KR20100066143A

KR20100066143A - 저탈탄형 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20100066143A
Application number: KR1020080124813A
Authority: KR
Inventors: 이재승; 권정석; 이환희; 임성욱
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-12-09
Filing date: 2008-12-09
Publication date: 2010-06-17
Also published as: KR101053305B1

Abstract

본 발명은 저탈탄형 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 고온에서 균일하게 유지한 후 급냉하여 탈탄을 방지하고 저온조직을 억제한 선재와 그 선재의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.2~0.8%, Si: 1.5~3.0%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.01~1.5%, Ni: 0.01~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, B: 0.005~0.02%, Al: 0.1%이하, O(산소): 0.0015%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, V: 0.005~0.5%와 Ti: 0.005~0.5% 중 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 저탈탄형 선재를 제공한다.

또한, 상기 조성을 갖는 강편을 선재압연 후 선재를 800℃이상의 온도에서 40~50초 동안 유지하는 단계 및 상기 40~50초 동안 유지한 선재를 유지 종료 후부터 50~60초 까지를 5℃/s 이상의 냉각속도로 급냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재의 제조방법을 제공한다.

탈탄, 펄라이트, 저온조직, 냉간가공성

Description

저탈탄형 선재 및 그 제조방법{STEEL FOR LOW DECARBURIZATION AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}

본 발명은 저탈탄형 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 탈탄 및 저온조직을 최소화하는 저탈탄형 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 제조사는 연비를 향상시키기 위해 자동차를 구성하는 부품을 고강도화 함으로써 보다 경량화된 차체를 제조하고자 한다. 선재제품은 CHQ, 베어링강 및 스프링강 등의 다양한 형태로 제조되어 자동차 부품으로서 사용되고 있다. 이러한 선재제품의 고강도화는 부품자체의 직접적인 경량화의 효과보다는 엔진블럭 및 조향장치 등의 설계컨셉의 변화를 통해 각 부품파트의 컴팩트화에 큰 영향을 줄 수 있다. 따라서, 이러한 부품의 소형화를 위해서는 소재자체의 내구성 향상과 함께 제품 표면상태의 무결함 기술이 중요한 관건이 되고 있다.

대표적인 표면결함 중 하나인 탈탄은 확산반응에 의해 속도가 결정되기 때문 에, 강재표면의 탄소 확산반응에 필수적인 조건을 제어하는 것이 중요하다. 따라서, 탄소 원자의 확산에 필요한 온도, 시간 및 농도구배의 요소 중 적어도 어느 하나 이상을 제어할 수 있는 측면에서 많은 검토가 이루어져 오고 있다.

지금까지 이러한 문제점을 해결하기 위한 접근방법으로 제어냉각이 도입되었다. CCT(연속냉각변태)상에서 페라이트 생성역을 회피하고, 펄라이트 상변태 개시 및 종료영역을 신속히 통과하여 저온조직 및 표면탈탄을 억제하는 방안이 주로 검토되었다.

하지만, 소재의 고강도화가 이루어짐에 따라 다양한 합금원소의 첨가로 인해 CCT상의 페라이트 영역이 확장되거나 혹은 펄라이트 상변태 영역이 축소되고 소재내의 온도편차가 증가하게 되어 기존 개념의 제어냉각만을 통해서는 소재의 저온조직 및 표면탈탄을 완벽하게 제어하는 데에 문제가 있었다.

상기에서 살펴본 바와 같이 동시에 저온조직과 표면탈탄을 효과적으로 제어할 수 있는 방법은 아직 제안되지 않았다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 본 발명의 일측면에 따르면, 탈탄과 저온조직이 최소화된 고강도의 저탈탄형 선재와 그 제조방법을 제공하고자 한다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 저탈탄형 선재는 중량%로, C: 0.2~0.8%, Si: 1.5~3.0%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.01~1.5%, Ni: 0.01~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, B: 0.005~0.02%, Al: 0.1%이하, O(산소): 0.0015%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, V: 0.005~0.5%와 Ti: 0.005~0.5% 중 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 것을 특징으로 한다.

상기 선재는 내부 조직이 펄라이트가 면적분율 90%이상 포함하고 잔부는 페라이트로 이루어진 것이 바람직하다. 또한, 베이나이트와 마르텐사이트 조직의 면적분율의 합은 1% 이하로 이루어진 것이 바람직하다.

또한, 상기 선재는 페라이트 탈탄층의 최대 깊이가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 다른 일측면인 저탈탄형 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.2~0.8%, Si: 1.5~3.0%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.01~1.5%, Ni: 0.01~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, B: 0.005~0.02%, Al: 0.1%이하, O(산소): 0.0015%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, V: 0.005~0.5%와 Ti: 0.005~0.5% 중 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 선재압연 후 선재를 800℃이상의 온도에서 40~50초 동안 유지하는 단계 및 상기 40~50초 동안 유지한 선재를 유지 종료 후부터 50~60초 까지를 5℃/s 이상의 냉각속도로 급냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의해 고강도 선재를 제조할 경우에는 저온조직과 표면탈탄을 동시에 효율적으로 억제할 수 있어 연화 열처리 및 탈탄, 필링 등의 공정을 생략할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명은 탈탄과 저온조직이 최소화된 고강도의 저탈탄형 선재와 그 제조방법을 제공한다.

이하, 본 발명의 성분계에 대하여 보다 상세하게 설명한다.

C : 0.2~0.8중량%

C는 선재의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 상기 C의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 충분한 강도가 확보되지 않아서 고강도용 선재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한, C 함량이 0.8중량%를 초과하는 경우에는 초석 세멘타이트 조직이 형성되어 소재에 균열이 발생하기 때문에 피로강도가 현저히 저하된다. 그리고 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재의 탈탄을 억제하는 것이 어렵다. 따라서 C 함량은 0.2~0.8중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 1.5~3.0중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시킨다. 상기 Si 함량이 1.5중량% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키는 효과가 충분하지 못하다. 그리고 Si 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 중심편석이 발생활 가능성이 높아지며, 열처리시 C의 활동도(Activity)를 높여 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.5~3.0중량%으로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~1.0중량%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서,상기 Mn 함량이 0.3중량% 미만인 경우에는 고강도 선재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 1.0중량%를 초과하는 경우 에는 인성이 저하된다. 따라서 상기 Mn의 함량은 0.3~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.01~1.5중량%

Cr은 표면탈탄 방지, 내산화성, 템퍼 연화성 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면에, 1.5중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도가 저하될 수 있다. 따라서 상기 Cr의 함량은 0.01~1.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.01~1.0중량%

Ni는 모재와 밀착성이 높은 스케일층을 생성하여 표면탈탄을 효율적으로 억제시키는 원소이다. 그 외에 강재의 인성을 효율적으로 개선할 수 있다. Ni의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 그 효과가 충분하지 못하고, 1.0 중량% 초과하는 경우에는 잔류오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발한다. 따라서 상기 Ni의 함량은 0.01~1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.01~1.0중량%

Cu의 첨가는 상기 Ni와 더불어 모재와 밀착성이 높은 스케일층을 생성하여 탈탄방지에 효과적이며 내식성 향상에도 유효하다. 이러한 효과는 0.01중량% 미만에서는 미약하고, 1.0중량%를 초과하는 경우에는 취화에 의한 압연결함의 원인이 되기 쉽다. 따라서 상기 Cu의 함량은 0.01~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

B : 0.005~0.02중량%

상기 B의 첨가는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 높이며 담금질성의 향상으로 입자경계의 강도를 높이는 효과를 갖는다. 0.005중량% 미만에서는 소입성이 확보되지 않아 고강도용 선재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 반면에 0.02중량%을 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다. 따라서 상기 B의 함량은 0.005~0.02중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

O(산소) : 0.0015중량% 이하

상기 O의 함량은 0.0015중량% 이하로 한정하는데, 0.0015중량%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다. 따라서 상기 O의 함량은 0.0015중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al : 0.1중량% 이하

상기 Al을 첨가하면 결정 입도가 미세화되고 인성이 향상된다. Al 함량이 0.1중량%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대되는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다. 따라서 상기 Al의 함량은 0.1중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P 및 S : 각각 0.02중량% 이하

상기 P와 S의 함량은 각각 0.02중량% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.01중량%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 각각 0.02중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

N : 0.02중량% 이하

N는 B와 반응하여 BN을 형성하기 쉬우며, 소입효과를 감소시키는 원소이다. 따라서, N의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으나, 공정부하를 고려할 경우 0.02중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

V : 0.005~0.5중량%, Ti : 0.005~0.5중량%

단독 또는 복합첨가에 의해 탄/질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이다. V 및 Ti의 함량이 각각 0.005중량% 미만인 경우에는 V 및 Ti계 탄/질화물의 석출이 줄어들어 결정립도 제어와 스프링 특성(피로특성과 영구변형저항성)의 개선효과가 충분하지 못하다.

각각 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석 출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화되며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다. 그 함량을 각각 0.005~0.5중량% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

이하, 상기와 같은 성분계를 갖는 저탈탄형 선재를 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

탈탄이 적은 스프링용 강재를 제조하기 위해서는 우선 성분계를 상술한 범위로 한 강재를 압연한 이후 냉각시 냉각속도를 적절히 제어할 필요가 있다. 즉, 냉각시 800℃이상의 오스테나이징 온도역에서 강재의 표층에 페라이트의 탈탄이 없이 유지하고 급냉하여 신속하게 상변태를 개시하고 종료하여 저온조직 및 표면탈탄을 억제할 필요가 있다.

1. 선재 압연 후 40~50초 사이는 800℃ 이상 유지

선재 압연 후 40~50초간은 오스테나이징 온도역인 800℃이상에서 선재를 유지한다. 상기와 같이 800℃ 이상 유지하는 것은 급속한 냉각으로 인하여 발생하는 저온조직을 최소화하기 위함이다.

2. 상기 40~50초 동안 유지한 선재를 유지 종료 후부터 50~60초 까지를 5℃ /s 이상의 냉각속도로 급냉

선재 압연 후 40~50초 사이는 800℃ 이상 유지하고, 상기 40~50초 유지 후 50~60초 사이의 냉각시에는 냉각속도를 빠르게 하여 페라이트의 생성 및 성장역을 신속히 통과하여 탈탄발생이 일어나는 시간을 최소화하고 펄라이트 개시점과 종료점을 빠르게 통과시킨다. 따라서, 냉각속도는 일정 수준 이상으로 높게 할 필요가 있다. 본 발명의 성분계로 선재를 제조할 경우 적절한 냉각속도는 5℃/초 이상인 것이 바람직하다.

이하, 상기 공정으로 제공하는 선재의 내부조직에 대하여 설명한다.

1. 조직분율

상기와 같은 성분계에 더하여 선재는 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것이 바람직하다. 강재의 내부조직이 상기 조직이 아닌 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 형성될 경우에는 냉간가공성이 매우 열악해지기 때문이다. 따라서 펄라이트를 분율 90%이상을 포함하고 잔부는 페라이트를 포함한다.

선재의 냉간가공성을 확보하기 위해서는 상기 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직은 포함하지 않는 것이 바람직하나 편석에 의하여 불가피하게 포함되는 경우 면적분율로 1% 이하의 페라이트가 마르텐사이트 및 베이나이트 조직 중 1종 또는 2종으로 대체되는 것이 바람직하다.

2. 페라이트 탈탄의 깊이

페라이트 탈탄의 깊이가 30㎛를 초과할 경우에는 상기 페라이트 탈탄을 제거하기가 어렵기 때문에 30㎛ 이하로 유지하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 이하의 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)

하기 표 1과 같은 조성을 가지는 강들을 주조하고 강편을 제작한 후, 하기 표 2에 나타낸 다양한 냉각조건을 통해 선재를 제조하였다. 이때 레잉헤드(Laying head)에서 냉각 초기온도 및 50초, 100초 후 온도를 측정하고 최종 생성 강재의 표층 페라이트 탈탄의 발생여부를 관찰하였다. 또한, 상온까지 냉각완료 후 제조된 선재로부터 임의의 부위를 선택하여 저온조직 분율 및 가장 깊은 페라이트 탈탄의 깊이를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	Ni	Cr	V	Ti	Cu	B	P	S	Al	N	O
비교예1	0.53	1.3	0.7	-	0.7	-	-	-	-	0.01	0.03	0.001	50	16
비교예2	0.50	2.2	0.5	0.4	1.0	0.1	-	-	-	0.008	0.008	0.01	49	16
비교예3	0.55	2.2	0.7	0.4	1.0	0.2	0.07	0.4	0.002	0.009	0.007	0.06	55	14
발명예1	0.45	2.5	0.7	0.5	1.0	0.2	0.05	0.3	0.002	0.008	0.009	0.03	49	18
발명예2	0.48	2.2	0.7	0.4	1.2	0.14	0.04	0.4	0.003	0.012	0.008	0.02	51	19
발명예3	0.52	2.1	0.5	0.5	1.0	0.10	0.02	0.5	0.003	0.009	0.015	0.05	53	17
발명예4	0.53	2.4	0.7	0.3	0.7	0.13	0.05	0.4	0.005	0.015	0.009	0.06	52	17
발명예5	0.55	2.2	0.7	0.4	1.0	0.2	0.07	0.4	0.002	0.007	0.006	0.06	50	15

단, 상기 표 1에서 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.(단, N과 O는 ppm 단위)

구분	냉각 초기온도 (℃)	50s 냉각 후 온도(℃)	100s 냉각 후 온도(℃)	50s~100s 사이의 평균 냉각속도 (℃/s)	페라이트 탈탄층의 깊이 (㎛)	저온조직 분율 (%)
비교예1	930	460	280	3.6	0	15
비교예2	900	500	220	5.6	0	12
비교예3	880	820	600	4.4	45	0
발명예1	900	850	320	10.6	12	0
발명예2	930	880	300	11.6	0	0
발명예3	970	890	270	12.4	0	0
발명예4	880	800	250	11	0	0
발명예5	890	830	300	12.6	2	0

단, 상기 표2에서 저온조직 분율은 면적분율을 의미한다.

비교예1,2는 초기 50초 동안 급냉을 하여 페라이트 핵생성 및 성장을 억제하였다. 따라서 페라이트 탈탄층은 관찰되지 않았으나 저온조직 분율이 12%,15% 발생하였다. 비교예3은 초기 50초 동안은 오스테나이징 영역을 유지하였지만 50~100초까지 서냉을 하여 페라이트역에서 장시간 유지되어 강재표면에 페라이트 탈탄이 발생하였다. 도2의 (a)는 비교예1의 미세조직 사진으로써 저온조직 분율이 15% 정도 생성되었음을 알 수 있다. 또한 도2의 (c)는 비교예3의 미세조직 사진으로써 탈탄층이 45㎛ 정도 생성되었음을 알 수 있다.

반면, 발명예1 내지 5는 초기 50초 동안 800℃이상의 오스테나이징 영역을 유지하도록 한 후 50~100초 동안에 급냉을 한 경우에는 페라이트의 핵생성은 가능하나 그 성장을 최대로 억제하고 펄라이트의 개시 및 종료를 빠른 속도로 제어한 경우에는 탈탄 및 저온조직 생성이 효율적으로 억제되었다.

도2의 (b)는 발명예2의 미세조직 사진으로써 저온조직이 생성되지 않았음을 알 수 있다. 도2의 (d)는 발명예4의 미세조직 사진으로써 탈탄층이 생성되지 않았음을 알 수 있다.

도1은 800℃이상의 온도를 유지한 후 펄라이트 개시점과 종료점을 신속히 통과하여 저온조직 및 탈탄을 억제할 수 있는 냉각패턴을 나타내는 그래프;

도2의 (a)는 비교예1의 미세조직 사진, (b)는 발명예2의 미세조직 사진, (c)는 비교예3의 미세조직 사진, (d)는 발명예4의 미세조직 사진.

Claims

중량%로, C: 0.2~0.8%, Si: 1.5~3.0%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.01~1.5%, Ni: 0.01~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, B: 0.005~0.02%, Al: 0.1%이하, O(산소): 0.0015%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, V: 0.005~0.5%와 Ti: 0.005~0.5% 중 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재.
제 1 항에 있어서,

상기 선재의 내부조직은 펄라이트가 면적분율 90%이상 포함되고 잔부는 페라이트로 이루진 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재.
제 2항에 있어서,

면적분율로 1% 이하의 상기 페라이트가 베이나이트 및 마르텐사이트 조직 중 1종 또는 2종으로 대체된 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재.
제 1 항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 선재의 페라이트 탈탄층의 최대 깊이는 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재.
중량%로, C: 0.2~0.8%, Si: 1.5~3.0%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.01~1.5%, Ni: 0.01~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, B: 0.005~0.02%, Al: 0.1%이하, O(산소): 0.0015%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, V: 0.005~0.5%와 Ti: 0.005~0.5% 중 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 선재압연 후 선재를 800℃이상의 온도에서 40~50초 동안 유지하는 단계 및

상기 40~50초 동안 유지한 선재를 유지 종료 후부터 50~60초 까지를 5℃/s 이상의 냉각속도로 급냉하는 단계

를 포함하는 것을 특징으로 하는 저탈탄형 선재의 제조방법.