KR102531462B1

KR102531462B1 - 인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법

Info

Publication number: KR102531462B1
Application number: KR1020200179910A
Authority: KR
Inventors: 이상윤; 김관호; 최석환
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-21
Filing date: 2020-12-21
Publication date: 2023-05-12
Also published as: KR20220089361A

Abstract

본 발명은 인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 따른 중탄소 강재는 중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하이다.

Description

인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법{MEDIUM CARBON STEEL WITH IMPROVED TOUGHNESS AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 중탄소 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 1회의 열처리만으로도 베이나이트 조직을 도출할 수 있는 인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.

판스프링의 경우, 일반적으로 탄소를 최소 0.55% 함유하고, 경도를 40 내지 45 HRC까지 확보하기 위해 열처리한 강재를 사용한다. 가장 흔한 판스프링용 강재는 4161H, 5160H, 50B60H, 8660H, 9260H로서, 이 중 AISI9260H(0.65 ~ 1.1Mn, 1.8 ~ 2.2Si)과 5160H(0.45 ~ 0.65Cr)는 AISI9260(0.75 ~ 1.0Mn, 1.8 ~ 2.2Si)이나 5160(0.7 ~ 0.9Cr)에 비해 더 많이 사용된다.

AISI9260은 가장 오래된 스프링강 중 하나이지만 상대적으로 Si 함량이 높아 제조가 용이하지 않아 청정도와 표면품질 불량 문제가 제기되곤 한다. Si 함량이 높아짐에 따른 또 다른 문제점으로는 탈탄 가능성, 결정립 성장, 낮은 소입성 등이 있고, 이러한 이유로 AISI9260은 0.500인치 두께까지의 판스프링에 적합한 것으로 알려져 있다.

AISI9260의 Si 함량을 줄이거나 Mn 함량을 증가시커나, 여기에 B나 Ti를 첨가하여 전술한 문제를 해결하고자 하였으며, 또한 0.5 ~ 1.0 Cr이 추가되면 소입성이 3배로 증가하고 탈탄 깊이가 감소하는 것으로 보고되었다(Rakhshtadt, 1975).

가장 범용적인 판스프링용 강재는 AISI5160H(Cr-Mn) or SUP9D이며, 최대 16 ㎜ 두께의 판스프링 제조에 적합하다. AISI5160H는 AISI9260 대비 청정도와 표면품질 면에서 우수하지만 소입성이 여전히 낮고 Cr banding의 문제가 있다.

AISI50B60H는 5160H보다 좀 더 우수한 소입성과 파괴인성, 인장강도를 보이며 B이 첨가되어 초석 페라이트 생성이 억제된다. Rakhshtadt(1975)는 0.005B의 첨가만으로도 강재의 YS가 20 ~ 30 MPa 증가하고 relaxation resistance가 증가한다고 보고했다. AISI50B60H는 최대 35 ㎜ 두께의 판스프링에 적합하다. 최고 특성의 판스프링강은 AISI8660으로서 B없이도 35 ㎜ 두께의 판스프링에 적합하며, B이 첨가되면 2 인치 두께의 판스프링도 제조 가능하다. 그러나 Ni을 함유하고 있어 이 Ni이 압연시 scale을 형성하기 쉽고, 그럴 경우 quenching 결함을 유발하거나 표면품질이 저하되기 쉽다.

마지막으로 AISI4160H(Cr-V)는 최대 51 ㎜ 두께의 판스프링도 제조할 수 있는 강재이자만 Cr banding의 문제가 있어 약간의 열에 의해서도 quench cracking이 일어나기 쉽다.

Kern and Suess(1979)는 판스프링용 강재를 선택함에 있어 최우선 법칙으로 중심부에서 적어도 80 % 이상의 martensite가 얻어지는 소입성을 갖는 소재여야 한다고 보고했다.

따라서, Tempering 공정 필요없이 1회의 열처리만으로도 베이나이트 조직을 도출할 수 있는 인성이 향상된 중탄소 강재에 대한 개발이 요구된다.

본 발명은 Tempering 공정 필요없이 1회의 열처리만으로도 베이나이트 조직을 도출할 수 있는 인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 인성이 향상된 중탄소 강재는, 중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하이다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 내부 수소농도가 4 ppm 이하일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 인장강도는 1,450MPa 이상, 항복강도는 1,200MPa 이상일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 충격인성은 50J(U notch 기준) 이상일 수 있다.

본 발명의 다른 일 실시예에 따른 인성이 향상된 중탄소 강재의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1,200 내지 1,300℃의 가열로에서 60 내지 300분 유지한 후, 열간압연하여 강재를 제조하는 단계; 상기 제조된 강재를 550℃ 내지 650℃까지 공냉하고, 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 가공하고, Ae3 변태점(℃) 이상의 온도영역으로 열처리하는 단계; 및 50℃/초의 이상의 속도로 급냉하는 단계;를 포함한다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 급냉은 15초 내지 60초 동안 수행될 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각 후, 내부 수소농도가 4 ppm 이하일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 급냉 단계에서, 80℃ 이하의 냉각수를 사용할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 급냉 후, 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하일 수 있다.

본 발명의 실시예에 따르면, Tempering 공정 필요없이 1회의 열처리만으로도 베이나이트 조직을 도출할 수 있는 인성이 향상된 중탄소 강재 및 이의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 개시된 실시예에 따른 열처리 조건을 도시한 그래프이다.
도 2는 열처리 조건에 따른 충격인성 값을 나타낸 그래프이다.
도 3은 열처리 조건에 따른 인장강도 값을 나타낸 그래프이다.

이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.

명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.

단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.

본 발명에서는 가공 시 단선을 유발하는 마르텐사이트의 형성을 억제하면서, 최종 제품의 강도를 1.4GPa 이상으로 확보하기 위해, 주 조직을 베이나이트로 제어한 중탄소 강재를 도출하였다.

본 발명의 일 측면에 따른 중탄소 강재는, 중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 하기 성분에 대한 %는 중량%를 의미한다.

C의 함량은 0.25 내지 0.45%이다.

C(탄소)는 층상 구조의 펄라이트(Pearlite)를 구성하는 세멘타이트(Cementite) 형성 원소로, 본 발명에서는 최종 판스프링의 강도를 1.4GPa 이상으로 확보하기 위해 0.25% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 소입 열처리 중 베이나이트 Nose부가 우측으로 이동함에 따라 연속 냉각 중 베이나이트상을 확보하기 어려운 문제가 있는바, 그 상한을 0.45%로 한정할 수 있다.

Si의 함량은 0.1 내지 1.2%이다.

Si(실리콘)은 강 중 탄소의 활성도(activity)를 증가시켜 열처리 중 탈탄을 가속화 시키는 역할을 하는 경화원소로, 본 발명에서는 강재의 항복강도를 높여 최종 판 스프링의 영구변형 저항성(스프링 사용 중 사이즈 변형에 저항하는 성질)을 확보하기 위해 0.1% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 추후 열처리 공정 중 강재의 표면부에서 탈탄이 발생하여 표면품질의 저하되는 문제가 있는 바, 그 상한을 1.2%로 한정할 수 있다.

Mn의 함량은 0.3 내지 0.7%이다.

Mn(망간)은 소입성 향상을 위해 첨가하는 원소로서, 본 발명에서는 열처리 중 페라이트가 형성을 방지하고, 또한 강 중 S와 결합함으로써 열간 취성을 일으키는 FeS 형성을 방지하기 위해 Mn을 0.3% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 망간편석이 발생하고 강의 소입성이 증가하여 열처리 시 마르텐사이트가 형성되어 베이나이트 미세조직을 도출할 수 없는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.7%로 한정할 수 있다.

Cr의 함량은 0.1 내지 0.4%이다.

Cr(크롬)은 Mn과 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소이다. Cr의 함량이 0.1% 미만일 경우에는 추후 진행되는 소입(Quenching) 열처리 시 페라이트가 형성되어 베이나이트 미세조직을 얻기 어렵다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 망간의 경우와 같이 강의 소입성이 증가하여 열처리 시 마르텐사이트가 형성되어 베이나이트 미세조직을 도출할 수 없는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.4%로 한정할 수 있다.

B의 함량은 0.003% 이하(0은 제외)이다.

B(보론)은 강의 소입(Quenching) 열처리 시 오스테나이트 결정립계로 편석하여 입계에너지를 낮춤으로써 상변태 중 페라이트 핵생성을 늦추면서도, 베이나이트 형성에는 영향을 주지 않는 원소이다. B의 소입성 향상을 극대화하기 위해서는, Fe₂₃(C,B)₆의 석출에 의한 보론 첨가의 포화를 방지해야 한다. 구체적으로, 오스테나이트 입계로 확산되는 C가 B와 결합하여 M₂₃(C,B)₆의 석출시켜 free-B양을 감소시키는 것을 억제할 필요가 있어, 그 상한을 0.003%로 한정할 수 있다.

Mo의 함량은 0.1 내지 0.3%이다.

Mo는 오스테나이트 결정립 내부에 Mo-C 클러스터(cluster)를 형성됨으로써 오스테나이트 입계로 확산되는 C의 편석을 방해하는 원소이다. 본 발명에서는 B이 첨가된 경우, Mo의 첨가에 의해 M₂₃(C,B)₆의 석출을 억제하여 B의 소입성 향상 효과를 극대화하기 위해, 0.1% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 소입성이 증가하여 열처리 시 마르텐사이트가 형성되어 베이나이트 미세조직을 도출할 수 없고, 제조원가가 증가하는 문제가 있어, 본 발명에서는 그 상한을 0.3%로 한정할 수 있다.

N의 함량은 0.001 내지 0.01%이다.

N(질소)는 본 발명에서 낮으면 낮을수록 바람직하나, 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 지나친 탈질 공정이 필요하게 되어 공정 비용 상승을 가져오게 된다. 반면, N의 함량이 과도할 경우, N가 B와 결합하여 BN을 형성함으로써 소입성 향상을 위해 B의 첨가효과를 감소시키며, 또한 고용 N의 농도가 증가하여 가공 중 강도 상승을 일으키는 바, 그 상한을 0.01%로 한정할 수 있다.

Ti의 함량은 0.04% 이하(0은 제외)이다.

Ti(티타늄)은 N을 고정하므로, 소입성 향상을 위한 B의 첨가 효과를 극대화하기 위해 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 용강 중 TiN이 정출되는 현상이 발생하여 강 중 N을 고정하려는 본래의 Ti 첨가 목적을 달성하기 힘들게 된다. 따라서, Ti의 함량은 0.04% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Al의 함량은 0.001 내지 0.05%이다.

Al(알루미늄)은 N과 결합하여 오스테나이트 결정립을 생성시키는 알루미늄 질화물(AlN)을 형성하는 원소이다. 본 발명에서는 AlN을 충분히 형성하기 위한 고용 Al을 확보하기 위해, Al를 0.001% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 중 Al 산화물이 과다하게 성장하여 강의 충격인성을 저하시키는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.05%로 한정하고자 한다.

P의 함량은 0.03% 이하(0은 제외)이다.

P(인)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로, 그 함량이 과다할 경우, 오스테나이트 입계에 P가 편석하여 입계 취성을 일으키며, 특히 강의 저온 충격인성을 저하시키는 문제가 있는 바, P의 상한을 0.03%로 한정할 수 있다.

S의 함량은 0.01% 이하(0은 제외)이다.

S(황)은 강 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 원소로서, 결정립계에 MnS 개재물을 형성하여 충격인성을 저하시키는 문제가 있어, 그 상한을 0.01%로 한정하고자 한다.

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.

한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 중탄소 강재의 미세조직은 베이나이트를 포함한다.

구체적으로, 상부/하부 베이나이트 분율의 면적분율 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하인 미세조직을 포함한다. 본 발명에 따르면, C함량이 0.25 내지 0.45%인 중탄소강에서, 마르텐사이트 조직의 형성을 억제하고, 강의 주 조직을 베이나이트로 구성함에 따라, Tempering 공정 필요없이 충격인성을 확보할 수 있다.

한편, 판스프링 용도에 적용하기 위해서는, 충격 시 내부 균열이 발생하지 않아야 한다. 본 발명에서는, 중탄소 강재 내부의 수소농도를 4 ppm 이하로 제어함으로써 강재의 충격인성을 향상시키고자 하였다. 내부 수소농도는 열간 압연 후, 냉각속도를 제어함으로써 도출할 수 있다.

이에 따라, 본 발명의 일 예에 따른 중탄소 강재의 충격인성은 50J(U notch 기준) 이상일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 예에 따른 중탄소 강재의 인장강도는 1,450MPa 이상이고, 항복강도는 1,200MPa 이상일 수 있다.

다음으로, 본 발명의 다른 일 측면인 중탄소 강재의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 강재는 상술한 합금조성을 가지는 빌렛(Billet)을 제작한 후, 이를 재가열 - 열간 압연 - 냉각 - 가공 - 열처리 및 수냉 과정을 거쳐 제조할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면에 따른 중탄소 강재의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1,200 내지 1,300℃의 가열로에서 60 내지 300분 유지한 후, 열간압연하여 강재를 제조하는 단계; 상기 제조된 강재를 550℃ 내지 650℃까지 공냉하고, 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 가공하고, Ae3 변태점(℃) 이상의 온도영역으로 열처리하는 단계; 및 50℃/초의 이상의 속도로 급냉하는 단계;를 포함한다.

먼저, 상술한 조성성분을 갖는 빌렛(Billet)을 제조한 후, 오스테나이트 단상으로 균질화하는 가열 단계를 거친다.

이 때, 가열온도의 범위를 1,200 내지 1,300℃로 한정할 수 있다. 본 발명에서는 후속하는 열간 압연의 온도 영역을 확보하고, 빌렛의 미세조직을 오스테나이트 단상으로 확보하며, 장입 시간을 고려하여 빌렛의 가열 온도를 1,200℃ 이상으로 설정하였다. 한편, 상기 가열 온도가 과도할 경우에는, 스케일 생성 및 탈탄 현상으로 인해 표면 품질이 열위해지고, 가열로에 부하가 걸리는 문제가 발생하므로, 가열 온도의 상한을 1,300℃로 한정할 수 있다.

더불어, 상기 가열은 60분 내지 300분 동안 행하는 것이 바람직하다. 90분 이상 가열함으로써, 강재 중심부에 오스테나이트상을 확보할 수 있고, 강도 확보를 위한 고용강화 원소를 충분히 고용시킬 수 있다. 한편, 가열시간이 과도하게 긴 경우, 조대한 결정립이 형성되어 강도를 확보할 수 없는 문제점이 있어, 그 상한을 300분으로 한정하고자 한다.

이어서 가열된 빌렛을 통상적인 압연 조건에서 압연한다. 즉, 가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연/사상압연 및 마무리 압연으로 순차적으로 구성된 열간압연을 수행하여 강재를 제조한다.

이이서, 제조된 강재를 550℃ 내지 650℃까지 공냉하고, 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계를 거친다. 예를 들어, 상기 강재를 상온까지 1 내지 5℃/초의 속도로 냉각할 수 있다. 냉각 단계에서, 냉각 속도가 5℃/초를 초과하는 경우, 수소 방출에 효과적인 100 내지 700℃ 온도영역에서의 유지시간을 충분히 확보할 수 없고, 이에 따라 강재 내부의 수소를 방출할 수 없어, 균열이 발생하여, 충격인성을 확보하는 데 어려움이 있다.

5℃/초 이하의 속도로 서냉함에 따라, 강재 내부의 수소농도는 4 ppm 이하로 제어하면 강재 내부 균열을 효과적으로 억제할 수 있다.

상기 냉각된 강재를 용수철 또는 스프링으로 가공하고, Ae3 변태점(℃) 이상으로 가열하여 성형한 후, 50℃/초의 이상의 속도로 급냉한다.

예를 들어, 상기 가열된 강재를 수냉함으로써 50℃/초 이상의 속도로 15초 내지 60초 동안 급냉할 수 있다. 이 때, 급냉 단계에서, 80℃ 이하의 냉각수를 사용할 수 있다.

급냉 단계에서, 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 확보하지 못하는 경우, 페라이트 또는 펄라이트 상변태를 동반할 수 있어, 베이나이트 조직을 확보하는 데 어려움이 있다.

급냉 후, 최종 강재의 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하일 수 있다.

또한, 급냉 후, 강재의 충격인성은 50J(U notch 기준) 이상, 인장강도는 1,450MPa 이상, 항복강도는 1,200MPa 이상일 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 중탄소 강재는 주 조직이 베이나이트로 이루어져 있으며, 내부 산소 함량을 제어함으로써 Tempering 공정 수행 없이도 소재의 충격 인성을 향상시킬 수 있다.

또한, C, B, Mo를 제어한 성분계 조성을 통해 기존 판스프링 강재에 요구되는 수준에 해당하는 1,400MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 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

표 1에 기재된 합금조성을 만족하는 강을 70 kg 진공 유도 용해로를 이용하여 주조한 후, 가열로 온도 1,200℃에서 4 시간 동안 균질화 처리를 거쳤다. 다음으로, 1,000℃ 이상의 마무리 압연온도 조건에서 열간 압연을 실시하여 15mm 두께의 판을 제조하였다.

다음으로, 실시예 및 비교예 강재를 도 1에 따른 조건으로 열처리 하여, 인장강도 및 비틀림 특성을 하기 도 2및 도 3에 나타내었다.

(중량%)	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al	Cr	Cu	Ni	Mo	Ti	B	N
실시예1	0.30	1.00	0.40	<0.01	<0.01	<0.03	0.30	-	-	0.10	0.02	0.002	<0.007
실시예2	0.40	1.00	0.40	<0.01	<0.01	<0.03	0.30	-	-	0.20	0.02	0.002	<0.007
비교예1	0.57	0.25	0.80	<0.01	<0.01	<0.03	0.80	-	-	-	-	-	<0.007
비교예2	0.20	0.2	0.50	<0.01	<0.01	<0.03	0.30	0.10	0.15	-	0.02	0.002	<0.007
비교예3	0.55	0.25	0.80	<0.01	<0.01	<0.03	1.00	-	-	0.20	-	-	<0.007
비교예4	0.50	1.00	0.40	<0.01	<0.01	<0.03	0.30	-	-	0.10	0.02	0.002	<0.007
비교예5	0.50	1.00	0.40	<0.01	<0.01	<0.03	0.70	-	-	0.20	0.02	0.002	<0.007

도 1은 개시된 실시예에 따른 열처리 조건을 도시한 그래프이다.

도 1에서, 열처리 조건 1은 일반적인 Quenching and Tempering 열처리이다. 강의 강도 및 인성 조정을 위해서는 각 성분별 QT 조건을 맞춰야 하지만, 여기서는 일반적인 판스프링 제조조건을 가정하여 열처리 조건을 정하였다.

열처리 조건 2는 생산성을 고려하여, 일반적인 베이나이트 열처리 조건에 비해 항온 유지 시간을 짧게 설정하였다.

열처리 조건 3 내지 5는 Quenching 직 후, 냉각조에서 유지시간을 달리한 것이다.

도 2는 열처리 조건에 따른 충격인성 값을 나타낸 그래프이고, 도 3은 열처리 조건에 따른 인장강도 값을 나타낸 그래프이다.

각 열처리 조건 후, 잔류 오스테나이트 분율을 XRD를 이용하여 측정하여 하기 표2에 나타내었다. 이 때, 잔류 오스테나이트 분율은 3 포인트 측정값을 평균하여 소수점 첫째자리에서 반올림하였다.

구분	열처리조건	베이나이트 분율(%)	잔류 오스테나이트 분율(%)
비교예 2	열처리 조건 3	86	14
실시예 1	열처리 조건 3	93	7
실시예 1	열처리 조건 4	93	7
실시예 1	열처리 조건 5	94	6
실시예 2	열처리 조건 3	92	8
실시예 2	열처리 조건 4	93	7
실시예 2	열처리 조건 5	93	7

표 1 및 표 2를 참조하면, 본 발명에 따른 합금 조성 및 제조 조건을 만족하는 실시예 1 내지 2의 강재는, 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 80% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하인 미세조직을 확보함에 따라, 충격인성은 50J(U notch 기준) 이상, 인장강도가 1,450MPa 이상, 항복강도는 1,200MPa 이상으로 도출되었다.

잔류 오스테나이트 분율을 10% 이상 확보하면, 강재의 연성을 확보할 수 있지만, 항복강도와 인장강도를 하락시키게 되므로 목표 물성 달성을 위해서는 잔류 오스테나이트 분율을 10% 이하로 확보해야 한다.

또한, 도 1을 참조하면, 실시예 1 및 2의 경우에는, Tempering 공정을 수행하지 않고, 1회의 열처리만으로도 최종 강재의 인장강도를 1,400MPa 이상으로 확보할 수 있었다.

도 2 및 도 3을 참조하면, 비교예 1. 3 내지 5는, 모든 열처리 조건에서 충격인성이 50 J 이하로 도출되었다.

탄소 함량이 0.2%로, 본 발명에서 제안하는 0.25%에 미달하는 비교예 2는 충격인성은 실시예와 동등 이상의 값으로 도출되었으나, 열처리 조건 3 내지 5를 적용한 경우에는, 인장강도를 1,450MPa 이상으로 확보할 수 없었다. 이는 탄소함량뿐만 아니라, 열처리 후 베이나이트 조직을 충분히 확보하지 못한 것에 기인한 것으로 판단된다. 하기 표 2를 참조하면, 비교예 2의 경우 잔류 오스테나이트 함량은 14%이다.

비교예 1 및 비교예 3는 Mn 및 Cr 함량의 상한을 초과한 경우, 소입성이 증가하여 열처리 시 마르텐사이트가 형성되어 베이나이트 미세조직을 도출할 수 없었다.

비교예 4는 및 비교예 5는 C 함량의 상한을 초과한 경우로, 베이나이트상 이외에 일부 마르텐사이트상이 형성되어 충격인성을 50J(U notch 기준) 이상으로 확보할 수 없었다.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

삭제
삭제
삭제
삭제
중량%로, C: 0.25 내지 0.45%, Si: 0.1 내지 1.2%, Mn: 0.3 내지 0.7%, Cr: 0.1 내지 0.4%, B: 0.003% 이하(0은 제외), Mo: 0.1 내지 0.3%, N: 0.001 내지 0.01%, Ti: 0.04% 이하(0은 제외), Al: 0.001 내지 0.05%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.01% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1,200 내지 1,300℃의 가열로에서 60 내지 300분 유지한 후, 열간압연하여 강재를 제조하는 단계;
상기 제조된 강재를 550℃ 내지 650℃까지 공냉하고, 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강재를 가공하고, Ae3 변태점(℃) 이상의 온도영역으로 열처리하는 단계; 및
50℃/초의 이상의 속도로 급냉하는 단계;를 포함하는 인성이 향상된 중탄소 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 급냉은 15초 내지 60초 동안 수행되는 인성이 향상된 중탄소 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각 후,
내부 수소농도가 4 ppm 이하인 인성이 향상된 중탄소 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,
급냉 단계에서, 80℃ 이하의 냉각수를 사용하는 인성이 향상된 중탄소 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,
급냉 후, 상부/하부 베이나이트 분율의 합은 92% 이상이고, 잔류 오스테나이트 분율은 8% 이하인 중탄소 강재의 제조 방법.