KR101797349B1 - 구상화 열처리 생략이 가능한 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법 - Google Patents

구상화 열처리 생략이 가능한 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용 가능하고, 구상화 열처리의 생략이 가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

구상화 열처리 생략이 가능한 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법 {HIGH-CARBON STEEL WIRE ROD FOR COLD FORGING WITHOUT SPHEROIDIZING HEAT TREATMENT, PROCESSED GOOD USING THE SAME, AND METHODS FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용 가능하고, 구상화 열처리의 생략이 가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
대부분의 구조용강은 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 처리하여 강도와 인성을 높여 사용하는 조질강(Quenched and Tempered steel)이다.
이와 달리, 비조질강은 상기 조질강을 대신하기 위한 강으로서, 열간 가공 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 열처리한 강의 재질과 거의 유사한 강도 등의 기계적 특성을 얻을 수 있는 강을 일컫는다.
일반적인 선재 제품은 아래와 같은 단계를 거쳐 최종 제품으로 제조된다.
열간압연선재 → 냉간 신선 → 구상화 열처리 → 냉간 신선 → 냉간 압조 → 급냉 및 소려(Q&T) → 제품
반면, 비조질 선재는 열간압연선재 → 냉간 신선 → 냉간 압조 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조되는데, 이와 같이 기존 제품 가공 공정에 필요한 두 가지 열처리(구상화 열처리와 Q&T 열처리)를 생략함으로써 소재의 제조 단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품을 얻을 수 있는 것이다.
다시 말해서, 비조질강은 열처리 공정을 생략한 경제적인 제품인 것과 동시에, 최종 급냉 및 소려 역시 행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되는 효과가 있어, 많은 제품들에 적용되고 있다.
그런데, 비조질강은 열처리 공정이 생략된 상태에서 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성은 지속적으로 하락하는 단점이 있다.
이에, 국내외 선재 제조사들에서는 비조질강의 연성을 개선한 고인성형 비조질강 제조에 기술을 집중하고 있는데, 대표적인 방법으로는 석출물을 이용한 결정립 미세화, 합금원소를 첨가하여 복합 미세조직을 확보하는 방법을 들 수 있다 (예를들어 특허문헌 1과 2).
하지만, 위와 같은 기술들은 비조질강을 구성하는 기본 성분 이외에 추가적인 합금원소를 더 포함하여야 하므로, 이 역시 제조원가를 상승시키는 원인으로 작용하는 문제가 있다.
한편, 인장강도 1000MPa 이상급 볼트를 고탄소강 선재를 이용하여 제조하는 경우에 있어서, 전조 수명을 증가시키기 위해 선재의 신선 후 필수적으로 구상화 열처리를 행하여야 하며, 이러한 구상화 열처리는 공정시간이 길어 제조원가를 상승시키는 원인이 된다.
따라서, 위와 같은 구상화 열처리를 생략하고도 냉간 압조가 가능한 고탄소강 선재의 개발이 요구된다.
일본공개특허공보 제2005-281860호 일본공개특허공보 제2012-153978호
본 발명의 일 측면은, 냉간압조 볼트용 고탄소강 선재 및 이로부터 제조된 가공품으로서, 기존재 대비 제조원가는 낮추면서 강도 등의 기계적 특성이 동등 이상이고, 구상화 열처리 공정을 생략하고도 냉간 가공이 가능한 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 펄라이트 및 분절된 펄라이트를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 선재를 냉간 가공하여 얻은 가공품으로서, 상기 가공품은 인장강도 1000MPa 이상, 굽힘 피로 한계가 450MPa 이상인 가공품을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 빌렛을 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 90분 이상 유지하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 25~35℃/s의 냉각속도로 450℃ 초과 550℃ 이하까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 1℃/s 이하의 냉각속도로 300~450℃까지 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각 후 200℃ 이하까지 3차 냉각하는 단계를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기 제조방법에 의해 제조된 냉간압조용 고탄소강 선재를 냉간 압조하는 단계; 상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계; 상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계를 포함하는 가공품의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고가의 합금원소를 첨가하지 않을 뿐만 아니라, 구상화 열처리를 생략함에도 볼트 형상으로 성형이 가능한 냉간압조용 고탄소강 선재를 제공할 수 있다.
또한, 상기의 선재에 항온 변태 열처리를 행함으로써 기존 Q&T 열처리 제품 대비 동등 이상의 물성을 갖는 가공품을 제공할 수 있으며, 특히 1000MPa 이상의 강도를 가지면서, 굽힘 피로 한계가 450MPa 이상으로 피로특성이 우수한 가공품을 얻을 수 있는 효과가 있다.
도 1은 비교예 1(a)과 발명예 1(b)의 냉각 후 선재 단면부의 미세조직 사진을 관찰하여 나타낸 것이다.
선재를 이용하여 볼트 형상으로 성형하는 제조공정은 일반적으로, 제조된 선재를 냉간 신선 → 구상화 열처리(SA) → 냉간 단조 → 퀀칭 및 템퍼링(Q&T) 열처리하는 공정을 거친다. 이때 사용되는 합금은 SCM435 등의 합금강으로서 이러한 합금강에 최종 Q&T 열처리를 행함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성시켜 강도 등을 향상시킬 수 있다.
그러나, 위와 같은 합금강은 Cr, Mo 등의 고가 합금원소가 첨가되어 있고, 특히 1000MPa 이상급 볼트를 생산하기 위해서는 냉간신선 이후에 장시간의 Q&T 열처리가 요구됨에 따라 최종 제품의 제조비용을 상승시켜 제품 경쟁력을 갖기가 쉽지 않다.
이에, 본 발명자들은 상술한 고가 합금원소를 포함하지 않는 일반적인 탄소강을 활용하고자 하였다.
탄소 함량 0.52~0.95% 범위의 탄소강은 오스테나이트 단상에서 냉각하여 일정 온도, 일 예로 450~550℃에서 항온 변태 열처리시 온도가 낮아 펄라이트 성장 속도가 느리게 되고, 이에 따라 세멘타이트가 길게 성장하지 않는 즉, 분절된 형상의 세멘타이트를 형성할 수 있다.
본 발명자들은 상술한 탄소 범위의 고탄소강 선재를 제조함에 있어서, 상기 분절된 형상의 세멘타이트를 선재 제조 과정에서 형성시키고자 하였으며, 이와 같이 분절된 형상의 세멘타이트를 형성하는 경우, 신선 후 행해지는 구상화 열처리를 생략할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 냉간압조용 고탄소강 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명의 선재 성분조성을 위와 같이 한정한 이유에 대하여 상세힌 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.52~0.92%
탄소(C)는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로서, 일 예로 0.1% 첨가시 100MPa까지 강도를 향상시키는 효과가 있다.
본 발명에서 목표로 하는 강도를 충분히 확보하기 위해서는 0.52% 이상으로 C를 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.92%를 초과하게 되면 초석 세멘타이트 등이 형성되어 수소지연파괴 저항성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.52~0.92%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.2~0.5%
실리콘(Si)은 페라이트 강화 원소로서, 이러한 Si을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 14~16MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Si은 세멘타이트 내 고용도가 극히 낮아 페라이트 내부 또는 페라이트와 세멘타이트 계면에 존재하는 특성이 있다.
본 발명에서 목표로 하는 강도 확보를 위해서는 0.2% 이상으로 Si을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.5%를 초과하게 되면 페라이트상 경화에 따른 인성 감소로 인하여 가공성을 열화시킬 가능성이 높아지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.2~0.5%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 이러한 Mn을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 20~25MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Mn은 강한 소입성 원소로서, 항온 변태 열처리시 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 형성을 억제하는데에 중요한 원소이다.
본 발명에서는 목표로 하는 강도를 확보하면서 초석 상(phase)의 형성을 충분히 억제하기 위하여 1.5% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 중심부 Mn 편석 등이 강하게 형성됨에 따라 수소지연파괴 저항성이 열위하고, 냉간단조시 균열 등이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~3.0%로 제한함이 바람직하다.
P 및 S: 각각 0.015% 이하
인(P)과 황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로서, 소재의 연성 확보 측면에서 그 함량을 0.015% 이하로 제한함이 바람직하다.
특히, P은 결정립계에 편석되어 인성을 저해하고 수소지연파괴 저항성을 현저히 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어함이 바람직하다.
S 역시 입계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간압연성을 저해하는 문제가 있으므로 그 함량을 가능한 한 낮게 제어함이 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.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 미세조직으로 펄라이트 및 분절 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 여기서, 펄라이트는 판상 펄라이트를 의미하며, 분절 펄라이트는 분절된 형상의 세멘타이트를 의미한다.
보다 구체적으로, 상기 분절 펄라이트는 선재의 표면에서부터 1/2D(D: 선재 직경) 영역에서 관찰되는 세멘타이트 평균 길이가 5㎛ 이하인 것으로서, 이러한 분절 펄라이트를 40~60%의 분율로 포함하는 것이 바람직하다.
만일, 분절 펄라이트의 분율이 40% 미만이면 냉간압조시 다이수명의 저하 및 성형성의 확보가 어려워지므로 추가적인 열처리가 요구되는 문제가 있다. 반면, 그 분율이 60%를 초과하게 되면 냉간압조성이 저하되는 문제가 있다.
한편, 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 미세조직으로 상술한 펄라이트 및 분절 펄라이트를 제외하고 제2상을 더 포함할 수 있으며, 이때 제2상은 면적분율 35% 이하로 포함하는 것이 바람직하다. 상기 제2상으로는 베이나이트 등의 경조직을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 상술한 성분조성의 빌렛을 준비한 후, 이를 가열 및 유지 - 열간압연 - 권취 - 냉각 공정을 거쳐 제조될 수 있다.
먼저, 빌렛 가열은 선재를 생산하는 가열로에 장입하여 일정온도로 가열 및 유지하는 공정으로서, 이 공정을 통해 기지 내 존재하는 세멘타이트 등을 용융시킬 수 있다.
이때, Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열한 후 그 온도에서 90분 이상 유지하는 것이 바람직하다.
즉, 오스테나이트 단상역에서 빌렛을 유지시키는 것으로서, 상기 온도범위는 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 조대 세멘타이트 제거에 효과적인 범위이다.
상기 가열 및 유지 온도가 Ae3+250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후 형성되는 최종 미세조직이 조대화될 우려가 있으며, 반면 Ae3+150℃ 미만이면 가열에 의한 효과를 얻을 수 없게 되는 문제가 있다.
상술한 온도범위에서 유지시 그 시간이 90분 미만이면 잔존하는 탄화물이 충분히 용해되지 못하게 된다. 다만, 너무 장시간 유지시 생산성이 현저히 감소하는 문제가 있으므로 그 상한을 120분으로 한정함이 바람직하다.
보다 유리하게는 1000~1100℃에서 가열 및 유지를 행할 수 있다.
상술한 조건으로 가열 및 유지된 빌렛을 조압연 및 마무리 열간압연하여 선재 형상으로 제조함이 바람직하다.
이때, 마무리 열간압연은 Ae3+100℃ 이상에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 마무리 열간압연이 Ae3+100℃ 미만에서 행해지면 압연 중 변형에 의한 미세조직이 출현하며, 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 상이 형성될 가능성이 높으므로 바람직하지 못하다. 보다 유리하게는 900~1000℃에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
한편, 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것이 바람직한데, 이는 후속공정으로서 냉각하여 권취함에 있어서 권취온도를 고온에서 제어할 때 재질 편차를 최소화시키기 위함이다.
상기에 따라 마무리 열간압연하여 얻은 선재를 냉각한 후 850~950℃에서 권취공정을 행함이 바람직하다.
이때, 권취온도가 850℃ 미만이면 권취시 선재코일의 권취형상이 불랑해져 작업성에 악영향을 끼칠 우려가 있으며, 반면 950℃를 초과하게 되면 고온 노출시간이 길어져 표면부 탈탄 등의 열화 조직이 형성되어 물성저하가 발생하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
상술한 온도범위에서 권취를 행한 후 냉각하는 단계를 거쳐 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조할 수 있다.
이때, 냉각은 본 발명에서 목표로 하는 구상화 열처리의 생략을 위한 것으로서, 상기 냉각시 그 조건을 제어함으로써 분절 페라이트를 형성시키는데 중요한 공정이다.
보다 구체적으로, 상기 권취온도범위에서 450℃ 초과 550℃ 이하까지 25~35℃/s의 냉각속도로 1차 냉각을 행함이 바람직하다.
본 발명에서는 상술한 온도범위까지 1차 냉각을 행함으로써 페라이트 및 세멘타이트로 이루어지는 펄라이트를 형성할 수 있는데, 이때 빠른 냉각을 적용함으로써 세멘타이트의 두께를 후속하는 냉각 공정에서 분절되기 용이하도록 얇게 형성할 수 있다.
상기 1차 냉각시 냉각속도가 25℃/s 미만이면 두꺼운 세멘타이트가 형성되어 후속하는 2차 냉각에서 세멘타이트 분절이 용이하게 이루어지지 못할 우려가 있으며, 반면 35℃/s를 초과하여 너무 빠르면 균일한 펄라이트가 형성되기 어려우며, 베이나이트 등 저온조직이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
또한, 1차 냉각 종료온도가 450℃ 이하이면 저온조직이 과다하게 형성될 우려가 있으며, 반면 550℃를 초과하게 되면 세멘타이트 두께를 충분히 얇게 할 수 없게 되어 후속 냉각시 세멘타이트 분절이 용이하게 이루어지지 못할 우려가 있다.
이와 같이, 1차 냉각을 행함으로써 평균 두께 50~100nm의 세멘타이트를 포함하는 펄라이트를 형성할 수 있다.
상기 1차 냉각 후 1℃/s 이하의 냉각속도로 300~450℃까지 2차 냉각을 행함이 바람직하다.
상기 2차 냉각은 앞선 1차 냉각에서 형성된 세멘타이트를 분절시키기 위한 공정으로서, 바람직하게는 세멘타이트의 길이/두께 비가 5 이하이면서 평균 길이가 5㎛ 이하인 세멘타이트를 40~60% 분율로 형성시키기 위한 것이다.
이를 위해서는 극서냉으로 냉각을 행함이 바람직하다.
상기 2차 냉각시 냉각속도가 1℃/s를 초과하게 되면 경조직이 형성되어 냉간압조성의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
따라서, 2차 냉각시 냉각속도는 1℃/s 이하인 것이 바람직하며, 설비 한계를 고려하여 0.5℃/s 이상으로 제한함이 바람직하다.
또한, 2차 냉각 종료온도가 300℃ 미만이면 저온조직이 과다하게 형성될 우려가 있으며, 반면 450℃를 초과하게 되면 세멘타이트 분절이 충분히 이루어지지 못하게 될 우려가 있다.
상기 2차 냉각 후에는 200℃ 이하까지 3차 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 저온조직의 형성을 억제하기 위하여 5℃/s 이하의 냉각속도로 실시함이 바람직하다.
본 발명은 상술한 제조방법에 의해 제조된 본 발명의 선재를 이용하여 가공품을 얻을 수 있다.
이때, 가공품은 냉간 압조한 후 열처리를 행함으로써 제조할 수 있으며, 이때의 열처리는 기존의 Q&T 열처리가 아닌 항온 변태 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
이러한 항온 열처리시 매질로는 납(lead)을 사용할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니다.
구체적으로, 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리한 다음, 50℃/s 이상의 냉각속도로 변태 노즈 구간인 550~580℃까지 1차 냉각한 후 그 온도에서 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 거치는 것이 바람직하다.
통상적으로 상기 냉간 압조 이전에 신선 및 구상화 열처리(SA, Spheroidized Annealing)를 행할 수 있으며, 그 조건에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 일 예로, 30%의 총감면량으로 신선을 행할 수 있으며, 구상화 열처리(SA)는 760℃에서 6시간 유지 후 노냉하는 공정을 적용할 수 있다.
상기 냉간 압조 이후 고온가열시 그 온도가 950℃ 미만이면 유지 시간이 크게 늘어나 경제적으로 불리해지는 문제가 있으며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 스케일의 증가와 함께 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 연성을 감소시키는 문제가 있다.
위와 같은 조건으로 고온가열을 행한 후 항온 변태 온도 영역에서 유지하는 것이 바람직한데, 그때의 온도가 550℃ 미만이면 가공품의 미세조직으로 상부 베이나이트 상이 형성되어 목표 강도를 달성할 수 없게 되며, 반면 580℃를 초과하게 되면 조대한 펄라이트 형성되어 수소지연파괴 저항성 향상 효과가 미미해지는 문제가 있다.
한편, 상기 고온가열 온도 영역에서 항온 변태 온도 영역으로의 냉각시 50℃/s 이상의 냉각속도로 강냉을 행하는 것이 바람직한데, 만일 냉각속도가 50℃/s 미만이면 페라이트 및 조대 펄라이트 생성이 유도되어 강도저하가 발생하게 되므로 바람직하지 못하다.
이와 같이 냉간 압조 후 항온 변태 열처리를 행함으로써 얻은 본 발명의 가공품은 그 미세조직이 완전 펄라이트로서, 1000MPa 이상의 인장강도의 확보가 가능할 뿐만 아니라, 굽힘 피로 한계가 450MPa 이상으로 피로특성을 우수하게 확보할 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 용강을 300톤 출강한 후 통상의 조건으로 압연하여 각각의 빌렛을 제조하였다. 이후, 각각의 빌렛을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 가열 및 유지한 후 열간압연하여 선재로 제조한 후 최종 권취 및 냉각하여 선재를 제조하였다. 이때, 냉각시 다단냉각을 적용하였으며, 1차 냉각은 550℃까지, 2차 냉각은 450℃까지, 3차 냉각은 200℃까지 실시하였다.
이후, 제조된 각각의 선재에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장강도와 단면감소율(RA)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
강종 성분조성 (중량%)
C Si Mn P S
발명강1 0.52 0.20 2.00 0.011 0.012
발명강2 0.62 0.22 2.10 0.011 0.012
발명강3 0.73 0.21 1.75 0.012 0.010
발명강4 0.81 0.22 1.65 0.011 0.011
발명강5 0.92 0.20 1.50 0.012 0.010
발명강6 0.53 0.21 1.70 0.012 0.012
발명강7 0.52 0.21 1.75 0.012 0.012
발명강8 0.54 0.22 1.80 0.012 0.010
발명강9 0.91 0.22 1.80 0.012 0.010
강종 제조조건 구분
가열/유지
(℃)/(min)		 열간압연
(℃)		 권취온도
(℃)		 냉각속도 (℃/s)
1차 2차 3차
발명강 1 1010/95 890 860 8.2 8.0 5.0 비교예 1
발명강 2 1050/100 910 890 8.1 8.2 4.8 비교예 2
발명강 3 1000/90 920 890 8.0 8.1 4.9 비교예 3
발명강 4 1030/95 890 860 8.1 8.2 4.8 비교예 4
발명강 5 1070/97 1000 900 8.2 8.1 5.0 비교예 5
발명강 1 1000/96 880 860 8.1 2.5 4.9 비교예 6
발명강 6 1020/100 950 910 30.1 1.0 4.9 발명예 1
발명강 7 1010/110 970 910 31.5 0.7 4.8 발명예 2
발명강 8 1080/90 890 870 29.2 0.5 4.9 발명예 3
발명강 9 1010/95 900 890 30.2 0.7 5.0 발명예 4
구분 TS (MPa) RA (%) 미세조직 (분율%)
분절 펄라이트
(평균길이≤5㎛)		 판상
펄라이트		 2차 상
비교예 1 845 51 10 55 35
비교예 2 936 44 8 77 15
비교예 3 1001 30 2 97 1
비교예 4 1082 29 1 97.5 1.5
비교예 5 1158 27 1 96 3
비교예 6 752 59 32 33 35
발명예 1 645 64 47 18 35
발명예 2 627 66 53 12 35
발명예 3 612 67 58 7 35
발명예 4 682 60 52 45 3
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 권취 냉각시 다단냉각을 적용하였지만, 1차 냉각시 강냉을 적용하지 아니하고, 2차 냉각시 극서냉을 적용하지 아니한 비교예 1 내지 6은 분절 펄라이트의 분율이 불충분함을 확인할 수 있다.
즉, 1차 냉각시 강냉 및 2차 냉각시 극서냉을 적용한 발명예 1 내지 4의 경우에서만 40% 이상의 분절 펄라이트의 생성이 가능하였다.
또한, 2차 냉각속도가 느릴수록 분절 펄라이트의 형성이 증가함을 확인할 수 있다.
상기 각각의 선재에 대해 신선 및 구상화 열처리를 행한 후, 하기 표 4에 나타낸 조건으로 항온 변태 열처리를 처리하여 가공품을 제조하였다.
이때, 신선은 30%의 감면량으로 행하였으며, 구상화 열처리(SA)는 730℃에서 8시간 유지 후 상온까지 1℃/s로 서냉하였다. 또한, 항온 열처리는 매질로 납(lead)을 사용하였다. 단, 비교예 6과 발명예 1 내지 4에 대해서는 구상화 열처리(SA) 공정을 생략하였다.
상기 각 단계별로 가공을 행한 후 인장강도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
또한, 각각의 가공품에 대해 굽힘 피로 시험(굽힘 응력 = TS×0.6%)을 행하여 피로특성을 관찰하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
구분 신선시 SA시 항온 변태 열처리시
TS
(MPa)		 TS
(MPa)		 오스테나이징 항온 TS
(MPa)		 σFL
(MPa)
비교예 1 925 589 980℃/5분 560℃/2분 1013 452
비교예 2 1031 608 980℃/5분 560℃/2분 1131 470
비교예 3 1103 615 980℃/5분 560℃/2분 1203 485
비교예 4 1182 628 980℃/5분 560℃/2분 1282 490
비교예 5 1256 640 980℃/5분 560℃/2분 1356 492
비교예 6 836 - 980℃/5분 560℃/2분 1010 380
발명예 1 729 - 980℃/5분 560℃/2분 1014 450
발명예 2 711 - 980℃/5분 560℃/2분 1012 452
발명예 3 692 - 980℃/5분 560℃/2분 1015 450
발명예 4 765 - 980℃/5분 560℃/2분 1020 493
상기 표 4에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 4는 구상화 열처리를 생략하더라도 구상화 열처리를 행한 비교예들과 유사한 수준의 강도를 가질 뿐만 아니라, 굽힘 피로 한계(σFL)도 450MPa 이상으로 우수함을 확인할 수 있다.
다만, 구상화 열처리를 생략한 비교예 6의 경우에는 1010MPa의 인장강도가 확보된 반면 굽힘 피로 한계가 380MPa로서 열위한 것을 확인할 수 있는데, 이는 선재 제조과정에서 분절 펄라이트의 분율이 충분치 못함에 기인한 것이다. 따라서, 본 발명 수준의 굽힘 피로 한계를 확보하기 위해서는 비교예 6에도 구상화 열처리가 적용되어야만 함을 알 수 있다.
도 1은 비교예 1(a)과 발명예 1(b)의 냉각 후 선재 단면부의 미세조직 사진을 관찰하여 나타낸 것으로서, 통상적인 조건인 8℃/s로 냉각을 실시한 비교예 1의 경우 주로 판상 펄라이트로 이루어져 있는 반면, 극서냉을 실시한 발명예 1의 경우에는 세멘타이트가 충분히 분절된 것을 확인할 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 펄라이트 및 분절된 펄라이트의 복합조직과 잔부 제2상을 포함하며, 상기 분절된 펄라이트는 세멘타이트 평균 길이가 5㎛ 이하이고, 40~60%의 분율로 포함하며, 상기 제2상은 경조직인 냉간압조용 고탄소강 선재.
  2. 삭제
  3. 제 1항의 선재를 냉간 가공하여 얻은 가공품으로서,
    상기 가공품은 인장강도 1000MPa 이상, 굽힘 피로 한계가 450MPa 이상인 가공품.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 90분 이상 유지하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연 후 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 25~35℃/s의 냉각속도로 450℃ 초과 550℃ 이하까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 1℃/s 이하의 냉각속도로 300~450℃까지 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각 후 200℃ 이하까지 3차 냉각하는 단계
    를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것인 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 1차 냉각하는 단계 후 평균 두께 50~100nm의 세멘타이트를 포함하는 펄라이트가 형성되는 것인 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
  7. 제 4항 내지 제 6항 중 어느 한 항의 제조방법에 의해 제조된 냉간압조용 고탄소강 선재를 냉간 압조하는 단계;
    상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계;
    상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계
    를 포함하는 가공품의 제조방법.
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