KR20120134280A - 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

강재를 고온압축 변형하는 열간단조단계; 상기 열간단조단계에 의한 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각하는 급속냉각단계; 상기 급속냉각단계에 의해 과냉된 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간에서 등온으로 유지시키는 등온변태단계; 및 상기 등온변태단계를 거친 열간단조체를 공랭하는 공랭단계;를 포함하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법과 그에 의한 비조질강이 소개된다.

Description

초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강 및 그 제조방법 {NON QUENCHED AND TEMPERED STEEL HAVING ULTRAFINE-GRAINED PEARLITE AND FABRICATING METHOD THEREFOR}

본 발명은 열간단조 후 연속냉각 중에 형성되는 초석 페라이트와 펄라이트의 형성을 최대한 억제하고, 펄라이트 저온 등온 변태를 유도하여 초미세립의 펄라이트 조직을 갖는 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차부품은 중 탄소강을 이용하여 열간단조 공정으로 제조되고 있다. 전통적인 단조부품 제조공정은 중 탄소강(혹은 합금강)을 단조소재로 하고, 이를 오스테나이트 영역에서 열간 단조한 후 켄칭 (Quenching)하고 템퍼링 (Tempering)처리하여 제조하는 제조공정으로 이루어져 있다. 이때 열간단조를 마친 강은 켄칭 중에 마르텐사이트로 변태하게 되고 템퍼링 중에 페라이트와 카바이드로 분해되면서 강도가 우수하고 인성이 우수한 마르텐사이트 조직을 갖는 단조 강을 얻게 된다(이를 조질강 즉, QT 강이라고 부른다). 이와 같은 전통적인 열간단조 강의 제조에서는 열간단조 후에 켄칭과 템퍼링 처리를 추가로 시행해야 하는 관계로 단조 후 후열 처리 공정이 복잡하고 제조 비용이 많이 소요된다는 단점이 있어 왔다.

이와 같은 문제를 해결하기 위하여 단조 후 수행하는 QT공정을 배제하고 제어냉각공정만으로 QT강과 유사한 기계적 성질을 얻을 수 있는 Microalloying (MA) 단조강(비조질강이라고 부름)이 개발되게 되었고, 현재는 MA-단조강이 전통적인 QT-단조강으로 제조하던 많은 자동차용 열간단조 부품을 대체해나가고 있는 실정이다. MA-단조강은 중 탄소강을 기본으로 하며 여기에 V, Nb, Ti등의 microalloying 원소를 미량 첨가하여 탄질화물을 석출시킴으로써 열간 단조 중에 오스테나이트 결정립 조대화를 억제하여 미세한 펄라이트-페라이트 조직을 형성하고 아울러 오스테나이트-페라이트 변태 시 페라이트 내에 미세한 탄질화물의 석출을 유도하여 펄라이트-페라이트의 강도를 증가시킴으로 단조강의 강도와 인성을 향상시키고자 하는 물리야금학적 개념으로 디자인되었다.

비조질 MA-단조강은 복잡한 후열처리 공정 없이 냉각공정 제어만으로 제조되므로 제조비용이 저렴하다는 장점이 있음은 물론, 아울러 조질용 QT-강과 유사한 강도와 우수한 피로특성을 나타낸다는 장점이 있다. 그러나 비조질 MA-단조강은 QT-강에 비해 상대적으로 인성이 열악하다는 단점이 있어왔다. 이 문제를 해결하기 위하여 지난 20여 년간 많은 연구가 범세계적으로 진행되어왔으나 오늘까지도 이 문제는 열간단조강 개발 분야의 지속적인 연구 과제가 되고 있다.

비조질 MA-단조강은 중 탄소강을 기본으로 하고 있으므로 그 기본조직은 펄라이트-페라이트 조직이다. 펄라이트-페라이트 조직의 기계적 성질은 펄라이트 분율과 콜로니 크기 및 라멜라 간격 등에 의해서 결정된다. 종래의 열간단조 공정에서는 펄라이트-페라이트 미세조직을 제어하기 위하여 열간단조 후 수행하는 제어냉각 공정에서 냉각속도를 제어한다.

제어냉각 공정에서 냉각속도가 느리면 초석 페라이트 분율이 증가하고 펄라이트 분율이 감소하게 된다. 그 결과 강도는 감소하나 인성은 증가하게 된다. 반면에 냉각속도가 빠른 경우에는 초석 페라이트 분율이 감소하고 펄라이트 분율이 증가하게 된다. 그 결과 강도는 증가하나 인성은 감소하게 된다. 후자의 경우 강도는 증가하나 인성은 감소하는 이유는 두 가지 서로 다른 이유에 기인한다. 첫째는 페라이트 분율이 감소했기 때문이다. 둘째는 이때 형성되는 펄라이트 조직, 즉 펄라이트 콜로니 및 라멜라 조직이 조대하다는 사실에 기인한다. 펄라이트 조직이 조대한 이유는 펄라이트가 연속냉각중에 형성되기 때문이다. 즉, 연속냉각중에 초석페라이트가 일차로 형성되면서 오스테나이트/페라이트 계면에서 카본 농도가 누적되어 증가함으로 고온에서 펄라이트 형성이 쉽게 일어나게 된다. 고온에서 형성된 고온 펄라이트는 과냉도가 작으므로 핵생성속도가 작다. 따라서 작은 수의 핵이 형성되고 일단 형성된 고온 펄라이트는 연속냉각중에 조대화가 쉽게 일어나게 된다. 그 결과 조대한 펄라이트 콜로니 조직이 형성되게 되고 그에 따라 강도는 펄라이트 의 기본 강도수준은 유지할 수 있으나 펄라이트의 인성이 충분히 확보되지 못함과 동시에 페라이트의 분율이 작으므로 단조강의 인성이 현저히 감소하게 된다.

이에 따라 종래의 펄라이트-페라이트 강에서는 제어냉각공정의 제어를 통하여 얻을 수 있는 강도와 인성향상에는 일정한 한계점이 있어왔고 그에 따라 종래 기술은 주로 새로운 합금디자인을 통하여 문제를 해결하고자 하였다. 그러나 새로운 합금을 위해 첨가되는 원소의 경우 그 비용이 저렴하다고 볼 수 없으며, 그러한 합금원소의 첨가에도 불구하고 성능의 향상은 그리 높지 않다는 문제가 있었다. 즉, 종래의 비조질강의 열간단조 공정에서는 단조후 냉각공정을 제어하여 페라이트 분율과 펄라이트 콜로니 조직을 최적화함으로써 강도와 인성을 상승시키고자 하였다. 그러나 이와 같은 펄라이트-페라이트 단조강에서는 냉각속도가 감소하면 페라이트 분율이 증가하고 펄라이트 분율이 감소하여 인성은 증가하나 강도는 감소한다. 반대로 냉각속도가 증가하면 페라이트 분율이 감소하고 펄라이트분율이 증가하여 강도는 증가하나 인성은 감소하는 경향을 보인다. 즉, 종래의 펄라이트-페라이트 단조강에서는 냉각속도의 제어만으로는 우수한 강도뿐만 아니라 우수한 인성을 갖는 단조강 제조에는 한계가 있어 왔다.

상기의 배경기술로서 설명된 사항들은 본 발명의 배경에 대한 이해 증진을 위한 것일 뿐, 이 기술분야에서 통상의 지식을 가진자에게 이미 알려진 종래기술에 해당함을 인정하는 것으로 받아들여져서는 안 될 것이다.

본 발명은 이러한 문제점을 해결하기 위하여 제안된 것으로, 합금조성의 변화 없이도 새로운 제어냉각공정을 적용함으로써 페라이트를 배제한 초미세립 펄라이트(유사-펄라이트)조직으로만 이루어진 새로운 개념의 고강도 고인성 비조질강을 제공하는데 그 목적이 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법은, Fe를 주성분으로 하고, C : 0.43~0.47 wt%, Si : 0.15~0.35 wt%, Mn : 1.1~1.3 wt%, P : 0.03 wt% 이하(0은 불포함), S : 0.04 wt% 이하(0은 불포함), Cu : 0.3 wt% 이하(0은 불포함), Ni : 0.2 wt% 이하(0은 불포함), Cr : 0.1~0.2 wt%, Mo : 0.05 wt% 이하(0은 불포함), V : 0.08~0.15 wt% 이하(0은 불포함), Al : 0.02 wt% 이하(0은 불포함) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 비조질강의 제조방법으로서,

강재를 고온압축 변형하는 열간단조단계; 상기 열간단조단계에 의한 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각하는 급속냉각단계; 상기 급속냉각단계에 의해 과냉된 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간에서 등온으로 유지시키는 등온변태단계; 및 상기 등온변태단계를 거친 열간단조체를 공랭하는 공랭단계;를 포함한다.

상기 열간단조단계는 1000~1250 ℃에서 이루어지도록 할 수 있다.

상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하도록 할 수 있다.

상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키도록 할 수 있다.

상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하고, 상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키도록 할 수 있다.

한편, 상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강은, 1000~1250 ℃에서 열간단조된 강재가 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각된 후, 해당 온도에서 5~30 분 등온으로 유지되고 공랭에 의해 냉각되어 생성된 것을 특징으로 할 수 있다.

상기 열간단조된 강재는 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 10 ℃/s 이상의 속도로 급속냉각되도록 할 수 있다.

공랭에 의해 냉각되어 생성된 비조질강은 초석 페라이트 분율이 부피분율로 5 % 이하로 억제되며, 펄라이트 콜로니의 크기가 5~10 ㎛로 제한되도록 할 수 있다.

본 발명에서 제안되는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강 및 그 제조방법에 따르면, 펄라이트-페라이트 단조강의 한계점을 극복하고 강도와 인성이 현저히 우수한 새로운 개념의 초미세립 펄라이트(유사-펄라이트) 비조질강을 제공할 수 있다.

본 발명의 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강은 페라이트 변태를 억제하고, 연속냉각 펄라이트 변태를 최대한 억제하며 저온 펄라이트 등온 변태를 유도함으로써, 펄라이트 변태의 구동력을 극대화한다. 그 결과 펄라이트 콜로니의 핵성성 속도가 극대화되어 초미세립의 콜로니 및 라멜라 조직을 제조하게 된다.

초미세립의 펄라이트(유사-펄라이트) 단조강을 제조한 결과 연신율은 18% 수준으로 종래의 펄라이트-페라이트 단조강에 비해 대등하거나 우수하면서도 항복강도가 13% 증가하고 인장강도가 8% 증가하여 970 MPa급의 고강도 고인성 비조질강을 제조할 수 있다.

도 1의 a 및 b는 1150 ℃에서 열간단조가 이루어진 비조질강의 미세조직이고, c 및 d는 1050 ℃에서 열간단조가 이루어진 비조질강의 미세조직을 나타낸 도면.
도 2의 a는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 2 ℃/s로 냉각한 후 공랭한 미세조직이고, b는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 공랭한 미세조직을 나타낸 도면.
도 3의 a는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직이고, b 및 c는 열간단조 된 강재를 550 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직이며, d는 열간단조 된 강재를 500 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직을 나타낸 도면.
도 4는 등온유지 온도가 비커스 미소경도에 미치는 영향을 나타낸 그래프.
도 5는 1100 ℃에서 열간단조가 이루어진 강재를 공랭한 미세조직과 다단급속냉각공정이 이루어진 강재의 미세조직을 비교한 도면.
도 6은 도 5의 또 다른 비교도면.

이하에서는 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시 예에 따른 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강 및 그 제조방법에 대하여 살펴본다.

본 발명에 따른 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법은, 강재를 고온압축 변형하는 열간단조단계; 상기 열간단조단계에 의한 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각하는 급속냉각단계; 상기 급속냉각단계에 의해 과냉된 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간에서 등온으로 유지시키는 등온변태단계; 및 상기 등온변태단계를 거친 열간단조체를 공랭하는 공랭단계;를 포함한다.

여기서, 상기 강재의 성분은 Fe를 주성분으로 하고, C : 0.43~0.47 wt%, Si : 0.15~0.35 wt%, Mn : 1.1~1.3 wt%, P : 0.03 wt% 이하(0은 불포함), S : 0.04 wt% 이하(0은 불포함), Cu : 0.3 wt% 이하(0은 불포함), Ni : 0.2 wt% 이하(0은 불포함), Cr : 0.1~0.2 wt%, Mo : 0.05 wt% 이하(0은 불포함), V : 0.08~0.15 wt% 이하(0은 불포함), Al : 0.02 wt% 이하(0은 불포함) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하도록 할 수 있으며, 이를 표로 나타내면 아래와 같다.

그리고, 상기 열간단조단계는 1000~1250 ℃에서 이루어지며, 상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하도록 할 수 있다.

또한, 상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키도록 하며. 상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하고, 상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키도록 할 수 있다.

한편, 상기 제조방법에 의해 생성된 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강은, 1000~1250 ℃에서 열간단조된 강재가 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각된 후, 해당 온도에서 5~30 분 등온으로 유지되고 공랭에 의해 냉각되어 생성된 것을 특징으로 할 수 있다.

그리고 상기 열간단조된 강재는 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 10 ℃/s 이상의 속도로 급속냉각되도록 할 수 있으며, 공랭에 의해 냉각되어 생성된 비조질강은 초석 페라이트 분율이 부피분율로 5 % 이하로 억제되며, 펄라이트 콜로니의 크기가 5~10 ㎛로 제한되도록 할 수 있다.

본 발명은 종래의 펄라이트-페라이트 조직과는 전혀 다른 새로운 개념의 조직 즉, 초미세립의 펄라이트 (유사-펄라이트) 조직으로 이루어진 비조질 V-MA 중-탄소 단조강 제조를 위한 다단급속냉각공정에 관한 발명으로서, 제1단계는 열간단조 직후 열간단조체를 ℃/s 이상의 빠른 냉각속도로 저온의 펄라이트 등온변태 구간으로 급속 냉각한다. 제2단계는 과냉된 열간단조체를 저온의 펄라이트 등온변태 온도에서 짧은 시간 동안 등온 유지하여 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직을 형성한다. 제3단계는 등온변태로 형성된 초미세립의 펄라이트(유사-펄라이트) 조직을 공냉한다.

제1단계에서 열간단조 직후 열간 단조체를 저온의 펄라이트 등온 변태구간으로 급속냉각하는 목적은 첫째, 연속 냉각중에 형성되는 초석 페라이트 변태를 최대한 억제하고자 하는 것이다. 둘째, 연속냉각중에 형성되는 연속냉각 펄라이트 변태를 최대한 억제하고자 하는 것이다.

연속냉각중에 발생하는 상 변태를 최대한 억제함으로써 저온의 펄라이트 등온변태구간까지 극도로 과냉된 오스테나이트 열간단조체를 얻고자 하는 것이다. 제2단계에서는 이와 같이 극도로 과냉된 오스테나이트 단조체를 저온의 펄라이트 변태온도에서 짧은 시간 등온유지함으로써 펄라이트 콜로니의 핵생성 속도를 최대화하여 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직을 얻고자 하는 것이다.

펄라이트 콜로니조직의 크기는 연속냉각변태보다는 등온변태의 경우 미세해진다. 이는 연속냉각 변태 경우에는 펄라이트의 핵생성이 비교적 고온에서 일어나는 관계로 핵생성 속도가 작고 아울러 냉각중에 콜로니의 조대화가 발생하기 때문이다. 이에 비해 저온 등온변태인 경우에는 콜로니의 핵 생성이 저온에서 일어나는 관계로 구동력이 매우 크고 그에 따라 핵 생성속도가 크게 증가한다. 아울러 콜로니의 조대화도 최소화함으로써 초미세립의 콜로니 조직을 얻을 수 있다. 제3단계의 공냉과정에서는 V-탄질화물의 석출이 펄라이트 내의 페라이트에서 발생함으로써 펄라이트의 강화에 기여한다.

이상의 기구로 형성되는 초미세립의 펄라이트 (유사-펄라이트) 조직은 초석 페라이트 분율이 극히 제한되고 (5% 이내) 아울러 펄라이트 콜로니 크기가 초미세립화함으로써 강도가 종래의 펄라이트-페라이트 단조강 보다 현저히 증가할 뿐만 아니라 동시에 종래의 조질강 수준의 매우 우수한 인성을 나타내게 된다.

이하, 도면을 통하여 본 발명에 관하여 좀 더 구체적으로 설명한다. 본 발명에서는

첫째, 고온변형 시뮬레이터인 Gleeble 1500을 이용하여 열간단조공정의 고온변형공정과 후속공정인 다단 급속냉각공정을 실험적으로 모사하고자 하였다. Gleeble1500을 이용하여 시험 강 (직경 10mm x 높이 15mm)을 1200 ℃에서 3분간 균질화 한 후, 1150 ℃에서 열간 변형한다. 열간 변형조건은 열간단조 조건을 모사하기 위하여 일정 변형율속도 (5 ℃/s)에서 변형율 0.4와 0.8로 2 단 압축변형을 실시하였다. 이와 같이 고온에서 압축변형한 시편은, 열간 변형 직후, 저온의 등온 펄라이트 변태 구간 (500~600 ℃)까지 10 ℃/s의 빠른 속도로 급속 냉각하였다. 급속 냉각한 열간변형체는 500-600 ℃ 온도구간에서 짧은 시간 (30분 이내)동안 등온 펄라이트 변태한 후 공냉하였다.

둘째, Gleeble시험을 이용하여 도출한 다단 급속냉각공정을 이용하여 간단한 열간단조품을 제조하고 그 인장성질을 평가하고자 하였다. 이를 위하여 열간-프레스를 이용하여 열간 upsetting시험 (압하속도 : 6 mm/s; 변형율 : 1.0-1.2)을 실시하고 이를 저온의 등온 펄라이트 변태구간 (500~600 ℃)으로 급냉하였다. 본 발명에서는 급속냉각공정과 펄라이트 등온변태를 구현하기 위하여 등온(500~600 ℃)으로 유지된 Pb-bath를 사용하였다. Upsetting용 시편의 크기는 직경 30mm x 높이 40mm를 사용하였다. Upsetting후 급속냉각 중에 얻은 냉각속도 (시편중앙부 기준으로)는 500~950 ℃ 구간에서 15 ℃/s 이상이었다. Upsetting품으로부터 추출한 인장시편의 크기 (게이지 부)는 직경 4.1 mm x 길이 16.3 mm 이었다.

도 1의 a 및 b(a의 확대도)는 1150 ℃에서 열간단조가 이루어진 비조질강의 미세조직이고, c 및 d(c의 확대도)는 1050 ℃에서 열간단조가 이루어진 비조질강의 미세조직을 나타낸 도면이다. 도 1은 급속냉각(등온유지) 온도를 600 ℃로 하고 열간변형 온도를 1150 ℃ 에서 1050 ℃로 감소한 결과를 보여준다. 열간변형 온도를 감소한 결과 펄라이트 노듈크기가 감소하고 그에 따라 페라이트 분율이 증가하였다. 그러나, 확대조직 사진(b, d)에서 관찰할 수 있듯이, 펄라이트 콜로니와 라멜라 조직은 오히려 조대화 되었음을 관찰할 수 있다. 이는 열간 단조온도가 감소하면 펄라이트 변태를 위한 과냉도가 감소하고 그에 따라 펄라이트 등온변태의 구동력이 감소하기 때문이다. 펄라이트 변태의 구동력은 열간단조 온도가 증가하면 할수록 증가한다. 그러나 열간단조 온도가 지나치게 높으면 급냉중에 초석 페라이트나 연속냉각 펄라이트 변태가 발생할 확률이 높아진다. 아울러 열간단조 조직이 쉽게 조대화 한다는 문제도 있다. 따라서 바람직한 열간단조 온도는 1150 ℃로 하되 그 범위는 1000~1200 ℃가 될 수 있다.

도 2의 a는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 2 ℃/s로 냉각한 후 공랭한 미세조직이고, b는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 공랭한 미세조직을 나타낸 도면이다. Gleeble을 이용하여 고온압축 변형한 시편을 두 개의 서로 다른 단일냉각공정 즉, 2 ℃/s와 10 ℃/s로 600 ℃까지 냉각한 후, 상온까지 공냉한 시편의 SEM 미세조직을 비교한다.

냉각속도가 비교적 느린 경우 (2 ℃/s)에는 전형적인 펄라이트-페라이트 조직을 보이며 비교적 조대한 펄라이트 노듈 (입계 페라이트로 둘러싸인 펄라이트) 조직을 나타낸다. 그러나 냉각속도가 빠른 경우 (10 ℃/s)에는 비교적 미세한 펄라이트 노듈이 관찰된다. 그러나 오스테나이트 입계를 따라 형성되는 초석 페라이트의 분율이 적고 불연속적으로 형성되는 관계로 펄라이트 노듈의 구별이 명확하지 않고, 그 후 형성된 펄라이트 조직도 상당히 불규칙한 라멜라 조직을 보인다. 이는 냉각속도가 빠르므로 초석 페라이트와 펄라이트 형성모두 불완전하게 형성되기 때문이다.

이상의 결과는 첫째, 냉각속도가 빠르면 빠를수록 페라이트 변태가 억제되고 펄라이트변태가 조장된다는 사실을 보여주는 것으로 종래기술 (단일 제어냉각공정)의 결과와 잘 일치하는 결과이다. 둘째, 냉각속도가 10 ℃/s 이상의 빠른 냉각속도에서는 냉각 중에 형성되는 초석 페라이트 형성을 상당히 억제할 수 있고, 그에 따라 오스테나이트 열간 변형 조직을 저온의 펄라이트 등온 변태 온도 구간으로 과냉 할 수 있다는 가능성을 보여준다. 이와 같이 본 발명대상 강에서 10 ℃/s이상의 빠른 냉각 속도에서 고온 페라이트 변태를 억제할 수 있는 이유는 본 발명대상 강이 상당한 양 (1.2 wt%)의 Mn을 포함하고 있기 때문이다. Mn은 오스테나이트-페라이트 CCT 곡선을 우측으로 이동시키는 역할을 하는 것으로 알려져 있다.

도 3의 a는 열간단조 된 강재를 600 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직이고, b 및 c는 열간단조 된 강재를 550 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직이며, d는 열간단조 된 강재를 500 ℃까지 10 ℃/s로 냉각한 후 10 분간 등온유지 후 공랭한 미세조직을 나타낸 도면이다. Gleeble을 이용하여 압축변형한 후 본 발명의 다단 급속냉각 공정을 실시한 시편의 미세조직을 보여준다.

본 발명의 다단 급속냉각 공정의 제1단계에서는 고온 압축 변형한 오스테나이트 조직을 10 ℃/s의 빠른 냉각속도로 600 ℃ 이하로 급속 냉각하여 펄라이트 변태구간에서 과냉 오스테나이트 변형조직을 얻는다. 본 급속냉각의 목적은 연속냉각 중에 발생하는 초석 페라이트 형성을 최대한 억제하고 펄라이트의 연속냉각 변태를 최대한 방지하고자 하는 것이다. 제2단계는 극히 과냉된 오스테나이트 변형조직을 600~500 ℃에서 짧은 시간 (5~30 분) 등온 유지하여 저온에서 펄라이트 등온 변태를 유도하기 위한 것이다. 펄라이트 등온 변태인 경우에는 연속변태와 달리 과냉도가 매우 큼으로써 콜로니의 핵생성속도가 크게 증가하여 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직을 얻을 수 있다. 아울러 라멜라 간격도 미세화된다. 제3단계는 초미세립 펄라이트 콜로니 조직을 공냉하는 단계이다. 이 단계에서 펄라이트내의 페라이트에 V-탄질화물이 석출한다.

급속냉각온도, 즉 등온유지 온도가 600 ℃ (등온유지 시간 10분)인 강의 경우, 등온유지 없이 공냉한 강과 달리, 전형적인 펄라이트-페라이트 조직을 보인다. 이 때 아직도 상당한 양의 초석 페라이트가 오스테나이트 결정립 주위에 형성된다. 그에 따라 그 후에 형성되는 펄라이트 조직은 매우 미세하고 규칙적인 라멜라 조직을 보여주고 있다. 그러나 이때 형성되는 펄라이트 노듈크기는 600 ℃에서 공냉한 경우보다 오히려 조대한 경향을 보인다.

이는 등온 유지 동안에 펄라이트 노듈의 조대화가 진행하기 때문으로 생각된다. 초석 페라이트 형성을 더욱 억제하기 위하여 급속냉각온도, 즉 등온 유지온도를 550 ℃로 더욱 감소하였다 (등온 유지시간은 10분 유지). 그 결과 도면에서 보는 바와 같이 초석 페라이트의 형성이 극도로 억제 (5% 미만)되어 초미세립 펄라이트 (유사-펄라이트) 조직이 형성되었다. 이때 펄라이트 조직은 라멜라 간격이 매우 미세할 뿐만 아니라 콜로니 (라멜라 방향이 서로 다른 조직) 조직이 초미세립으로 형성되고 있음을 관찰할 수 있다. 급속냉각온도 즉, 등온 유지온도를 500 ℃로 더욱 감소한 결과 펄라이트 조직은 사라지고 베이나이트 조직에 가까운 조직이 형성되었다.

이상의 결과로부터, 첫째 냉각속도가 10 ℃/s인 경우, 급속냉각속도가 550 ℃로 낮아질 때, 비로소 초석 페라이트 형성을 최대한 억제할 수 있음을 알 수 있었다. 둘째는 550 ℃의 저온에서 펄라이트 등온 변태가 일어날 때 펄라이트 콜로니 와 라멜라 조직은 현저히 미세해 진다는 사실을 알 수 있다. 그 이유는 550 ℃ 급속냉각온도에서 비로소 연속냉각 펄라이트가 최대한 억제되고 펄라이트 등온 변태를 위한 매우 큰 과냉도를 얻을 수 있기 때문이다.

급속 냉각온도를 500 ℃로 더욱 낮춘 결과 펄라이트 조직이 형성되지 못하고 베이나이트와 유사한 조직이 형성되었다. 따라서 펄라이트 등온 변태온도는 500~600 ℃가 바람직하다. 이때 등온 유지 시간은 5~30 분이 바람직하다. 시간이 5분보다 짧으면 펄라이트 등온 변태가 충분히 일어나지 못하고 30분보다 길면 펄라이트 콜로니 조직이 지나치게 조대화 하게 된다.

도 4는 등온유지 온도가 비커스 미소경도에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다. 급속냉각(10 ℃/s)을 하되 600 ℃까지 급속냉각하고 600 ℃에서 10분 등온 유지 후 공냉한 강의 경도는 비교강인 600 ℃까지 급속냉각하고 공냉한 강의 그것과 유사한 경도치를 보였다. 그러나 급속냉각을 550 ℃로 하고 550 ℃에서 10분 등온 유지 한 강인 경우에는 경도가 월등히 향상됨을 알 수 있다.

이에 비해 급속냉각온도가 500 ℃로 낮아진 경우에는 경도가 현저히 감소하였다. 이러한 경도 분포는 도 3에서 살펴본 미세조직의 분포와 잘 일치하는 것이다. 급속냉각온도가 550 ℃에서 경도의 피크를 보이는 이유는 이때 초석 페라이트와 연속냉각 펄라이트 변태가 최대한 억제되어 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직 (도 3)이 형성되기 때문이다. 이와 같은 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직은 강도뿐만 아니라 인성도 매우 우수할 것으로 예측된다. 이 예측을 확인하기 위하여 열간-프레스를 이용한 열간-upsetting 시험을 실시하였다.

도 5는 1100 ℃에서 열간단조가 이루어진 강재를 공랭한 미세조직과 다단급속냉각공정이 이루어진 강재의 미세조직을 비교한 도면이며, 도 6은 도 5의 또 다른 비교도면이다. 도 5는 1150 ℃에서 변형률 1.2까지 열간-upsetting한 후 공냉한 강과, 동일한 변형조건으로 열간-upsetting후 본 발명의 급속냉각공정을 적용하되 펄라이트 등온 변태온도를 550 ℃로 한 단조강(본 발명의 비조질강)의 광학현미경 조직을 비교한다.

비교강은 전형적인 펄라이트-페라이트 조직을 보인다. 결정립계를 따라 형성된 페라이트로 둘러쌓인 펄라이트 노듈이 잘 관찰된다. 펄라이트 노듈은 미세한 결정립처럼 보이는 콜로니들의 집합체로 이루어져 있음을 알 수 있다. 이와는 대조적으로 본 발명의 비조질강은 초석페라이트 형성이 극도로 억제되고, 대부분이 펄라이트로 이루어진 유사-펄라이트 조직을 보여주고 있다. 더욱이 펄라이트 조직은 펄라이트 노듈의 형성없이 초미세립의 콜로니 조직으로만 이루어지고 있음을 관찰할 수 있다.

도 6은 비교강과 본 발명 강의 미세조직을 SEM으로 관찰한 결과를 보여준다. 본 발명 강에서 콜로니 크기가 현저히 미세화되었으며 아울러 라멜라 간격도 미세화 되었음을 관찰할 수 있다.

이상의 결과로부터 본 발명의 다단 급속냉각공정을 적용한 결과, 초석 페라이트 분율은 5%이하로 극도로 억제되고 펄라이트 노듈 형성없이 콜로니 크기가 5~10 ㎛급인 초미세립 펄라이트 (유사-펄라이트) 단조강을 제조할 수 있음을 알 수 있었다.

다음의 표는 열간-upsetting으로 제조한 비교강 (upsetting후 공냉한 강)과 본 발명 강 (upsetting후 550C로 급속냉각 후 등온유지)의 인장시험 결과를 비교한다. 본 발명의 초미세립 펄라이트 (유사-펄라이트) 단조강인 경우 비교강인 펄라이트-페라이트 단조강에 비해 강도 (항복강도: 13%; 인장강도: 8%)가 현저히 증가했을 하였으며 연신율은 대등하거나 오히려 우수한 연신율을 보여주었다. 본 발명을 통하여 연신율이 18%에 달하면서도 인장강도가 970 MPa에 이르는 고강도 고인성 V-MA 펄라이트 중-탄소 단조강을 제조할 수 있었다. 이는 본 발명의 다단 급속냉각공정을 적용한 결과 종래의 펄라이트-페라이트 단조강에서 페라이트상을 배제하였을 뿐만 아니라 연속냉각 펄라이트 변태를 억제함으로써 초미세립의 펄라이트 콜로니 조직을 제조할 수 있었기 때문이다.

본 발명은 특정한 실시예에 관련하여 도시하고 설명하였지만, 이하의 특허청구범위에 의해 제공되는 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 한도 내에서, 본 발명이 다양하게 개량 및 변화될 수 있다는 것은 당 업계에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어서 자명할 것이다.

Claims (8)

1. Fe를 주성분으로 하고, C : 0.43~0.47 wt%, Si : 0.15~0.35 wt%, Mn : 1.1~1.3 wt%, P : 0.03 wt% 이하(0은 불포함), S : 0.04 wt% 이하(0은 불포함), Cu : 0.3 wt% 이하(0은 불포함), Ni : 0.2 wt% 이하(0은 불포함), Cr : 0.1~0.2 wt%, Mo : 0.05 wt% 이하(0은 불포함), V : 0.08~0.15 wt% 이하(0은 불포함), Al : 0.02 wt% 이하(0은 불포함) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 비조질강의 제조방법으로서,
   강재를 고온압축 변형하는 열간단조단계;
   상기 열간단조단계에 의한 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각하는 급속냉각단계;
   상기 급속냉각단계에 의해 과냉된 열간단조체를 저온의 펄라이트 변태구간에서 등온으로 유지시키는 등온변태단계; 및
   상기 등온변태단계를 거친 열간단조체를 공랭하는 공랭단계;를 포함하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법.
2. 청구항 1에 있어서,
   상기 열간단조단계는 1000~1250 ℃에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법.
3. 청구항 1에 있어서,
   상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법.
4. 청구항 1에 있어서,
   상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키는 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법.
5. 청구항 1에 있어서,
   상기 급속냉각단계는 열간단조체를 10 ℃/s 이상의 속도로 500~600 ℃까지 냉각하고, 상기 등온변태단계는 과냉된 열간단조체를 500~600 ℃에서 5~30 분 등온으로 유지시키는 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강의 제조방법.
6. 1000~1250 ℃에서 열간단조된 강재가 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 급속냉각된 후, 해당 온도에서 5~30 분 등온으로 유지되고 공랭에 의해 냉각되어 생성된 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강.
7. 청구항 6에 있어서,
   상기 열간단조된 강재는 500~600 ℃의 펄라이트 변태구간으로 10 ℃/s 이상의 속도로 급속냉각되는 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강.
8. 청구항 6에 있어서,
   공랭에 의해 냉각되어 생성된 비조질강은 초석 페라이트 분율이 부피분율로 5 % 이하로 억제되며, 펄라이트 콜로니의 크기가 5~10 ㎛로 제한된 것을 특징으로 하는 초미세립 펄라이트 조직을 갖는 비조질강.

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