KR101726081B1 - 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 산업기계 또는 자동차 부품 등에 사용되는 저온 충격 인성이 우수한 강 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 {STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE INPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 산업기계 또는 자동차 부품 등에 사용되는 저온 충격 인성이 우수한 강 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소의 배출을 줄이기 위한 노력이 전세계적인 이슈가 되고 있다. 그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임도 활발하며, 이에 대한 대책으로 자동차 메이커들은 연비 향상을 통해, 이 문제를 해결해 나가려고 하고 있다. 그런데, 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되므로, 이에 따른 자동차용 소재 및 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 또한, 외부 충격에 대한 안정성의 요구가 높아지고 있으므로 충격 인성도 소재 또는 부품의 중요한 물성을 인식되고 있다.
선재에 있어 페라이트 또는 펄라이트 조직으로는 고강도 및 높은 충격 인성을 확보하는데 한계가 있다. 이들 조직을 갖는 소재는 통상 충격 인성은 높으나, 강도는 상대적으로 낮은 특징이 있으며, 강도를 높이기 위해서 냉간 신선을 행하게 되면 고강도를 얻을 수는 있지만, 반대로 충격 인성은 강도 상승에 비례해 급격히 떨어지는 단점이 있다.
일반적으로 고강도와 우수한 충격 인성을 동시에 구현하기 위해서, 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직을 이용하게 된다. 그러나, 이 경우에도 상온에서는 충격 인성이 우수하지만, 0℃ 미만의 온도에서는 충격 특성이 크게 떨어지는 단점이 있다.
수많은 산업기계 및 자동차 부품 중에는 고강도뿐만 아니라, 저온에서의 우수한 충격 인성의 요구가 날로 증가하고 있는 실정이므로, 이와 같은 선재의 개발 요구가 절실한 실정이다.
본 발명은 높은 강도를 가지며, 저온환경에서도 우수한 충격 인성을 갖는 선재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직은 오스테나이트 단상이고, 상기 오스테나이트 결정립내에 형성된 변형 쌍정(deformation twin)의 부피 분율이 1~8%인 저온 충격 인성이 우수한 선재를 제공한다.
[관계식 1]
9 < C×Mn < 11
(단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
또한, 본 발명은 상기 조성 및 관계식 1을 만족하는 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강재를 10~30%의 단면 감소율로 냉간 신선하는 단계를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 선재는 적층 결함 에너지 및 미세조직을 일정 수준으로 조절함으로써 산업기계 및 자동차용 소재 또는 부품에서 요구되는 고강도 및 저온 충격 인성이 우수한 선재를 제공할 수 있다.
이에 따라, 종래 고강도강이 저온 충격 인성이 열위하여 적용할 수 없는 영역에 대해 상기 강재를 폭넓게 적용할 수 있는 장점이 있다.
이하, 본 발명의 선재에 대해 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 선재에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명 선재의 강성분 및 조성범위에 대해 상세히 설명한다(이하, 중량%).
탄소(C): 0.40~0.90%
탄소는 강도를 확보하기 위한 필수적인 원소로서, 강중에 고용되어 적층결함에너지를 변화시켜 냉간 가공시 변형 모드를 바꾼다. 상기 탄소 함량이 0.40% 미만이면 적층결함 에너지가 너무 낮아 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발하지 않아 목표 강도를 얻기 어렵고, 0.90%를 초과하게 되면 과잉의 탄소 함량에 기인하여 냉각 중 입계 탄화물이 형성되어 입계 취화를 유발하기 때문에 연성과 충격 인성이 급격하게 저하될 수 있다. 이 때문에, 본 발명에서는 탄소 함량을 0.40~0.90%로 포함하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5~1.0%
실리콘은 첨가시 오스테나이트에 고용되어 강재의 고용 강화, 전위 강화 및 변형 쌍정 형성을 통한 강도 향상에 유효한 원소이다. 특히, 실리콘 첨가로 적층결함 에너지가 변화하여 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발해질 수 있기 때문에 이로 인한 강도 상승 효과가 상당하다. 상기 실리콘 함량이 0.5% 미만이면, 실리콘 첨가에 의한 효과가 미미하고, 1.0%를 초과하게 되면 강도는 크게 증가하지만 연성과 충격 인성은 급격히 감소할 수 있다. 이에 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.5~1.0%로 포함한다.
망간(Mn): 11~25%
망간은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트상(phase)을 매우 안정하게 하고, 적층결함 에너지를 증가시켜 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 일으킬 수 있는 원소이다. 상기 망간 함량이 11% 미만이면 적층결함 에너지가 낮아 냉간 신선 또는 냉간 가공 중 ε-마르텐사이트(입실론 마르텐사이트)가 생성되어 취성이 발생할 우려가 있고, 25%를 초과하면 경제적으로 불리할 뿐만 아니라 열간 압연을 목적으로 재가열시 내부산화가 심해져 표면 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다. 이에 본 발명에서는 망간의 함량을 11~25%로 포함한다.
구리(Cu): 1.0~3.0%
구리는 오스테나이트상을 안정화시키는 주요한 원소 중 하나로 적층결함 에너지를 증가시켜 냉간 신선 시에도 전위의 증식과 변형 쌍정의 형성에 기여하는 바가 크다. 또한, 구리는 고강도강에서 중요하게 생각되는 수소 지연파괴에 대한 저항성을 크게 높여주는 원소이다. 상기 구리의 함량이 1.0% 미만이면 구리 첨가에 의한 효과를 기대하기 어렵고, 3.0%를 초과하게 되면 열간 압연성이 열위해져 표면 결함을 유발할 수 있다. 이에 본 발명에서는 구리의 함량을 1.0~3.0%로 포함한다.
인(P): 0.020% 이하
상기 인은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하며, 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
황(S): 0.020% 이하
상기 황은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
알루미늄(Al): 0.010~0.050%
알루미늄은 강력한 탈산 원소로서 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 뿐만 아니라, 강중에 고용된 질소와 결합하여 AlN을 형성하고, 결정립 미세화를 통해 충격 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 알루미늄 함량이 0.010% 미만이면, 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 0.050%를 초과하게 되면 알루미나 개재물이 다량 생성되어 기계적 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 이에 본 발명에서는 알루미늄을 0.010~0.050%로 포함한다.
질소(N): 0.0010~0.0050%
상기 질소는 적층결함 에너지를 변화시켜 강도 상승을 유발할 수 있는 원소이다. 상기 질소의 함량이 0.0010% 미만이면, 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.0050%를 초과하게 되면 오히려 충격 인성에는 불리하게 작용할 수 있다. 이에 본 발명에서는 그 함량이 0.0010~0.0050%로 하는 것이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에서는 상기 언급된 합금 조성이외에 다른 합금의 추가를 배제하지 않는다.
한편, 본 발명의 선재는 상기 탄소와 망간이 하기 관계식 1을 만족하도록 함유되는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
9 < C×Mn < 11
단, 상기 관계식 1에서 탄소(C) 및 망간(Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미함
본 발명에서 상기 탄소와 망간은 적층결함 에너지를 증가시키고, 온도는 내려갈수록 적층결함 에너지가 감소하는 현상을 이용해서 탄소와 망간의 함량을 적절히 조절하여 적층결함 에너지를 20~25mJ/㎡ 범위로 조절한다. 본 발명은 상온에서는 쌍정의 변형기구(TWIP)을 활용하여 고강도 비조질 선재를 제공하고, 저온에서는 변형유기 마르텐사이트 변태(TRIP)을 통해 우수한 충격인성을 달성한다.
보다 상세히 설명하면, 본 발명의 선재는 상온에서 냉간 가공을 통해서 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 할 수 있어, 가공 경화율을 크게 증가시키고, 목표로 하는 고강도를 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 선재를 이용하면 저온에서는 외부 변형 또는 충격을 가할 경우 전위 증식이나 변형 쌍정 형성보다는 마르텐사이트 변태 발생이 보다 용이해져 충격 인성이 크게 향상하게 된다.
본 발명자들은 상기한 내용에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 탄소와 망간의 관계가 중량% 기준으로 9 < C×Mn < 11를 만족할 때, 저온 충격 인성이 우수한 오스테나이트 조직의 선재를 제공할 수 있음을 확인하고 상기 관계식 1을 제시한다. 상기 C×Mn의 값이 9 이하에서는 적층결함 에너지가 너무 낮아서 상온 변형시 쌍정에 의한 변형기구가 나타나지 않고, 11 이상에서는 적층결함에너지가 너무 높아 상온 변형시 쌍정에 의한 강도 향상 효과는 확보할 수 있지만, 저온에서의 변형 유기 마르텐사이트 변태에 의한 충격인성 향상 효과를 확보하는 것이 곤란하다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 미세조직이 오스테나이트 단상으로 이루어지는 것이 바람직하다. 면적분율로, 100% 오스테나이트상으로 이루어진 미세조직을 갖는 것이 가장 바람직하다. 다만, 조업 공정을 고려하여, 본 발명의 기술적 효과를 달성하기 위해서, 본 발명 선재는 면적분율로, 95% 이상의 오스테나이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
강중에 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물이 생성되면 강재에서 취성이 발생할 가능성이 크기 때문에, 가능한 상기 조직은 포함되지 않는 것이 바람직하다. 상기 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물은 본 발명의 물성을 해하지 않는 범위인 면적분율로 5% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 이러한 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물이 생성되지 않도록 하기 위해서, 본 발명에서는 하기 적절한 성분 제어화 함께 강재의 열간압연 후, 냉각시 냉각속도를 조절함으로써, 상기 목적을 효과적으로 달성할 수 있다.
한편, 본 발명의 선재는 상기 오스테나이트의 결정립도가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 결정립도가 30㎛를 초과하면 충격 인성 향상 효과가 충분하지 않기 때문에 열간압연 온도 및 냉각속도 조절을 통해 결정립도가 30㎛ 이하가 되도록 관리한다. 한편, 후술하는 본 발명의 제조방법 중 냉간 신선 공정을 하게 되면, 결정립이 길이 방향을 연신되기는 하지만, 평균적인 결정립도에는 큰 변화가 없다.
또한, 본 발명의 선재는 상기 오스테나이트 결정립 내에 변형 쌍정(deformation twin)이 부피 분율로 1~8% 형성되는 것이 바람직하다. 상기 변형 쌍정이 부피 분율로 1% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보할 수 없고, 8%를 초과하면 목표 강도를 초과할 뿐만 아니라 충격 인성도 급격히 감소할 수 있다.
상기 변형 쌍정의 두께는 15~35㎚이고, 그 쌍정의 라멜라간 간격(twin inter-lamellar spacing)은 40~100㎚ 범위를 갖는 것이 바람직한데, 변형 쌍정의 두께가 15nm 미만이거나 라멜라간 간격이 40nm 미만이면 목표 강도를 초과하기 때문에 바람직하지 못하다. 상기 변형 쌍정의 특성은 후술하는 바와 같이, 냉간 신선시 감면율을 10~30%로 제어함으로써 효과적으로 달성할 수 있다.
또한 본 발명에서 상기 선재는 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber-texture)으로 이루어지는 것이 바람직하다. 이것은 냉간 신선시 결정립들이 상기 <111>과 <100> 방향으로 회전하여 변형 쌍정의 생성이 용이해지고, 이들 변형 쌍정의 활발한 형성을 통해 가공경화율이 향상되어 목표 강도에 도달하게 되는 것이다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 선재 제조방법은 상술한 조성을 만족하는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 냉간 신선하는 단계를 포함한다.
먼저, 상술한 조성범위를 만족하는 강재를 준비한다. 이후, 상기 강재를 재가열한다. 본 발명에서 채용할 수 있는 재가열온도 범위는 950~1050℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면, 열간압연 중 강재의 온도가 너무 떨어져 표면 결함이 유발될 가능성이 크고, 1050℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대하게 성장해서 기계적 성질을 열위하게 하기 때문에 재가열 온도는 950~1050℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 재가열된 강재를 열간 압연한다. 상기 열간 압연의 마무리 열간압연 온도는 750~850℃ 범위로 관리하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간 압연 온도가 750℃ 미만이면 강재의 표면 결함이 유발될 가능성이 크고, 850℃를 초과하면 결정립이 미세하게 되지 않아서 원하는 기계적 성질을 얻을 수 없기 때문에, 마무리 열간압연 온도는 750~850℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간 압연 후 열간압연된 강재를 냉각한다. 상기 냉각은 냉각개시온도에서부터 냉각종료온도까지의 구간을 1~5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만이면, 입계 탄화물 형성으로 연성 및 충격 인성이 급격하게 저하될 수 있고, 5℃/s를 초과하게 되면 균일한 미세조직을 확보하기 어렵기 때문에 냉각속도는 1~5℃/s로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉각개시온도는 특별히 규정한 것은 아니며, 마무리 열간 압연 후의 온도를 의미하며, 냉각종료온도라 함은 상온까지 냉각이 완료되는 지점을 의미한다.
상기 냉각된 강재에 대해 냉간 가공을 행한다. 상기 냉간 가공은 냉간 신선용 다이스를 이용하는 것이 바람직하며, 이때 냉간 감면율은 10~30%로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉간 감면율이 10% 미만이면, 본 발명에서 구현하고자 하는 강도를 확보하는 것이 곤란하며, 30%를 초과하게 되면, 요구되는 강도 범위를 넘어서고 연성이 크게 떨어지기 때문에 냉간 감면율은 10~30%로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 선재는 앞서 설명한 바와 같이, 목표한 강도와 저온 충격 인성을 확보하기 위해서, 오스테나이트 결정립내에 변형 쌍정이 부피 분율로 1~8% 형성되는 것이 바람직하며, 상기 선재의 변형 쌍정의 두께는 15~35nm 이고, 그 쌍정의 라멜라간 간격(twin inter-lamellar spacing)은 40~100nm 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이는 상기 냉간 신선시 냉간 감면율을 제어함으로써, 달성될 수 있다.
본 발명의 선재는 인장강도가 1400~1600MPa이고, 상온 및 -40℃에서도 100~150J/㎠ 범위의 충격치를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1의 조성성분을 갖는 용강을 주조하여 강재를 얻을 후, 이를 1000℃로 재가열한 후 열간압연을 행하고, 800℃에서 최종 선재 압연을 행하고, 하기 표 2에 기재된 냉각속도로 냉각하여 직경 20㎜의 선재를 제조하였다. 얻어진 각각의 선재에 대해 오스테나이트 결정립도를 측정하여 이를 표 2에 나타내었다.
이후, 상기 같이 제조된 선재를 표 2의 감면율로 냉간 신선 가공을 한 다음, 인장강도와 충격치를 측정하여 이를 표 2에 나타내었다.
하기 표 2에서, 오스테나이트 결정립도는 화상 분석기(Image Analyzer)를 이용하여 측정하였고, 변형 쌍정의 두께, 라멜라 간격 및 부피 분율을 투과전자현미경(TEM)과 후방산란전자회절(EBSD) 장비를 이용하여 측정하였고, 집합조직도 후방산란전자회절(EBSD) 장비를 이용하여 분석하였다. 그리고, 상온 인장시험은 crosshead speed를 항복점까지는 0.9㎜/min, 그 이후로는 6㎜/min의 속도로 실시하여 인장강도와 연신율을 측정하였다. 또한, 충격시험은 시편에 충격을 가하는 striker edge부 곡률이 2㎜이고, 시험 용량이 500J인 충격 시험기를 이용하여, 상온과 -40℃에서 실시하여 측정하였다.
구분 No. 조성(중량%) 관계식
1
C Si Mn Cu P S Al N
발명예 1 0.40 0.7 23 2.3 0.017 0.019 0.029 0.0047 9.2
2 0.49 0.5 20 1.6 0.014 0.016 0.015 0.0043 9.8
3 0.60 0.6 18 2.1 0.016 0.013 0.018 0.0045 10.8
4 0.71 0.5 14 1.4 0.015 0.014 0.034 0.0046 9.9
5 0.82 0.8 13 2.7 0.013 0.010 0.041 0.0038 10.7
6 0.88 0.9 11 2.5 0.015 0.014 0.023 0.0039 9.7
비교예 7 0.32 0.6 26 1.5 0.011 0.009 0.018 0.0037 8.3
8 1.20 0.9 17 2.2 0.014 0.014 0.019 0.0046 20.4
9 0.53 1.8 19 2.0 0.013 0.010 0.027 0.0039 10.1
10 0.72 0.7 9 0.3 0.017 0.014 0.036 0.0042 6.5
11 0.80 0.5 15 3.4 0.017 0.017 0.017 0.0049 12.0
12 0.89 0.8 12 1.8 0.013 0.012 0.022 0.0033 10.7
13 0.57 0.7 19 2.0 0.015 0.014 0.023 0.0041 10.8
14 0.45 0.5 22 2.1 0.012 0.017 0.025 0.0046 9.9
15 0.61 0.6 17 1.8 0.016 0.015 0.018 0.0039 10.4
(상기 표 1에서 관계식 1은 C×Mn이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)
구분 No. 냉각
속도
(℃/s)		 γ결정
입도
(㎛)		 냉간
감면
율(%)		 쌍정
분율
(%)		 쌍정
두께(㎚)		 쌍정
라멜라
간격
(㎚)		 인장
강도
(MPa)		 연신
율
(%)		 충격치(J/㎠)
상온 -40℃
발명예 1 5 21 16 4 30 83 1405 15 141 143
2 3 26 13 3 19 76 1430 13 129 132
3 2 28 27 7 25 57 1470 12 121 125
4 4 23 20 5 28 62 1525 11 113 114
5 3 25 22 6 32 44 1562 11 109 108
6 1 30 18 5 22 50 1591 10 102 103
비교예


 7 2 28 15 0.5 31 - 1070 18 160 135
8 4 22 26 11 23 35 1684 8 87 33
9 1 29 23 4 27 52 1559 9 85 32
10 5 20 18 0.3 29 - 1138 17 153 126
11 3 25 22 9 25 60 1573 11 110 46
12 0.1 42 25 6 35 55 1586 5 64 24
13 3 26 39 10 27 37 1652 8 84 30
14 3 27 61 11 25 34 1822 7 67 21
15 3 25 78 12 22 30 2035 5 32 10
(상기 표 2에서 γ결정립도는 오스테나이트 결정립도를 의미함)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강조성 성분이 본 발명의 범위내이고, 관계식 1(9 < C x Mn < 11)을 만족할 뿐만 아니라, 본원발명의 제조방법을 충족하는 발명예 1 내지 6의 경우 오스테나이트 단상 조직이 얻어지고, 변형 쌍정의 미세조직적 특성을 만족하며, 기계적 물성 또한 1400~1600MPa의 인장강도와 100~150J/㎠의 충격치를 나타냄을 알 수 있다. 이러한 물성은 적층결함 에너지가 일정수준으로 제어되어 냉간 신선시에는 높은 가공경화에 의해 목표 강도를 얻고, 저온 충격시에는 마르텐사이트 변태에 의해 충격을 흡수할 수 있게 되기 때문이다.
이에 반하여, 비교예 7과 10은 각각 탄소와 망간 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 1을 만족하지 못한다. 따라서, 냉간 신선을 하더라도 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발하지 못해 인장강도가 목표 물성에 도달하지 못하게 됨을 보여준다.
비교예 8은 탄소 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 관계식 1을 크게 벗어나기 때문에 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 매우 활발하게 일어날 정도로 적층결함 에너지가 증가하게 된다. 이에 따라, 냉간 신선시 가공경화가 급격하게 진행되어 인장강도는 목표를 초과하게 되나, 충격 인성은 열위해지는 것을 알 수 있다.
비교예 9는 실리콘이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 비록 관계식 1을 만족하지만 실리콘의 강화 효과로 인해 충격 인성은 열위해지는 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 11은 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하나 관계식 1이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우로서, 냉간 신선시 가공경화에 의해 충분한 강도는 확보할 수 있지만, 저온 충격시 마르텐사이트 상변태가 일어나지 않아, 저온에서의 충격 인성이 급격히 열위해지는 것을 알 수 있다.
비교예 12는 강조성 성분 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 만족하는 경우이나, 제조공정에서 냉각속도가 너무 느려 오스테나이트 결정립도가 과도하게 커진 경우로서, 그 결과 입계 탄화물이 생성되어 충격 인성이 열위해지는 것을 나타낸다. 비교예 13 내지 15는 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하고, 관계식 1도 만족하면서, 냉간 신선량이 30%를 초과하는 경우로서 강도는 급격히 상승하지만, 연성이 떨어져, 결국 충격 인성이 매우 열위해지는 것을 보여준다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직은 면적분율로 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립내에 형성된 변형 쌍정(deformation twin)의 부피 분율이 1~8%인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
    [관계식 1]
    9 < C×Mn < 11
    (단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트의 결정립도는 30㎛ 이하인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 쌍정의 두께는 15~35㎚인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 쌍정의 라멜라 간격은 40~100㎚인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber texture)를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 강재를 준비하는 단계;
    상기 강재를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계;
    상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강재를 10~30%의 단면 감소율로 냉간 신선하는 단계
    를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
    [관계식 1]
    9 < C×Mn < 11
    (단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 재가열은 950~1050℃의 온도범위로 행하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 열간압연은 750~850℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉각은 1~5℃/s의 속도로 행하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.

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