KR101758490B1

KR101758490B1 - 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101758490B1
Application number: KR1020150181019A
Authority: KR
Inventors: 문동준; 최염호; 이상윤; 손정수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-17
Filing date: 2015-12-17
Publication date: 2017-07-17
Also published as: KR20170072995A

Abstract

중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물을 포함하고, 상기 탄질화물의 평균 원상당 직경이 5~70nm이며, 상기 탄질화물 중 평균 원상당 직경 80nm 이상인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 5개/μm² 이하인 비조질 선재와 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법{NON-QUENCHED AND TEMPERED WIRE ROD HAVING EXCELLENT STRENGTH AND IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

기계구조용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 구조용강은 대부분 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 공정을 거쳐 강도와 인성을 높인 조질강(Quenching and Tempering Steel; 調質鋼)이 사용되고 있다.

한편, 조질강과 달리 비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 열간 가공 후 열처리하지 않고도 열처리(조질처리)한 강(조질강)과 유사한 인성과 강도를 얻을 수 있는 강을 말하며, 이러한 비조질강은 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만들기 때문에 미세합금강(Micro-Alloyed Steel)이라고도 한다.

통상의 선재 제품은 열간 압연, 냉간 신선, 구상화 열처리, 냉간 신선, 냉간 압조, 급냉 및 소려 공정을 거쳐 최종 제품이 만들어지는 반면에, 비조질 선재 제품은 열간 압연, 냉간 신선 및 냉간 압조의 공정을 거쳐서 최종 제품이 만들어진다.

이와 같이, 비조질 선재는 기존 조질 선재 제조시 수반되는 열처리 공정을 생략함으로써 소재의 제조단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품임과 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용되고 있다.

그러나, 비조질 선재는 열처리 공정이 생략되고 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면 연성이 지속적으로 저하되는 문제가 있다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 석출물을 이용한 결정립 미세화, 몰리브덴(Mo) 등의 고가의 석출물 생성 합금원소(micro-alloying element) 및 보론(B) 등을 활용하여 베이나이트계 미세조직을 확보하는 기술이 제시된 바 있다.

그러나, 몰리브덴(Mo) 첨가 강의 경우, 높은 소입성을 나타내는 장점이 있는 반면, 고가의 원소로 그 첨가량이 증가함에 따라 소재의 원가 상승폭이 크게 증가하는 문제점이 있으며, 보론(B) 첨가 강의 경우, 저가이기는 하지만 소입성 한계 등이 문제점으로 지적받고 있다.

본 발명의 여러 목적 중 하나는, 추가 열처리 없이도 우수한 강도 및 충격인성을 확보할 수 있는 비조질 선재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물을 포함하고, 상기 탄질화물의 평균 원상당 직경이 5~70nm이며, 상기 탄질화물 중 평균 원상당 직경 80nm 이상인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 5개/μm² 이하인 비조질 선재를 제공한다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(T_H)로 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강편을 마무리 압연온도 Ae3~(Ae3+50)℃의 조건 하 선재 압연하여 선재를 얻는 단계, 및 상기 선재를 권취 후, 0.1~1℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1] T_X≤T_H≤T_X+80

(여기서, T₁≥T₂일 경우 T_X은 T₁이고, T₂>T₁일 경우 T_X은 T₂이며, T₁은 "833.5+447.9x{1-exp(-[Nb][C]/0.01799)}+226.5x{1-exp(-[Nb][C]/0.00163)}"이고, T₂는 "860.7+348.1x{1-exp(-[V][N]/0.00995)}+199.6x{1-exp(-[V][N]/0.00064)}"임)

본 발명에 따르면, 구상화 소둔 열처리를 생략하더라도 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재를 제공할 수 있다.

본 발명자들은 구상화 소둔 열처리를 생략하더라도 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재를 제공하기 위하여 다양한 각도에서 검토하였으며, 그 결과, 석출물 생성 합금원소 중 Nb 및/또는 V를 첨가하되, 제조 조건을 적절히 제어하여 석출물의 평균 입경 및 조대 석출물의 개수 밀도를 적절히 제어함으로써, 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재를 제공할 수 있음을 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면인 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 비조질 선재의 합금 성분 및 조성 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.

C: 0.15~0.35%

탄소는 선재의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.15% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 0.16% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소 함량의 상한은 0.35%인 것이 바람직하고, 0.34%인 것이 보다 바람직하다.

Si: 0.05~0.3%

실리콘은 탈산제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.05% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.06% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 고용강화에 의해 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘 함량의 상한은 0.3%인 것이 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하다.

Mn: 1.0~2.0%

망간은 탈산제 및 탈황제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 1.0% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 1.1% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간 함량의 상한은 2.0%인 것이 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 바람직하다.

Cr: 0.5% 이하

크롬은 열간압연시 페라이트 및 펄라이트 변태를 촉진시키는 역할을 한다. 또한, 강 자체의 강도를 필요 이상으로 높이지 않으면서도, 강 중 탄화물을 석출시켜 고용 탄소량을 저감시켜, 고용 탄소에 의한 동적 변형 시효의 감소에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 상기 크롬 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하고, 0.05~0.4%인 것이 보다 바람직하다.

P: 0.02% 이하

인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연 파괴 저항성을 감소시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.02%로 관리한다.

S: 0.02% 이하

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 연성을 크게 저하시키고, 강 중 유화물을 형성하여 지연 파괴 저항성 및 응력 이완 특성을 열화시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.02%로 관리한다.

sol.Al: 0.01~0.05%

가용 알루미늄은 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소로써, 0.01% 이상 첨가하고, 바람직하게는 0.015% 이상 첨가하며, 보다 바람직하게는 0.02% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과할 경우 AlN 형성에 의한 오스테나이트 입도 미세화 효과가 커지게 되어 냉간가공성이 저하된다. 따라서 본 발명에서는 상기 가용 알루미늄 함량의 상한을 0.05%로 관리한다.

N: 0.01% 이하

질소는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 그 함량이 과다할 경우, 고용 질소량이 증가하여 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 이론상 질소의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 질소의 함량의 상한을 0.01%로 관리하는 것이 바람직하고, 0.008%로 관리하는 것이 보다 바람직하며, 0.007%로 관리하는 것이 보다 더 바람직하다.

Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상

니오븀은 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소로서 0.005% 이상 첨가한다. 하지만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로 역시 용해도 한계를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 더욱이, 그 함량이 과다할 경우, 고용한계를 넘게 되어 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량은 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.04% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

한편, 바나듐은 니오븀과 마찬가지로 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소로서 0.05% 이상 첨가한다. 다만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 용해도 한계(solubility limit)를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 그 함량은 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.4% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

상기 합금조성 외 잔부는 철(Fe)이다. 뿐만 아니라, 본 발명의 비조질 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.

다만, Ti는 본 발명의 효과를 얻기위해 그 함량을 최대한 억제하여야 하는 대표적인 불순물에 해당하기 때문에, 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

Ti: 0.005% 이하

타이타늄은 탄질화물 형성원소로써, Nb 및 V보다 높은 온도에서 탄질화물을 형성한다. 따라서, 강 중 타이타늄이 포함될 경우 비록 C 및 N의 고정에는 유리할 수 있으나, Ti 탄질화물을 핵으로 하여 Nb 및/또는 V가 석출되어 기지 내에 조대한 탄질화물이 다량 형성됨으로써 냉간 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 타이타늄의 함량의 상한을 0.005%로 관리하는 것이 바람직하고, 0.004%로 관리하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 비조질 선재는 Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물을 포함하며, 상기 탄질화물의 평균 원상당 직경(equivalent circular diameter)은 70nm 이하인 것이 바람직하다. 만약, 탄질화물의 평균 원상당 직경이 70nm를 초과할 경우 중심 편석부에서 이러한 탄질화물들이 파괴의 기점으로 작용할 우려가 있다. 여기서, 탄질화물이란 탄소 및/또는 질소를 포함하는 석출물을 의미한다.

또한, 상기 Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물 중 평균 원상당 직경 80nm 이상인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 5개/μm² 이하인 것이 바람직하다. 만약, 평균 원상당 직경 80nm 이상인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 5개/μm²를 초과할 경우, 목표하는 강도 및 충격인성 확보가 어려울 수 있다.

한편, 본 발명에서는 Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물의 평균 원상당 직경 등을 측정하는 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 비조질 선재를 길이 방향과 수직한 방향으로 절단한 후, 주사전자현미경(FE-SEM, Field Emission Scanning Electron Microscope)을 이용해 1/4d 위치(여기서, d는 비조질 선재의 직경을 의미함)에서 1,000배율로 단면 사진을 촬영하고, 전자 탐침 미량 분석기(EPMA, Electron Probe Micro-Analyzer)를 이용하여 각각의 석출물의 조성을 분석하여 그 종류를 구분한 후, 이를 분석하여 Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물의 평균 원상당 직경, 평균 원상당 직경 80nm 이상인 조대 탄질화물의 개수를 산출할 수 있다.

일 예에 따르면, 본 발명의 비조질 선재는 그 미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 면적분율로 30% 이상(100% 제외)의 페라이트(ferrite) 및 70% 이하(0% 제외)의 펄라이트(pearlite)를 포함할 수 있다. 상기와 같은 조직을 확보할 경우, 우수한 충격인성 확보와 더불어 적절한 신선가공 후 강도를 확보할 수 있는 장점이 있다.

또한, 일 예에 따르면, 상기 페라이트의 평균입경은 3~25㎛일 수 있고, 보다 바람직하게는 5~15㎛일 수 있다. 상기 페라이트의 평균입경이 3㎛ 미만일 경우 입계 미세화에 의해 강도가 증가하여 냉간가공성이 감소할 우려가 있으며, 반면 25㎛를 초과할 경우 강도가 감소할 우려가 있다. 한편, 함께 형성되는 펄라이트의 평균입경은 상기 페라이트의 평균입경에 영향을 받기 때문에 특별히 제한하지 않는다. 이때, 상기 평균입경은, 선재의 길이 방향 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 평균 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.

본 발명의 비조질 선재는 인장강도 및 충격인성의 밸런스가 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 본 발명의 비조질 선재의 인장강도(MPa)와 충격인성(J)의 곱은 120,000MPa·J 이상일 수 있다.

이상에서 설명한 본 발명의 비조질 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상기 성분계를 만족하는 블룸(bloom)을 가열 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는다.

블룸(bloom)의 가열 온도는 1200~1300℃인 것이 바람직하고, 1220~1280℃인 것이 보다 바람직하다. 블룸의 가열 온도가 1200℃ 미만일 경우 열간 변형 저항이 증가할 우려가 있으며, 반면, 1300℃를 초과할 경우 오스테나이트의 조대화로 인해 연성이 열화할 우려가 있다.

일 예에 따르면, 블룸의 가열시, 가열 온도에서의 유지 시간은 4시간 이상일 수 있다. 만약, 그 유지 시간이 4시간 미만일 경우 균질화 처리가 충분치 못할 우려가 있다. 한편, 가열 온도에서의 유지 시간이 길수록 균질화에 유리하여 편석의 저감에 유리한 바, 본 발명에서는 그 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.

다음으로, 상기 빌렛(billet)을 재가열 후, 선재 압연하여 비조질 선재를 얻는다.

빌렛의 재가열시, 재가열 온도는 하기 관계식 1을 만족하도록 제어함이 바람직하다.

[관계식 1] T_X≤T_H≤T_X+80

상기와 같은 조건으로 빌렛을 재가열하는 까닭은 성분계 중 Nb 및/또는 V에 의해 형성되는 탄질화물을 모재 내에 재고용시키기 위함이다. Nb 및/또는 V에 의해 형성된 탄질화물이 가열로 내 재가열시 용해되지 않고 잔류하게 되면, 고온 유지시 연속적인 조대화로 인하여 후속 공정인 선재압연 공정에서 결정립 미세화가 어려워지며, 냉각시 혼립 조직이 생성될 수 있다.

한편, 탄질화물의 재고용 온도는 Nb계 탄질화물의 경우 C의 함량에 의존하고, V계 탄질화물의 경우 N의 함량에 크게 의존하는 것으로 알려져 있다. 따라서, 빌렛의 재가열 단계에서 Nb 및/또는 V에 의해 형성되는 탄질화물을 모재 내에 재고용시키고, 선재 압연 이후의 공정에서 미세한 석출물로 석출되도록 하기 하기 위해서는 Nb 및 V 탄질화물의 고용 한계를 고려하여 빌렛의 재가열 온도를 설계하는 것이 바람직하다고 하겠다. 본 발명자들은 Nb 및 V 탄질화물의 고용 한계에 대한 수많은 실험을 통하여 상기 관계식 1의 조건으로 빌렛의 재가열시 Nb 및/또는 V 탄질화물이 온전히 재고용됨을 확인하였다. 상기 관계식 1의 빌렛의 재가열 온도(T_H)가 T_X℃ 미만일 경우에는 Nb 및 V 조대 석출물들이 온전히 재고용되지 않으며, 반면, T_X+80℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 조직이 과도하게 성장될 가능성이 높아 바람직하지 않다.

일 예에 따르면, 빌렛의 재가열시, 재가열 온도에서의 유지 시간은 60~240분 이상일 수 있다. 만약, 그 유지 시간이 60분 미만일 경우 균질화 처리가 충분치 못할 우려가 있다. 한편, 재가열 온도에서의 유지 시간이 길수록 편석 조장 원소들의 균질화에는 유리하나, 오스테나이트 조직이 과도하게 성장하여 연성이 저하될 우려가 있는 바, 그 유지 시간의 상한은 240분으로 한정할 수 있다.

선재 압연시, 마무리 압연온도는 Ae3~(Ae3+50)℃인 것이 바람직하다. 만약, 마무리 압연온도가 Ae3 미만인 경우 페라이트 결정립 미세화에 의한 강도 상승으로 변형 저항이 증가할 우려가 있으며, 반면, Ae3+50℃를 초과하는 경우 페라이트 결정립이 지나치게 조대해져 인성이 저하될 우려가 있다.

이후, 상기 비조질 선재를 권취한 후, 냉각한다.

비조질 선재의 권취온도는 750~900℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 800~850℃일 수 있다. 만약, 권취온도가 750℃ 미만인 경우에는 냉각시 발생한 표층부의 마르텐사이트가 복열에 의해 회복되지 않고, 소려 마르텐사이트가 생성되어 딱딱하고 무른 강이 되기 때문에 냉간가공성이 저하될 우려가 있다. 반면, 권취온도가 900℃를 초과하는 경우 그 표면에 두꺼운 스케일이 형성되어 탈스케일시 트러블이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라, 냉각시간이 길어져 생산성이 저하될 우려가 있다.

비조질 선재의 냉각시 냉각속도는 0.1~1℃/sec일 수 있고, 바람직하게는 0.3~0.8℃/sec 이하일 수 있다. 이는 안정적으로 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 형성하기 위함으로, 만약, 냉각속도가 0.1℃/sec 미만일 경우 펄라이트 조직의 라멜라 간격이 넓어져 연성이 부족할 우려가 있으며, 1℃/sec를 초과할 경우 저온 조직이 생성되어 강의 강도를 지나치게 증가시키고, 인성을 급격히 저하시킬 우려가 있다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 블룸(bloom)을 1250℃에서 4시간 가열한 후, 1150℃의 마무리 압연 온도 조건으로 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻었다. 이후, 상기 빌렛(billet)을 하기 표 2의 재가열 온도에서 3시간 재가열한 후, 하기 표 2의 마무리 압연 조건으로 선재 압연 하여 비조질 선재(선경 20mm)를 제조하였다. 이후, 800℃의 온도에서 권취한 후, 0.5℃/sec의 속도로 냉각하였다.

이후, 주사전자현미경을 이용해 냉각된 선재의 미세조직의 종류 및 분율, 석출물의 종류 및 크기 등을 분석 및 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

이후, 냉각된 선재의 상온 인장강도 및 상온 충격값을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 여기서, 상온 인장강도는 25℃에서 비조질강 시편의 중심부에서 채취하여 측정하였으며, 상온 충격값은 25℃에서 U노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가한 것이다.

강종	합금 조성(중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Cr	Al	Nb	V	N	Ti
발명강1	0.16	0.21	1.56	0.010	0.0035	-	0.02	0.020	0.07	0.0052	0.003
발명강2	0.18	0.18	1.33	0.011	0.0045	-	0.03	0.006	0.21	0.0047	0.001
발명강3	0.21	0.22	1.64	0.012	0.0055	0.35	0.03	0.015	-	0.0040	0.002
발명강4	0.24	0.15	1.41	0.009	0.0052	0.15	0.04	0.009	0.10	0.0054	0.003
발명강5	0.26	0.20	1.37	0.011	0.0047	-	0.02	0.011	0.09	0.0056	0.002
발명강6	0.29	0.17	1.20	0.010	0.0042	0.11	0.03	-	0.15	0.0042	0.001
발명강7	0.32	0.21	1.31	0.011	0.0064	-	0.03	0.010	0.06	0.0037	0.003
발명강8	0.34	0.19	1.15	0.010	0.0053	-	0.02	-	0.12	0.0058	0.001
비교강1	0.15	0.12	1.54	0.011	0.0045	-	0.03	0.035	0.05	0.0054	0.004
비교강2	0.17	0.15	1.33	0.011	0.0053	-	0.04	0.005	0.24	0.0058	0.005
비교강3	0.19	0.18	1.45	0.010	0.0055	0.42	0.02	0.031	-	0.0043	0.009
비교강4	0.22	0.16	1.28	0.010	0.0044	0.17	0.03	0.007	0.19	0.0048	0.011
비교강5	0.25	0.20	1.34	0.011	0.0041	-	0.03	0.025	0.06	0.0062	0.009
비교강6	0.28	0.13	1.01	0.012	0.0052	0.11	0.02	-	0.21	0.0042	0.007
비교강7	0.31	0.19	1.15	0.009	0.0064	-	0.03	0.022	0.06	0.0051	0.015
비교강8	0.35	0.11	1.05	0.010	0.0048	-	0.03	-	0.15	0.0057	0.012

강종	T₁	T₂	재가열 온도 (℃)	Ae3 (℃)	마무리 압연온도 (℃)	비고
발명강1	1131.2	959.8	1153	818.8	832	발명예1
발명강2	999.3	1050.5	1087	828.5	853	발명예2
발명강3	1129.2	860.7	1155	799.9	827	발명예3
발명강4	1080.5	992.8	1102	803.2	824	발명예4
발명강5	1116.7	986.7	1117	800.4	825	발명예5
발명강6	863.5	1007.1	1047	799.6	821	발명예6
발명강7	1131.2	926.9	1146	789.2	814	발명예7
발명강8	863.5	1016.5	1051	788.7	816	발명예8
비교강1	1194.3	938.7	1102	820.1	935	비교예1
비교강2	976.2	1083.1	1043	833.1	897	비교예2
비교강3	1209.0	860.7	1115	806.3	842	비교예3
비교강4	1038.7	1042.8	1048	814.9	875	비교예4
비교강5	1216.6	961.5	1124	803.5	902	비교예5
비교강6	863.5	1039.5	1043	807.5	886	비교예6
비교강7	1227.9	947.1	1131	794.2	835	비교예7
비교강8	863.5	1036.5	1055	788.8	863	비교예8

강종	미세조직 종류 및 분율 (면적%)	페라이트 평균 입경 (μm)	석출물 평균 원상당 직경 (μm)	조대 탄질화물의 단위 면적 당 개수 (개/μm²)	TS (MPa)	vE 25℃ (J)	TS·vE 25℃ (MPa·J)	비고
발명강1	F55.4+P44.6	5.69	0.021	1.4	689.6	227	156,539	발명예1
발명강2	F52.7+P47.3	5.81	0.024	1.7	749.8	198	148,460	발명예2
발명강3	F50.3+P49.7	6.25	0.037	2.3	684.3	208	142,334	발명예3
발명강4	F47.2+P52.8	5.94	0.028	2.5	730	185	135,050	발명예4
발명강5	F44.1+P55.9	7.29	0.063	2.8	736.1	169	124,401	발명예5
발명강6	F40.5+P59.5	6.37	0.045	3.6	758.8	165	125,202	발명예6
발명강7	F36.8+P63.2	6.12	0.042	4.2	750.5	171	128,336	발명예7
발명강8	F33.3+P66.7	6.45	0.048	4.7	765.4	159	121,699	발명예8
비교강1	F56.7+P43.3	8.64	0.071	6.2	694.7	164	113,931	비교예1
비교강2	F52.2+P47.8	8.72	0.074	6.5	761.1	144	109,598	비교예2
비교강3	F51.5+P48.5	9.25	0.081	7.3	683.4	153	104,560	비교예3
비교강4	F49.7+P50.3	7.34	0.046	7.6	765.9	133	101,865	비교예4
비교강5	F44.6+P55.4	9.68	0.087	8.1	737.1	118	86,978	비교예5
비교강6	F41.8+P58.2	10.62	0.098	8.5	786.9	98	77,116	비교예6
비교강7	F36.4+P63.6	11.74	0.106	9.2	750.4	111	83,294	비교예7
비교강8	F32.1+P67.9	7.59	0.054	10.3	777.2	116	90,155	비교예8

표 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우, 인장강도와 충격인성의 곱이 120,000(MPa·J) 이상으로 인장강도와 충격인성의 밸런스가 매우 우수함을 알 수 있다. 반면, 비교예 1 내지 8은 합금 조성 및/또는 제조 조건이 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어나 인장강도 및/또는 충격인성이 열위하게 나타남을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
Nb 및/또는 V를 포함하는 탄질화물을 포함하고, 상기 탄질화물의 평균 원상당 직경이 5~70nm이며,
상기 탄질화물 중 평균 원상당 직경 80nm 이상인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 5개/μm² 이하이고,
인장강도와 충격인성의 곱이 120,000MPa·J 이상인 비조질 선재.
제1항에 있어서,
상기 불가피한 불순물은 Ti를 포함하고, 중량%로, Ti: 0.005% 이하로 억제된 비조질 선재.
제1항에 있어서,
미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 비조질 선재.
제1항에 있어서,
미세조직으로, 30면적% 이상(100면적% 제외)의 페라이트(ferrite) 및 70면적% 이하(0면적% 제외)의 펄라이트(pearlite)를 포함하는 비조질 선재.
제3항 또는 제4항에 있어서,
상기 페라이트의 평균입경은 3~25μm인 비조질 선재.
중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.05% 및 V: 0.05~0.5% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 블룸(bloom)을 1200~1300℃로 4시간 이상 가열하는 단계;
상기 가열된 블룸을 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는 단계;
상기 빌렛을 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(T_H)로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 빌렛을 마무리 압연온도 Ae3~(Ae3+50)℃의 조건 하 선재 압연하여 선재를 얻는 단계; 및
상기 선재를 권취 후, 0.1~1℃/sec의 속도로 냉각하는 단계;
를 포함하고,
상기 냉각된 선재의 인장강도와 충격인성의 곱이 120,000MPa·J 이상인 비조질 선재의 제조방법.
[관계식 1] T_X≤T_H≤T_X+80
(여기서, T₁≥T₂일 경우 T_X은 T₁이고, T₂>T₁일 경우 T_X은 T₂이며, T₁은 "833.5+447.9x{1-exp(-[Nb][C]/0.01799)}+226.5x{1-exp(-[Nb][C]/0.00163)}"이고, T₂는 "860.7+348.1x{1-exp(-[V][N]/0.00995)}+199.6x{1-exp(-[V][N]/0.00064)}"임)
제6항에 있어서,
상기 불가피한 불순물은 Ti를 포함하고, 중량%로, Ti: 0.005% 이하로 억제된 비조질 선재의 제조방법.
삭제
삭제
제6항에 있어서,
상기 강편의 재가열시, 재가열 온도에서의 유지 시간은 60~240분인 비조질 선재의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 권취시, 권취온도는 750~900℃인 비조질 선재의 제조방법.