KR102452061B1 - 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 높은 경도를 가지면서 제조 단가가 낮은 타이타늄 합금과 상기 타이타늄 합금의 제조 방법에 관한 것으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법{NON-QUENCHED AND TEMPERED STEEL WITH HIGH STRENGTH AND HIGH TOUTHNESS AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF}
본 발명은 높은 강도와 경도를 가지면서 담금질을 수행할 필요가 없는 비조질강과 상기 비조질강의 제조 방법에 관한 것이다.
철강재에서 널리 사용되는 고탄소강은 높은 탄소함량으로 인해 뛰어난 경화능을 가진다.
우수한 경화능을 가지는 고탄소강은 QT (Quenching and tempering) 열처리 시, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 조직을 가짐으로써 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다.
그 결과 고탄소강은 상기 우수한 열처리 특성으로 인해 열처리 후 자동차 부품, 유압실린더 등의 기계구조용 부품 등에 널리 사용되고 있다.
그러나 고탄소강은 상기와 같은 우수한 기계적 특성에도 불구하고 열처리 시에 발생할 수 있는 급격한 변형에 의한 균열 및 열처리에 따른 제품 생산 단가 상승 등의 단점을 가지고 있다.
이에 반해 비조질강(non-quenched and tempered steel)은 C, Mo, Cr, B 등의 고경화능 합금원소의 화학성분 조정과 열간압연 또는 열간단조 공정 중에 제어냉각에 의한 미세조직 제어를 통해 QT 열처리를 생략하면서도 QT 열처리재 대비 동등 이상의 강도 또는 인성을 가지도록 개발되고 있는 소재이다.
한편 포크레인 등과 같은 중장비에서 주로 사용되는 유압실린더의 경우, 강도와 인성을 동시에 필요로 한다. 이로 인해 유압실린더 제작에 고탄소강 QT 열처리 소재가 주로 사용되고 있다.
그런데 현재까지 개발된 비조질강은 템퍼링 열처리를 거친 QT 열처리 소재에 비해서 강도와 인성을 동시에 확보하기가 어려우며 이로 인해 유압실린더 등에 소재로의 적용이 제한되어 있다.
특히 비조질강도 다른 일반 강재와 유사하게 강도가 올라갈수록 연성이 감소하는 경향이 두드러진다. 그 결과 현재까지 개발된 일부 비조질강이 현재 수요가 발생하는 GPa급 인장강도를 만족시킨다 하더라도, 연성 및 인성은 취약한 것으로 알려져 있다.
이에 따라 본 발명에서는 기존 QT 열처리 소재를 대체하여 유압실린더용 소재로 적용이 가능한 인장강도 1GPa급 이상의 고강도-고인성 비조질강 개발을 목표로 하고 있다.
본 발명과 관련된 선행기술로는 미국 공개특허공보 US 2016-0208358호(2016. 7. 21., 공개)가 알려져 있다.
본 발명의 목적은 종래의 QT 열처리 소재를 대체할 수 있는 고강도-고인성 비조질강을 제공하는 것이다.
구체적으로 본 발명의 목적은 종래 QT 열처리 소재와 달리 변형 및 균열이 발생하지 않으면서 동시에 GPa급 인장강도를 가지면서 고인성을 동시에 갖는 고강도-고인성 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
보다 구체적으로 본 발명의 목적은 인장강도 1GMPa 이상, 항복강도 750MPa 이상, 연신율 20% 이상, 및 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상의 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
또한 본 발명은 유압실린더 등의 제작에 사용할 수 있도록 상기 목표를 갖는 Rod bar용 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.
바람직하게는, 상기 미세조직은 베이나이트를 주상(main phase)으로 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트는 상기 베이타이트의 래쓰(lath) 사이에 위치할 수 있다.
바람직하게는, 상기 비조질강의 인장강도는 1GPa 이상, 항복강도는 750MPa 이상, 연신율은 20% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상일 수 있다.
상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강의 제조 방법은 (a) 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계; (c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함 포함할 수 있다.
바람직하게는, 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함할 수 있다.
바람직하게는, 상기 냉각하는 단계는, (c-1) 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; (c-2) 상온까지 공랭처리하는 단계; 를 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면 변형 및 균열에 따른 제품 치수 불량 문제와 별도의 QT(quenching and tempering) 열처리 문제에 대해 제약이 없는 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 고강도와 고인성 특성을 만족할 수 있는 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 고가의 V을 포함하지 않으면서도(V-free) 기계적 특성이 우수한 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 추가적인 열처리 장비나 계획(scheme)이 필요하지 않고 통상적인 열처리 방법 만으로도 기계적 특성이 우수한 비조질강의 제조 방법을 제공할 수 있다.
상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.
도 1은 실시예 1에 대해서 각각 공랭과 2단 열처리 시의 냉각 곡선을 측정한 결과이다.
도 2는 각각 공랭(a)과 2단 열처리(b)된 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가진 비조질강의 미세조직 사진이다.
이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.
본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.
본 발명에서는 900MPa 이상의 인장강도, 750MPa 이상의 항복강도, 60J/cm2 이상의 상온충격흡수에너지를 가지는 고강도-고인성 비조질강을 제조하고자 하였다.
본 발명의 비조질강은 상기 고강도-고인성 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 특성들 중 적어도 하나 이상을 만족시킬 수 있도록 합금설계(alloy design) 되었다.
(1) 강도와 인성을 동시에 확보하기 위해 잔류 오스테나이트를 포함한 미세조직을 확보
(2) 경화능 확보를 위해 B, Cr, Mo 첨가 및 Mo 함량의 최소화
(3) 최상의 조성 설계를 위해 C 함량 제어 및 Mn 함량의 하향 설계
(4) 강도 확보를 위해 석출물 형성원소 (Ti, Nb, V) 첨가
보다 구체적으로 상기 특성들을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 강재는 다음의 성분 및 조성범위를 가질 수 있다.
탄소(C)는 C은 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다. 또한 탄소는 강재 내의 Nb, Ti등과 반응하여 미세한 탄화물 생성을 촉진시킴으로써 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여하는 기능을 수행한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.2~0.4%의 범위에서 함유된다.
만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.2%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 탄화물 석출량이 감소하여 석출강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.
반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.35%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 열역학적으로 펄라이트 상을 안정화시켜 그 결과 펄라이트 조직을 생성시킴으로써 강도와 인성을 떨어뜨릴 수 있다.
실리콘(Si)은 잔류 오스테나이트 형성을 촉진시켜 비조질강의 인성 확보에 효과적이며, 본 발명에서 인성 향상을 위해 필수적으로 포함되어야 하는 원소들 중 하나이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 실리콘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.5~1.5%의 범위에서 함유된다.
만일 실리콘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.5%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 미세조직 내의 잔류 오스테나이트가 지나치게 적어서 인성 향상이 어려워진다.
반면 실리콘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.5%보다 많이 첨가되면, 시멘타이트(cementite)의 석출을 촉진시켜 강의 충격특성을 떨어뜨릴 수 있다.
망간(Mn)은 고용강화 원소로써 강도확보에 기여할 뿐 만 아니라 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 조직 생성에 효과적이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 0.8~1.2%의 범위에서 함유된다.
만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.8%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 고용량이 적어 고용강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.
반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.2%보다 많이 첨가되면, 주조 조직 내에 중심편석을 발생시키거나 MnS와 같은 게재물을 생성시켜 강의 충격특성을 떨어뜨릴 수 있다. 나아가 용접 시, Mn이 편석(segregation)된 Mn 편석대에서는 베이나이트가 아닌 마르텐사이트가 생성될 수 있다.
크롬(Cr)은 대표적인 경화능 향상 원소로써 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 크롬은 중량%(이하 %라 한다)로 0.9~1.1%의 범위에서 함유된다.
만일 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.9%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.1%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계에 조대한 탄화물이 형성되어 강의 연성과 인성이 저하될 수 있다.
몰리브데넘(Mo)은 Cr과 마찬가지로 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 몰리브데넘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.20% 이하의 범위에서 함유된다.
만일 몰리브데넘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.15%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 마르텐사이트가 생성되어 충격인성이 떨어질 수 있으며, 경제적으로도 강의 제조단가가 높아질 수 있다.
티타늄(Ti)은 강 중의 불순물 원소인 질소(N)와 결합함으로써 질화붕소(BN)의 석출을 억제하여 붕소(B)의 첨가효과 (경화능 향상)를 극대화시켜 줄 수 있다. 나아가 티타늄은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 미세한 탄화물을 형성시켜 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.
만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 티타늄 탄화물 또는 티타늄 탄질화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 질화붕소의 석출을 억제하기 어려워진다.
반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 조대한 정출(primary precipitation) 탄화물을 정출시켜 강의 연성을 저하시킬 수 있다.
니오븀(Nb)은 미세한 탄화물 형성을 통해 강의 강도향상에 효과적일 뿐 만 아니라 강 중에 고용 시에 경화능을 향상을 통해 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.
만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 니오븀 탄화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 Ti과 마찬가지로 입계에 조대한 석출물이 형성됨으로써 강의 인성이 저하될 수 있다.
붕소(B)는 소량의 첨가로도 강의 경화능을 크게 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 붕소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.001~0.003%의 범위에서 함유된다.
만일 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.001%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.003%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계 편석(grain-boundary segregation) 등이 발생하여 강의 충격인성이 크게 떨어질 수 있다.
바나듐(V)은 탄화물 형성을 통해서 강의 강도 향상에 기여할 수 있는 것으로 알려져 있다.
바나듐계 탄화물의 석출을 위해서는 600℃ 이상에서 장시간 열처리가 필요하다. 그러나 본 발명의 비조질강에서와 같이 베이나이트 생성을 위한 열처리 공정 중에는 바나듐의 첨가가 효과적이지 못하다,
또한 바나듐은 니오븀이나 몰리브데넘과는 달리 경화능 향상 효과가 없다. 다시 말하면, 바나듐은 본 발명의 비조질강에서 베이나이트 생성에 기여하는 부분이 작아서 강의 인성 확보에 별 다른 효과가 없다.
한편 황(S)과 인(P)은 대표적인 TRAMP 원소로서 비조질강에서 게재물(inclusion)을 생성한다. 그 결과 황(S)과 인(P)은 비조질강의 연성을 저하시킬 수 있다.
이에 따라 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 황(S)과 인(P)은 중량 %로 각각 0.02%이하, 0.03%이하로 제한된다.
본 발명의 다른 실시예의 비조질강 제조 방법에서는 먼저 상기 화학성분을 갖는 잉곳(ingot)이 제작된 후, 상기 잉곳은 1,200℃이상에서 재가열되었다.
상기 재가열된 잉곳은 열간압연을 통해 봉재로 제조되었으며, 이 때 마무리 압연은 900℃ 이상의 온도범위로 제어되었다. 열간압연 후 봉재의 최종 직경은 80mm로 제어되었다.
열간압연 후 냉각 스케쥴에 따른 미세조직 및 물성변화를 확인하기 위해, 열간압연 후, (ⅰ) 상온까지 공랭, 또는 (ⅱ) 600~700℃ 구간까지 0.8~5℃/sec의 냉각 속도로 냉각 후, 600~700℃ 구간의 온도에서 상온까지 공랭(이하 2단 냉각)이 수행되었다.
[실험예]
아래의 표 1에서는 종래예와 본 발명의 비교예와 실시예의 화학성분 및 조성범위를 보여준다.
[표 1]
Figure 112020063033900-pat00001
상기 표 1에서의 종래예들은 각각의 종래예에 해당하는 성분 및 조성범위의 비조질강을 전기로를 이용하여 잉곳으로 제조된 뒤 열간압연 후 3단 냉각되었다. 여기서 3단 냉각은 다음의 표 2의 비고란에 기재된 바와 같이, 열간압연 후 4~7초(sec) 동안 100~400℃ 냉각시키는 강냉각(intense cooling) 제1 단계와 상기 제1 단계 이후 완냉각(moderate cooling)의 제2 단계와 상기 제2 단계 이후의 강냉각(intense)의 제3 단계로 이루어 진다. 이 때, 강냉각이란 일반적으로 7℃/sec 이상의 냉각 속도에서의 냉각을 의미하며, 완냉각이란 4℃/sec 이하의 냉각 속도 또는 2~4℃/sec의 냉각 속도에서의 냉각을 의미한다.
반면 상기 표 1에서의 실시예들 및 비교예들은 진공유도용해로에서 제조된 잉곳을 이용하여 열간압연 후 공랭 또는 2단 냉각되었다. 여기서 2단 냉각은 다음의 표 2의 비고란에 기재된 바와 같이, 열간압연 후 600~700℃ 온도까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 스프레이 냉각(1단계) 후에 공랭(2단계)으로 이루어진다.
아래의 표 2는 상기 표 1의 종래예들, 비교예들 및 실시예들의 상온 인장시험과 충격흡수에너지 시험 결과를 나타낸다.
[표 2]
Figure 112020063033900-pat00002
상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, 모든 종래예들의 경우에는 실시예들에 비해 상대적으로 높은 항복강도에도 불구하고 연신율과 충격특성이 목표 값에 미치지 못하는 것으로 확인되었다. 상기 기계적 특성 평가의 결과 종래예들의 경우, C, Mn의 함량이 높음에 따라 경한 상(hard phase)이 생기고 그에 따라 항복강도는 높은 반면에 연성이 떨어지기 때문인 것으로 조사되었다.
한편, 표 1의 본 발명의 실시예 1 및 2는 종래예들과 대비할 때, C, Mn의 함량은 감소되고 Cr 함량은 증가되었고, 나아가 상기 종래예들에 첨가된 V을 대신하여 새롭게 Mo, Nb, Ti, B 등이 첨가되었다.
이때 상기 실시예 1 및 2에서의 Cr, Mo, B 등은 앞에서 설명한 바와 같이, 비조질강의 경화능을 높여 베이나이트 미세조직을 확보하기 위하여 첨가된 합금 성분이며, Ti은 비조질강 중에 불순물로 함유된 N와 결합하여 BN의 생성을 방해함으로써 B이 비조질강 중에 고용된 상태에서 경화능 향상의 효과를 발휘할 수 있도록 하기 위해 첨가된 합금 성분이다.
Nb는 미세한 NbC 탄화물 형성을 통한 석출경화와 고용상태에서의 경화능 확보를 용이하게 하기 위해 본 발명의 실시예들에 첨가된 합금 성분이다.
한편 Al의 경우에는 종래예와 비교예 및 실시예 모두 포함되었고 Al은 제강 시 탈산을 위해 첨가되었다.
마지막으로 상기 실시예 1 및 2와 비교예 2에서는 Si이 첨가되었다. Si은 비조질강 내에서 잔류 오스테나이트를 생성시켜 그로 인한 연성을 향상시키고자 첨가된 합금 성분이다.
다만 비교예 2에서는 상기 실시예 1 및 2보다 첨가된 Si 함량이 더 낮은 차이가 있다.
상기 표 2의 실시 예 1 및 2가 보여주는 바와 같이 Si이 0.5% 이상 첨가된 샘플의 경우, 열간압연 후에 공랭을 실시한 샘플에서는 항복강도와 연성 (연신율, 충격흡수에너지)이 목표 대비하여 미달하였으나 열간압연 후에 2단 냉각을 실시한 샘플에서는 고강도와 고인성이 동시에 확보되어 목표 물성이 달성되었다.
이 때, 상기 실시예 1의 2단 냉각열처리는 앞에서 설명한 바와 같이 열간압연 후 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 spray 냉각 후 공랭을 통해서 진행되었다.
상기 2단 열처리 스케쥴 중 spray 냉각 단계는 냉각 도중에 700℃ 이상에서 발생하는 페라이트 변태를 방지하고 또한 후속 공랭 시에 베이나이트 변태가 일어나도록 하기 위해 설계되었다.
다음의 도 1은 실시예 1에 대해서 각각 공랭과 2단 열처리 시의 냉각 곡선을 측정한 결과이다. 상기 도 1에서 도시하는 바와 같이, 고온으로부터 실질적으로 상변태(phase transformation)이 발생하는 저온까지의 냉각속도는 2단 냉각이 공랭보다 더 빠름을 알 수 있다.
다음의 도 2는 각각 상기 도 1의 공랭(a)과 2단 열처리(b)된 상기 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가진 비조질강의 미세조직을 보여주고 있다.
도 2에 도시된 바와 같이 공랭된 미세조직은 페라이트와 펄라이트의 조직을 가지는 반면에 2단 열처리 된 베이나이트 조직을 가지는 것을 확인할 수 있다.
도2의 미세조직 결과는 표 2에서의 실시예 1의 기계적 특성 평가와 잘 부합한다.
표 2의 실시예 1의 기계적 특성 평가 결과는 동일한 성분 및 조성범위를 가진 비조질강이라 하더라도 제조 방법에 따라 기계적 특성이 다름을 나타낸다. 상기와 같은 기계적 특성의 차이는 도 2에서의 미세조직 차이에서 기인한다. 다시 말하면 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가지는 비조질강도 2단 냉각에 의해 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지는 경우에만 기계적 특성이 우수하다.
한편, 실시예 1 및 2와 같이 Si을 일정 함량 이상 첨가한 경우 2단 열처리를 실시하면, 1단의 스프레이(spray) 냉각 중에 잔류한 오스테나이트가 공랭 시 생성되는 베이나이트 래쓰 (lath)에 잔류하여 연성 향상에 기여하는 것으로 확인되었다. 다시 말하면 Si이 일정 함량 이상 첨가된 실시예들의 비조질강만 상기 2단 냉각에 의해 베이나이트 주상(main phase) 내에 잔류 오스테나이트가 포함된 미세조직을 가진다.
또한 표 2의 비교예 1 및 2에서 확인할 수 있듯이 Si이 첨가되지 않거나 그 함량이 낮은 경우에는 본 발명에서 설계한 2단 냉각을 적용한다 하더라도 목표로 한 연성을 확보하지 못하는 것을 확인하였다. 이는 앞서 언급한 Si 첨가에 따른 잔류 오스테나이트 형성 및 이에 따른 연성 증가 효과가 발생하지 않기 때문이다.
마지막으로 표 2의 종래예 1-1은 종래예 1의 성분 및 조성범위를 가지는 비조질강이 실시예 1 및 2에서의 2단 냉각된 경우이다. 비록 비교예 1의 성분 및 조성범위의 비조질강이 2단 냉각되더라도, 성분 및 조성범위에 의해 결정되는 열역학적 요인들로 인해 비교예 1의 비조질강은 결코 잔류 오스테나이트를 가질 수 없다. 따라서 종래예 1-1의 경우는 본 발명이 목표로 하는 기계적 특성은 가질 수 없다.
상기 결과를 통해, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 GPa 이상, 항복강도 750MPa 이상, 연신율 20% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/㎠ 이상을 만족시키는 비조질강을 만족하기 위해서는 합금 성분 및 조성범위, 열처리 조건, 및/또는 미세조직을 확보해야 함을 확인할 수 있다.
이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.

Claims (6)

  1. 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직은 베이나이트를 주상(main phase)으로 포함하고,
    상기 잔류 오스테나이트는 상기 베이나이트의 래쓰(lath) 사이에 위치하는,
    비조질강.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서,
    상기 비조질강의 인장강도는 1GPa 이상, 항복강도는 750MPa 이상, 연신율은 20% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상인,
    비조질강.
  4. (a) 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계;
    (b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계;
    (c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 냉각하는 단계는,
    (c-1) 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    (c-2) 상온까지 공랭처리하는 단계;를 포함하는,
    비조질강의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함하는,
    비조질강의 제조 방법.
  6. 삭제
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