KR101767821B1 - 고탄소강 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 - Google Patents

고탄소강 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 Download PDF

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KR101767821B1 KR1020160035343A KR20160035343A KR101767821B1 KR 101767821 B1 KR101767821 B1 KR 101767821B1 KR 1020160035343 A KR1020160035343 A KR 1020160035343A KR 20160035343 A KR20160035343 A KR 20160035343A KR 101767821 B1 KR101767821 B1 KR 101767821B1
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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트인 고탄소강 선재에 관한 것이다.

Description

고탄소강 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법{HIGH CARBON WIRE ROD AND STEEL WIRE AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 고탄소강 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 타이어코드 등에 바람직하게 적용될 수 있는 고탄소강 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
타이어의 형상 유지, 주행 안정성 향상 등의 목적으로 사용되는 타이어 코드 등에는 JIS(Japanese Industrial Standards) 규격 탄소강 SWRH72~97ACr이 사용되고 있으며, 그보다 상위 등급인 SWRH102ACR 등이 개발 단계에 있다.
이들의 통상적인 제조 방법은 산세 -> 건식 신선 -> 1차 LP 열처리 -> 건식 신선 -> 2차 LP 열처리 ->습식 신선의 공정으로 이루어진다.
상세하게는 5.5~5.0 mmφ 선재를 원선으로 하여 디스케일링 후 건식 윤활제를 사용하여 3 mmφ까지 신선되며, 신선에 의해 내부에 형성된 내부 응력을 없애기 위하여 또는 소재에 연성을 부여하기 위하여 1차 LP 열처리(Lead Patenting, 납조 열처리)를 행한다. 1차 LP 열처리는 소재를 1000℃까지 유지하여 오스테나이트 단상 조직을 만든후 40~50℃/s의 냉각속도로 냉각하여 550~600℃ 사이의 온도 구간에서 수십초 동안 등온 변태 시켜 미세 펄라이트를 얻는다. 이 소재를 다시 건식 윤활제를 사용하여 1~2 mmφ까지 신선한 후 상기 1차 LP 열처리와 동일한 공정조건으로 2차 LP 열처리하여 내부 응력을 소멸시키고, 2차 LP 열처리재에 동(Cu)을 도금시킨 다음 그 위에 아연(Zn)을 도금하고 확산처리를 통해 강선 표면에 황동 도금층을 형성시키며, 최종 습식 윤활제를 사용하여 총 20~30개의 탄화텅스텐(WC) 다이스를 통과시켜 타이어 코드 규격에 맞추어 0.18~0.3 mmφ의 선경으로 최종 신선된다.
타이어코드는 기존에 고부가가치 강종에 포함되어 있었으나, 과공급 현상 및 그 가치 저하로 인하여 그 가치는 계속 감소하고 있는 실정이다. 따라서, 현재의 개발 방향은 고강도 방향과 제품 경쟁력을 갖기 위한 원가 절감 방향이다.
고강도 방향은 강도를 효과적으로 증가시킬 수 있는 C를 증량시키는 방법과 Si 등의 페라이트 고용 강화 원소의 증량을 통한 방법이 주된 방법이다. Cr 등은 성분 제한(최대 0.3 %)이 있고, 기타 V, Ti 등 석출강화 원소는 고가이기 때문에 사용되기는 어려운 실정이다. 그러나, C 함량 등이 증가하게 되면 선재 중심에 편석 수준이 열위하게 되어 가공사에서 신선 중 단선이 유발되거나, 최종 제품 물성이 확보되지 않는 단점이 있다. 따라서, C 함량 등을 증가시키기 위해서는 제강-연주 제어 기술 향상이 동반되어야 한다.
제품 경쟁력을 향상시킬 수 있는 효과적인 방법 중 하나는 가공사에서 행하는 열처리의 생략이다. 타이어코드의 제품 크기는 상기 언급한 것처럼 0.18~0.4 mmφ로 그 사이즈가 매우 작기 때문에 중간 열처리를 필수적으로 행해야 하며, 3600 MPa 이상 규격강에서는 2회 LP 열처리하고 있다. 또한, 현재 환경에 대한 규제가 강화되고 전세계적으로 법이 강화되면서 인체에 해로운 성분 또는 물질에 대한 사용 금지가 시행되고 있으며, 이에 납도 포함된다. 납은 중금속(원자량: 207)이지만, 자르거나 압연이 쉬워 가공이 용이하고, 용융점이 낮기 때문에 다른 금속과 합금이 쉬우며, 내산성이 있고 화학적으로 안정된 성질이 있는 것으로 알려져 있다. 그러나, 납은 대량 체내에 흡수될 경우 급성위장염, 중추신경계 장애, 뇌 중독, 최근에는 치매와 파키슨 병의 원인이라는 보고가 있으며, 주로 납제련업, 도장업 등 납을 직간접적으로 다루는 사람에게 발생한다. 국내에는 납에 대한 사용규제가 미국, 유럽에 비해 약하여 현재 신선 제조사에서 납을 사용하고 있다. 그러나, 전세계적인 흐름에 따라 납 사용이 제한될 것이 예상되며, 이에 대응하기 위해 1차 고객사인 신선사에서도 LP 열처리를 Air patenting, Water quenching patenting 등의 다른 열처리로 교체하는 것을 고민하고 있다.
따라서, 중간 열처리를 2회에서 1회로 감소시킨다면 제조 원가 절감 외 2차 효과를 기대할 수 있다. 이에 현재 2회 열처리하고 있는 0.92~1.05 % 탄소강을 기존재와 유사한 물성을 가지면서도 LP 열처리를 1회로 감소시킬 수 있는 고탄소강 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 필요하다.
본 발명의 일 측면은 현재 2회 열처리하고 있는 0.92~1.05 % 탄소강을 기존재와 유사한 물성을 가지면서도 LP 열처리를 1회로 감소시킬 수 있는 고탄소강 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트인 고탄소강 선재에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃로 가열하여 90~120분 동안 유지하는 단계;
상기 가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연을 순차적으로 행하여 선재를 얻고, 상기 사상압연 및 최종압연은 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위에서 행하는 열간압연 단계;
상기 선재를 권취하는 단계; 및
상기 권취된 선재를 480~520℃의 냉각종료온도까지 20~25℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 300℃이하까지 5~10℃/s 의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 고탄소강 선재의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 상기 선재를 이용한 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에서 제시한 선재 제조 조건으로 미세 조직을 분절된 펄라이트로 제어한 고탄소강 선재의 경우, 신선 가공사에서 현재 2회 열처리하고 있는 0.92~1.05 % 탄소강을 기존재와 유사한 물성을 가지면서도 LP 열처리를 1회로 감소시킬 수 있는 고탄소강 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 상용 프로그램인 Thermo-calc.를 이용하여 계산한 0.2Si-0.3Mn-0.2Cr 성분계를 갖는 소재의 C 함량에 따른 Acm과 Ae1의 변화를 나타낸 평형 상태도이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 현재 2회 열처리하고 있는 0.92~1.05 % 탄소강을 기존재와 유사한 물성을 가지면서도 LP 열처리를 1회로 감소시키기 위하여 깊이 연구한 결과, 선재 열간압연 시 사상압연 및 최종압연 온도를 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃로 제어하여 초석 세멘타이트를 강제적으로 형성시켜 오스테나이트 내 포함되는 탄소 함량을 공석강 미만으로 포함되게 하여, 권취 후 냉각 시 아공석강에서 관찰되는 분절된 펄라이트가 40~70 면적%가 형성되도록 함으로써 상기 목적을 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 고탄소강 선재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고탄소강 선재는 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트이다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 고탄소강 선재의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C (탄소): 0.92~1.05 %
C는 소재 강도를 가장 효과적으로 상승시킬 수 있는 원소이고, C 함량이 0.1% 증가시 100MPa정도의 강도 증가 효과가 있다.
C 함량이 0.92% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 3600 MPa이상의 인장강도를 확보하기 어려운 문제점이 있으므로 C 함량의 하한은 0.92%인 것이 바람직하다. 또한, 통상적으로 3600 Mpa급 이하의 타이어코드 제품에는 탄소 함량이 0.82~0.90% 포함된 강종이 사용되고 이에 대해서는 1회의 중간 열처리를 하기 때문에 상기 탄소 성분 범위는 제외하였다.
한편, C 함량이 0.97% 이상인 경우에는 제조조건을 제어하기 보다 유리할 수 있으므로 C 함량의 하한은 0.97%인 것이 보다 바람직하다.
반면에, C함량이 1.05% 초과인 경우에는 선재 중심부에 편석이 집중되어 가공사 신선시 단선이 발생하고, 최종 제품의 비틀림 및 피로 특성을 저하시키기 문제점이 있다. 따라서 C함량의 상한은 1.05%인 것이 바람직하다.
Si (실리콘): 0.2~0.5 %
Si은 페라이트 고용강화 원소이며, Si 함량이 0.1% 증가시 14~16MPa 강도가 향상된다. 또한, Si는 세멘타이트와 페라이트 계면에 존재하기 때문에 타이어코드와 같이 신선 가공량이 많은 신선재에서는 세멘타이트의 분해를 억제하는 역할을 하는 것으로도 알려져 있다. Si 함량이 0.2% 미만인 경우에는 목표 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에, Si 함량이 0.5% 초과인 경우에는 강도 증가 효과가 크지 않기 때문에 그 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
Mn (망가니즈): 0.2~0.5 %
Mn은 0.1% 증가시 강도를 20 MPa 정도 증가시키는 원소이나, 강도 증가보다는 신선 가공사 중간 열처리시 충분한 소입성을 부여하여 초석 세멘타이트 또는 조대 펄라이트 형성을 억제시키기 위하여 첨가한다. Mn 함량이 0.2% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Mn 함량이 0.5% 초과인 경우에는 마르텐사이트, 베이나이트 등의 저온조직 발생하기 때문이 그 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr (크롬): 0.1~0.3 %
Cr은 펄라이트 조직을 미세화시키고 신선 가공성을 크게 형상시킬 수 있는 원소이다. Cr은 페라이트 안정화 원소이기 때문에 공석 변태 개시온도를 증가시키고, Cr 함량이 증가될수록 펄라이트 형성 변태 온도는 상향, 베이나이트 형성 온도는 하향되는 경향이 있다. 또한, Cr 함량이 0.1 % 증가될 때 인장강도는 40 MPa 이상 증가되는 것으로 알려져 있다.
Cr 함량이 0.1 % 미만인 경우에는 고강도를 확보하기 어려운 문제점이 있으며, Cr 함량이 0.3 % 초과인 경우에는 변태 완료 시간이 길어져 고객사 생산성 감소 및 중심부 Cr 탄화물 형성으로 가공 단선율 증가 등의 문제가 발생하기 때문에 그 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
P (인): 0.020 % 이하
P는 불순물이며, 특별히 함유량을 규정하지는 않지만, 종래의 강선과 마찬가지로 연성을 확보하는 관점에서 0.020% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S (황): 0.020 % 이하
S는 P와 마찬가지로 불순물이며, 특별히 함유량을 규정하지는 않지만, 종래의 강선과 마찬가지로 연성을 확보하는 관점에서 0.020% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명 선재의 미세조직은 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트로 이루어진다.
분절된 펄라이트란 일반적으로 아공석강에서 관찰되는 미세조직이며, 길이가 긴 세멘타이트가 분절된 형태를 갖고, 강도를 낮추는 역할 또는 연성을 향상시키는 역할을 한다.
분절된 펄라이트가 40 면적% 미만인 경우에는 1차 LP 열처리를 생략하고 총 감면율 90% 이상으로 신선하는 경우 단선이 발생할 수 있으며, 결함이 형성될 가능성이 크고 이렇게 형성된 결함이 LP 열처리 시 채워지지 않아 그 다음 신선 가공시 단선율을 증가시키고 비틀림 특성이 확보되지 않는 즉 딜라미네이션이 발생하는 문제점이 있다. 반면에 분절된 펄라이트의 면적이 높을수록 그 효과면에서는 유리할 수 있으나, 공정 한계상 그 상한은 70면적%인 것이 바람직하다.
이때, 분절된 펄라이트와 분절되지 않은 펄라이트는 펄라이트의 세멘타이트 길이를 기준으로 구분할 수 있으며, 분절되지 않은 펄라이트의 세멘타이트의 길이는 200~400 nm이나, 분절된 펄라이트의 세멘타이트 길이는 20~30 nm일 수 있다.
본 발명의 선재의 인장강도는 1150~1350MPa이고, 단면 감소율은 25~40%일 수 있다. 이는 동일한 합금조성을 가지고 미세조직이 펄라이트인 기존재 보다 인장강도가 낮고, 단면 수축률(RA)은 2% 이상 증가된 것으로 신선 가공시 1회의 LP 열처리만으로 3600MPa 이상의 인장강도 및 1260MPa 이상의 피로강도를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 고탄소강 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 고탄소강 선재의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 빌렛을 1000~1100℃로 가열하여 90~120분 동안 유지하는 단계; 상기 가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연을 순차적으로 행하여 선재를 얻고, 상기 사상압연 및 최종압연은 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위에서 행하는 열간압연 단계; 상기 선재를 권취하는 단계; 및 상기 권취된 선재를 480~520℃의 냉각종료온도까지 20~25℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 300℃이하까지 5~10℃/s 의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
빌렛 가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 빌렛을 1000~1100℃로 가열하여 90~120분 동안 유지한다.
빌렛 가열 온도가 1000℃ 미만인 경우에는 균일한 오스테나이트를 형성시키기 위한 유지 시간이 길어지며, 압연속도가 낮은 구간(조압연-중간조암연)에서 온도가 낮기 때문에 압연기에 롤 부하가 가해지게 되고, 이에 따라 롤 교체 주기가 짧아져서 제조 단가가 상승할 수 있다. 반면에 빌렛 가열 온도가 1100℃ 초과인 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 증가하며, 또한 스케일 두께가 증가하기 때문에 소재의 loss가 발생할 수 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연을 순차적으로 행하여 선재를 얻고, 상기 사상압연 및 최종압연은 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위에서 행한다.
조압연, 중간 조압연 및 중간 사상압연은 통상적인 조건으로 행하면 되나, 사상압연 및 최종압연은 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위를 만족하도록 행하여야 한다. 이때, 복열에 의한 온도를 고려하여 사상압연기 치입 전 목표 온도를 Ae1+30℃로 하는 것이 보다 바람직하다.
사상압연 및 최종압연을 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위로 제어하는 것은 초석 세멘타이트를 강제적으로 형성시켜 오스테나이트 내 포함되는 탄소 함량을 공석강 미만으로 포함되게 하여, 권취 후 냉각 시 아공석강에서 관찰되는 분절된 펄라이트가 40~70 면적%가 형성되도록 하기 위함이다.
사상압연 및 최종압연의 온도가 Ae1+30℃ 미만인 경우에는 압연 온도가 크게 낮기 때문에 압연 부하 증가에 따른 롤 표면 열화 및 깨짐 등이 발생하고 이로 인한 선재 딱지흠, 깊이방향 균열이 발생할 수 있다. 또한, 초석 세멘타이트 두께가 크기 때문에 이로 인한 신선 중 단선을 유발할 수 있다.
반면에, Acm-30℃ 초과인 경우에는 초석 세멘타이트 형성 분율이 낮기 때문에 권취 후 냉각시 분절된 펄라이트 분율을 40면적% 이상 확보하기 어려울 수 있다.
도 1은 상용 프로그램인 Thermo-calc.를 이용하여 계산한 0.2Si-0.3Mn-0.2Cr 성분계를 갖는 소재의 C 함량에 따른 Acm과 Ae1의 변화를 나타낸 평형 상태도이다. 상술한 바와 같이 통상적으로 3600 Mpa급 이하의 타이어코드 제품에는 탄소 함량이 0.82~0.90% 포함된 강종이 사용되고 이에 대해서는 1회의 중간 열처리를 하기 때문에 상기 탄소 성분 범위는 제외하도록 한다.
도 1을 참조하여 설명하면, 탄소 함량에 상관없이 0.92~1.05 % 범위에서의 Ae1은 730℃이고, Acm은 탄소 함량에 따라 그 온도가 증가하며, 탄소 함량이 0.92%인 경우 Acm은 820℃, 0.97%인 경우 Acm은 840℃, 1.02%인 경우 Acm은 852℃ 그리고 1.05%인 경우 Acm은 865℃까지 증가하는 것을 확인 할 수 있다. 따라서 탄소 함량이 증가할수록 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위가 넓어지므로 온도제어가 용이해진다.
권취 및 냉각 단계
상기 선재를 권취한 후, 480~520℃의 냉각종료온도까지 20~25℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 300℃이하까지 5~10℃/s 의 냉각속도로 냉각한다.
480~520℃의 냉각종료온도까지는 펄라이트 변태와 연관된 온도 구간이기 때문에 20~25℃/s의 냉각속도로 냉각하여 미세한 펄라이트 조직을 확보함으로써 고강도를 얻는다. 이후의 온도 영역에서의 냉각은 선재 물성에 큰 영향을 주는 온도 영역이 아닌 선재 권취 또는 형상과 관련되기 때문에 5~10 ℃/s로 냉각하여 비교적 약하게 냉각한다. 냉각속도가 5 ℃/s 미만인 경우에는 형상 불량이 발생할 가능성이 있고, 10 ℃/s 초과인 경우에는 제조 단가 상승을 유도할 수 있다.
이때, 상기 권취온도는 750~850℃일 수 있다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 고탄소강 강선은 상술한 선재의 합금조성 을 가지고, 미세조직은 선재와 마찬가지로 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트로 이루어진다. 다만, LP 열처리 전 펄라이트의 라멜라 간격은 140~170nm 정도이나, LP 열처리 후 펄라이트의 라멜라 간격은 90~110nm인 차이점이 있다. 따라서 선재보다 미세한 라멜라 간격을 갖게 된다.
이때, 상기 강선의 인장강도는 3600MPa 이상이고 피로강도는 1200MPa 이상일 수 있다.
한편, 본 발명의 또 다른 일 측면인 고탄소강 강선의 제조방법은 상술한 선재의 제조방법에 의해 제조된 선재를 산세 후 총 감면율 90~95%까지 건식 신선하는 단계; 상기 건식 신선 후 납조 열처리 하는 단계; 및 상기 납조 열처리 후 총 감면율 96~99%까지 습식 신선하는 단계;를 포함한다.
기존의 타이어코드용 3600Mpa 이상의 인장강도를 갖는 강선의 일반적인 제조방법은 산세 -> 총 감면율 70%까지 건식 신선 -> 1차 LP 열처리 -> 총 감면율 78%까지 건식 신선 -> 2차 LP 열처리 -> 습식 신선의 공정으로 이루어졌으나, 본 발명에서는 1회의 LP 열처리만을 행하며, 나머지 제조조건은 기존의 통상적인 범위에서 실시할 수 있으며, 기존재와 유사한 인장강도 및 피로강도를 확보할 수 있다.
예를 들어, 상술한 선재의 제조방법에 의해 제조된 선재를 산세 후 총 감면율 90~95%까지 건식 신선하는 단계; 상기 건식 신선 후 납조 열처리 하는 단계; 및 상기 납조 열처리 후 총 감면율 96~99%까지 습식 신선하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
또한, 상기 납조 열처리는 950~1150℃로 가열하여 1~2분 동안 유지한 후, 560~600℃의 납조에 30~60초 동안 침지하여 행할 수 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 1에 나타낸 성분조성을 갖는 빌렛을 하기 표 2의 제조조건을 적용하여 빌렛 가열, 압연 및 권취한 후, 500℃까지 25 ℃/s로 냉각, 400 ℃까지 8 ℃/s로 냉각하여 선재를 제조하였다. 상기 선재의 분절된 펄라이트의 면적분율, 인장강도(TS) 및 단면 감소율(RA)을 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
미세조직은 선재 중심으로부터 1/4*D(D: mm단위로 측정한 선재 직경)까지의 영역을 분석하였으며, 분절된 펄라이트 이외에는 분절되지 않은 펄라이트였다.
상기 제조된 선재를 비교예 4~7의 경우에는 기존의 통상적인 제조조건을 적용하였으며, 총 감면율 70%까지 건식 신선 -> 1차 LP 열처리 -> 총 감면율 78%까지 건식 신선 -> 2차 LP 열처리 -> 총 감면율 98%까지 습식 신선하여 강선을 제조하였다.
비교예 1~3 및 발명예 1~9의 경우에는 기존의 통상적인 제조조건에서 1차 LP 열처리를 생략하였으며, 총 감면율 93%까지 건식 신선 -> 2차 LP 열처리 -> 총 감면율 98%까지 습식 신선하여 강선을 제조하였다.
1차 LP 열처리 및 2차 LP 열처리는 1000℃로 가열하여 1분 동안 유지한 후, 580℃의 납조에 50초간 침지하여 행하였다.
총 감면율 93%까지 건식 신선 후 인장강도(TS1), 2차 LP 열처리 후 인장강도(TS2), 총 감면율 98%까지 습식 신선 후 인장강도(TS3) 및 굽힘 피로 강도(FS)를 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
하기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이고, Acm 및 Ae1의 단위는 ℃이다.
강종 C Si Mn Cr P S Acm Ae1
A 0.92 0.2 0.3 0.2 0.012 0.012 820 730
B 0.97 0.2 0.3 0.2 0.011 0.013 840 730
C 1.02 0.2 0.3 0.2 0.010 0.009 852 730
D 1.05 0.2 0.3 0.2 0.013 0.012 865 730
구분 강종 선재 제조 조건(℃) 선재
가열로 온도 사상압연 및 최종압연 온도 권취 온도 분절된 펄라이트
(면적%)		 TS
(Mpa)		 RA
(%)
발명예1 A 1050 780 790 41 1190 39
발명예2 B 1050 790 795 42 1245 36
발명예3 C 1050 820 820 45 1280 34
발명예4 D 1050 810 815 44 1338 28
비교예1 C 1050 845 840 12 1352 29
비교예2 C 1050 830 830 25 1340 28
발명예5 C 1050 800 802 53 1266 34
발명예6 C 1050 781 780 65 1258 36
발명예7 C 1050 760 760 70 1250 36
비교예3 C 1050 748 - - - -
비교예4 C 1050 1050 830 1 1360 29
비교예5 A 1050 1050 830 1 1245 36
비교예6 B 1050 1050 830 1 1290 33
비교예7 D 1050 1050 830 1 1420 26
구분 강종 1차
열처리		 TS1
(Mpa)		 2차
열처리		 TS2
(Mpa)		 TS3
(Mpa)		 FS
(Mpa)
발명예1 A X 3140 O 1345 3610 1260
발명예2 B X 3185 O 1390 4000 1440
발명예3 C X 3130 O 1450 4420 1520
발명예4 D X 3170 O 1440　 4510 1560
비교예1 C X 단선 O X X X
비교예2 C X 단선 O X X X
발명예7 C X 3100 O 1440 4405 1510
발명예8 C X 3000 O 1450 4410 1520
발명예9 C X 3010 O 1445 4400 1510
비교예3 C - - - - - -
비교예4 C O 2850 O 1440 4410 1515
비교예5 A O 2730 O 1350 3620 1250
비교예6 B O 2820 O 1380 4050 1450
비교예7 D O 2910 O 1430 4520 1550
(단, TS1: 총 감면율 93%까지 건식 신선 후 인장강도, TS2: 2차 LP 열처리 후 인장강도, TS3: 총 감면율 98%까지 습식 신선 후 인장강도, FS: 총 감면율 98%까지 습식 신선 후 굽힘 피로 강도를 뜻한다.)
발명예 1~9는 1차 LP 열처리를 생략했음에도 신선시 단선이 발생하지 않았으며, 기존 제조방법을 적용한 경우와 유사한 최종 강선의 인장강도 및 피로강도를 확보할 수 있었다.
반면에, 본 발명의 제조조건을 만족하지 못하는 비교예 1~3은 1차 LP 열처리를 생략한 경우 단선이 발생하였다.
발명예 3, 5~7 및 비교예 1~3은 1.02C-0.2Si-0.3Mn-0.2Cr 강의 압연 온도 제어에 따라 나타나는 기계적인 특성과 미세조직 변화를 보여주며, 비교예4는 1.02C-0.2Si-0.3Mn-0.2Cr 강에 기존의 통상적인 제조조건을 적용한 것으로 2회 LP 열처리를 해야하는 강종의 특징을 보여준다.
비교예4의 미세조직은 펄라이트로, 국부적으로 분절된 것과 같은 분절된 펄라이트 조직이 1% 미만 존재하는 것으로 확인되었는데, 이는 기존 조건이 펄라이트 분절을 유도하는 것이 아닌 탄소가 일부 결핍된 영역에서 나타나는 자연현상으로 판단된다.
비교예 1~2의 경우, 사상 압연 및 최종 압연 온도가 일반적인 경우보다는 낮았으나 본 발명에서 제어한 사상 압연 및 최종 압연 온도를 만족하지 못하여, 분절된 펄라이트 분율이 40% 미만으로 1차 열처리를 생략한 경우 단선이 발생하였다.
비교예 3의 경우, 압연 온도가 너무 낮아 압연롤이 깨지는 문제점이 발생하여 선재를 제조하지 못하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직은 분절된 펄라이트를 40~70 면적% 포함하고, 나머지는 분절되지 않은 펄라이트인 고탄소강 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 분절되지 않은 펄라이트의 세멘타이트의 길이는 200~400nm이고, 상기 분절된 펄라이트의 세멘타이트 길이는 20~30nm인 것을 특징으로 하는 고탄소강 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 선재의 인장강도는 1150~1350MPa이고, 단면 감소율은 25~40%인 것을 특징으로 하는 고탄소강 선재.
  4. 중량%로, C: 0.92~1.05%, Mn: 0.2~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃로 가열하여 90~120분 동안 유지하는 단계;
    상기 가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연을 순차적으로 행하여 선재를 얻고, 상기 사상압연 및 최종압연은 Ae1+30℃ ~ Acm-30℃의 온도범위에서 행하는 열간압연 단계;
    상기 선재를 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 480~520℃의 냉각종료온도까지 20~25℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 300℃이하까지 5~10℃/s 의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 고탄소강 선재의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 선재를 권취하는 단계는 선재를 750~850℃의 온도범위에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고탄소강 선재의 제조방법.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 제4항 또는 제5항에 의해 제조된 선재를 산세 후 총 감면율 90~95%까지 건식 신선하는 단계;
    상기 건식 신선 후 납조 열처리 하는 단계; 및
    상기 납조 열처리 후 총 감면율 96~99%까지 습식 신선하는 단계;를 포함하는 고탄소강 강선의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 납조 열처리는 950~1150℃로 가열하여 1~2분 동안 유지한 후, 560~600℃의 납조에 30~60초 동안 침지하여 행하는 것을 특징으로 하는 고탄소강 강선의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100723161B1 (ko) 2005-12-21 2007-05-30 주식회사 포스코 신선성이 우수한 타이어코드용 고강도 강재

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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