KR101696097B1

KR101696097B1 - 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101696097B1
Application number: KR1020150125347A
Authority: KR
Inventors: 이형직
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-09-04
Filing date: 2015-09-04
Publication date: 2017-01-13

Abstract

본 발명은 비조질 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업기계, 자동차 등의 기계 부품에 적합하게 사용될 수 있는 강재로서, 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재 및 이의 제조방법 {NON HEAT TREATED WIRE ROD HAVING EXCELLENT HIGH STRENGTH AND IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANAFACTURING THE SAME}

최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소(CO₂)의 배출을 줄이기 위한 노력이 전 세계적으로 이슈가 되고 있다.

그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임이 활발해지고 있는 실정이며, 이에 대한 대책으로 자동차의 연비를 향상시킬 수 있는 방안이 지속적으로 연구되고 있다.

이와 같이 자동차의 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되며, 이에 따라 자동차용 소재 또는 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 또한, 외부 충격에 대한 안정성의 요구가 높아짐에 따라 충격인성도 소재 또는 부품의 중요한 물성으로 인식되고 있다.

한편, 선재에 있어서, 페라이트 또는 펄라이트 조직으로 고강도 및 고충격인성을 확보하는데에는 한계가 있다. 이들 조직을 갖는 소재는 통상 충격인성은 높은 반면, 상대적으로 강도가 낮은 특징이 있다. 이에, 강도를 높이기 위하여 냉각 신선을 행하는 경우 고강도는 얻을 수 있으나, 충격인성은 강도 상승에 비례하여 급격히 저하되는 단점이 있다.

이로 인해, 강도와 충격인성을 동시에 구현하기 위하여 일반적으로 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직의 저온 조직을 활용한다.

베이나이트 조직은 열간압연한 강재에 항온변태 열처리를 행함으로써 얻을 수 있고, 템퍼드 마르텐사이트 조직은 담금질(quenching) 및 뜨임(tempering) 열처리를 통해 얻을 수 있다. 이와 같이, 통상의 열간압연 및 연속냉각 공정만으로는 위와 같은 저온 조직을 안정적으로 얻을 수 없기 때문에, 열간압연된 강재에 추가적인 열처리 공정이 행해져야 하는 단점이 있다.

만일, 위와 같은 열처리를 행하지 않고서도 고강도 및 고충격인성을 확보할 수 있다면, 소재에서부터 제품 생산에 이르기까지 여러 공정의 일부가 생략되거나 공정자체가 단순해질 수 있으므로 생산성을 향상시키고, 제조원가를 낮추는 장점이 있다.

하지만, 현재까지 추가적인 열처리 없이 열간압연 및 연속냉각 공정을 이용하여 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 안정적으로 갖는 비조질 선재의 개발이 이루어지고 있지 않아, 이에 대한 기술개발의 요구가 대두되고 있다.

본 발명의 일 측면은, 항온변태, 담금질 및 뜨임 등의 추가 열처리 없이 고강도 및 고충격인성을 갖는 비조질 선재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직이 면적분율로 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)로 이루어지는 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위까지 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 Ar3+100℃ ~ Ar3+200℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 공냉하는 단계를 포함하는 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 추가적인 열처리 공정 없이도 산업기계 및 자동차용 소재 또는 부품 등에서 요구되는 강도 및 충격인성이 모두 우수한 비조질 선재를 제공할 수 있다.

또한, 추가적인 열처리 공정이 요구되지 않으므로 제조비용을 절감하는데 유리한 효과가 있다.

본 발명의 발명자들은 베이나이트, 마르텐사이트 등과 같은 저온 조직의 확보를 위해 행해지는 열처리(항온변태, 담금질 및 뜨임 공정 등)를 생략하더라도 저온 조직의 확보가 가능할 뿐만 아니라, 강도 및 충격인성을 동시에 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금성분 및 제조조건의 최적화로부터 저온 조직의 확보뿐만 아니라, 결정립의 미세화를 도모하는 경우, 의도하는 강도 및 충격인성을 모두 우수하게 갖는 비조질 선재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 강 성분조성 중 Mo 및 Nb의 함량을 제어하여 필수로 첨가하고, 제조공정 중 재가열 온도 및 열간압연 마무리 온도를 최적화함으로써 주상인 베이나이트의 결정립 크기를 미세하게 제어함으로써, 강도 및 충격인성을 크게 향상시킴에 기술적 특징이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재는, 강 성분조성으로, 중량%로 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.15%

탄소(C)는 강도 확보를 위해 필수적인 원소로서, 강 중에 고용되거나 탄화물 또는 세멘타이트 형태로 존재한다. 강도 향상을 위해 가장 손쉬운 방법은 강 중 C의 함량을 증가시켜 탄화물이나 세멘타이트를 형성시키는 것이지만, 그러할 경우 연성 및 충격인성이 저하하는 문제가 있으므로, C의 첨가량을 일정 범위 내로 제한할 필요가 있다.

본 발명의 경우 0.05~0.15%로 C의 함량을 제어하는 것이 바람직한데, 만일 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표로 하는 강도의 확보가 곤란하고, 반면 0.15%를 초과하게 되면 충격인성이 급격히 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

Si: 0.1% 이하(0%는 제외)

실리콘(Si)은 페라이트에 고용되어 강재의 고용 강화를 통한 강도 향상에 매우 효과가 큰 원소로 알려져 있다. 이러한 Si의 첨가에 의해 강도는 크게 증가하는 반면, 연성과 충격인성은 급격히 저하하는 문제가 있으므로, 충분한 연성을 필요로 하는 냉간 단조 부품의 경우 Si의 첨가를 극히 제한하는 것이 일반적이다.

본 발명의 경우 0.1% 이하로 Si의 함량을 제한함이 바람직한데, 만일 Si의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 목표로 하는 충격인성의 확보가 어려운 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

Mn: 1.5~2.5%

망간(Mn)은 강의 강도를 증가시키고, 경화능을 향상시켜 넓은 범위의 냉각속도에서도 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다.

이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 경화능이 충분하지 못해 열간압연 이후 연속냉각 공정에서 저온 조직을 안정적으로 확보하기 곤란해지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경화능이 과도하게 높아져 냉각속도가 빠를 경우 마르텐사이트 조직이 과다하게 형성될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~2.5%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 1.6% 이상, 보다 더 유리하게는 1.7% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Cr: 0.05~0.25%

크롬(Cr)은 상기 Mn과 유사하게 강재의 강도와 경화능을 증가시키는데 유효한 원소이다.

그러나, 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 강도 및 경화능 향상 효과가 크지 않다. 또한, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 강도와 경화능 확보에는 유리한 반면, 연성이 저하하는 문제가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.05~0.25%로 제한함이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.25%

몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 생성을 용이하게 하는 원소이다. 즉, 페라이트의 형성을 억제하고, 베이나이트의 변태 온도를 낮추어 강도 및 저온 인성의 확보를 유리하게 한다. 또한, 보론(B)과 함께 첨가하는 경우, 그 효과가 더욱 증대되는 경향이 있다.

상술한 효과를 유리하게 확보하기 위해서는 0.05% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 탄화물의 형성으로 인해 충격인성을 저하시킬 우려가 있다.

이를 고려하여 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.05~0.25%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.020% 이하로 제한함이 바람직하다.

S: 0.020% 이하

황(S)은 상기 P과 유사하게 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간압연을 저해하는 주요 원인이므로, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.020% 이하로 제한함이 바람직하다.

B: 0.001~0.003%

보론(B)은 경화능을 향상시키는 원소로서, 오스테나이트 결정립계로 확산되어 냉각시 페라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 형성을 용이하게 한다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 B을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.003%를 초과하여 너무 과도하면 B을 통해 얻을 수 있는 효과가 포화되고, 오히려 입계에 보론계 질화물을 석출함으로써 입계 강도가 저하되어 열간가공성을 저하시킬 우려가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 B의 함량을 0.001~0.003%로 제한함이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.03%

니오븀(Nb)은 열간압연 중에 탄소 및 질소와 반응하여 미세한 탄·질화물을 형성하는 원소로서, 형성된 탄·질화물은 오스테나이트 결정립계를 고정시키기 때문에 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 또한, 강 중에 미세하게 분포하는 탄·질화물은 석출강화 효과에 의해 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

이러한 Nb의 함량이 0.01% 미만이면 Nb 탄·질화물의 석출량이 충분하지 못하여 결정립 성장의 억제 및 강도 향상 효과가 미미하며, 반면 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 형성된 탄·질화물의 크기가 조대해져 결정립 억제 효과를 상실할 수 있으므로 바람직하지 못하다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.01~0.03%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.03%

티타늄(Ti)은 질소와 반응성이 가장 커 가장 먼저 질화물을 형성하는 원소이다. 상기 Ti의 첨가로 TiN을 형성하여 강 중 질소를 대부분 소진하게 되면, BN의 석출을 억제하여 보론이 용해(soluble) 상태 즉, 자유 보론(free B) 상태로 존재하게 됨으로써 경화능 향상에 유리하다.

이러한 Ti의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없게 되며, 반면 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 형성함으로써 강의 물성이 열위해지는 문제가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.01~0.03%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.0050% 이하

질소(N)는 본 발명에 첨가되는 보론이 용해(soluble) 상태로 유지되어 경화능 향상 효과를 충분히 발휘할 수 있도록 그 함량을 0.0050% 이하로 제한함이 바람직하다.

상술한 성분조성 중, Mn, Cr 및 Mo은 강의 경화능을 높여 냉각속도가 상대적으로 느린 경우에도 베이나이트가 용이하게 생성되도록 돕는 역할을 한다. 또한, Ti은 N과 결합하여 질화물을 형성함으로써, B이 강중에 충분히 고용되게 함으로써 페라이트 생성을 억제하고, 베이나이트 형성을 용이하게 하는데에 유리한 역할을 한다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 비조질 선재는 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 잔부 조직인 도상 마르텐사이트(M/A)는 주상인 베이나이트의 결정립계를 따라 형성되는데, 그 분율이 높을 경우 강재의 강도는 높아지는 반면, 충격인성이 저하될 수 있으므로, 상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 면적분율 10% 이하(0%는 제외)로 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율을 제어함이 바람직하다.

본 발명에서 상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율은 강재의 제조조건 특히, 열간압연 후 냉각시 냉각속도를 제어함으로써 달성될 수 있다.

또한, 본 발명에서 상기 베이나이트의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 바람직하고, 잔부 조직인 도상 마르텐사이트(M/A)의 평균 결정립 크기는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명에서는 베이나이트 및 도상 마르텐사이트(M/A)의 결정립 크기를 미세하게 제어함으로써, 기존 비조질 선재에 비해 강도 및 충격인성을 더욱 우수하게 확보할 수 있는 효과가 있다.

상기와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 비조질 선재는 750~850MPa의 인장강도와 더불어 180~220J/cm²의 충격인성이 확보됨으로써, 강도 및 충격인성을 동시에 우수하게 갖는다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 비조질 선재는, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강재를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 공냉 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.

재가열 공정

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서, 준비된 강재를 재가열하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.

이때, 재가열은 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃ 온도범위에서 행함이 바람직하다. 만일, 재가열 온도가 Ae3+150℃ 미만이면 후속 공정인 열간압연시 강재의 온도가 너무 낮아져 표면결함이 유발될 가능성이 있으며, Ae3+250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대하게 성장하게 되어 물성을 열위하게 하는 문제가 있다.

보다 바람직하게, 상기 재가열 온도범위는 950~1050℃인 것이 바람직하다.

열간압연 공정

상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재로 제조함이 바람직하며, 이때 Ar3+100℃ ~ Ar3+200℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.

마무리 열간압연 온도가 Ar3+100℃ 미만이면 표면결함이 유발될 가능성이 높아지는 문제가 있으며, 반면 Ar3+200℃를 초과하게 되면 결정립이 미세하게 되지 않아 목표로 하는 물성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

보다 바람직하게, 상기 마무리 열간압연 온도범위는 750~850℃인 것이 바람직하다.

냉각 공정

상기 열간압연된 강재를 냉각함이 바람직하며, 이때 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 실시하는 것이 바람직하다.

냉각시 냉각종료온도가 Bf를 초과하게 되면 목표로 하는 베이나이트를 충분한 분율로 형성시키기 어려우며, 반면 Bf-50℃ 미만이면 생산성이 저하되는 문제가 있어 바람직하지 못하다.

또한, 냉각시 냉각속도가 3℃/s 미만이면 초석 페라이트 및 펄라이트의 형성이 과다해지는 문제가 있으며, 반면 8℃/s 초과하게 되면 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 충격인성이 열위하게 되는 문제가 있다.

상기한 바에 따라 냉각공정을 행한 후 상온까지 공냉을 행함으로써 냉각공정을 완료하는 것이 바람직하다.

상기 공정을 모두 거쳐 제조된 본 발명의 비조질 선재는 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 베이나이트를 확보하게 됨으로써, 강도 및 충격인성이 동시에 우수한 특성을 갖는 효과가 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 성분조성을 갖는 용강을 잉곳(ingot)으로 주조한 후, 1250℃에서 12시간 동안 균질화 처리를 실시하였다. 그 후, 균질화 처리된 강재를 950~1250℃의 온도범위로 재가열한 다음, 마무리 열간압연 온도를 750~850℃로 제어하여 최종 두께 15mm로 열간압연한 후 공냉하였다. 이때, 비교를 위해 일부 실시예에서는 위 온도범위를 벗어나는 온도를 적용하였다.

이후, 상기 각각의 제조된 강재들을 900℃에서 용체화 처리한 다음, 하기 표 2에 나타낸 냉각속도로 냉각하여, 각각의 비조질 선재를 제조하였다.

상기 제조된 비조질 선재에 대해 미세조직의 분율 및 평균 결정립 크기를 측정하고, 또한 기계적 물성(인장강도 및 충격인성)을 측정하여, 하기 표 2에 나타내었다.

이때, 미세조직의 분율 및 결정립 크기는 화상 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였으며, 상온 인장시험은 크로스헤드 스피드(crosshead speed)를 항복점까지는 0.9mm/min의 속도로, 그 이후로는 6mm/min의 속도로 실시하여 측정하였다. 또한, 충격시험은 시편에 충격을 가하는 스트라이커(striker)의 에지(edge)부 곡률이 2mm이고, 시험 용량이 500J인 충격시험기를 이용하여 상온에서 측정하고, 그 결과치를 나타내었다.

구분	성분조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	P	S	B	Nb	Ti	N
발명강1	0.10	0.06	1.7	0.11	0.19	0.013	0.012	0.0018	0.015	0.018	0.0041
발명강2	0.09	0.08	2.1	0.08	0.11	0.011	0.016	0.0013	0.019	0.020	0.0049
발명강3	0.07	0.05	2.3	0.09	0.07	0.017	0.013	0.0022	0.012	0.015	0.0038
발명강4	0.08	0.06	2.0	0.15	0.10	0.016	0.017	0.0027	0.024	0.021	0.0041
발명강5	0.13	0.03	2.5	0.10	0.11	0.012	0.016	0.0025	0.027	0.026	0.0045
발명강6	0.06	0.05	1.9	0.05	0.07	0.012	0.014	0.0017	0.014	0.017	0.0033
발명강7	0.11	0.04	1.6	0.20	0.22	0.010	0.012	0.0014	0.017	0.019	0.0043
비교강1	0.26	0.07	1.6	0.19	0.21	0.016	0.019	0.0018	0.021	0.015	0.0041
비교강2	0.10	0.46	2.2	0.07	0.09	0.017	0.015	0.0023	0.012	0.019	0.0048
비교강3	0.13	0.08	0.7	0.20	0.17	0.012	0.014	0.0004	0.028	0.016	0.0044
발명강8	0.11	0.05	1.9	0.10	0.14	0.011	0.013	0.0019	0.017	0.023	0.0036
발명강9	0.06	0.07	1.7	0.24	0.19	0.013	0.016	0.0025	0.023	0.027	0.0046
비교강4	0.08	0.04	2.1	0.18	0.15	0.014	0.015	0.0022	0.016	0.007	0.0039
비교강5	0.07	0.05	3.4	0.19	0.12	0.015	0.016	0.0015	0.030	0.015	0.0049
비교강6	0.09	0.03	2.3	0.53	0.16	0.013	0.012	0.0018	0.022	0.025	0.0041
비교강7	0.10	0.08	1.8	0.09	0.58	0.019	0.009	0.0017	0.015	0.018	0.0047
비교강8	0.05	0.06	1.5	0.24	0.21	0.010	0.011	0.0020	0.052	0.014	0.0038
발명강10	0.12	0.09	2.4	0.09	0.08	0.008	0.017	0.0026	0.025	0.017	0.0041
발명강11	0.14	0.05	2.1	0.10	0.13	0.012	0.008	0.0017	0.018	0.022	0.0042

강종	제조조건				미세조직			기계적 물성		구분
강종	재가열 온도 (℃)	마무리 열간압연 온도(℃)	냉각 속도 (℃/s)	냉각종료온도 (℃)	M/A 분율 (%)	M/A 결정립 크기(㎛)	B 결정립 크기(㎛)	인장 강도 (Mpa)	충격 인성 (J/cm²)	구분
발명강1	980	800	4	330	4	2.7	8	799	190	발명예1
발명강2	1000	770	5.5	350	5	2.6	6	831	205	발명예2
발명강3	990	830	3	340	4	3.0	9	770	181	발명예3
발명강4	1010	760	8	370	8	1.9	5	843	212	발명예4
발명강5	970	790	6	360	6	2.2	7	810	192	발명예5
발명강6	1030	820	7.5	340	7	2.0	8	820	184	발명예6
발명강7	960	840	7	380	7	2.1	9	766	183	발명예7
비교강1	1000	800	8	350	10	2.0	8	870	140	비교예1
비교강2	1030	820	5.5	330	6	2.7	9	880	114	비교예2
비교강3	970	810	4	340	5	2.8	8	663	178	비교예3
발명강8	980	830	12	380	15	1.5	9	835	145	비교예4
발명강9	1010	760	0.5	340	3	5.3	7	694	160	비교예5
비교강4	960	780	5	360	1	2.6	7	652	175	비교예6
비교강5	1020	770	7.5	350	11	2.1	6	874	138	비교예7
비교강6	950	840	7	330	11	2.3	8	866	143	비교예8
비교강7	1000	820	6	370	13	2.5	8	889	135	비교예9
비교강8	1040	810	4	380	5	2.8	22	748	152	비교예10
발명강10	1140	850	3	340	4	3.2	15	734	161	비교예11
발명강11	1030	960	5	360	5	2.7	27	720	164	비교예12

(상기 표 2에서 'B'는 베이나이트를 의미하며, 발명예 1 내지 7에서 상기 M/A 분율 이외의 잔부는 모두 베이나이트상을 포함하였다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하여 제조된 비조질 선재는 모두 면적분율 90% 이상의 베이나이트 조직이 얻어짐으로써, 인장강도가 750~850MPa로 고강도를 갖고, 충격인성이 180~220J/cm²로 고충격인성을 동시에 갖는 것을 확인할 수 있다.

반면, C의 함량이 본 발명의 범위를 만족하지 아니한 비교예 1의 경우에는 강도가 크게 증가하고, 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있는데, 이는 탄소가 M/A상에 고용되어 안정한 M/A의 상 분율을 증가시킴에 기인한 것이다.

Si의 함량이 과다한 비교예 2의 경우에는 Si에 의한 고용강화 효과로 인해 강도가 크게 증가하고, 충격인성이 열위하였다.

한편, Mn 및 B의 함량이 불충분한 비교예 3의 경우에는 강의 경화능의 확보가 불충분함에 따라 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 페라이트와 베이나이트 조직이 혼립되어 강도 및 충격인성이 모두 열위하였다.

강 성분조성을 본 발명을 만족하였지만, 냉각속도가 8℃/s을 초과하여 과도하게 적용된 비교예 4의 경우에는 마르텐사이트가 형성되어 고강도의 확보는 가능한 반면, 충격인성이 열위하였다. 또한, 너무 느린 냉각속도가 적용된 비교예 5의 경우에는 페라이트와 펄라이트가 생성되어 강도 및 충격인성이 모두 열위하였다.

Ti의 함량이 불충분한 비교예 6의 경우에는 용해(soluble) B의 양이 적어 경화능을 충분히 확보할 수 없었으며, 페라이트와 펄라이트 변태량이 많아짐에 따라 강도 및 충격인성이 열위하였다.

각각 Mn, Cr, Mo의 함량이 과다하게 첨가된 비교예 7, 8, 9의 경우 경화능이 과도하게 증가하여 본 발명의 조건으로 냉각을 실시하더라도 마르텐사이트가 생성되었으며, 이로 인해 강도가 크게 증가하고, 충격인성이 열위하였다.

Nb이 과다하게 첨가된 비교예 10의 경우에는 열간압연 중 조대한 Nb 탄·질화물이 형성됨에 따라 결정립 미세화 효과를 충분히 확보할 수 없었으며, 이로 인해 강도 및 충격인성이 열위하였다.

비교예 11 및 12는 강 성분조성은 본 발명을 만족하나, 각각 재가열 온도범위와 마무리 열간압연 온도 범위가 너무 높은 경우로서, 오스테나이트가 충분히 미세화되지 못함에 따라 최종조직인 베이나이트의 결정립 크기가 조대해져 강도 및 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직이 면적분율로 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)로 이루어지고, 상기 베이나이트의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하인 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 평균 결정립 크기는 5㎛ 이하인 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 선재는 750~850MPa의 인장강도 및 180~220J/cm²의 충격인성을 갖는 것인 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 950~1050℃의 온도범위까지 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강재를 Ar3+100℃ ~ Ar3+200℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 공냉하는 단계
를 포함하는 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재의 제조방법.
삭제
제 4항에 있어서,
상기 마무리 열간압연시 온도범위는 750~850℃인 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재의 제조방법.