KR20040054988A - 표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법 - Google Patents

표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 볼트 등으로 가공되어 사용되는 고탄소 선재의 제조방법에 관한 것이다. 이 선재 제조방법은, 중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하, 보론 0.001-0.003%, 티타늄 0.005~0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하는 빌레트를 얻는 단계,
상기 빌레트를 Ac1변태점까지 20±5℃/분의 가열속도로 가열하고 이상역 범위인 Ac1변태점에서 Acm변태점까지는 4±2℃/분의 가열속도로 가열하고, 1050±100℃까지 15±5℃/분의 가열속도로 가열하여 이 온도구간에서 30분 이상 유지한 다음, 선재압연하는 단계,
선재압연한 직후 860-950℃에서 권취하는 단계 및,
권취한 선재를 770±30℃까지는 1.8±0.5℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각하고, 620±50℃까지는 0.4±0.2℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각한 후 공냉하는 단계를 포함한다. 이 선재제조방법에서는 선재가열로 추출시 빌레트 표면 탈탄층을 현저하게 개선할 수 있으며, 미세한 흑연립의 상분율이 높은 선재를 제공할 수 있다.

Description

표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법{Method of manufacturing high Si added high carbon wire rod}
본 발명은 볼트 등으로 가공되어 사용되는 고탄소 선재의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 선재가열공정에서 탄소고용도가 낮은 페라이트 탈탄층을 형성함으로써 고실리콘강에서 발생하는 표면탈탄층을 저감하는 한편, 미세한 흑연립의 상분율이 높아 냉간성형시 요구되는 낮은 인장강도를 갖는 선재의 제조방법에 관한 것이다.
선재는 일정형상으로 가공되어 다양한 기계부품류에 이용되는데, 그 예로는 볼트, 너트, 스프링 등이 있다. 이러한 기계부품류의 경량화와 고성능화를 위해 선재의 고강도에 대한 요구는 계속 높아지고 있다.
고강도 소재는 일정하중이 지속적으로 가해지면 수소에 의해 균열이 진전되는 지연파괴가 발생할 수 있다. 일례로, 볼트는 인장강도가 130 kg/mm2급 이상 되는 경우지연파괴저항성의 문제가 발생하므로, 현재 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다.
따라서, 지연파괴저항성이 우수하면서 고강도화가 가능한 볼트용 강을 개발할 경우 기대되어지는 이점으로는 다음과 같다. 즉, 강구조물 측면에서 볼트 체결은 용접 접합에 비해 숙련된 기술이 요구되지 않으며, 취약한 용접부를 대체하는 이점 등을 고려할 때 볼트 체결력 강화에 따른 강구조물의 안정성을 높일 뿐 아니라, 볼트 체결 개수의 감소에 의해 강재 사용량을 줄일 수 있다. 또한, 자동차 부품 측면에서는 부품의 경량화에 기여하며, 이에 따른 자동차 조립장치의 설계 다양화 및 컴팩트화(compact)가 가능하다는 이점이 있다. 따라서 소재의 지연파괴저항성 저하 없이 고강도화 되면 될수록 사용상의 이점과 산업계에 미치는 파급효과는 상당히 클 것으로 예측된다.
고강도 소재의 지연파괴저항성은 결정입계에 분포하고 있는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키기 때문에 저하되는 것으로 알려져 있다. 따라서, 선재의 열처리 후 결정립계에 분포하게 되는 Fe계 석출물들의 분포를 최대한으로 억제시키면 지연파괴저항성의 열화 없이 고강도화를 달성할 수 있는 것이다.
한편, 선재는 냉간성형공정을 통해 다양한 형상의 볼트로 성형되는데, 소재의 강도가 높으면 냉간성형전 반드시 소재의 연화열처리가 필요하다. 연화열처리를 통해 냉간성형전 인장강도 60kg/mm2이하로 확보하는 것이 바람직하다. 이는 냉간성형시 다이스 마모율 증가를 최대한으로 억제하기 위한 것이다. 따라서 고강도 볼트소재를 사용하기 위해서는 우수한 지연파괴저항성 뿐만 아니라 볼트제조시 요구되어지는 냉간성형성을 동시에 확보하여야 한다.
통상 볼트 냉간성형성 확보를 위한 연화열처리는 대부분 구상화 열처리법을 적용하고 있는데, 미세조직 구성이 페라이트+세멘타이트로 구성됨을 특징으로 한다. 그러나, 합금원소 첨가량이 증가할수록 구상화소재의 강도가 높아지는 문제점이 있어 이를 극복하는데 미세조직 구성상 한계가 있다.
본 발명자는 고강도 볼트를 냉간성형함에 있어 흑연화조직을 이용할 경우 냉간성형성이 개선된다는 사실을 밝혀내어 고실리콘 첨가 탄소강을 제안한 바 있다. 이 강은 흑연화 촉진원소를 적절히 배합할 경우 볼트 냉간성형에 요구되어지는 선재 인장강도를 확보할 수 있으며, 결정립에 Fe계 석출물의 석출 가능성이 전혀 없는 미세 복합조직을 갖는다.
그러나, 고실리콘 첨가 고탄소강을 선재로 제조할 때, 선재압연공정에서 재가열시 실리콘이 소재내의 탄소의 활동도를 증가시키면서 탄소의 확산계수를 감소시키는데큰 영향을 미친다. 이로 인해 선재압연공정에서 재가열시 탄소의 활동도증가로 표면에서는 탈탄속도가 증가하며, 반대로 중심부에서의 표면으로 확산계수의 감소로 표면으로 탄소공급이 원활하지 않아 표면에서의 탄소농도 구배심화를 조장하게 된다. 표면에서 탈탄층의 깊이가 깊어질수록 볼트에서는 체결력이 떨어지고 스프링에서는 피로특성이 열악해진다. 이와 같이, 고실리콘 첨가강의 표면탈탄은 저실리콘 첨가강 대비 표면탈탄속도가 매우 빠르기 때문인 것으로 잘 알려진 사실이다. 그래서, 고실리콘 첨가강 선재를 제조할 경우, 소재의 탈탄제어가 적절하지 못할 경우 사용상의 많은 문제점이 발생할 수 있다.
지금까지 알려진 탈탄제어방법의 대표적인 예로는 대한민국 특허공보 92-24974호, 92-24163호, 92-24161호, 일본 특허공보 (평)2-301514호, (평)1-31960, (소)63-216591호 등이 있다. 이들 대부분은 실리콘의 함량을 낮추거나 납, 주석 등의 합금원소를 첨가하는 방법에 의해서 탈탄을 제어하는 방법이다. 그러나, 고강도화를 위해 고실리콘 첨가가 불가피한 강종에서 실리콘 함량을 낮출 수는 없으며, 또한, 납, 주석 등의 합금원소를 첨가하게 되면 충격인성 등의 기계적성질이 열악해지는 문제가 있다.
본 발명은 고실리콘 첨가 고탄소강의 선재가열공정에서 표면에 탈탄층이 발생을 방지하기 위한 연구과정에서 안출된 것으로, 선재가열공정에서 빌레트의 표면에 탄소고용도가 낮은 페라이트 탈탄층의 형성하여 빌레트의 표면에 탈탄속도를 현저하게 줄임으로써 표면탈탄층의 두께를 저감하는 한편, 미세한 흑연립의 상분율이 높아 냉간성형시 요구되는 낮은 인장강도를 갖는 선재의 제조방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 선재제조방법은, 중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하, 보론 0.001-0.003%, 티타늄 0.005~0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하는 빌레트를 얻는 단계,
상기 빌레트를 Ac1변태점까지 20±5℃/분의 가열속도로 가열하고 이상역 범위인 Ac1변태점에서 Acm변태점까지는 4±2℃/분의 가열속도로 가열하고, 1050±100℃까지 15±5℃/분의 가열속도로 가열하여 이 온도구간에서 30분 이상 유지한 다음, 선재압연하는 단계,
선재압연한 직후 860-950℃에서 권취하는 단계 및,
권취한 선재를 770±30℃까지는 1.8±0.5℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각하고, 620±50℃까지는 0.4±0.2℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각한 후 공냉하는 단계를 포함한다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자는 고실리콘 첨가 고탄소강 선재의 탈탄저감을 위해 다각도로 연구한 결과, 선재압연을 위한 빌레트 가열시(선재가열로 가열시) 이상역(Ac1변태점에서 Acm변태점사이의 온도, 세멘타이트와 오스테나이트상이 혼재되어 평형상태를 유지하는 구간)을 통과하는 승온가열 속도를 제어하면, 빌레트 표면에 탄소 고용도가 매우 낮은 페라이트층을 적정 두께로 균일하게 유도할 수 있다는 사실을 알게 되었다. 이러한 표면 페라이트층은 매우 낮은 탄소 고용도를 갖는 이유로 페라이트상의 석출직후 이 영역을 통과하는 탄소원자의 확산은 매우 늦어지기 때문에 이에 의해 탈탄반응 속도를 현저하게 감소시킬 수 있고 표면 페라이트 층은 산화정도에 따라 그 두께를 조정할 수 있어 선재가열로 추출시 빌레트 표면 탈탄층을 현저하게 개선할 수 있는 것이다.
나아가, 빌레트의 합금원소에서 Ti, N, B의 비를 제어하면 선재제조시 미세한 흑연립의 상분율이 높아져서 인장강도가 낮은 선재를 제조할 수 있다는 사실도 밝혀내어 본 발명을 완성하게 된 것이다. 이러한 본 발명의 대상이 되는 고실리콘 첨가 고탄소 강의 성분계에 대해서 먼저 설명한 다음에 이 강을 선재로 제조하는 방법을 설명한다.
[강 조성]
탄소(C)의 함량:0.65-1.50%
탄소의 함량이 0.65%미만에서는 지연파괴저항성에 유효한 미세 복합조직강 제조를 위한 열처리후 복합조직내에 적정한 잔류 오스테나이트 양, 형상 및 크기를 얻기가 곤란하다. 또한, 기계적, 열적 안정성과 고강도 볼트용 강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵다.
한편, 탄소의 함량이 1.5% 보다 많아지면 열처리후 단면감소율, 연신율과 충격인성 등의 특성이 저하된다. 또한, 선재제조시 편석 및 표면흠이 발생하며, 가열로 장입시 표면탈탄이 심화되고, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성이 열화한다. 이외에도 미세복합 조직의 적절한 형상과 크기 그리고, 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간이 길어지며, 잔류 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 좋지 않은 영향을 미친다.
실리콘(Si)의 함량:2.0-4.0%
실리콘이 2.0%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 열처리시간이 길어지는 단점이 있다. 또한, 페라이트 변태후 잔류 오스테나이트의 기계적, 열적 안정성이 저하되어 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직과 적정 잔류 오스테나이트양을 확보하기 어렵다. 또한, 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 볼트 체결시 영구변형성 등에 영향을 미친다. 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 균일성 및 적정두께를 확보하기가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있다.
한편, 실리콘이 4.0%를 초과하는 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 복합조직강의 구성, 충격인성, 피로특성 등에 좋지 않은 영향을 미친다. 또한, 선재제조를 위한 부룸(bloom) 또는 빌레트(billet)제조시 실리콘 편석에 의한 미세조직의 불균질화를 초래하여 최종 제품에서의 품질특성이 저하된다. 또한 열처리시 표면 페라이트층의 두께가 증가하여 균질 표면 탈탄제어가 어렵다.
본 발명에서의 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 2.8-3.3%이다. 이는 베이나이트조직(페라이트+잔류 오스테나이트)을 제조하기 위한 등온 열처리시간 그리고, 잔류 오스테나이트의 분율과 크기 및 형상 이외에 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면 탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성 등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.
망간(Mn)의 함량: 0.1-0.8%
망간은 기지조직내에 치환형 고형체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력볼트 특성에 매우 유용하므로 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 0.8%를 초과할 경우 고용강화 효과보다는 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성이 증대하고 편석대의 형성으로 조직이방성이 심화되어 조직이 불균질하게 되어 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미친다.
인(P) 및 황(S)의 함량: 각각 0.01%이하
인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량: 0.004-0.013%
질소의 함량이 0.004%미만에서는 비확산성 수소 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어려워진다. 또한, 질소의 함량이 0.013%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다.
산소(O)의 함량:0.0050%이하
산소의 함량이 0.0050%를 초과하면 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하된다.
보론(붕소,B)의 함량:0.001~0.003%
보론은 흑연화 촉진원소이면서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화원소이다. 보론의 함량이 0.0010%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 의한 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하고, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하다. 보론의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래한다.
티타늄(Ti)의 함량:0.005-0.03%
티타늄의 함량이 0.005%미만에서는 흑연화 촉진 및 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵다. 한편, 티타늄의 하량이 0.03%를 초과할 경우에는 그 첨가 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미친다.
상기 합금원소중에서 Ti, N, B의 함량이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2.0≤N/B≤8.0, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5 를 만족하는 것이 바람직하다. 이 관계는 볼트 성형전 냉간성형성에 요구되는 인장강도(통상 60kg/mm2이하)를 선재제조시 흑연화에 의해 달성하고 또한 선재 흑연화에 요구되는 시간을 현저하게 단축하기 위한 것으로, 그 구체적인 이유는 다음과 같다.
Ti/N:0.5~2.0
Ti/N비가 0.5미만에서는 흑연립의 핵생성 자리 감소로 흑연립 생성속도가 저하되며, Ti/N비가 2.0초과의 경우 흑연립이 조대화되는 경향을 보이기 때문에 바람직하지 않다.
N/B비:2.0~8.0
N/B비가 2.0미만의 경우는 흑연립 핵생성에 필요한 BN석출물수가 부족하여 흑연화 속도가 저하되며, N/B비가 8.0초과의 경우 흑연립 핵생성에 필요한 BN석출물수가 포화되며 모재에 고용되는 질소량이 증가하여 흑연화률이 오히려 저하된다.
(Ti+5B)/N비: 1.0~3.5
(Ti+5B)/N비가 1.0미만의 경우 흑연립의 핵생성에 기여하는 TiN 및 BN석출물의 개수가 부족해지며, (Ti+5B)/N비가 3.5초과의 경우 흑연립 핵생성에 필요한 TiN 및 BN석출물 개수가 포화되며 모재에 고용되는 질소량이 증가하여 오히려 흑연화 속도에 악영향을 미친다.
상기 성분외에 니켈, 바나듐, 니오븀의 1종 또는 2종 이상을 첨가한다.
니켈(Ni)의 함량:0.3~2.0%
니켈은 흑연화 촉진원소이며, 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 니켈의 함량이 0.3%미만에서는 표면농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어렵다. 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 볼트성형시의 냉간성형성의 개선효과가 없다. 한편, 니켈의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양과 크기 및 형상 등에 부정적인 영향을 미칠 수 있다.
바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)의 함량: 각각 0.01~0.5%
바나듐과 니오븀은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소이다. 이들의 함량이 각각 0.01%미만에서는 모재내 바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어렵다. 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 구성시 조직 미세화에 영향을 미친다. 한편, 바나듐과 니요븀의 함량이 0.5%를 초과하면 흑연화열처리 시간이 길어지는 단점이 있으며 V 또는 Nb계 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선 효과가 포화한다. 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하므로 피로특성의 저하를 초래한다.
[선재의 제조방법]
상기와 같이 조성되는 강은 선재로 제조하기 위한 가열공정에서 표면에 탈탄층이발생하는데, 이를 방지하기 위해서는 빌레트를 선재압연하기 위한 가열공정에서 가열조건을 적절히 조절하여 빌레트의 표면에 페라이트 탈탄층을 형성하는 것이 중요하다.
[선재압연공정]
먼저, 본 발명에 따라 빌레트를 Ac1변태점까지 가열속도 20±5℃/분 범위로 가열한다. 가열속도가 15℃ 미만의 경우 전체 가열로 장입시간이 너무 길어지며, 25℃초과의 경우 빌레트 표면과 내부의 온도차이가 발생하여 Ac1변태시기가 상이해져 이때 빌레트가 휘어질 수 있다.
이어, 이상역 범위인 Ac1변태점에서 Acm변태점까지는 4±2℃/분의 가열속도로 가열한다. 이때의 가열속도가 2℃/min미만에서는 선재가열로에서의 빌레트 표면에 과공석(본 발명강의 경우 C의 함량 0.65~0.7% 범위에서 공석변태점에 해당) 이상역 페라이트층의 두께가 필요 이상으로 증가(≥0.5mm)하여 오히려 탈탄개선 효과를 얻기 어려우며, 또한 가열로 재로시간(장입시간)이 길어지는 단점이 있다. 또한, 승온속도 6℃/min를 초과할 경우에는 탈탄반응 억제에 필요한 빌레트의 적정 표면 페라이트층(0.05-0.5mm)을 형성시키기가 어렵다. 본 발명에서 빌레트 표며느이 페라이트 탈탄층 깊이는 0.05~0.5mm가 바람직하다.
이어서, 1050±100℃까지 15±5℃/분의 가열속도로 가열하여 이 온도구간에서 30분 이상 유지한 다음 선재압연한다. 상기 이상역 종료온도 이후에서는 모재의 미세조직은 과공석 이상조직(세멘타이트+오스테나이트)에서 오스테나이트 단상조직으로 변태하게 되는데, 이때 가열유지온도까지 승온속도가 10℃/min미만에서는 재로시간이 증가하고, 20℃/min를 초과할 경우에는 빌레트 내외부의 온도편차 심화로 빌레트 휘어짐이 발생하기 쉽고 열간압연에 적합한 빌레트의 내외부 온도제어가 어렵기 때문이다.
또한, 이때의 선재가열로의 가열온도가 950℃미만에서는 탈탄제어를 위한 빌레트 표면 페라이트층 적정두께 제어에 문제점이 있다. 또한, 빌레트 제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니요븀계 석출물들의 재고용이 용이하지 않으며, 열간변형저항성의 증가로 압연시 과부하로 인해 작업성이 열악해진다. 또한, 가열유지온도가 1150℃ 초과할 경우에는 탈탄제어를 위한 균일한 페라이트층을 표면에 석출시킬 수 없다. 즉 탄소 고용도가 매우 낮은 표면 페라이트층을 석출시켜 탈탄반응을 급격히 감소시키기 위해서는 가열 유지온도에서 표면 페라이트층이 잔존하여야 가능하나 가열온도가 1150℃ 초과할 경우에는 표면의 페라이트층이 오스테나이트로 변태하기 때문에 탈탄속도가 급격히 증가하며 이로 인해 표면탈탄이 심화되기 때문이다. 가열유지시간이 30분미만에서는 선재압연을 위한 빌레트 외내부의 균일한 온도 분포를 확보하기 어렵기 때문이다.
상기와 같이 빌레트를 가열하여 선재압연하는데, 이때 가열로에서 추출되는 빌레트의 탈탄면적은 선재압연후에 선재의 탈탄면적과 동일하기 때문에 선경이 클수록 탈탄층이 증가하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 이러한 점을 고려하여 지름 30mm이하로 선재압연하는 것이 바람직하다.
[권취공정]
다음으로 선재를 권취하는데, 이때의 권취온도는 860-950℃로 하는 것이 바람직하다. 권취온도는 선재압연직후 냉각수분사에 의해 확보한다. 권취온도가 860℃미만의 경우에는 흑연화에 요구되는 시간이 부족해지기 때문이며, 권취온도가 950℃초과의 경우에는 고온권취에 따른 권취불량이 발생할 가능성이 높기 때문이다.
[냉각공정]
권취한 선재를 냉각하는데, 먼저 770±30℃까지 1.8±0.5℃/sec로 1차 냉각시킨다. 냉각온도와 냉각속도의 조건설정은 선재집적상태 즉 겹침부, 비겹침부위의 냉각정도의 차이를 고려하여 흑연화조직을 확보하기 위한 것이다. 즉, 1.8±0.5℃/sec의 냉각속도에서 냉각온도가 800℃ 보다 높을 경우 냉각대에서의 적정 흑연화 변태소요시간이 불충분하게 되어 흑연화율이 감소한다. 또한, 냉각온도가 740℃ 미만의 경우에는 흑연화조직보다는 페라이트 또는 퍼얼라이트 변태가 일어날 가능성이 매우 높다.
다음으로, 620±50℃까지 0.4±0.2℃/sec로 2차 냉각한다.
냉각온도가 670℃ 보다 높은 경우에는 선재 흑연화가 진행되며, 570℃미만의 경우에는 흑연화율이 감소한다. 또한, 냉각속도가 0.6℃/sec 보다 빠를 경우 흑연화율이 감소할 수 있으며, 0.2℃/sec 보다 느릴 경우 냉각설비의 한계로 인해 적정냉각온도인 620±50℃범위를 확보하기가 어려워 선재 흑연화율이 감소한다.
다음으로 공냉하는데, 이는 변태가 완료된 상태로 냉각속도의 변화가 조직에 미치는 영향이 없기 때문이다
냉각하여 얻은 선재에서 흑연립 크기는 50㎛이하이고, 그 상분율은 0.1%이상이 바람직하다. 흑연립 크기가 50㎛초과일 경우에는 냉간성형성 개선 효과 보다는 오히려 표면흠이 유발할 가능성이 있다. 또한, 흑연립 상분율이 0.1%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 조직 연화효과가 없다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
[실시예]
아래 표 1과 같은 발명강 및 비교강의 성분계를 갖는 고실리콘 첨가 고탄소강 빌레트를 표 3의 조건으로 고속선재압연하여 16mm의 선재로 제조하고, 선재압연직후 표 4의 조건으로 권취 및 냉각하고 공냉하였다. 상기와 같이 제조된 선재의 표면 탈탄층 깊이는 KS규격(KD D 0216)에 의하여 측정하였다. 이 규격에 의하면 광학 현미경 관찰법과 미소경도 측정법등이 제안되고 있는데, 여기서는 미소경도 측정법을이용하였다. 측정된 탈탄층 깊이는 표 3에 나타내었다. 측정위치는 선재단면을 8등분한 위치에서 측정하였으며 측정값은 평균값을 기준으로 하였다. 또한, 제조된 선재들의 흑연화 조직 상분율은 화상분석기(image analyze)를 이용하여 측정하였으며, 이때 피검면은 300mm2를 기준으로 하였다.
구분 화학성분
C Si Mn P S N O Ni B V Nb Ti
발명강 1 0.79 3.08 0.52 0.009 0.009 0.0055 0.0013 - 0.0020 0.05 0.03 0.008
2 0.72 3.48 0.53 0.007 0.008 0.0072 0.0014 - 0.0012 0.06 0.01
3 0.88 3.10 0.57 0.006 0.009 0.0064 0.0015 0.72 0.0009 0.07 0.013
4 0.86 2.21 0.8 0.006 0.009 0.0093 0.0016 - 0.0041 0.01 0.01
5 0.85 3.92 0.52 0.007 0.006 0.0044 0.0017 - 0.0019 0.04 0.005
6 1.21 3.25 0.63 0.007 0.007 0.0120 0.0017 - 0.0023 - 0.013
7 1.38 2.55 0.8 0.009 0.008 0.0118 0.0018 1.20 0.0034 - 0.020
비교강 1 0.79 3.08 0.52 0.008 0.009 0.0053 0.0013 - - 0.05 0.03 -
2 0.78 3.11 0.54 0.006 0.008 0.0056 0.0012 - 0.002 0.05 0.03 0.015
3 0.77 2.99 0.51 0.007 0.009 0.0054 0.0011 - 0.0043 0.05 0.03 0.009
구분 Ti/N N/B (Ti+5B)/N
발명강1 1.5 2.8 3.3
발명강2 1.4 6.0 2.2
발명강3 2.0 7.1 2.7
발명강4 1.1 2.3 3.3
발명강5 1.1 2.3 3.3
발명강6 1.1 5.2 2.0
발명강7 1.7 3.5 3.1
비교강1 - - -
비교강2 2.7 2.7 4.5
비교강3 1.7 1.3 5.6
구분 사용강종 Ac1까지 승온속도(℃/min) 이상역 승온속도(℃/min) Acm이후 가열유지온도까지 승온속도(℃/min) 가열유지온도(℃) 가열유지시간(min) 지름 16mm선재전탈탄깊이(mm)
발명재1 발명강1 20 2 15 1000 40 0.04
발명재2 발명강1 20 4 15 1050 30 0.05
발명재3 발명강1 20 6 15 1050 30 0.04
발명재4 발명강1 20 4 10 1050 30 0.03
발명재5 발명강1 20 4 15 1050 30 0.06
발명재6 발명강1 20 4 20 1050 30 0.04
발명재7 발명강1 20 4 15 950 40 0.04
발명재8 발명강1 20 4 15 1100 30 0.04
발명재9 발명강2 20 4 15 1050 30 0.05
발명재10 발명강3 20 4 15 1050 30 0.04
발명재11 발명강4 20 4 15 1050 30 0.05
발명재12 발명강5 20 4 15 1050 30 0.04
발명재13 발명강6 20 4 15 1050 30 0.05
발명재14 발명강7 20 4 15 1050 30 0.03
비교재1 발명강1 20 8 15 1050 30 0.10
비교재2 발명강1 20 13 15 1050 30 0.12
비교재3 발명강1 20 17 5 1050 30 0.16
비교재4 발명강1 20 17 25 1050 30 0.21
비교재5 발명강1 20 17 25 1200 30 0.23
비교재6 비교강1 20 6 15 1050 30 0.04
비교재7 비교강2 20 6 15 1050 30 0.04
비교재8 비교강3 20 6 15 1050 30 0.04
강종 냉각개시온도(권취온도)(℃) 1차냉각온도(℃) 1차 냉각온도까지 냉각속도(℃/sec) 2차냉각온도(℃) 2차 냉각온도까지 냉각속도(℃/sec) 흑연립 상분율(%) 흑연립 평균크기(㎛) 선재인장강도(kg/mm2)(16mm기준)
발명강1 900 740 1.3 670 0.6 2.3 18 57
발명강2 860 740 1.8 640 0.4 2.2 16 58
발명강3 900 740 1.8 640 0.6 2.3 17 57
발명강4 950 800 1.8 660 0.6 2.4 19 56
발명강5 900 740 1.8 680 0.6 2.3 20 58
발명강6 900 800 2.3 570 0.4 2.5 23 60
발명강7 950 770 1.8 660 0.6 2.8 24 60
비교강1 950 770 1.8 660 0.6 0 0 107
비교강2 950 770 1.8 660 0.6 0.5 19 96
비교강3 950 770 1.8 660 0.6 0.6 17 95
표 4에 나타난 바와 같이, 비교강(1~3)들은 흑연립 상분율이 0~0.6%, 선재인장강도가 95~107kg/mm2범위를 보이는 반면, 발명강(1-7)들은 선재냉각후 선재 미세조직상의 흑연립 상분율이 2.2~2.8% 및 흑연립 크기분포가 17~24㎛를 보이면서 선재인장강도가 51~58kg/mm2범위로 직접 볼트 냉간성형이 가능한 선재로 제조되었음을 알 수 있었다. 따라서, 본 발명의 합금성분계로 구성된 소재를 이용해서 선재를 냉각제어할 경우 볼트 냉간성형성시 요구되어지는 인장강도를 현저히 낮추는데 매우 효과적임을 잘 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 선재가열로 가열시 이상역 통과 승온속도를 낯추어 빌레트 표면에 균일하고 얇은 페라이트층을 석출시킴으로서 가열시 탈탄반응을 억제시키고, 선재냉각시 흑연화된 선재를 제공할 수 있다.

Claims (2)

  1. 중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하, 보론 0.001-0.003%, 티타늄 0.005~0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하는 빌레트를 얻는 단계,
    상기 빌레트를 Ac1변태점까지 20±5℃/분의 가열속도로 가열하고 이상역 범위인 Ac1변태점에서 Acm변태점까지는 4±2℃/분의 가열속도로 가열하고, 1050±100℃까지 15±5℃/분의 가열속도로 가열하여 이 온도구간에서 30분 이상 유지한 다음, 선재압연하는 단계,
    선재압연한 직후 860-950℃에서 권취하는 단계 및,
    권취한 선재를 770±30℃까지는 1.8±0.5℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각하고, 620±50℃까지는 0.4±0.2℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각한 후 공냉하여 선재를 얻는 단계를 포함하여 이루어지는 표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 선재는 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상임을 특징으로 하는 표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법.
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