KR102256373B1 - 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 포함하고, 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에서의 Si 함량은 6~8원자%인 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 포함하고, 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에서의 Si 함량은 6~8원자%인 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
Description
본 발명은 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
건설용 볼트는 그 쓰임상 QT 열처리 후 도금처리를 대부분한다. 도금방법은 전기도금, 스프레이도금, 용융도금 등이 있으나, 이중 가장 효과적인 것은 용융도금방법이라고 할 수 있다. 이는 다른 방법에 비해 관리가 어려울 뿐, 용도에 맞게 Zn, Zn-Al 또는 Zn-Al-Mg 등 합금성분을 다양화할 수 있고, 용융점 이상으로 관리만 해주면 도금이 되므로, 가격적인 측면에서 장점이 있기 때문이다. 물론, 나사선에 테이핑을 추가해야 할 필요가 있으나 이를 추가하더라도 가격적인 측면에서 저렴하다.
건설용 볼트는 등급(grade)별로 구분을 할 수 있다. 이에는 8T(800MPa, 여기서 T는 tensile의 약어), 10T, 12T 및 13T로 나누어지는데 도금 볼트의 경우 10T의 하한 즉, 1000MPa 수준으로 밖에 제조를 하지 못한다. 이는 용융도금에 침적할 때 강도저하를 피할 수 없기 때문이다. 물론 해당 등급에 범용적으로 사용하는 JS-SCr420B 등의 보론강 대신 Cr-Mo 등의 합금강을 사용하면 상위 등급의 볼트 제품을 만들 수 있지만 가격 측면에서 경쟁이 되지 않기 때문에 사용을 하지 않는다. 따라서, JS-SCr420B 등의 보론강을 사용하면서 10T이상, 예를 들어, 1200MPa까지 강도를 증가시킬 수 있다면 신규 시장 진입을 시도할 수 있을 것으로 보인다.
용융도금조 온도는 Zn 사용을 기준으로 할 때 530℃ 이상으로 알려져 있다. 상기 용융도금조 온도는 냉간단조 후 QT열처리 시의 템퍼링 온도보다 많이 높은데, 이로 인해, 강재를 1분 내외로 침지한다 하더라도 강도 저하를 피할 수 없다. 이때, 강도가 저하되는 양은 표면부~1/4t기준으로 최소 100MPa 이상이다. 따라서, 이러한 강도 저하를 보상하고자 템퍼링 온도를 낮춰 용융도금하는 방법을 사용하고 있는 실정이다. 그러나, 템퍼링 온도가 낮아지게 되면 RA(연성)감소를 피할 수 없고, 낮은 등급(grade)에서 신경쓰지 않은 수소지연파괴 또한 문제가 될 수 있다.
이에 따라, 용융도금 시 발생하는 강도 저하를 억제할 수 있는 기술의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일측면은, 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 포함하고, 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에서의 Si 함량은 6~8원자%인 고온연화저항성이 우수한 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1100℃ 이상이 되도록 사상압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 830~880℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 선재를 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 선재를 신선하는 단계; 상기 신선된 선재를 냉간단조하는 단계; 상기 냉간단조된 선재를 880~960℃에서 가열 후 ??칭하는 단계; 및 상기 ??칭된 선재를 400~600℃에서 템퍼링한 뒤 수냉하는 단계를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고온연화저항성이 우수한 강재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 다만, 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한, 중량%로 간주한다.
C: 0.1~0.3%
C는 강도를 확보하기 위한 주요 원소이다. 상기 C의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 얻기가 쉽지 않고, QT 열처리 후 충분한 소입성 확보가 용이하지 않다. 반면, 0.3%를 초과하는 경우에는 탄화물이 과도하게 생성되어 피로수명이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.16%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.28%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.24%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.5~1.0%
Cr은 고온에서 유지 시 미세한 Cr계 탄화물을 형성시키는 주요 원소이다. 본 발명에서는 Si을 첨가하여 강도 보상이 이루어지기 때문에 상기 Cr의 함량을 줄일 수 있다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.5% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보가 어렵고, 1.0%를 초과하는 경우에는 가격경쟁력이 떨어진다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.5~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.55%인 것이 보다 바람직하고, 0.60%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.65%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.95%인 것이 보다 바람직하고, 0.90%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.85%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.7~1.2%
Mn은 강도 증가 역할도 하지만, 고객사에서 QT 열처리할 때 변태 노즈를 충분히 지연시켜주는 소입성 확보 목적으로 첨가된다. 상기 Mn의 함량이 0.7% 미만인 경우에는 소입성 및 목표 강도 확보에 어려움이 있고, 1.2%를 초과하는 경우에는 편석에 의한 신선 중 가공 단선이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.7~1.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.80%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.85%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.15%인 것이 보다 바람직하고, 1.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.05%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.9~1.5%
Si은 페라이트 고용강화 및 펄라이트 조직 미세화를 통한 강도 증가 역할을 하는 원소이다. 상기 Si의 함량은 0.1% 증가할 때마다 약 14~16MPa의 강도가 향상된다. 또한, Si은 기지조직(템퍼드 마르텐사이트)와 탄화물 계면에 편석되기 때문에 열처리 시 C 확산을 억제하는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 0.9% 미만인 경우에는 용융도금 시 강도 저하 억제 효과가 크지 않고, 1.5%를 초과하는 경우에는 냉간단조성이 불량해지거나 용융도금 시 계면간 박리가 잘되는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.9~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.95%인 것이 보다 바람직하고, 1.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 1.35%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.25%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.01~0.04%
보론강은 고용 B이 있어야 그 가치를 인정받는다. B은 N과 결합력이 좋기 때문에 강내 N를 극저로 제어하지 않는 이상 Ti 등의 타원소 첨가가 필수적이다. 상기 Ti의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 고용 B의 활용이 어렵고, 0.04%를 초과하는 경우에는 조대한 TiC, TiN 등이 정출될 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.013%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.018%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.037%인 것이 보다 바람직하고, 0.035%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.032%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.001~0.003%
B는 우수한 소입성 원소로 Mo와 유사한 성격을 가지나, 값이 싸다는 장점이 있다. B은 N과 결합력이 좋기 때문에 강내 N를 극저로 제어하지 않는 이상 Ti 등의 타원소 첨가가 필수적이다. 상기 B의 함량이 0.001% 미만이면 전술한 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 0.003%를 초과하는 경우에는 조대 BN, Fe23CB6등의 형성되어 고용 B에 의한 결정립 미세화 효과가 적어지기 때문에 그 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.001~0.003%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0012%인 것이 보다 바람직하고, 0.0014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0016%인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0028%인 것이 보다 바람직하고, 0.0026%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0024%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
Al은 경질 비변형의 알루미나계 비금속 개재물을 생성하여 연성 열화와 신선성을 열화시키는 원인이 되나, 질소와 결합하여 AlN이 형성되면 오스테나이트 결정립 크기를 미세화시킬 수 있기 때문에 신선성을 향상시킬 수 있다. 상기 AlN 형성을 통한 결정립 미세화를 위하여 0.02% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 0.05%를 초과하는 경우에는 강중 O와 반응하여 경질 개재물을 형성시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.026%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.030%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.048%인 것이 보다 바람직하고, 0.044%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.040%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.03%이하
P는 강재의 인성을 저하시키는 역할을 하기 때문에 2차 정련공정에서 탈인 처리를 한다. 상기 P의 함량이 0.03%를 초과하는 경우 FeP 등이 입계에 형성되어 충격 특성 등의 저하가 발생하고, 집중적인 탈인처리를 통해 강내 P 함량을 낮추기 위해서는 원가가 상승하기 때문에, 상기 P의 함량은 0.03%이하인 것이 바람직하다.
S: 0.03%이하
S는 다량 함유 시 입계에 MnS 개재물을 형성하여 가공성을 저하시키므로, 상기 S의 함량은 0.03%이하인 것이 바람직하다.
N: 0.008%이하
N는 강종 존재하는 Al과 결합하여 미세 AlN석출물을 형성하고, 이는 오스테나이트 결정립을 pinning하는 역할을 하여 선재의 연성을 향상시키는 역할을 한다. 0.008% 초과는 연주 시 표면 크랙을 유발할 수 있기 때문에 그 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 상기 N 함량은 0.007% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005% 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명 강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트일 수 있다. 이와 같이, 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트로 제어함으로써 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 1000MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있다. 한편, 본 발명의 강재는 표면 탈탄으로 인하여 극히 일부 표면에서 페라이트가 형성될 수도 있으나, 본 발명에서는 상기 표면 탈탄에 의해 형성되는 페라이트는 본 발명의 미세조직에서 제외하는 것으로 간주한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 크기가 300nm 이하인 미세한 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 형성시킴으로써 QT열처리 시 1000MPa 이상의 강도를 얻을 수 있다. 만일, 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물의 크기가 300nm를 초과하는 경우에는 강도 확보가 용이하지 않고, 연성이 감소하는 단점이 있을 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계(계면)에서의 Si 함량은 6~8원자%인 것이 바람직하다. 이와 같이, 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 계면에 Si이 6~8원자%의 범위로 편석되도록 함으로써 용융도금조에 침지하였을 때 탄화물 성장 억제 및 기지조직으로의 고용을 억제하여 강도 저하를 방지하는 효과를 얻을 수 있다. 상기 편석되는 Si의 함량이 6원자% 미만인 경우에는 탄화물 내 존재하는 탄소가 기지조직으로 확산하는 것을 충분히 방해하지 못할 우려가 있다. 상기 편석되는 Si의 함량은 높을수록 바람직하나, 본 발명에서는 Si 투입량의 한계로 인해 상기 편석되는 Si이 8원자%를 초과하기는 어렵다. 한편, 본 발명의 강재는 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물이 전체 석출물 대비 90면적% 이상 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물이 QT(??칭 및 템퍼링) 열처리 전과 후의 크기 변화량, 즉, 크기의 증가 또는 감소율이 10% 이내일 수 있다. 이와 같이, QT 열처리 전과 후의 (Fe,Cr)7C3 탄화물 크기 변화량을 10% 이하로 제어함으로써 도금 시 발생하는 인장강도 손실이 억제되는 효과를 얻을 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 인장강도: 1000MPa 이상, 항복강도: 900MPa 이상, 연신율: 16% 이상, 단면감소율(RA): 45% 이상, 용융도금시 인장강도 저하가 100MPa 이내일 수 있다. 이와 같이, 본 발명의 강재는 우수한 강도, 연신율 및 고온연화저항성을 확보할 수 있다. 이를 통해, 가격 상승이 유발되는 도금방법으로의 변경 없이 용융아연도금을 통해 우수한 물성을 확보할 수 있고, 기존의 낮은 템퍼링 온도 적용시 발생할 수 있는 연성 감소 문제를 해결할 수 있으며, 높은 강도 확보에 따라 신규 시장 진입을 기대할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 상술한 합금조성을 갖는 빌렛을 1000~1200℃에서 가열한다. 상기 빌렛 가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 조대 Cr탄화물 등이 존재하게 되는 단점이 있으며, 1200℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화에 따른 연성 감소 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 빌렛 가열온도는 1000~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 빌렛 가열 온도의 하한은 1030℃인 것이 보다 바람직하고, 1060℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1090℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 빌렛 가열 온도의 상한은 1170℃인 것이 보다 바람직하고, 1140℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1110℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 빌렛 가열시, 가열시간은 90~120분일 수 있다. 상기 가열시간이 90분 미만인 경우에는 조대 Cr탄화물이 존재하게 되는 단점이 있으며, 120분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 증가에 따른 선재의 연성 감소, 스케일 형성에 따른 중량 손실과 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 가열시간은 90~120분인 것이 바람직하다. 상기 빌렛 가열시간의 하한은 95분인 것이 보다 바람직하고, 100분인 것이 보다 더 바람직하며, 103분인 것이 가장 바람직하다. 상기 빌렛 가열시간의 상한은 115분인 것이 보다 바람직하고, 110분인 것이 보다 더 바람직하며, 107분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1100℃ 이상이 되도록 사상압연하여 선재를 얻는다. 상기 사상연연시 출측온도가 1100℃ 미만인 경우에는 저온에 의한 롤수명 저하, 교체주기 증가에 따른 생산성 감소와 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 사상연연시 출측온도는 1100℃ 이상의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 압연온도는 1110℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 1120℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 1130℃ 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 사상연연시 출측온도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 1200℃를 초과하는 경우에는 고온가열로 온도를 크게 높히거나, 압연속도를 증가시켜야 하는 단점이 있으므로, 상기 사상연연시 출측온도는 1200℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 사상연연시 출측온도는 1190℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 1180℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1170℃ 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 작은 직경의 선재를 얻기 위하여 압연속도를 증가시켜야 할 뿐만 아니라, 소재와 압연설비와의 마찰로 인해 압연온도가 빌렛가열 온도에 유사하거나 높을 수 있다.
이후, 상기 선재를 830~880℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 830℃ 미만인 경우에는 권취코일의 형상이 불량해지거나 레드 스케일이 형성되는 단점이 있으며, 880℃를 초과하는 경우에는 두꺼운 스케일 형성에 의한 중량손실이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 830~880℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 835℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하며, 845℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 875℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 865℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 권취된 선재를 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 5℃/s를 초과하는 경우에는 중심부에 마르텐사이트와 같은 저온조직 형성되어 후공정인 신선시 단선이 발생하는 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 5℃/s 이하인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 3℃/s 이하인 것이 보다 바람직하고, 1℃/s 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.8℃/s 이하인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 선재를 신선한다. 상기 신선을 통해 최종적으로 얻고자 하는 제품에 적용 가능하도록 상기 냉각된 선재의 직경을 감소시킬 수 있다. 본 발명에서는 상기 신선 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 신선 공정을 적용할 수 있다.
이후, 상기 신선된 선재를 냉간단조한다. 상기 냉간단조 공정을 통해 본 발명이 적용하고자 하는 제품의 형태로 가공할 수 있다. 본 발명에서는 상기 냉간단조 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 냉간단조 공정을 적용할 수 있다.
이후, 상기 냉간단조된 강재를 880~960℃에서 가열 후 ??칭한다. 상기 ??칭시, 가열온도가 880℃ 미만인 경우에는 조대탄화물이 잔존하는 단점이 있으며, 960℃를 초과하는 경우에는 열처리능에 한계가 있을 뿐만 아니라, FeO와 같은 고온스케일이 두껍게 형성되는 단점이 있다. 따라서, 상기 ??칭시, 가열온도는 880~960℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열온도의 하한은 890℃인 것이 보다 바람직하고, 900℃인 것이 보다 더 바람직하며, 910℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열온도의 상한은 950℃인 것이 보다 바람직하고, 940℃인 것이 보다 더 바람직하며, 930℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 ??칭시, 가열 후 유지시간은 30~70분일 수 있다. 상기 가열시간이 30분 미만인 경우에는 Cr, Mo 탄화물이 존재하게 될 수 있으며, 70분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화에 따른 연성 감소가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 가열시간은 30~70분인 것이 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열 후 유지시간의 하한은 35분인 것이 보다 바람직하고, 40분인 것이 보다 더 바람직하며, 45분인 것이 가장 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열 후 유지시간의 상한은 65분인 것이 보다 바람직하고, 60분인 것이 보다 더 바람직하며, 55분인 것이 가장 바람직하다.
상기 ??칭은 50~80℃의 오일조에서 3~10분간 유지하는 것으로 행하여질 수 있다. 상기 ??칭시, 오일조의 온도가 50℃ 미만인 경우에는 중심부에 크랙이 형성될 수 있으며, 80℃를 초과하는 경우에는 중심부 및 표면부 간의 냉각능 차이에 따른 재질 편차가 발생할 수 있고, 중심부의 냉각이 충분히 이루어지지 않을 수 있다. 따라서, 상기 ??칭시, 오일조의 온도는 50~80℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 ??칭시, 오일조 온도의 하한은 52℃인 것이 보다 바람직하고, 55℃인 것이 보다 더 바람직하며, 57℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 ??칭시, 오일조 온도의 상한은 78℃인 것이 보다 바람직하고, 75℃인 것이 보다 더 바람직하며, 73℃인 것이 가장 바람직하다. 또한, 상기 ??칭시 유지시간이 3분 미만인 경우에는 중심부의 냉각이 충분이 되지 않아 재질편차가 발생하는 단점이 있으며, 10분을 초과하는 경우에는 이미 중심부까지 냉각이 완료되어, 이를 초과하여도 이미 형성된 마르텐사이트 조직에 영향을 미치지 않기 때문에 생산성 감소에 따른 제조비용 증가와 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 ??칭시 유지시간은 3~10분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 ??칭시 유지시간의 하한은 4분인 것이 보다 바람직하고, 5분인 것이 보다 더 바람직하며, 6분인 것이 가장 바람직하다. 상기 ??칭시 유지시간의 상한은 9분인 것이 보다 바람직하고, 8분인 것이 보다 더 바람직하며, 7분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 ??칭된 강재를 400~600℃에서 템퍼링한 뒤 수냉한다. 상기 템퍼링 온도가 400℃ 미만인 경우에는 강도는 높으나, 연성 및 인성 저하가 발생할 수 있으며, 600℃를 초과하는 경우에는 강도가 낮아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 400~600℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 420℃인 것이 보다 바람직하고, 440℃인 것이 보다 더 바람직하며, 460℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 580℃인 것이 보다 바람직하고, 560℃인 것이 보다 더 바람직하며, 540℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 템퍼링시, 유지시간은 90~150분일 수 있다. 상기 템퍼링시 유지시간이 90분 미만인 경우에는 잔류 응력의 제거가 충분하지 않고, 안정적인 템퍼드 마르텐사이트 형성에 문제가 있으며, 150분을 초과하는 경우에는 인장강도 및 연성 향상 포화되어, 그 효과가 없는 단점이 있다. 따라서, 상기 템퍼링시 유지시간은 90~150분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링시 유지시간의 하한은 100분인 것이 보다 바람직하고, 110분인 것이 보다 더 바람직하며, 115분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링시 유지시간의 상한은 140분인 것이 보다 바람직하고, 130분인 것이 보다 더 바람직하며, 125분인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 QT(??칭 및 템퍼링) 열처리를 통하여 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 기지조직(템퍼드 마르텐사이트)의 계면에 Si를 강제 편석시킬 수 있다. Si은 탄화물 내에서는 고용도가 없고, 페라이트에서는 고용도가 높기 때문에, 계면편석이 발생하는 것이며, Si함량이 높으면 높을수록 편석되는 함량은 높다. Si은 C의 확산을 늦추는 역할을 하기 때문에, 낮은 온도보다는 고온에서 이의 효과가 우수하다.
상기 수냉하는 단계 후에는 상기 수냉된 강재를 440~580℃에서 용융도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 용융도금온도가 440℃ 미만인 경우에는 용융 점도가 낮아, 볼트 전조부위에서 균일한 두께의 용융도금층을 형성시킬 수 없는 단점이 있으며, 580℃를 초과하는 경우에는 용융 점도가 너무 높아 균일한 두께 제어가 어렵고, 강도 손실이 높아 제품 강도가 낮아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 용융도금온도는 440~580℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 용융도금온도의 하한은 460℃인 것이 보다 바람직하고, 480℃인 것이 보다 더 바람직하며, 500℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 용융도금온도의 상한은 560℃인 것이 보다 바람직하고, 540℃인 것이 보다 더 바람직하며, 520℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 용융도금시, 유지시간은 2~10분일 수 있다. 상기 용융도금시, 유지시간이 2분 미만인 경우에는 제품의 최소 도금층 두께인 50㎛를 충족시킬 수 없고, 10분을 초과하는 경우에는 인장강도가 크게 저하되기 때문에, 제품물성을 충족시키지 못하는 단점이 있다. 따라서, 상기 용융도금시, 유지시간은 2~10분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 용융도금시, 유지시간의 하한은 3분인 것이 보다 바람직하고, 4분인 것이 보다 더 바람직하며, 5분인 것이 가장 바람직하다. 상기 용융도금시, 유지시간의 상한은 9분인 것이 보다 바람직하고, 8분인 것이 보다 더 바람직하며, 7분인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 Si 및 Cr 함량을 가지며, 나머지는 중량%로 0.2%C-0.8%Mn-0.015%P-0.013%S-0.035%Al-0.02%Ti-0.002%B-0.006%N, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 합금조성을 갖는 300ton의 용강을 연속주조하여 160×160mm2의 크기를 갖는 빌렛을 제조하였다. 상기 빌렛을 1040℃에서 100분간 가열하고, 이후, 조압연 및 980℃에서 마무리 압연하고, 845℃에서 권취한 뒤, 1.5℃/s의 냉각속도로 냉각하여 선재를 제조하였다. 이후, 상기 선재를 신선(HD)하여 다운사이징(down sizing)한 후, 5단 포머를 이용한 냉간 단조를 실시하여 몸통 직경이 22mm이고, 길이가 105mm인 볼트를 제조한 뒤, QT 열처리한 후 수냉하였다. 이 때, 상기 QT 열처리시 조건은 900℃에서 가열한 뒤 1시간 유지하고, 60℃의 오일조에서 3분간 유지하여 ??칭한 후, 480℃에서 2시간 유지하여 템퍼링하였다. 이와 같이 얻어진 강재(QT재)에 대하여 인장강도, 항복강도, 연신율 및 단면감소율을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다. 이어서, 상기 강재(QT재)를 550℃에서 1분간 용융아연도금한 뒤, 이 용융아연도금강재에 대하여 인장강도, 항복강도, 연신율 및 단면감소율을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다. 더하여, 상기 QT재에 대하여 QT 전후의 (Fe,Cr)7C3 탄화물의 크기 변화와 크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 계면에 편석된 Si 함량을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 이 때, 상기 탄화물 및 Si 편석의 측정은 강재에 대하여 임의의 300×300×800nm3의 영역을 원자침분석기(3DAP)를 이용하여 관찰하였다.
| 구분 | 합금조성 (중량%) |
QT재 | 용융아연도금재 | |||||||
| Cr | Si | 인장강도 (MPa) |
항복강도 (MPa) |
연신율 (%) |
단면감소율 (%) |
인장강도 (MPa) |
항복강도 (MPa) |
연신율 (%) |
단면감소율 (%) |
|
| 비교예1 | 1.0 | 0.2 | 1002 | 905 | 17 | 59 | 865 | 760 | 25 | 59 |
| 비교예2 | 1.0 | 0.6 | 1050 | 912 | 16 | 52 | 870 | 788 | 21 | 53 |
| 발명예1 | 1.0 | 0.9 | 1060 | 930 | 16 | 50 | 1020 | 840 | 18 | 49 |
| 발명예2 | 1.0 | 1.2 | 1120 | 1030 | 16 | 46 | 1040 | 950 | 18 | 47 |
| 발명예3 | 1.0 | 1.5 | 1190 | 1070 | 15 | 45 | 1145 | 1030 | 17 | 45 |
| 비교예3 | 1.0 | 1.8 | 단조불량 | |||||||
| 발명예4 | 0.5 | 1.2 | 1002 | 910 | 18 | 50 | 1030 | 860 | 17 | 48 |
| 비교예4 | 0.3 | 1.2 | 870 | 790 | 26 | 58 | 850 | 770 | 27 | 59 |
| 구분 | QT 전후의 (Fe,Cr)7C3 탄화물의 크기 변화 (%) |
(Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트 경계에서의 Si 함량(원자%) |
| 비교예1 | 32 | 1.3 |
| 비교예2 | 25 | 3.2 |
| 발명예1 | 8 | 6.8 |
| 발명예2 | 8 | 7.9 |
| 발명예3 | 6 | 8.0 |
| 비교예3 | 29 | 단조불량 |
| 발명예4 | 8 | 7.0 |
| 비교예4 | 8 | 6.7 |
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 4의 경우에는 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에 편석된 Si 함량이 6~8원자%의 범위를 만족함에 따라, QT 전후의 (Fe,Cr)7C3 탄화물의 크기 변화가 적어, 우수한 기계적 물성을 확보함과 동시에, 용융도금시 인장강도 저하가 100MPa 이내인 것을 확인할 수 있다.
그러나, 비교예 1 및 2는 본 발명이 제안하는 Si 함량에 미달하는 경우로서, (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에 편석된 Si 함량이 충분하지 않아 QT 전후의 (Fe,Cr)7C3 탄화물의 크기 변화가 커졌으며, 이로 인해 기계적 물성이 낮은 수준일 뿐만 아니라, 용융도금시 인장강도 저하가 100MPa를 넘는 것을 확인할 수 있다.
비교예 3은 본 발명이 제안하는 Si 함량을 초과하는 경우로서, 성형성에 문제가 있어 단조 불량으로 인해 파단이 일어났음을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명이 제안하는 Cr 함량에 미달하는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 1000MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 확보하고 있지 못함을 알 수 있다.
Claims (10)
- 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며,
크기가 300nm 이하인 (Fe,Cr)7C3 탄화물을 포함하고,
상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물과 템퍼드 마르텐사이트의 경계에서의 Si 함량은 6~8원자%인 고온연화저항성이 우수한 강재.
- 청구항 1에 있어서,
상기 (Fe,Cr)7C3 탄화물은 QT 열처리 전후의 크기 증가 또는 감소율이 10% 이내인 고온연화저항성이 우수한 강재.
- 청구항 1에 있어서,
상기 강재는 인장강도: 1000MPa 이상, 항복강도: 900MPa 이상, 연신율: 16% 이상, 단면감소율: 45% 이상, 용융도금시 인장강도 저하가 100MPa 이내인 고온연화저항성이 우수한 강재.
- 중량%로, C: 0.1~0.3%, Cr: 0.5~1.0%, Mn: 0.7~1.2%, Si: 0.9~1.5%, Ti: 0.01~0.04%, B: 0.001~0.003%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, N: 0.008%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1200℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1100℃ 이상이 되도록 사상압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 830~880℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 선재를 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 선재를 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 냉간단조하는 단계;
상기 냉간단조된 선재를 880~960℃에서 가열 후 ??칭하는 단계; 및
상기 ??칭된 선재를 400~600℃에서 템퍼링한 뒤 수냉하는 단계를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 4에 있어서,
상기 빌렛 가열시, 가열시간은 90~120분인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 4에 있어서,
상기 ??칭시, 가열 후 유지시간은 30~70분인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 ??칭은 50~80℃의 오일조에서 3~10분간 유지하는 것으로 행하여지는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 템퍼링시, 유지시간은 90~150분인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 수냉하는 단계 후, 상기 수냉된 선재를 440~580℃에서 용융도금하는 단계를 추가로 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 9에 있어서,
상기 용융도금시, 유지시간은 2~10분인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| KR1020190171982A KR102256373B1 (ko) | 2019-12-20 | 2019-12-20 | 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
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Citations (4)
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| JP2010202954A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Nippon Steel Corp | 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法 |
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| KR20180072965A (ko) * | 2016-12-22 | 2018-07-02 | 주식회사 포스코 | 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조 방법 |
-
2019
- 2019-12-20 KR KR1020190171982A patent/KR102256373B1/ko active IP Right Grant
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