KR101940873B1

KR101940873B1 - 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101940873B1
Application number: KR1020160176295A
Authority: KR
Inventors: 이재승; 임남석; 박인규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-22
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2019-01-21
Also published as: KR20180072965A; CN108220774A; CN108220774B

Abstract

본 발명은 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 페라이트는 결정립 크기가 12㎛이하이고 20~50 면적%의 아결정립을 포함하고, 그리고 AlN 석출물을 포함하는 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 인성이 우수한 선재 및 강선을 제공할 수 있다.

Description

인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조 방법{STEEL WIRE ROD AND STEEL WIRE HAVING HIGH TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.

선재 제품은 통상적으로 최종 고객사의 목적에 따라 QT 열처리형 강재와 신선만으로 강재의 물성을 확보하는 비열처리형 강재로 구분할 수 있다.

QT형 강재는 오스테나이징 열처리 후 템퍼링시 강도와 인/연성이 결정된다.

템퍼링 온도는 낮을수록 소재 강도가 증가하는 경향을 나타내지만, 동시에 제품의 연/인성 저하 및 수소지연파괴 저항성이 감소하기 때문에 적절한 템퍼링 온도를 유지해야 한다. 또한, QT후 오스테나이트 결정립 크기(AGS)는 물성에 큰 영향을 끼친다. 일반적으로 소재 강도가 증가함에 따라 연/인성은 반대로 저하하게 되는데, 결정립 미세화는 강도와 함께 연/인성을 동시에 확보할 수 있는 유일한 방법으로 알려져 있다.

일반적으로 결정립 미세화를 위해서는 Nb 등의 석출물을 활용하거나, 미재결정역 압연을 통해 결정립 미세화를 이룩하고자 하였다. 하지만, 미재결정역 압연은 Ar3 직상에서 압연하여 그 온도구간이 넓지 않고 또한, 압연종료후 냉각시, 누적변형 및 변태발열 등에 의한 급격한 결정립 성장억제에 한계가 존재한다.

한국공개특허 제2011-0099749 호

본 발명의 바람직한 일 측면은 인성이 우수한 고인성 선재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 인성이 우수한 고인성 강선 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 페라이트는 결정립 크기가 12㎛이하이고, 20~50 면적%의 아결정립을 포함하고, 그리고 AlN 석출물을 포함하는 인성이 우수한 선재가 제공된다.

상기 선재는 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유할 수 있다.

상기 선재는 Nb계 탄질화물, Ti계 탄질화물, V계 탄질화물 및 Mo계 탄질화물 중 1종 이상의 석출물을 추가로 포함할 있다.

상기 선재의 미세조직은 면적%로 20~80%의 페라이트와 나머지 퍼얼라이트로 이루어질 수 있다.

상기 선재는 QT 열처리 후 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)가 5㎛이하일 수 있다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004-0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 가열하는 단계;

상기와 같이 가열된 빌렛을 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도 조건으로 압연하여 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50 면적%인 선재를 얻는 열간압연단계; 및

상기 선재를 권취한 후 냉각하는 단계를 포함하는 인성이 우수한 선재의 제조방법이 제공된다.

상기 빌렛은 추가로 Nb: 0.001-0.03%, Ti: 0.01-0.05%, V: 0.2-0.5%, Mo: 0.15~0.50wt% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유할 수 있다.

상기 열간압연 시 마무리압연공정 및 정밀압연공정은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 실시되는 것이 바람직하다.

상기 선재의 직경은 18mm이하일 수 있다.

상기 권취 후, 냉각속도는 5℃/sec이상일 수 있다.

상기와 같이 제조된 선재는 그대로 QT 열처리될 수 있다.

상기 QT 열처리 후 선재의 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)는 5㎛이하일 수 있다.

본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, AlN 석출물을 포함하고, 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)가 5㎛이하인 인성이 우수한 강선이 제공된다.

상기 강선은 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유할 수 있다.

상기 강선은 Nb계 탄질화물, Ti계 탄질화물, V계 탄질화물 및 Mo계 탄질화물 중 1종 이상의 석출물을 추가로 포함할 있다.

본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 가열하는 단계;

상기와 같이 가열된 빌렛을 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도 조건으로 압연하여 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50 면적%인 선재를 얻는 열간압연단계;

상기 선재를 권취한 후 냉각하는 단계;

상기 선재를 5~40%의 신선율로 신선하여 강선을 제조하는 단계; 및

상기 강선을 QT 열처리하는 단계를 포함하는 인성이 우수한 강선의 제조방법이 제공된다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 인성이 우수한 선재 및 강선을 제공할 수 있다.

도 1은 발명예 1 및 비교예 1의 압연 후 선재의 SEM-EBSD 조직을 나타내는 조직사진
도 2는 발명예 1 및 비교예 1의 15°이하의 Misorientation angle 값을 나타내는 그래프
도 3은 발명예 1 및 비교예 1의 QT 열처리 후의 결정립크기(AGS)를 나타내는 그래프
도 4는 발명예 1 및 비교예 1의 QT 열처리 후의 미세조직을 나타내는 미세조직사진

이하, 본 발명에 대하여 설명한다.

강재의 QT 열처리 시 미세한 AGS(오스테나이트 결정립 크기)를 확보하기 위해서는 QT 열처리 전 초기 오스테나이트 결정립 크기의 최소화와 짧은 가열 시간이 중요하다.

본 발명은 QT 열처리 전 초기 오스테나이트 결정립의 미세화를 달성하고자 하는 것이다.

이를 위해, 선재 및 강선 측면에서는 강 조성과 함께, 미세조직 및 석출물을 제어한다.

1) 미세조직 측면에서는 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 페라이트 내의 아결정립(subgrain) 분율을 증가시켜 페라이트 입내에서도 오스테나이트 핵생성이 가능하도록 하여 초기 오스테나이트 결정립의 미세화를 달성할 수 있다.

2) 석출물 측면에서는 Al, Ti, Nb, V, Mo 등 탄/질화물 형성 원소를 첨가하여 탄/질화 석출물을 형성하여, QT 열처리시 오스테나이징을 위해 강재를 가열할 때 페라이트/펄라이트에서 역변태되는 오스테나이트의 성장을 억제하여 초기 오스테나이트 결정립의 미세화를 달성할 수 있다.

3) 상기 석출물은 선재 제조 시 페라이트와 펄라이트의 성장을 억제하여 페라이트와 펄라이트를 미세화시키고, 이러한 미세한 페라이트와 펄라이트 조직은 핵생성 자리로서 유효한 결정립계의 분율을 증대시켜 초기 오스테나이트 결정립의 미세화에 기여할 수 있다.

본 발명에서는 페라이트 내의 아결정립(subgrain) 분율을 증가시키기 위하여 강 조성과 함께, 제조조건을 제어한다. 특히, 열간압연공정, 그 중에서도 마무리압연공정 및 정밀압연공정을 제어한다

상기 마무리압연공에서는 마무리압연기(FM) 입구온도를 제어하고, 정밀압연공정에서는 정밀압연기(RSM) 입구온도를 제어한다.

바람직하게는, 열간압연 시 마무리압연공정 및 정밀압연공정은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 실시되는 것이 바람직하다.

상기와 같이, 강재의 QT 열처리 전 초기 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 최종 QT 열처리시 미세한 결정립을 확보할 수 있고, 이를 통해 강재의 인성을 향상시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 인성이 우수한 선재 및 강선에 대하여 설명한다.

본 발명의 바람직한 인성이 우수한 선재는 중량%로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 페라이트는 결정립 크기가 12㎛이하이고, 20~50 면적%의 아결정립을 포함하고, 그리고 AlN 석출물을 포함한다.

C: 0.1~0.6 중량%(이하,"%" 라고도 함)

상기 C의 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 거의 모든 조직이 퍼얼라이트로 구성되어 목적으로 하는 페라이트 아결정립을 확보하기 어렵고, 0.1% 미만인 경우에는 페라이트 분율이 너무 증가하여 QT 열처리시 완전 펄라이트 미세조직을 구성하기 어렵고 마르텐사이트 조직에서도 충분한 강도를 확보하기 어렵다.

따라서, C의 함량은 0.1~0.6%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.2~0.5%로 한정하는 것이다.

Si: 0.2~2.0%

Si은 대표적인 치환형 원소로서 강의 강도확보에 큰 영향을 미친다. Si의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 강의 강도확보 및 충분한 소입성 확보가 어려우며, 2.0%를 초과하는 경우에는 선재압연 중 탈탄 조직 생성을 조장하여 추가적 제거 비용이 필요하게 된다.

따라서, Si의 함량은 0.2~2.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~1.0%

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. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.1% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간단조성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬 함량의 상한은 1.0%인 것이 바람직하다.

Mn: 0.2~2.0%

상기 망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하고 A1 변태점을 낮춰 퍼얼라이트 층간간격을 미세화하며 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키는 역할을 하는 성분이다.

상기 망간이 2.0%를 초과하여 첨가될 경우 망간편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)을 생성하는 주원인이 된다. 한편, 상기 망간이 0.2% 미만으로 첨가될 경우, QT후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어렵다.

따라서, 상기 Mn의 함량은 0.2~2.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~0.05%

Al은 탈산재로 첨가되고, 또한, AlN 등의 석출물을 형성하는 성분으로서, 그 함량이 0.01%미만인 경우에는 충분한 탈산력 확보 및 석출물 형성이 어렵고, 0.05%를 초과하는 경우에는 Al₂O₃ 등의 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다.

상기 AlN 석출물은 압연중 변형유기석출을 통해 결정립 성장을 효율적으로 억제하고 오스테나이트 결정립 미세화에 기여한다.

따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 0.004~0.02%

N의 함량이 0.004%미만인 경우에는 충분한 질화물 확보가 어려워, Ti, Nb, V 등의 석출량이 감소할 수 있으며, 0.02%를 초과하는 경우에는 석출물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재 인/연성의 저하가 발생할 수 있다.

따라서, 상기 N의 함량은 0.004~0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti, Nb, V, AlN 등의 석출물은 1차적으로 고온에서 질화물 형태로 생성되고, 이후 결함되지 않은 석출물은 C와 결함하여 낮은 온도에서 탄화물 형태로 석출되거나 고온에서 형성된 질화물에 붙어 함께 성장한다. 따라서 질소량은 석출물 분포에 큰 영향을 미치며, 그 함량을 제어할 필요가 있다.

상기 선재에는 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상이 함유될 수 있다.

Nb: 0.001~0.03%

상기 Nb는 Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 적절한 압연시 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화에 도움이 된다. 또한, 석출 전에는 솔루트 드래그(solute drag) 효과에 의해 압연중 오스테나이트 결정립계 미세화에 영향을 미친다.

하지만, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 석출효과가 충분하지 못하고, 0.03%를 초과하는 경우에는 석출물 조대화에 의해 그 석출효과가 감소하는 악영향을 미칠 수 있다.

따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05%

상기 Ti는 가장 강력한 탄질화물 형성 원소로서 가열로내 결정립 미세화에 도움이 된다. 하지만, Ti의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 그 석출량이 적어 효과가 감소하며, 0.05%를 초과하는 경우에는 석출물 조대화로 인/연성을 저하시키는 크랙 개시사이트(crack initation site)로 작용할 수 있다.

따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

V: 0.2~0.5%

상기 V는 VC, VN, V(C,N)등을 형성하며 적절한 압연을 동반하면 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화를 유도한다. 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 모재내 바나듐 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 페라이트 입계를 고정시키는 역할을 못하게 되므로 인성에 미치는 영향이 미미하며, 그 함량이 0.5%를 초과하면 본 발명에서 한정된 탄소 및 질소 범위에서는 조대한 바나듐 탄 질화물이 형성되어 인성에 악영향을 미치게 된다.

따라서, 상기 V의 함량은 0.2~0.5%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.15~0.50%

상기 Mo는 QT 열처리 중 템퍼링시 Mo2C의 석출물을 형성시켜 템퍼링시 강도저하 (템퍼연화)의 억제에 효과적이다. 하지만, 그 함량이 0.15% 미만인 경우에는 충분한 템퍼연화 효과를 얻기 어려우며, 0.50%를 초과하는 경우에는 선재 상태에서 저온조직이 발생하여 저온조직 제거를 위한 추가 열처리 비용이 필요할 수 있다.

Mo계 탄화물은 2차 석출강화 원소로 QT 열처리시 템퍼링 중 주로 석출한다. 특히, 수소지연파괴 저항성 향상을 위해 고온 템퍼링시 소재 연화가 발생하지 않고, 오히려 강도가 증가하는 현상을 일으킨다. 이때, Mo의 함량이 0.15% 미만에서는 2차 석출강화 효과가 거의 발생하지 않으므로, 상기와 같이 함량을 한정하는 것이 바람직하다.

따라서, 상기 Mo의 함량은 0.15~0.50%로 한정하는 것이 바람직하다.

B: 0.005~0.02%

상기 B은 표면에 생성하는 녹을 치밀화 하고 내식성을 높이고 담금질성의 향상으로 입자경계의 강도를 높이는 역할을 하는 성분이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 고강도용 선재에 요구되는 강도를 확보할 수 없고, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 탄질화물계 석출물이 조대화되어 인장, 피로물성에 악영향을 미치게 된다. 따라서 상기 B의 함량은 0.005~0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 바람직한 고인성 선재는 페라이트와 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 페라이트는 결정립 크기가 12㎛이하이고 20~50 면적%의 아결정립을 포함하고, 그리고 Al계 석출물을 포함한다.

석출물은 압연 및 냉각시 결정립 성장억제 효과를 극대화하기 위하여 사용한다. 이러한 석출물의 피닝(pinning) 효과를 위해서는 석출물의 크기가 10~500nm 로 미세화되는 것이 바람직하며, 이를 넘어서게 조대화가 이루어지면, 피닝(pinning) 효과가 급격히 감소하게 될 수 있다.

또한, 석출물 밀도는 2~10개/um² 분포 확보시 결정립계성장(grain boundary migration)억제가 유효하다. 석출물 밀도가 2개/um² 미만에서는 결정립 성장억제가 어려우며, 10개/um² 를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다.

상기 선재는 QT 열처리 될 수 있는데, QT 열처리 후의 선재의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)는 5㎛이하일 수 있다.

상기 선재는 신선공정에 의해 강선으로 제조된 후, QT 열처리 될 수 있는데, QT 열처리 후의 강선의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)는 5㎛이하일 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 일례의 선재 및 강선의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 바람직한 다른 일례에 따르는 인성이 우수한 선재의 제조방법은 중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004-0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 가열하는 단계; 상기와 같이 가열된 빌렛을 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도 조건으로 압연하여 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50 면적%인 선재를 얻는 열간압연단계; 및 상기 선재를 권취한 후 냉각하는 단계를 포함한다.

빌렛 가열단계

빌렛을 900~1100℃에서 가열한다.

빌렛을 900~1100℃로 가열하고, 이 온도에서, 예를 들면, 10~30 분 동안 유지하는 것이 바람직하다.

빌렛을 900~1100℃로 가열하고 유지하는 총 시간은 예를 들면 90~120분이 바람직하다.

상기 빌렛은 선재 열간압연을 위해 가열되며, 가열온도가 900℃미만이면 압연부하가 급격히 증가하여 압연중 롤깨짐, 코블 및 표면흠 등의 문제가 발생할 수 있으며, 1100℃를 초과하면 빌렛 표면부 탈탄반응이 급속히 증가하여 표면부 열화 조직이 증가할 우려가 있다.

따라서, 빌렛의 가열온도는 900~1100℃로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 900~1100℃에서 유지시간이 10분 미만이면, 소재 중심부까지 충분히 목표온도가 도달되지 않을 우려가 있고, 30 분을 초과하는 경우에는 스케일, 표면탈탄 등의 증가로 인해 표면부 열화 조직이 증가할 우려가 있다.

열간압연단계

본 발명에 바람직하게 적용되는 압연방법은 크게 구분하여 가열된 빌렛을 조압연하는 공정, 마무리압연공정 및 정밀압연공정을 포함한다.

상기와 같이 가열된 빌렛을 열간압연하여 선재를 얻는다.

상기 마무리압연공정 및 정밀압연공정은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 실시되는 것이 바람직하다.

상기 열간압연은 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도의 조건으로 실시되는 것이 바람직하다.

상기 마무리압연기(FM) 입구온도가 780℃미만인 경우에는 압연중 과냉/급랭에 의해 표면부에 페라이트 등의 탈탄조직 및 표면흠이 급증할 우려가 있고, 820℃를 초과하는 경우에는 아결정립(변형 페라이트)의 분율이 감소하여 목표로 하는 결정립경이 확보되지 않을 수 있다.

따라서, 상기 마무리압연기(FM) 입구온도는 820~780℃로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 정밀압연기(RSM) 입구온도가 730℃미만인 경우에는 Ar1 변태점 이하로 과냉되어 롤부하 증가 및 페라이트/펄라이트로 이루어진 미세조직 확보가 어려울 수 있으며, 760℃를 초과하는 경우에는 아결정립(변형 페라이트)의 분율이 감소하여 목표로 하는 결정립경이 확보되지 않을 수 있다.

상기 열간압연은 압연에 의해 얻어진 선재의 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50면적%가 되는 조건으로 실시된다.

상기 선재의 페라이트 상 중의 아결정립 분율은 이후 고객사 열처리 공정에 영향을 미치며, 20면적% 미만인 경우에는 QT 열처리시 결정립 미세화 효과가 확보되지 않을 수 있고, 50면적%를 초과하는 경우에는 선재의 강도가 크게 증가하여 선재의 직진성 등이 확보되지 않을 우려가 있다.

따라서, 상기 선재의 페라이트 상 중의 아결정립 분율은 20~50면적%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 선재의 직경은 예를 들면, 18mm이하로 한정하는 것이 바람직하다.

권취 및 냉각단계

상기와 같이 열간압연하여 얻은 선재는 권취한 후 냉각된다.

냉각시 냉각속도는 예를 들면, 5℃/sec이상으로 한정하는 것이 바람직하다

상기 냉각 속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 변형 및 변태발열에 의해 결정립 조대화가 발생할 수 있으므로, 5℃/sec이상으로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 5 ~ 20℃/sec로 한정하는 것이다.

냉각 종료온도는 예를 들면, 200 ~ 600℃로 한정하는 것이 바람직하다.

냉각종료온도를 200 ~ 600℃로 한정하는 이유는 냉각대에서 변태를 종료시키고 원하는 미세조직을 확보하기 위해서이다.

QT 열처리( 소입 및 소려열처리 )

상기와 같이 제조된 선재는 그대로 소입 및 소려열처리(QT 열처리)될 수 있다.

상기 소입열처리 시 가열온도는 800 ~ 1000℃가 바람직하고, 냉각 속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다.

소입온도가 800℃미만인 경우에는 낮은 열처리 온도로 오스테나이트 조직이 확보되지 않아 QT 열처리후 충분한 강도확보가 어려울 수 있으며, 1000℃를 초과하는 경우에는 결정립 조대화에 의한 물성 열화와 함께 표면탈탄이 발생할 우려가 있다. 냉각속도가 20℃/sec미만인 경우에는 완전 마르텐사이트 조직이 얻어지지 않을 수 있다.

상기 소려열처리 시 가열온도는 300 ~ 600℃가 바람직하다.

소려온도가 300℃ 미만인 경우에는 입계를 따라 필름(film) 형태의 판상형 세멘타이트가 생성되어 수소취성 등의 문제를 야기시킬 우려가 있고, 600℃를 초과하는 경우에는 과소려에 의해 충분한 강도확보가 어려울 수 있다.

QT 열처리 후의 선재의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, 결정립 크기(AGS)는 예를 들면, 5㎛이하일 수 있다.

신선 및 QT 열처리

상기와 같이 제조된 선재는 신선 후, 소입 및 소려열처리(QT)될 수 있다.

상기 신선 시 신선율은 예를 들면, 5~40%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 신선율이 5% 미만인 경우에는 소재 중심부까지 충분한 변형조직이 발달하지 않아 QT 열처리시 짧은 시간 동안 오스테나이징화가 어려울 수 있다. 이로인해 장시간 열처리시에는 결정립 조대화의 우려가 있고, 40%를 초과하는 경우에는 1pass 신선이 불가능하여 제조공정이 길고 복잡해질 우려가 있다.

QT 열처리 후의 강선의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, 결정립 크기(AGS)는 예를 들면, 5㎛이하일 수 있다.

이하, 본 발명을 실시 예를 통하여 보다 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 성분조성을 갖는 빌렛을 하기 표 2의 조건으로 가열 및 열간압연하여 직경 13mm의 선재를 제조하였다.

상기와 같이 제조된 선재를 QT 열처리한 후, AGS(구 오스테나이트 결정립 크기)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 이 때, QT 열처리는 가열온도별 AGS 편차를 최소화 하기 위해 가열시간이 짧은 IQT(Induction Queching & tempering Treatment) 열처리를 실시하였으며, 이때 가열온도는 850~950℃ 이었다.

하기 표 2에서 FM은 마무리압연기 입구온도를 나타내고, RSM은 정밀압연기 입구온도를 나타내고, FGS는 페라이트 결정립 크기를 나타내고, AGS는 구 오스테나이트 결정립 크기를 나타낸다.

하기 표 2의 실시예 중 발명예 1 및 비교예 1의 압연 후 선재의 SEM-EBSD 조직 사진을 관찰하여 도 1에 나타내고, 15°이하의 Misorientation angle 값을 조사하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.

또한, 발명예 1 및 비교예 1의 QT 열처리 후 선재의 AGS(구 오스테나이트 결정립 크기)를 측정하고, 그 결과를 도 3에 나타내고, QT 열처리 후 선재의 미세조직을 관찰하고 그 결과를 도 4에 나타내었다.

강종	C	Si	Cr	Mn	Al	N	Nb	Ti	V	Mo	B
발명강1	0.25	0.30	0.35	1.30	0.042	0.015	0.015	-	-	-
발명강2	0.35	1.20	0.20	1.30	0.010	0.004	0.015	0.02	-	-
발명강3	0.40	0.80	0.30	1.20	0.042	0.013	0.020	0.02	-	0.2
비교강1	0.72	0.30	0.15	0.80	0.035	0.010	-	-	-	-
발명강4	0.35	0.20	0.50	0.70	0.035	0.010	-	-	-	-
발명강5	0.20	0.25	0.35	0.80	0.030	0.015	0.015	-	0.3	0.2
발명강6	0.25	0.30	0.45	1.20	0.040	0.020	0.015	-	-	-
발명강7	0.45	0.18	0.25	1.20	0.036	0.016	-	0.03	-	0.3
발명강8	0.50	0.15	0.20	1.50	0.032	0.012	-	0.02	0.3	0.2
발명강 9	0.45	0.18	0.65	1.20	0.036	0.016	-	0.03	-	0.3	0.01

실시예 No.	강종	가열조건 [가열온도(℃) /총가열시간(분)]	FM (℃)	RSM (℃)	미세조직	FGS (um)	아결립 분율 (면적%)	QT후 AGS (um)
비교예1	발명강1	1000℃/ 90분	900	850	F(70)+P(30)	20	15	12
비교예2	발명강2	1050℃/ 90분	850	760	F(65)+P(35)	25	16	14
비교예3	발명강3	1020℃/ 100분	815	780	F(50)+P(50)	15	8	13
비교예4	비교강1	1000℃/ 90분	800	750	F(5)+P(95)	25	5	15
발명예1	발명강4	1000℃/ 90분	780	760	F(65)+P(35)	10	30	5.0
발명예2	발명강5	1000℃/ 90분	800	750	F(80)+P(20)	8.8	35	4.8
발명예3	발명강6	1000℃/ 90분	810	730	F(70)+P(30)	8.5	40	4.2
발명예4	발명강7	1000℃/ 90분	800	760	F(45)+P(55)	8.3	33	4.1
발명예5	발명강8	1000℃/ 90분	780	750	F(30)+P(70)	9.2	33	3.2
발명예6	발명강9	1000℃/ 90분	800	760	F(45)+P(55)	8.3	33	4.5

(상기 표 2에서 F는 페라이트를 나타내고, P는 퍼얼라이트를 나타냄)

상기 표 2 및 도 1-4에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 선재(발명예 1-6)는 QT 열처리 후 5㎛이하의 결정립크기(AGS)를 가짐을 알 수 있다.

본 발명의 범위를 벗어나는 선재(비교예1-4)는 QT 열처리 후 5㎛를 초과하는 결정립크기(AGS)를 가짐을 알 수 있다.

상기 표 2 및 도 2에서 알 수 있는 바와 같이, 발명예 (1-6)의 경우에는 30% 이상의 높은 아결정립(15°이하의 Misorientation angle 값을 갖는 결정립)이 생성된 것을 확인할 수 있으며, 이 높은 아결정립 비율은 최종 QT 열처리를 위한 가열시 역변태를 위한 오스테나이트 결정립의 핵생성 사이트로 작용하여, 표 2, 도 3 및 도 4에서도 알 수 있는 바와 같이, 최종적으로 QT 열처리시 5㎛ 이하의 초미세 결정립을 확보할 수 있게 된다. 이러한 결과는 초기 선재 상태에서의 적정 이상의 아결정립 비율의 확보는 최종 AGS에 큰 영향을 미치게 됨을 나타낸다.

본 발명에 부합되는 선재(발명예 1-6)에 대하여 Al계 석출물을 관찰하였는바, 미세한 Al계 석출물이 분포되어 있음을 확인할 수 있었다.

한편, 표 1 및 2의 발명예 1에 따라 제조된 선재를 10~30%의 신선율로 신선한 후, 상기와 같이 QT 열처리 후 선재의 AGS를 측정한 결과, AGS가 신선하지 않은 발명예 1의 것과 거의 유사하게 나타났다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 페라이트는 결정립 크기가 12㎛이하이고, 20~50 면적%의 아결정립을 포함하고, 그리고 Al계 석출물을 포함하는 인성이 우수한 선재.
제1항에 있어서, 상기 선재는 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
제2항에 있어서, 상기 선재는 Nb계 탄질화물, Ti계 탄질화물, V계 탄질화물 및 Mo계 탄질화물 및 B계 탄질화물 중 1종 이상의 석출물을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
제1항에 있어서, 상기 선재의 미세조직은 면적%로 20~80%의 페라이트와 나머지 퍼얼라이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
제1항에 있어서, 상기 석출물의 크기는 10~500nm이고, 석출물 밀도는 2~10개/um² 인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
제1항에 있어서, 상기 선재는 QT 열처리 후 결정립 크기(AGS)가 5㎛이하인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004-0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 가열하는 단계;
상기와 같이 가열된 빌렛을 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도 조건으로 압연하여 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50 면적%인 선재를 얻는 열간압연단계; 및
상기 선재를 권취한 후 냉각하는 단계를 포함하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 빌렛은 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 열간압연 시 마무리압연공정 및 정밀압연공정은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 실시되는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 선재의 직경은 18mm이하인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 열간압연단계에서 열간압연한 후 선재의 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50%인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 권취 후 냉각하는 단계에서 냉각속도가 5℃/sec이상인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 권취 후 냉각하는 단계에서 냉각 종료온도가 200 ~ 600℃인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 선재를 QT 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제14항에 있어서, 상기 QT 열처리 후 선재의 결정립 크기(AGS)가 5㎛이하인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재의 제조방법.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 선재를 이용하여 제조된 강선으로서,
중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고, AlN 석출물을 포함하고, 결정립 크기(AGS; 구 오스테나이트 결정립 크기)가 5㎛이하인 인성이 우수한 강선.
제16항에 있어서, 상기 강선은 추가로 Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.01~0.05%, V: 0.2~0.5%, Mo: 0.15~0.50% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 강선.
제17항에 있어서, 상기 강선은 Nb계 탄질화물, Ti계 탄질화물, V계 탄질화물 및 Mo계 탄질화물 및 B계 탄질화물 중 1종 이상의 석출물을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 강선.
중량 %로, C: 0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Cr: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, Al: 0.01~0.05% 및 N: 0.004~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 가열하는 단계;
상기와 같이 가열된 빌렛을 820~780℃의 마무리압연기(FM) 입구온도 및 760~730℃의 정밀압연기(RSM) 입구온도 조건으로 압연하여 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50 면적%인 선재를 얻는 열간압연단계;
상기 선재를 권취한 후 냉각하는 단계;
상기 선재를 5~40%의 신선율로 신선하여 강선을 제조하는 단계; 및
상기 강선을 QT 열처리하는 단계를 포함하는 인성이 우수한 강선의 제조방법.
제19항에 있어서, 상기 빌렛은 추가로 Nb: 0.001-0.03%, Ti: 0.01-0.05%, V: 0.2-0.5%, Mo: 0.15~0.50wt% 및 B: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 함유하는 인성이 우수한 강선의 제조방법.
제19항에 있어서, 상기 열간압연 시 마무리압연공정 및 정밀압연공정은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 실시되는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 강선의 제조방법.
제19항에 있어서, 상기 열간압연단계에서 열간압연한 후 선재의 페라이트 상 중의 아결정립 분율이 20~50%인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 강선의 제조방법
제19항에 있어서, 상기 QT 열처리 후 강선의 결정립 크기(AGS)가 5㎛이하인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 강선의 제조방법.
제2항에 있어서, 상기 선재의 미세조직은 면적%로 20~80%의 페라이트와 나머지 퍼얼라이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.
제3항에 있어서, 상기 석출물의 크기는 10~500nm이고, 석출물 밀도는 2~10개/um2 인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 선재.