KR20120054398A - 냉간 신선형 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

냉간 신선형 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 기계구조 체결용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 선재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열처리를 생략하더라도 우수한 인성을 갖고, 냉간 신선을 통해 강도 확보가 가능한 선재에 관한 것으로, 이를 위해 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 2.5~4.0%, P: 0.035%(0은 제외)이하, S: 0.04%(0은 제외)이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재와 그 제조방법을 제공한다.

Description

냉간 신선형 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법{NON HEAT TREATMENT COLD DRAWN WIRE ROD HAVING EXCELLENT IMPACT PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 기계구조 체결용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 선재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열처리를 생략하더라도 우수한 인성을 갖고, 냉간 신선을 통해 강도 확보가 가능한 비조질 선재와 그 제조방법에 관한 것이다.
기계구조용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 구조용강은 대부분 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려하여 강도와 인성을 높여 사용하는 조질강(Quench and Tempered Steel)이 사용되고 있다. 비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 상기 조질강과 달리 열간 가공 후 열처리하지 않고도 열처리(조질처리)한 강과 유사한 인성과 강도를 얻을 수 있는 강을 말한다. 상기 비조질강은 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만들기 때문에 Micro-Alloyed Steel이라고도 한다.
통상의 선재 제품은 열간 압연→냉간 신선→구상화 열처리→냉간 신선→냉간 압조→급냉 및 소려 과정을 거쳐서 최종 제품이 만들어 지는 반면에, 비조질 선재 제품은 열간 압연→냉간 신선→냉간 압조의 과정을 거쳐서 최종 제품이 만들어 진다.
상기와 같이, 비조질강은 열처리 공정을 생략한 경제적 제품임과 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용되고 있다.
그러나, 비조질강은 열처리 공정이 생략되고 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성이 지속적으로 저하되는 문제가 있다. 이와 같은 문제를 해결하기 위해서 다음과 같은 기술이 존재하고 있다.
일본 공개특허 1995-054040호에는 중량%로, C:0.1?0.2％，Si:0.05?0.5％，Mn:1.0?2.0％，Cr:0.05?0.3％，Mo:0.1％이하，V:0.05?0.2％，Nb:0.005?0.03％ 및 잔부가 실질적으로 Fe로 된 합금강을 열간 압연하고, 그 냉각 과정에 있어서, 800~600℃의 사이를 60초 이내로 냉각하고, 뒤이어 450~600℃로 가열하거나 연속600~450℃ 사이에서 20분이상 소비하고 냉각한다. 그 후 신장선 가공을 행한 것에 의하고, 인장강도 750~950MPa의 비조질 강선재를 제조하는 방법이 개시되어 있으나, 상기 특허는 제어압연을 통하여 열간 압연을 행하는 점에서 제조방법의 차이가 있으며, 성분상 고가의 크롬, 몰리브덴 및 바나듐을 첨가하므로 경제성이 낮다는 문제가 있다.
한편, 일본 공개특허 1998-008209호에는 냉간 가공성 및 열간 가공후의 강도가 우수한 비조질강 및 그 제조방법과 상기 비조질강을 이용한 단조 부재의 제조방법을 제공한다. 상기 특허는 C, Si, Mn, Cr, V, P, O, S, Te, Pb, Bi, Ca를 특정한 강에 있어서, 페라이트 상의 체적율이 40% 이상이고, 경도가 90HRB 이하인 냉간 가공성이 우수한 비조질강을 제공하고, 이를 제조하는 방법으로서, 최종 가공 온도가 800~950℃가 되도록 열간압연 후 곧 매분 120℃ 이하의 냉각속도로 A1점 이하의 온도까지 연속 냉각한 방법 및 열간 압연 강재를 800~950℃에 10분 이상 가열한 후 공기 중에서 방냉한 방법, 또한 이 강재에 냉간가공 또는 600℃이하의 온도로 온간 가공을 하고, 예비 성형체를 제조하고, 상기 예비 성형체를 1000~1250℃의 온도로 열간 단조한 후, 공기 중에 방냉한 것에 의하고, 20~35HRC의 경도의 구조부재를 제조하는 방법에 관한 것이다. 그러나 상기 특허는 통상 사용하지 않은 원소를 포함하는 특정강으로 성분을 한정하고, 고인성을 요구하는 기술측면은 유사하나 냉간단조용으로 제조되는 것이 아니므로, 차이가 있다.
또한, 일본 공개특허 2006-118014호에는 냉간 가공성이 우수하고, 신장선감면율의 높은 가공을 행한 경우에도 열처리 후의 결정립 조대화가 억제되는 볼트 등의 제조에 최적인 표피 경화용 강철의 제조방법이 개시되어 있다. 상기 특허는 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.5%이하, Mn: 0.3~1.0%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.1%, N: 0.005~0.02%를 충족시키고, 남은 물건이 철 및 불가피한 불순물로 되는 강재를 이용하고, 700~850℃ 미만의 온도로 열간 마무리 압연 또는 열간 마무리 단조를 행한 뒤, 600℃까지의 냉각을 0.5℃/sec 이하의 냉각속도로 행하고, 계속하고 실온까지 방냉하고, 그 뒤에 행하는 신장선의 감면율을 20% 미만에 억제하여 고인성 비조질 선재를 제조하는 방법을 설명하고 있다. 그라나 상기 특허는 성분함량에 있어서, 망간의 함량이 적으며, 크롬 및 알루미늄을 이용한다는 측면에서 차이가 있다.
본 발명의 일측면은 냉간 신선을 통해 인장강도를 조절할 수 있고, 우수한 인성을 갖는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 2.5~4.0%, P: 0.035%(0은 제외)이하, S: 0.04%(0은 제외)이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재를 제공한다.
또한, 본 발명은 상기 조성을 포함하는 강재를 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
가열된 강재를 5~15℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
냉각 후 Ae3+50℃~Ae3+150℃의 온도범위에서 압연하는 단계; 및
압연 후 0.01~0.25℃/s의 냉각속도로 600℃이하까지 냉각하는 단계
를 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 열처리를 생략하더라도 우수한 고인성을 확보할 수 있고, 특히 냉간 신선 만으로도 인장강도를 조절할 수 있는 비조질 선재를 제공할 수 있고, 이를 통해 고인성을 요구하는 자동차용 부품, 가령 타이로드, 랙바 등을 효과적으로 제조할 수 있는 장점이 있다.
도 1은 실시예 2에서 발명재 3의 미세조직을 나타낸 것임.
도 2는 실시예 2에서 비교재 6의 미세조직을 나타낸 것임.
도 3은 도 1의 사진에서 펄라이트를 확대한 것임.
도 4는 도 2의 사진에서 펄라이트를 확대한 것임.
도 5는 실시예 2에서 냉간 신선량에 따른 강도 향상을 측정한 그래프임.
도 6은 실시예 2에서 냉간 신선량에 따른 충격 인성을 측정한 그래프임.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명자들은 기존 기술과 달리, 망간의 함량을 높이고, 제조공정 중 냉각속도를 제어함으로써, 탄소 확산 저지 효과를 통해 기존의 펄라이트와 상이한 불완전 펄라이트를 형성함으로서, 인성 특히 충격인성을 향상시킬 수 있음을 인지하고 본 발명에 이르게 되었다.
먼저, 본 발명 선재의 조성에 대하여 상세히 설명한다(이하, 조성%). 본 발명의 선재를 이루는 조성의 특징은 고가의 원소를 특별히 첨가하지 않더라도 우수한 인성을 확보할 수 있다는 것이다.
탄소(C)의 함량은 0.2~0.3%를 만족하는 것이 바람직하다. C는 선재의 강도에 영향을 주는 원소로서 충분한 강도를 확보하기 위해서는 그 함량이 0.2%이상인 것이 바람직하다. 그러나 C의 함량이 과다하면 페라이트 및 펄라이트 미세조직을 형성하고자 하는 경향성이 강해지기 때문에, 필요 강도보다 높아지고 인성이 저하되는 문제가 있기 때문에, 그 함량을 0.3%이하로 하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si)는 0.1~0.2%를 만족하는 것이 바람직하다. Si는 냉간 인발 및 압조 공정 중 급격한 가공경화로 인한 가공성의 문제를 해소하기 위해서, 0.2%이하로 하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 적으면 열간압연 선재와 제품에 요구되는 충분한 강도에 도달할 수 없기 때문에 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)의 함량은 2.5~4.0%를 만족하는 것이 바람직하다. Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로서, 연성의 저하 없이도 요구 강도를 얻을 수 있는 유용한 원소이다. 상기 Mn의 함량이 4.0%를 초과하는 경우에는 고용강화 효과보다는 Mn 편석에 의해서, 연성이 급격히 감소하게 된다. 즉, Mn의 함량이 과도하면, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시 편석과 미시 편석이 용이하게 발생하고, 이러한, Mn 편석은 타 원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조성하게 되고, 이로 인해 중심부에 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 되어, 강도는 증가하지만, 연성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 상기 Mn의 함량이 2.5% 미만이면, Mn 편석에 의한 편석대 영향은 거의 없으나, 본 발명에서 요구하는 불완전 펄라이트의 충분한 확보가 곤란하여, 우수한 냉간 신선성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
인(P) 및 황(S)은 각각 0.035%이하(0은 제외), 0.040%이하(0은 제외)를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키는 주요 원인이므로 그 상한을 0.035%로 제한하는 것이며, 상기 S은 저 융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.040%로 한정하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명 선재는 상기 조성이외에 다른 원소의 함유를 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명 선재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명 선재는 면적분율로 펄라이트 분율 90% 이상을 포함하고, 나머지는 페라이트로 이루어진다. 이때 펄라이트 중 시멘타이트 두께는 100nm 이하인 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)를 가지며, 상기 불완전 펄라이트는 평균 시멘타이트의 종횡비 (폭:두께) 30:1 이하로써 일부 분절된 시멘타이트와 층상 페라이트 형태를 가지는 층상구조를 형성한다.
본 발명에서는 Mn 함량 증가에 따라, C의 활동도(activity)가 감소하기 때문에 비평형 조직, 즉 상기와 같은 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)가 형성될 수 있다. Mn이 페라이트와 오스테나이트의 입계내에 편석되어 오스텐아티의 분해를 억제하여, 드래그 효과(dragg effect)에 의해 비평성상이 나타나게 되는 것이다.
상기 세멘타이트의 두께는 라멜라 스페이싱(lamllar spacing)이라 하며, 본 발명에서 100㎚이하가 되어야만 시멘타이트가 불균일해지고, 불완전한 라멜라를 통해 불완전 펄라이트의 형성이 가능하다.
상기 불완전 펄라이트의 시멘타이트 종횡비는 라멜라(lamellar)가 균일하게 형성되지 않고, 구상화되는 것과 같이 불균일한 라멜라를 구성하기 때문에 종횡비가 30:1이하가 된다. 이를 통해 분절된 시멘타이트들이 충격시 충격에너지를 세멘타이느가 아닌 분절된 세멘타이트의 사이를 지나가기 때문에 충격치의 향상이 가능하다. 그러나, 종횡비가 30:1을 초과하게 되면, 세멘타이트의 라멜라가 균일하게 구성되어, 충격치의 향상을 나타내기 어렵다.
이하, 본 발명 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
상기 조성을 만족하는 강재를 가열한다. 상기 가열은 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 가열은 30분~1시간 30분동안 행하는 것이 바람직하다.
상기 가열단계의 온도범위는 오스테나이트 단상이 유지되는 범위로서, 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물의효과적인 용해가 가능한 온도범위이다. 가열온도가 Ae3+250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후에 형성되는 미세조직의 조대화 경향이 강해지므로 고강도 및 고인성 선재를 얻을 수 없게 된다. 또한, Ae3+150℃ 미만의 온도에서는 가열에 의한 효과를 얻을 수 없으므로, 그 하한은 Ae3+150℃이 바람직하다.
상기 가열시간이 30분 미만이면 전체 온도가 균일하게 될 수 없는 문제가 있으며, 1시간 30분을 초과해서 가열하면, 오스테나이트 결정립 조대화의 가능성이 높아질뿐만 아니라, 생산성이 현저하게 감소하기 때문에 그 가열시간은 1시간 30분을 초과하지 않는 것이 바람직하다.
상기 가열된 강재를 5~15℃/s의 냉각속도로 냉각하고, Ae3+50℃~Ae3+150℃의 온도범위에서 압연하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도는 열간압연 전 냉각을 통해 미세조직의 변태를 최소화하기 위한 것이다. 상기 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 생산성이 감소하고, 서냉을 유지하기 추가적인 장치가 필요하고, 가열시간을 장시간 유지한 경우와 같이, 열간 압연 완료 후에 선재의 강도와 인성이 저하될 우려가 있다. 반면 상기 냉각속도가 15℃/s를 초과하는 경우에는 압연 전 강재가 갖는 변태의 구동력이 증가하기 때문에 압연 중 새로운 미세조직이 출현할 가능성이 커지게 되고, 압연온도를 낮은 온도로 재설정해야 하는 문제를 초래할 수 있으므로, 15℃/s이하로 하는 것이 바람직하다.
냉각 후, Ae3+50℃~Ae3+150℃에서 압연을 행하는 것은 압연 중 변형에 의한 미세조직의 출현을 억제하고 재결정이 발생하지 않도록 사이징(sizing)만이 가능하도록 한다. 그 온도가 Ae3+50℃ 미만에서는 동적 재결정 온도에 근접하여 본 발명의 미세조직 획득이 불가능하고, 일반 연질의 페라이트가 확보될 가능성이 매우 크다. 반면, Ae3+150℃를 초과한 온도에서는 냉각 후 다시 가열을 해야하는 문제가 발생한다.
상기 압연을 거쳐 제조된 선재를 0.01~0.25℃/s로 600℃이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 망간 첨가에 의하여 탄소의 확산이 저지되고 불완전 펄라이트의 생성과 충분한 면적 분율을 가지면서 효과적으로 생성될 수 있는 냉각속도를 나타낸 것이다. 상기 냉각속도가 0.01℃/s 미만에서는 냉각속도가 너무 느려서 층상 또는 불완전 펄라이트가 생성되지 않고 구상화 형태를 갖는 시멘타이트가 생성되어 강도가 급격하게 감소하게 된다. 한편 냉각속도가 0.25℃/s를 초과하게 되면 다량 함유된 망간의 효과로 인하여 저온조직이 발생하게 된다. 이는 망간 첨가에 의한 경화능 향상으로 인하여 페라이트/펄라이트 변태가 지연되어 마르텐사이트/베이나이트와 같은 저온 조직이 발생하게 되어 우수한 냉간 신선성 및 충격인성과 더불어 연성을 확보하는 것을 기대할 수 없다.
본 발명의 선재는 650~750MPa 정도의 인장강도와 60~70%의 단면 감소율을 가지며, 선재 제조 후 약 95%의 냉간 신선 후 인장강도가 1300~1500MPa을 가지며, 이때의 V-노치 샤르피 충격인성이 60J 이상을 가질 수 있는 장점이 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 하기 실시예를 통하여 본 발명이 한정되는 것은 아니다.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 만족하는 강재를 이용하여, 하기 표 2의 제조조건을 이용하여 선재를 제조하고, 제조된 선재의 인장강도와 충격인성을 특정하고 그 결과를 표 2에 나타내었다.
구분 C(중량%) Si(중량%) Mn(중량%) P(중량%) S(중량%) Ae3(℃)
발명재 1 0.20 0.10 2.5 0.035 0.040 842
발명재 2 0.20 0.15 2.9 0.031 0.031 838
발명재 3 0.25 0.14 3.5 0.021 0.022 836
발명재 4 0.30 0.20 4.0 0.027 0.039 835
비교재 1 0.14 0.11 1.9 0.031 0.023 863
비교재 2 0.22 0.05 1.8 0.030 0.032 855
비교재 3 0.21 0.10 1.5 0.031 0.039 851
비교재 4 0.34 0.20 3.4 0.029 0.034 833
비교재 5 0.35 0.19 2.6 0.029 0.028 829
구분 강재 가열온도 및 시간
(℃, min)		 강재 냉각속도
(℃/s)		 강재 압연온도
(℃)		 압연 후 냉각속도
(℃/s)		 인장강도
(MPa)		 V-충격인성
(J)
발명재 1 1082, 80 9.7 989 0.01 652 256
발명재 2 1038, 79 10.2 972 0.09 663 248
발명재 3 1036, 88 10.6 976 0.16 678 252
발명재 4 1035, 71 9.5 962 0.25 702 234
비교재 1 1063, 82 7.5 1055 0.005 520 340
비교재 2 1055, 89 8 998 0.005 558 352
비교재 3 1051, 75 9.3 965 0.008 589 312
비교재 4 1033, 69 12.1 980 1.0 892 46
비교재 5 1029, 68 11.5 968 0.9 920 13
상기 표 2의 결과에서 알 수 있듯이, 발명재들은 650~750MPa의 인장강도를 가져야 한다. 이는 냉간신선시 강도 상승화와 더불어, 지속적인 인성의 저하에 따라 열간압연 직후, 최적의 인강강도를 나타낸다.
따라서, 상기 비교재 1 내지 3의 경우에는 충분한 강도를 확보하는 것이 용이하지 않고, 비교재 4 내지 5의 경우에는 충분한 냉간 신선성을 확보하기 어려울 것으로 예상된다.
(실시예 2)
한편, 열간 압연 후 냉각 속도를 변화시켜, 바람직한 인장강도와 충격특성을 관찰하였다. 이를 위해, 상기 발명재 1과 발명재 2의 강재를 대상으로 표 3의 공정을 적용하여, 인장강도와 충격인성을 특정하고, 그 결과를 표 3에 나타내었다. 표 3의 결과를 통해 보다 바람직한 냉각속도 조건을 확인할 수 있었다.
구분 강재 가열온도 및 시간
(℃, min)		 강재 냉각속도
(℃/s)		 강재 압연온도
(℃)		 압연 후 냉각속도
(℃/s)		 인장강도
(MPa)		 V-충격인성
(J)		 비고
발명재 1 1082, 80 9.7 989 1.3 652 256 발명예
발명재 1-1 1090, 62 13.2 956 0.2 531 326 비교예
발명재 1-2 1015, 71 11.9 978 0.5 653 261 발명예
발명재 1-3 1065, 65 10.2 988 0.9 676 235 발명예
발명재 1-4 1111, 88 9.6 990 1.5 681 221 발명예
발명재 1-5 1093, 78 13.9 991 2.3 897 32 비교예
발명재 2 1038, 79 10.2 972 0.8 663 248 발명예
발명재 2-1 1082, 82 11.7 965 0.3 546 365 비교예
발명재 2-2 1053, 82 12.4 978 0.6 659 223 발명예
발명재 2-3 1065, 89 10.2 981 1.1 675 232 발명예
발명재 2-4 1071, 79 9.1 980 1.7 873 41 비교예
발명재 2-5 1069, 80 14.2 968 1.9 901 15 비교예
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 발명재라고 하더라도, 압연 후 선재의 냉각속도는 0.5~1.5℃/s 범위가 가장 적절한 인장강도와 충격인성을 확보할 수 있음을 알 수 있다. 따라서, 상기 냉각조건이 바람직한 조건이 될 수 있음을 확인할 수 있다. 즉, 상기 표 3에서 비교예로 분류된 발명재 1-1 및 발명재 2-1은 적절한 강도를 확보하지 못하고, 발명재 1-5, 발명재 2-4 및 2-5는 적절한 강도는 확보하지만, 충분한 충격인성을 확보하기 곤란하였다.
(실시예 3)
본 발명의 선재에 대하여, 냉간신선 후 강도 상승의 효과와 충격인성에 대한 효과를 확인하기 위해서, 상기 실시예 1에서 발명재 3(표 1 및 표 2의 조건에 의함)과 비교재 6을 준비하였다.
상기 비교재 6은 0.25중량%의 C와 0.5중량%의 Mn을 포함하고, 나머지 조건은 상기 발명재 3과 동일하게 하였다.
상기 발명재 3과 비교재 6의 미세조직을 관찰하여, 이를 각각 도 1 및 도 2에 나타내었고, 이들의 확대된 사진을 각각 도 3 및 도 4에 나타내었다.
도 1 및 3은 발명재 3의 미세조직으로서, 검게 나타난 부분에서 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)가 나타나고, 백색의 페라이트 부분이 나타난 것을 확인할 수 있으며, 불완전 펄라이트 부분이 면적분율로 90%이상 차지하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 통상의 펄라이트와는 달리 페라이트와 시멘타이트가 혼합상을 이루나, 층상구조를 가지지 않는 것을 도 3을 통해 확인할 수 있다.
이에 반해, 도 2 및 도 4는 비교재 6의 미세조직으로서, 통상의 페라이트계 강판으로서, 페라이트가 면적분율로 약 80%정도를 차지하고, 펄라이트가 약 20% 정도를 차지하며, 펄라이트가 페라이트와 시멘타이트의 층상구조를 갖는 것으로 도 4를 통해 확인할 수 있다.
한편, 냉간 신선에 따른 강도향상과 충격인성에 관측하여, 이를 각각 도 5 및 도 6에 나타내었다. 상기 도 5 및 6에서, 25F, 45F, 45C 및 82BC는 각각 0.25C-0.7Mn-0.2Si 성분을 갖는 25F 강종, 0.45C-0.7Mn-0.2Si 성분을 갖는 45F, 45C 강종 및 0.9C-0.7Mn-0.2Cr 성분을 갖는 82BC 강종을 나타낸다.
상기 도 5에 나타난 바와 같이, 발명재 3과 82BC를 제외하고는 냉간 신선량의 증가에 따라, 인장강도가 증가하다가 도중에 파괴되는 것을 확인할 수 있다. 한편, 도 6에 나타난 바와 같이, 냉간신선량이 증가하여도, 발명재 3은 90%이상의 단면 감소율에서도 60J 이상의 충격인성 값을 가지나, 다른 강재는 파괴되거나, 매우 저조한 충격인성값을 갖는다.
따라서, 냉간 신선량이 높아지더라도, 우수한 강도를 확보하고, 동시에 우수한 충격인성값을 갖는 것은 발명재 3만이 해당되는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 2.5~4.0%, P: 0.035%(0은 제외)이하, S: 0.04%(0은 제외)이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)를 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 불완전 펄라이트는 면적분율로 90%이상 포함하고, 나머지는 페라이트를 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  4. 청구항 2에 있어서,
    상기 불완전 펄라이트의 시멘타이트 두께는 100nm 이하인 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  5. 청구항 2에 있어서,
    상기 불완전 펄라이트의 시멘타이트의 종횡비(폭:두께)가 30:1 이하인 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재의 인장강도는 650~750MPa인 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 90%의 단면 감소율로 냉간 신선 후 1300~1500MPa의 인장강도와 60J 이상의 V-충격인성을 갖는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재.
  8. 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 2.5~4.0%, P: 0.035%(0은 제외)이하, S: 0.04%(0은 제외)이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    가열된 강재를 5~15℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    냉각 후 Ae3+50℃~Ae3+150℃의 온도범위에서 압연하는 단계; 및
    압연 후 0.01~0.25℃/s의 냉각속도로 600℃이하까지 냉각하는 단계
    를 포함하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 가열은 30분 ~ 1시간 30분 동안 행하는 냉간 신선형 고인성 비조질 선재의 제조방법.
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