KR102031456B1 - 충격특성이 우수한 고내식성 고인(p)선재, 성형품 및 그 제조방법 - Google Patents

충격특성이 우수한 고내식성 고인(p)선재, 성형품 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재, 이를 이용한 성형품 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)

Description

충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재, 성형품 및 그 제조방법{HIGH PHOSPHORUS WIRE ROD AND FORMED MATERIAL HAVING EXCELENT IMPACT PROPERTY AND CORROSION RESISTANCE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재, 성형품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선재로 생산되는 CHQ와 스프링 강은 실 제품에서 부식 저항성이 요구되는 환경에서 사용되는 경우가 존재하며 그 빈도수가 시간이 지남에 따라 증가하고 있다. 특히, 상기의 제품들은 대부분 응력을 지지하는 부위에 많이 사용되어, 그 부식저항성을 개선하기 쉽지 않은 상황이다. 부식저항성을 개선시킬 수 있는 대표적인 합금원소로 Ni, Cu, Cr등의 원소들이 사용되고 있으며, 각 강재의 사용환경과 경제성에 맞게 최적 성분량으로 사용되고 있다. 또한, 상기 합금 원소이외에 P원소 또한 내식성 원소로 잘 알려져 있다. 그러나 P의 함량이 높아지면, 고용강화에 의해 강도는 높아지나, 연성 및 충격인성이 감소하게 된다. 따라서 충격인성이 요구되는 강재에 대해서는 P 함량을 높인 강재의 사용이 엄격히 제한되고 있다. 또한, 제강 공정에서 탈린공정을 추가하거나 탈린공정의 시간을 늘림으로써 강중 [P] 함량을 줄이게 되는데, 이러한 공정의 추가 또는 시간의 연장은 제품생산 원가를 늘이게 됨으로써 가격경쟁력을 낮추는 요인이 된다. 그러므로 최근 철광석 가격이 급등함에 따라 불순물, 특히 P 함량이 높은 저품위 저가 철광석의 활용을 위한 기술개발의 중요성이 대두되고 있는 상황이다.
이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 알려져 있으며, 특허문헌 1에는 600~800MPa급 인장강도를 지니는 열연소재에 [P]:0.1~0.2wt%을 첨가하여 오스테나이트에서 급속 냉각한 베이나이트 조직 기반의 고내식성 강재가 개시되어 있다. 다른 종래기술로는 특허문헌 2가 알려져 있으며, 특허문헌 2에는 봉강의 결정립 미세화와 탄화물을 이용해 P의 입계 농도를 줄여 충격인성을 향상시키는 기술로서 페라이트, 펄라이트 조직 기반의 봉강에 대하여 개시되어 있다.
상기 기술은 마르텐사이트 기반의 Q/T 강재에 관한 것은 아니며, 결정립 미세화에 의한 고[P]화가 이루어지지 않으며, 600~800MPa급의 인장강도를 지닌 상기 판재 기술을 1000MPa급 이상의 강도를 지닌 고내식 선재 제품에 접목시키기 어려운 부분이 존재한다. 또한, 특허문헌 2에서는 봉강의 결정립 미세화와 탄화물을 이용해 P의 입계 농도를 줄여 충격인성을 향상하였으나, 이는 저탄소, 페라이트 펄라이트 조직 기반의 봉강에 대해 기술되어 있으며, 상기의 특허문헌1과 마찬가지로 약 550MPa급의 낮은 강도를 지닌 강재로 마르텐사이트 기반의 1000MPa급 이상의 Q/T강재에 접목시키기 어려운 점이 존재한다.
대한민국 특허출원번호 제2011-0133894호 일본 특허출원번호 제1999-052007호
본 발명의 바람직한 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)성형품의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재가 제공된다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 미세조직은 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함할 수 있다.
상기 미세조직의 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있고, 바람직하게는 6㎛이하일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품이 제공된다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 성형품은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및
상기 열처리된 선재를 A1 ± 5℃0의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법이 제공된다.
상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계;
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분 이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법이 제공된다.
상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 소입 및 소려처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)강재 및 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 실시예 1의 강종 2의 선재 미세조직을 나타내는 사진[(a): 강종 2의 빌렛 가열온도 1030℃의 선재 미세조직 사진, (b): 강종 2의 빌렛 가열온도 980℃의 선재 미세조직 사진]이다.
도 2는 발명강 1의 Replica TEM 사진이다.
본 발명은 내식성 고[P]강재의 충격인성을 향상시키기 위해 1)선재의 저온강압하를 통해 결정립을 미세화하여 결정립의 면적을 높여 결정립계에 편석되어 있는 P의 함량을 줄이고, 2)구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노 탄화물 석출을 유도하고, 이후, 3) 고주파 열처리 등을 이용해 짧은 열처리 동안 결정립계로 확산하는 P의 양을 줄임으로써 충격특성이 우수한 고내식성 고[P]선재, 성형품 및 그 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재 및 성형품에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재는, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시킨다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
이하, 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C:0.1~0.6중량%(이하, "%"라고도 칭함)
C(탄소)의 함량을 0.1-0.6%로 제한한 이유는, 그 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 거의 모든 조직이 퍼얼라이트로 구성되어 목적으로 하는 페라이트 아결정립을 확보하기 어려우며, 0.1% 미만에서는 페라이트 분율이 너무 증가하여 QT 열처리시 완전 마르텐사이트 조직을 만들기 어렵기 때문이다.
Si: 0.2~2.0%
실리콘(Si)의 함량은 0.2-2.0wt%로 한정하는 데 그 이유는 다음과 같다. 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 선재압연중 탈탄 조직 생성을 조장하여 추가적 제거 비용이 필요하기 때문이다.
Mn: 0.2~2.0%
망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하고 A1 온도(A1 temp.)를 낮춰 퍼얼라이트 층간간격을 미세화하며 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키는 성분으로서, 그 함량은 0.2-2.0%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 망간이 2.0%를 초과하여 첨가될 경우 망간 편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간 편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 한편, 상기 망간이 0.2% 미만으로 첨가될 경우, QT후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어렵다.
P: 0.1~0.3%
P 함량을 0.1~0.3%로 제한한 이유는, 인의 함량이 0.3%를 초과할 경우, 결정립 미세화 및 오스테나이트 입계에 P가 과다하게 편석하여 입계 취성을 일으켜 강의 충격인성을 저하시킬 우려가 있다. 본 발명은 표면부 산소 및 철과 반응하여 비정질 산화물을 형성함으로써 내식성을 향상시키는 것으로 인의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 그 반응이 충분하게 일어나지 않아 목표로 하는 내식성을 얻기 어려울 수 있다.
Sol.Al: 0.01~0.05%
Al은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되는 원소로서 0.01% 미만이면 충분한 탈산효과를 얻기 어렵다. 반면, 0.05%를 초과하면 Al2O3와 같은 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al 함량은 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~2.0%
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 한편, 2.0%를 초과하는 경우에는 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상의 주원인인 저온조직이 발현되기 쉽다. 따라서, Cr 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
상기 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 티타늄은 산소와 결합하여 티타늄 산화물(Ti2O3, TiO2)을 생성하여 오스테나이트 입내에서 페라이트를 생성시키는 핵생성처의 역할을 하게 된다. 그러나 티타늄 함량이 0.03%를 초과하게 되면 잉여의 티타늄이 과량 생성하게 되어 질화물을 형성, 오스테나이트 크기를 제한하게 되므로 Ti 함량의 상한은 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, 티타늄 함량이 0.005% 미만인 경우에는 충분한 티타늄 산화물이 생성되기 힘들므로 티타늄 함량의 하한은 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다.
B:0~0.003%
상기 보론(B)의 함량은 0~0.003%로 한정한다. 보론은 free 보론으로 있을 경우, 강의 냉각 중에 오스테나이트 입계로 이동하여 오스테나이트 입계 에너지를 낮추게 된다. 이렇게 오스테나이트 입계 에너지가 낮아질 경우 상변태 중 오스테나이트 입계로부터 생성되는 페라이트 형성이 억제되는 효과가 있다. 일반적으로 강의 소입성을 향상시키기 위한 원소로서 보론을 첨가하지만 본 발명의 경우 오스테나이트 입내의 페라이트 형성을 유도하기 위해 입계로 부터의 페라이트 생성은 억제할 필요가 있어 보론을 활용한다. 보론 함량이 0.003%를 초과할 경우 강 중 Fe23(C,B)6와 같은 화합물을 형성하여 보론의 효과가 감소하거나 강의 인성이 저하하게 되므로, 보론 함량의 하한은 0.003%로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.03%이하
S는 철강에서 불가피하게 함유되는 불순물로 Mn 등과 함께 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온 충격 인성을 크게 저하시키기 때문에 그 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
V:0.05~0.20%
상기 V는 VC, VN, V(C,N)등을 형성하며 적절한 압연을 동반하면 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화를 유도한다. 그 함량이 0.05% 미만에서는 모재내 바나듐 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 페라이트 입계를 고정 시키는 역할을 못하게 되므로 인성에 미치는 영향이 미미하며, 그 함량이 0.20%를 초과하면 본 발명에 한정된 탄소 및 질소 범위에서는 조대한 바나듐 탄 질화물이 형성되어 인성에 악영향을 미치게 된다.
Nb:0.001~0.03%
상기 Nb는 Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 적절한 압연시 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화에 도움이 된다. 또한, 석출전에는 solute drag 효과에 의해 압연중 오스테나이트 결정립계 미세화에 영향을 미친다. 하지만, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 석출효과가 충분하지 못하며, 0.03%를 초과하여 첨가되는 경우에는 석출물 조대화에 의해 그 석출효과가 감소하는 악영향을 발생시킬 수 있다.
Mo:0.15~0.5%
상기 Mo는 QT 열처리 중 템퍼링시 Mo2C의 석출물을 형성시켜 템퍼링시 강도저하 (템퍼연화)의 억제에 효과적이다. 하지만, 그 함량이 0.15% 미만에서는 충분한 템퍼연화 효과를 보기 어려우며, 0.5%를 초과하여 첨가시 선재상태에서 저온조직이 발생하여 저온조직 제거를 위한 추가 열처리 비용이 필요할 수 있다.
상기 고인(P)선재는 하기 관계식 (1)을 만족시킨다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 관계식 (1)을 만족시키지 못하는 경우에는 부식저항성과 인성이 낮아질 우려가 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재는 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함한다.
상기 미세조직은 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함할 수 있다.
상기 미세조직의 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있고, 바람직하게는 6㎛이하일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시킨다.
[관계식 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 성형품이 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하는 미세조직 조건을 충족하지 못하는 경우에는 강도와 인성이 낮아질 우려가 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법 및 성형품의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함한다.
빌렛 가열단계
상기한 성분 및 성분범위를 갖는 빌렛을 900~1100℃로 가열한다.
상기 빌렛 가열온도가 900℃미만인 경우에는 소재의 강도가 높아져서 압연롤의 과부하로 인한 롤 깨짐을 야기 시킬 수 있고, 1100℃를 초과하는 경우에는 전탈탄이 소재 표면에 깊게 생성되는 문제가 있다.
상기 빌렛의 가열시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 60~150분이 바람직하다.
선재를 얻는 단계
상기와 같이 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는다.
상기 사상압연 및 사이징 압연 온도가 A1 온도 미만인 경우에는 사상 압연 부하 증가로 인한 롤깨짐의 문제가 발생할 수 있고, A3+50℃온도를 초과하는 경우에는 선재의 결정립이 커질 수 있다.
상기 사상압연 및 사이징 압연의 변형량의 총합은 0.4 이상인 것이 바람직하다. 상기 변형량이 0.4 미만이면 충분하지 못한 변형량으로 선재의 결정립이 미세하게 만들어 지기 어려울 수 있다. 한편, 상기 압연 변형량이 5를 넘어갈 경우, 해당 소재의 직경이 너무 작아져 선재 생산성이 저하될 우려가 있다.
신선단계
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선한다.
상기 단면 감소율이 50%를 초과하는 경우에는 소재의 결함을 발생시킬 우려가 있다. 소재에 충분한 전위를 생성하고 충분한 수의 탄화물을 얻기 위하여 단면 감소율의 하한은 5%로 설정할 수 있다.
나노탄화물 유도 열처리 단계
상기와 같이 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리한다.
상기 열처리 온도가 500℃미만인 경우와 30분 미만인 경우에는 탄화물이 잘 생성되지 못할 우려가 있고, 650℃를 초과하는 경우와 3시간을 초과하는 경우에는 탄화물의 크기가 커질 우려가 있다.
구상화 열처리 단계
상기 와 같이 나노탄화물 유도 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리한다.
상기 구상화 열처리온도가 A1-50℃미만인 경우에는 구상화의 속도가 너무 늦어질 우려가 있고, A1 + 50℃를 초과하는 경우에는 구상화 seed 탄화물이 모두 녹아버릴 우려가 있다.
상기 구상화 열처리 시간이 30분 미만인 경우에는 구상화시간이 충분치 않아 소재의 강도가 원소재 대비 크게 떨어지지 않을 수 있다.
상기 구상화 열처리 시간이 길수록 구상화가 더 잘되므로, 구상화 열처리 시간의상한은 특별히 한정되는 것은 아니며, 경제성 측면에서 그 상한을 100시간으로 설정할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계;
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함한다.
성형품을 얻는 단계
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는다.
소입처리단계
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분 이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리를 실시한다.
상기 승온속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 낮은 승온속도로 인해 고온 체류 시간이 길어져 AGS가 커질 우려가 있다.
상기 유지시간이 1분을 초과하는 경우에는 AGS가 커질 우려가 있다.
상기 냉각속도가 30℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트가 아닌 다른 미세조직이 발생할 가능성이 있다.
상기 승온속도의 상한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1000℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도의 상한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1000℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 유지시간의 하한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 0.1초로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 소입 시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 5분 이내일 수 있다. 상기 소입 시간이 길어질수록 생산성이 떨어지는 문제점이 있다.
상기 소입처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.
소려처리 단계
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리한다.
상기 소려 시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 2시간 이내일 수 있다.
소려 시간이 길어질 시 제품의 강도가 떨어지는 문제를 초래 할 수 있다.
상기 소려처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 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 1)
하기 표 1의 성분 및 성분 범위를 갖는 빌렛을 하기 표 2의 온도 및 시간 조건으로 빌렛을 가열한 다음, 하가 표 2의 온도조건으로 사상압연 및 사이징 압연을 실시하여 직경 13mm의 선재를 제조하였다.
하기 표 2의 강종 2 (빌렛 가열온도: 1030℃및 980℃)의 선재에 대하여 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1에서 (a)는 빌렛 가열온도가 1030℃이고, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 각각 998℃ 및 967℃인 선재의 미세조직 사진을 나타내고, (b)는 빌렛 가열온도가 980℃이고, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 각각 778℃ 및 759℃인 선재의 미세조직 사진을 나타낸다.
상기와 같이 제조된 선재를 직경 10.9mm로 신선한 후, 690℃에서 6시간 동안 구상화 열처리 하였다.
상기와 같이 구상화 열처리된 선재를 하기 표 2의 조건으로 소입 및 소려(Q/T)를 실시하였다. 소입 및 소려처리된 선재의 미세조직은 템퍼드마르텐사이트 조직이다. 표 2에서 "IHT로"는 고주파 열처리로를 나타낸다.
상기와 같이 소입 및 소려처리된 선재에 대하여 인장강도, AGS(ASTM No.), 상대적 충격에너지(25℃) 및 상대적 녹 발생량(100cycle 후)을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
표 3에서 인장강도는 ASTM E-8M subsize 규격으로 시편 제작하여 측정되었다.
AGS(ASTM.No)는 연마와 부식을 통해 구오스테나이트 결정립도를 측정하여 표기하였다.
충격 에너지는 5mm subsuze 샤피충격시편으로 가공하여 충격인성시험을 진행하였으며, 50HB 시편의 충격에너지 값을 기준으로 상대적 값으로 표기하였다.
녹 발생량을 측정하기 위해 크기 150(L)X10(W)X3(T)의 크기로 절단하여 연마 후 에탄올로 표면세척하였다. 1cycle은 습윤(2시간), 건조(4시간), 분무(2시간, 5%NaCl)로 구성되었으며, cycle 전후의 무게를 측정하여 녹발생량 차이를 50HB 시편을 기준으로 상대적으로 표기하였다.
Figure 112017128899964-pat00001
Figure 112017128899964-pat00002
Figure 112017128899964-pat00003
상기 표 1, 표 2 및 표 3에 나타난 바와 같이, P함량이 증가할수록 고용강화에 의한 인장강도가 증가하였으나, P의 함량이 증가할수록 입계취성에 의한 소재의 인성감소로 급격한 파단에 의한 강도하락을 보임을 알 수 있다.
반면 P함량이 증가할수록 전체적으로 상대적 녹발생량이 감소함을 알 수 있다. 특히, 충격인성의 경우 선재를 저온 강압하하여 압연하고, 고주파 열처리에 의해 Q/T 열처리를 할 경우, 다른 선재 및 강선 제조 방법에 비해 우수한 충격특성을 보임을 확인할 수 있었다.
한편, 도 1에 나타난 바와 같이, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 본 발명의 범위를 만족시키는 선재의 미세조직[도 1의 (b)]이 사상압연온도 및 사이징압연온도가 본 발명의 범위를 만족시키지 못하는 선재의 미세조직[도 1의 (a)] 보다 더 미세함을 알 수 있다.
본 발명은 이러한 연구결과를 토대로 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노크기의 석출물을 유도함으로써 AGS를 상기 강재들과 대비해 더욱 미세화하여 고[P]강재에서의 높은 충격인성을 지니는 강재를 개발하기에 이르렀다.
본 발명에서는 상기 저온강압하에 의한 선재 제조와 상기 고주파 열처리에 의한 소입 및 소려(Q/T) 열처리에 더불어 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노 사이즈의 탄화물을 유도하였다.
(실시예 2)
하기 표 4의 성분 및 성분 범위를 갖는 빌렛을 980℃에서 90분간 가열하고, 780℃에서 사상압연을 하고 그리고 750℃에서 사이징 압연하여 직경 13mm의 선재를 제조하였다. 이 때, 사상압연 및 사이징 압연의 변형량은 하기 표 5와 같이 하였다.
상기 선재를 구상화 열처리 전에 20%의 신선율로 신선한 다음, 550℃에서 2시간 동안 나노 탄화물 유도 열처리를 실시하였다.
상기와 같이 나노 탄화물 유도 열처리를 실시하여 나노 탄화물이 유도된 선재를 690℃에서 6시간 동안 구상화 열처리를 실시하였다.
상기와 같이 구상화 열처리된 선재를 고주파 열처리로에서 900℃에서 20초간 오스테나이징 한 후 수냉으로 소입한 다음, 600℃에서 20초 동안 소려처리 하였다.
상기와 같이 소입 및 소려처리된 선재에 대하여 인장강도, AGS(ASTM No.), 상대적 충격에너지(25℃), 상대적 녹 발생량(100cycle 후) 및 100nmX100nm당 30nm이하 탄화물 수를 조사하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 표 5에서의 인장강도, AGS(ASTM.No), 상대적 충격에너지 및 상대적 녹 발생량은 실시예 1의 조건과 동일한 조건으로 측정되었다. 상기 100nmX100nm당 30nm이하 탄화물 수는 소입 및 소려처리된 선재 시편에서 Relica 기법을 활용해 TEM sample을 채취하여, 동일 조건 3개의 replica 시편에서 3장의 TEM 사진에서 평균낸 탄화물 수이다.
한편, 발명강1의 Replica 탄화물 사진을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.
Figure 112017128899964-pat00004
Figure 112017128899964-pat00005
[표 5에서, [관계식 1]: ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0 (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)]
상기 표 4 및 표 5에서 알 수 있는 바와 같이, 발명강 1~9 및 비교강 1~9는 P:0.1~0.3wt% 사이의 동일 성분계에서 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리 실시 여부에 차이가 있는 것으로서, 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리 실시 여부에 따라 탄화물의 수에 차이를 가져오게 되며, 이에 따라 AGS의 크기 차이를 가져오며, 이는 결국 충격에너지 특성 차이를 가져오게 된다.
한편, 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 발명강 1의 경우에는 미세한 탄화물을 다수개 포함하고 있음을 알 수 있다.
비교강 10의 경우 P의 함량이 0.3wt%보다 높아 P입계 편석에 의한 낮은 충격에너지 특성을 보였으며, 비교강 11의 경우 B의 함량이 0.003wt%보다 높아 Fe23CB6와 같은 탄화물이 생성되어 낮은 충격에너지를 보인 것으로 판단된다.
비교강 12 및 13의 경우, Ti의 함량이 너무 낮거나 너무 높아 충분한 나노 탄화물을 만들지 못했거나, 거대 탄화물을 유도하여 AGS크기가 커져 낮은 충격에너지를 보였다.
또한, 발명강 (1-9)는
0.1≤[P]wt%≤0.3, 0.005≤[Ti]wt%≤0.03일 때,
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0 이 만족됨을 확인할 수 있었다.

Claims (17)

  1. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
    [관계식 1]
    ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
    (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  2. 제1항에 있어서, 상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 미세조직이 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 미세조직의 결정립 크기가 10㎛ 이하인 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
  5. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품.
    [관계식 1]
    ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
    (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  6. 제5항에 있어서, 상기 성형품은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품.
  7. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al : 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
    상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 선재의 신선 시 단면 감소율이 5~50%인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서, 상기 빌렛의 가열시간이 60~150분인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서, 상기 사상압연과 사이징압연의 변형량 총합이 0.4~5인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
  12. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
    상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;
    상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계; 상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;
    상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및
    상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 빌렛의 가열시간이 60~150분인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
  15. 제12항에 있어서, 상기 사상압연과 사이징압연의 변형량 총합이 0.4~5인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
  16. 제12항에 있어서, 상기 선재의 신선 시 단면 감소율이 5~50%인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
  17. 제12항에 있어서, 상기 소입시간은 5분 이내이고, 소려시간은 2시간 이내인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000248313A (ja) * 1999-02-26 2000-09-12 Daido Steel Co Ltd 鋼片の球状化熱処理方法
JP3793391B2 (ja) 2000-04-04 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 引張強度１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
JP2010095753A (ja) * 2008-10-15 2010-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3063972B2 (ja) 1997-08-06 2000-07-12 日本電気株式会社 Ｄｃ特性測定器
KR20110133894A (ko) 2010-06-07 2011-12-14 동양기전 주식회사 스티어링 휠의 조작감을 개선시킨 자동차 조향장치의 수동/자동 변환장치
KR101439695B1 (ko) * 2012-12-27 2014-09-12 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 인 함유강

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000248313A (ja) * 1999-02-26 2000-09-12 Daido Steel Co Ltd 鋼片の球状化熱処理方法
JP3793391B2 (ja) 2000-04-04 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 引張強度１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
JP2010095753A (ja) * 2008-10-15 2010-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法

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