조직의 미세화를 시킬 수 없다. 그러므로 충분히 동적재결정을 일으키기 위해 변형률 0.3-0.5 사이로 고온변형을 실시하는 것이 바람직하다.

동적재결정은 peak strain이 낮을수록 용이하다. 그러므로 변형온도가 높거나 초기 오스테나이트 결정립도가 미세할수록 동적재결정을 쉽게 유발하게 된다. 중온 변형의 경우, 이 온도 구간에서 오스테나이트를 미세화하여 페라이트 및 펄라이트 분율을 향상시키기 위해 동적재결정을 유발시켜야 했으므로 많은 strain을 가해야 한다. 또한 본 실험은 고온변형모사기인 Gleeble 장비를 사용하였으므로 최대 변형을변형률 1.5 이상이 불가하다. 그래서 변형이 가능한 한도 내에서 최대 0.7-0.9까지 중온 압축 변형을 하였고 그 이상 가하여도 무방하다. 왜냐하면 실제 열연공정에서는 변형률 0.9보다 많은 strain을 가하게 된다.

급속 냉각은 -5℃/s~-20℃/s 의 냉각속도로 수행되며, 중온 압축 변형된 강재를 권취온도까지 공냉한다.

급속 냉각이 -5℃/s의 냉각속도 미만인 경우, 냉각 중 변형조직의 조대화를 유발하며, 고온 오스테나이트-페라이트 변태 방지 효과가 불충분하다. 반대로, 급속 냉각이 -20℃를 초과하는 냉각속도로 실시되면 그 효과가 포하된다.

급속 냉각하는 이유는 오스테나이트 변형조직을 조대화 없이 변태온도 구간으로 과냉하고자 하는 것이다. 냉각속도가 빠르면 빠를수록 페라이트 변태가 억제되고 펄라이트변태가 조장 된다.

본 발명은 다단 열연 제어 및 냉각 제어로 구성된다.

고온 압축 변형은 1100~1200℃ 영역에서 수행되는데, 이 때 변형률과 변형속도를 제어한다. 고온 압축 변형이 완료된 후에는 저온 압축 변형 온도까지 급속 냉각한다.

고온 압축 변형이 1200℃를 초과하는 온도에서 수행되는 경우, 결정립 조대화 및 과도한 가열에 대한 생산성의 문제점이 있고, 1100℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우, 중온 압축 변형 부하가 커지는 문제점이 있다.

급속 냉각은 열연 조직, 즉 오스테나이트 재결정조직(변형조직)의 냉각 중 조대화를 최대한 억제하게 된다. 또한 급속 냉각은 냉각 중 고온 오스테나이트-페라이트 변태를 최대한 방지하게 된다.

본 발명은 이를 통해 변태속도 최대를 나타내는 중온 변태 온도 구간에서 미세하고 과냉된 오스테나이트 조직을 얻기 위한 것이다.

중온 압축 변형은 비조질강의 재결정 종료 온도 근방에서 변형을 종료함으로써 오스테나이트-페라이트 변태전 prior 오스테나이트 조직을 최대한 미세화하여 변태 속도를 최대화한다. 이는 미세한 페라이트 형성과 펄라이트 분율 향상의 효과를 가져온다. 또한 페라이트내의 바나듐-탄질화물의 석출을 향상시키는 효과도 가져온다.

중온 압축 변형은 850~950℃ 영역에서 수행되는데, 이 때 변형률과 변형속도를 제어한다.

또한, 중온 압축 변형이 950℃를 초과하는 영역에서 수행되는 경우 충분한 강도를 얻기 힘들며, 중온 압축 변형이 850℃ 미만의 온도에서 수행되는 경우, 인성이 저하되는 문제점이 있다.

850~950℃ 구간은 오스테나이트 단상구간이며 오스테나이트에서 페라이트가 형성되기 시작하는 A3온도(~830C) 근방온도구간이다. 본 온도구간에서 후단변형을 가함으로 오스테나이트 동적재결정에 의해 입도미세화 효과를 볼 수 있는 있을 뿐 만 아니라 오스테나이트-페라이트 변태속도가 최대를 보이는 온도구간인 권취온도까지 오스테나이트 변형조직을 과냉하고자 하는 목적을 달성할 수 있기 때문이다. 이를 통해, 오스테나이트-페라이트 변태를 최대화하고자 하였다.

중온 압축 변형이 완료된 후 이루어지는 공냉 과정에서는 펄라이트 변태가 빠르게 진행하여, 잔류 과냉-오스테나이트가 모두 펄라이트로 변태하게 된다.

그 결과 미세한 펄라이트-페라이트 조직을 얻을 수 있게 된다.

이하, 본 발명에 따른 비조질 열연 고탄소강에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 살펴본다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.

탄소는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.43 ~ 0.47 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.43 중량% 미만일 경우 강도 보충을 위하여 첨가되는 다른 합금원소에도 불구하고 충분한 인장강도를 확보하기 어려우며, 열처리 특성의 향상이 어렵다. 반대로, 탄소의 함량이 0.47 중량%를 초과할 경우 인성이 상대적으로 크게 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘은 상대적으로 저가의 원소이면서도 강도 확보에 기여한다. 또한, 실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 형성을 유도함으로써 강의 인성 및 연성을 개선하는데 효과적이다.

상기 실리콘은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.15 ~ 0.35 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우 상기 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.35 중량%를 초과할 경우 강의 용접후 도금성을 저해할 수 있으며, 열간압연 시에 적 스케일(red scales)을 생성시킴으로써 표면 품질을 저하시키는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 철(Fe)과 유사한 원자 직경을 갖는 치환형 원소로서, 고용강화 에 매우 효과적인 원소이다. 또한 망간은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.

상기 망간은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 1.1 ~ 1.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 1.1 중량% 미만일 경우 망간 첨가에 따른 고용강화 효과나 경화능 향상 효과가 불충분하다. 반대로 망간의 첨가량이 1.3 중량%를 초과하면 항복비 상승과 함께 용접성을 크게 저하시킨다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 되므로, 상기 인(P)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.03 중량% 이하의 범위 내에서 제한적으로 첨가되는 것이 바람직하다.

황(S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 강의 가공 중 크랙을 발생시키는 원소이다.

따라서, 황(S)의 함량은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.04 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 제강시 탈산 등을 위하여 첨가한다.

상기 알루미늄은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 함량이 0.02 중량%를 초과하면, 용접성을 저해하는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.

다만, 니켈의 함량이 0.2 중량%를 초과하면 적열취성을 유발하며, 강의 제조 비용이 과다하게 상승할 수 있다. 따라서, 상기 니켈은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.2 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 타 원소에 비해 상대적으로 낮은 가격으로 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소로써 많이 사용된다.

크롬은 0.10~0.20 중량% 첨가되는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 비조질강 전체 중량의 0.05 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.05 중량%를 초과할 경우 노멀라이징(Normalizing)과 같은 열처리시 경도를 현저히 상승시키며, 제조원가를 높이고 부품 가공성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 보론(B)과 몰리브덴(Mo)과 같은 강력한 소입성 원소로써, 마르텐사이트의 형성에 효과적인 원소이다. 또한 페라이트 내에서 탄소와 결합하여 입내 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키며 고용 탄소를 저하시켜 항복비를 감소시키는 역할을 수행한다.

상기 바나듐은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.08 ~ 0.15 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐의 함량이 0.08 중량% 이상일 때, A_r1 변태점을 상향하여 고온에서 페라이트 안정화에 기여한다. 다만, 바나듐이 0.15 중량%를 초과하여 첨가될 경우, 항복강도 증가에 따른 가공성이 저하되며, 저온에서 과다 석출로 권취시 문제가 될 수 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 상기 니켈과 함께 강의 경화능 및 내식성을 향상시키는 원소로 첨가된다.

다만, 구리의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우, 제조비용 상승과 함께 강의 표면을 저하시키는 문제점이 발생한다. 따라서, 구리는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.3 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

실시예

하기의 표1과 같은 조성을 가지는 발명재와 비교재를 후술하는 제조방법에 따라 제조한 후, 미세조직을 관찰하였다.

구 분	C	Si	Mn	P	S	Al	Ni	Cr	Mo	V	Cu
발명재	0.45 (0.43-0.47)	0.25 (0.15-0.35)	1.20 (1.10-1.30)	>0.03	>0.04	>0.02	>0.20	0.15 (0.10-0.20)	>0.05	0.10 (0.08-0.15)	>0.3
비교재	0.45 (0.42-0.48)	0.25 (0.15-0.35)	0.7 (0.60-0.90)	>0.03	>0.04	-	-	-	-	-	-

열간변형모사기 Gleeble 1500 을 이용하여 시편(직경 10mm * 높이 15mm)을 1200℃ 에서 3분간 균질화한 후, 1150℃ 에서 고온 압축 변형을 실시하였다. 고온 압축 변형 조건은 열간 단조 조건을 모사하기 위하여 일정 변형율속도(5/s)에서 변형율 0.4 로 2압축 변형을 실시하였다.

고온 압축 변형된 시편을 다시 -10℃/s 의 속도로 750~1150℃ 까지 급속냉각 한 후, 등온 펄라이트 변태 영역에서 변형율속도 5/s, 변형율 0.8 로 저온 압축 변형을 실시하였다.

저온 압축 변형이 실시된 직후, 변형에 의한 상변태 거동을 관찰하기 위하여 냉각액(iced brine)에 침지하여 급냉시켰다.

급냉한 시험편은 중심부를 길이 방향으로 절단한 후, 미세조직 관찰은 2~3vol% nital 용액을 사용하여 에칭하고, SEM으로 미세조직을 관찰하였다.

미세조직은 시험편의 중심부에서 1/4D 이격된 부위를 관찰하였는데, 이는 시험편에 압축변형을 가할 경우 시험편에 균일한 변형이 가해지지 않을 우려가 있기 때문이다.

도 2는 저온 압축 변형 온도에 따른 발명재와 비교재의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.

고온 압축 변형은 모두 1150℃ 에서 실시하엿으며, 저온 압축 변형 온도를 750℃, 850℃, 950℃, 1050℃, 1150℃ 로 변화를 주었고, 변형율속도는 5/s 로 모두 동일하게 실험하였다.

[표 2]

표 2는 저온 압축 변형 온도에 따른 발명재(S45CVMn)와 비교재(S45C)의, 페라이트 결정립 크기, 펄라이트 콜로니 크기, 페라이트 분율, 펄라이트 분율을 나타낸 것이다.

표 2를 살펴보면 저온 압축 변형 온도가 850~950℃ 인 경우, 페라이트 분율이 최대화되며, 펄라이트 콜로니 크기가 25~40㎛, 페라이트 결정립 크기가 5~10㎛ 를 나타내는 것을 알 수 있다.

그 결과 강도가 우수하고 인성이 우수한 비조질 열연 고탄소강을 얻을 수 있다.

본 발명은 열간 압연을 다단으로 서로 다른 온도 영역에서 수행하되, 열간 변형조직을 저온으로 과냉하여 최종 변형을 함으로써, 페라이트 분율이 평형분율에 가까운 많은 양이 형성됨과 아울러 미세한 펄라이트-페라이트 조직을 얻을 수 있게 된다. 동시에 충분한 양의 탄질화물도 얻을 수 있게 된다.

Claims

탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0 중량% 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 중량% 초과 ~ 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08~0.15 중량%, 구리(Cu) : 0 중량% 초과 ~ 0.3 중량% 이하를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 강재를,
1000~1200℃ 영역에서 고온 압축 변형한 후, 850~950℃ 영역까지 급속 냉각 한 후, 850~950℃ 영역에서 저온 압축 변형하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 고온 압축 변형과 상기 저온 압축 변형은,
변형율속도 4/s~8/s 범위인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
제 2 항에 있어서,
상기 고온 압축 변형시의 변형율은 0.3~0.5 범위인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
제 2 항에 있어서,
상기 저온 압축 변형시의 변형율은 0.7~0.9 범위인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 급속 냉각은
-5℃/s~-20℃/s 의 냉각속도로 수행되는 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
제 1 항에 있어서,
상기 저온 압축 변형된 강재를 권취온도까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강 제조방법.
탄소(C) : 0.43 ~ 0.47 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.35 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.04 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0 중량% 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 중량% 초과 ~ 0.05 중량% 이하, 바나듐(V) : 0.08~0.15 중량%, 구리(Cu) : 0 중량% 초과 ~ 0.3 중량% 이하를 포함하며, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고,
펄라이트-페라이트 조직을 가지며, 펄라이트 콜로니 크기 25~40㎛, 페라이트 결정립 크기 5~10㎛ 인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강.
제 7 항에 있어서,
상기 비조질 열연 고탄소강은 펄라이트 분율이 26~36% 인 것을 특징으로 하는 비조질 열연 고탄소강.