KR20130071244A

KR20130071244A - 탄소강의 압연방법

Info

Publication number: KR20130071244A
Application number: KR1020110138641A
Authority: KR
Inventors: 임용택; 오영석; 정경환; 김동규; 정기호; 박원웅; 손일헌; 신우기
Original assignee: 한국과학기술원; 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-20
Filing date: 2011-12-20
Publication date: 2013-06-28
Also published as: KR101355464B1

Abstract

본 발명은 탄소강의 압연방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연하는 고 탄소강의 압연방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 온간 압연 직전의 초기 조직을 제어함으로써 고강도 및 고인성 탄소강을 제조한다. 본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 온간 압연 직전의 초기 조직으로서 뜨임된 마르텐사이트 조직을 이용한다. 본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은, 오스테나이트 상의 탄소강을 A1 변태온도 이상에서 조압연하는 단계와, 조압연된 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계와, 마르텐사이트 상의 탄소강을 뜨임(tempering)하는 단계와 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연하는 단계를 포함한다. 본 발명에 따른 탄소강의 압연방법에 따르면 고강도 및 고인성 소재를 제조할 수 있다.

Description

탄소강의 압연방법{Rolling method of carbon steels}

본 발명은 탄소강의 압연방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연 직전의 미세조직으로 사용하는 고 탄소강의 압연방법에 관한 것이다.

탄소강 재료의 강도를 높이기 위한 여러 가지 방법들이 제안되었다.

첫 번째 방법은 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 등의 합금원소를 첨가하여 고강도 탄소강 재료를 만드는 것이다. 그러나 이러한 방법은 제조원가를 상승시킬 뿐만 아니라 탄소강 재료의 가공성과 인성을 저하한다는 문제가 있었다. 따라서 이러한 탄소강 재료를 최종 제품으로 가공하는 동안에 연화열처리(Low temperature annealing), 구상화열처리(Spheroidizing annealing) 등의 중간열처리가 필요하다는 문제가 있다. 또한, 다량의 합금이 첨가됨으로써, 향후 재활용 목적으로 탄소강 재료를 재용융 및 정련할 때, 합금성분이 불순물로서 남게 되는 문제점이 있다. 또한, 합금성분을 제거하기 위한 재처리 비용이 소요되어 원가를 상승시킬 뿐만 아니라 환경문제도 야기하게 된다.

두 번째 방법은 탄소강 소재에 미량의 합금성분을 첨가한 후 제조 프로세스를 엄밀하게 제어하여 고강도, 고인성의 탄소강을 얻는 방법이다. 이러한 방법으로 얻어진 탄소강을 HSLA 강(High strength low alloy steel)이라고 한다. 또는 마이크로 알로잉 강(Micro-alloying steel)이라고도 한다.

종래의 HSLA 강의 압연방법은 오스테나이트 상의 불연속 재결정이 발생하는 A1 변태온도 이상에서 마무리 압연까지 수행하여, 오스테나이트 결정립의 크기를 미세화함으로써 상 변태 이후 최종 기계적 물성의 향상을 꾀한다. 그러나 이 방법은 오스테나이트 상의 결정립을 미세화하더라도 A1 변태온도 이하로 냉각되는 과정에서 수반되는 상 변태로 인해 최종 미세조직의 결정립 크기를 미세화하는데 있어 한계가 있었다. 따라서 최종 기계적 성질을 향상시키는 데에는 한계가 있었다.

공개특허공보 제2006-20600호와 제2006-35603호에는 오스테나이트 상의 불연속 재결정이 발생하는 A1 변태온도 이상에서 조압연을 거친 후 500℃까지 서냉함으로써 펄라이트 상의 미세조직을 얻고, 재결정이 미미한 온간 온도 영역에서 마무리 압연을 수행하는 방법이 개시되어 있다. 본 압연 방법은 온간 압연 직전의 초기 조직으로 미세 펄라이트를 사용했음에도 불구하고, 고강도 및 고인성 소재를 제조하는 데는 한계가 있다. 강도는 1000㎫이하이며, 특히, 샤르피 충격에너지의 경우 상온에서 20J정도에 불과하다.

본 발명은 상술한 종래의 압연 방법의 문제점을 개선하여 탄소강의 강도와 인성을 향상시킬 수 있는 새로운 압연 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 온간 압연 직전의 초기 조직을 제어함으로써 고강도 및 고인성 탄소강을 제조한다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 온간 압연 직전의 초기 조직으로서 뜨임된 마르텐사이트 조직을 이용한다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은, 오스테나이트 상의 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계와, 마르텐사이트 상의 탄소강을 뜨임(tempering)하는 단계와 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연하는 단계를 포함한다.

마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계는 오스테나이트 상의 탄소강을 A1 변태온도 이상에서 조압연하는 단계와, 조압연된 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계를 포함하는 단계일 수 있다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법에 따르면 고강도 및 고인성 소재를 제조할 수 있다. 특히, 상온에서의 샤르피 충격에너지가 38J이상인 탄소강을 제조할 수 있다.

또한, 온간 압연하는 단계는, 2 패스 이상의 압연을 포함하며, 적어도 1회 이상의 타원 형상의 공형(caliber)을 가진 공형롤(caliber roll)에 의한 압연과 적어도 1회 이상의 원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 거치는 단계인 것이 바람직하다.

또한, 온간 압연하는 단계는 타원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연과 원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 교대로 거치는 단계인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 온간 압연 초기 조직을 뜨임된 마르텐사이트 조직으로 조절함으로써, 고강도 및 고인성 탄소강을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 탄소강의 압연방법에 따르면 상온에서의 샤르피 충격에너지가 38J이상인 탄소강을 제조할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강의 압연방법의 온도 프로파일을 나타낸 도면이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강의 압연방법에 사용되는 공형롤의 공형을 나타낸 개략도이다.
도 3은 종래의 열간 압연방법의 온도 프로파일을 나타낸 도면이다.
도 4는 종래의 온간 압연방법의 온도 프로파일을 나타낸 도면이다.
도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 미세구조를 대비하여 나타낸 사진들이다.
도 6은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 공칭응력-공칭변형률 곡선을 대비하여 나타낸 도면이다.
도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 샤르피 충격에너지-온도 곡선을 대비하여 나타낸 도면이다.
도 8은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 샤르피 충격에너지 시험 후 시편의 형상을 나타낸 사진이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 탄소강의 압연방법은 오스테나이트 상의 탄소강을 A1 변태온도 이상에서 조압연하는 단계, 조압연된 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계, 마르텐사이트 상의 탄소강을 뜨임(tempering)하는 단계, 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연하는 단계를 포함한다.

본 발명은 뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연 직전의 초기 조직으로 사용하여, 고강도 및 고인성 탄소강을 얻을 수 있다.

본 발명에서는 고탄소강 빌레트를 가열로에서 오스테나이트 상의 재결정이 발생하는 A1 변태온도 이상인 1050~1150℃ 정도로 재가열한 후 통상의 조건에서 조압연을 한다.

다음, 이렇게 조압된 선재를 담금질하여 상온까지 급속히 냉각함으로써, 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는다. 오스테나이트 상의 강을 담금질을 통해서 급냉시키면 무확산 변태에 의해서 마르텐사이트 상으로 변태된다. 마르텐사이트 상을 얻기 위해서는 펄라이트나 베이나이트 핵의 생성이 시작되지 않도록 급냉시켜야 한다. 오스테나이트에서 마르텐사이트가 형성되는 것은 급냉으로 인해 탄소 원자가 미처 빠져나가지 못하고, 결정 내에 갇히기 때문이다.

다음, 마르텐사이트 상의 탄소강은 A1 변태온도 이하의 적당한 온도로 뜨임한다. 마르텐사이트 상의 탄소강은 경도는 높으나, 인성이 낮아 온간 압연이 어렵다. 따라서 마르텐사이트 상의 탄소강의 잔류 응력을 제거하고, 경도를 낮추고, 인성을 높이기 위해서 뜨임을 한다. 뜨임은 450~650℃에서 1~5시간 정도 진행된다.

다음, 뜨임된 마르텐사이트 탄소강을 온간 압연한다. 압연 온도는 450~650℃이다. 압연은 2 패스 이상 진행되며, 타원형 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 적어도 1 패스 이상 거치는 것이 바람직하다. 타원형 공형을 가진 공형롤에 의한 압연과 원형 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 번갈아가면서 거치는 것이 더욱 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

<실시예>

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강의 압연방법의 온도 프로파일을 나타낸 도면이다. 이하, 도 1을 참고하여 본 실시예에 따른 압연방법을 설명한다.

본 실시예에서는 0.8중량%의 탄소를 포함하는 고탄소강 빌레트(billet)를 중간소재로 사용하였다. 이 빌레트를 1100℃에서 1시간 동안 가열한 후, 900℃까지 공냉하였다.

다음, 공냉된 빌레트를 선재 압연기에서 조압연을 하여 봉 형태로 가공하였다.

다음, 조압연된 봉 형태의 소재를 담금질을 하여 상온까지 급속하게 냉각하여, 마르텐사이트 상의 미세조직을 얻었다. 다음, 500℃까지 가열한 후 1시간 동안 뜨임을 하여, 뜨임된 마르텐사이트 상의 미세조직을 얻었다.

다음, 500℃에서 타원형의 공형을 가진 공형롤을 이용하여, 온간 압연을 하였다. 1 패스 후 감면률은 20%였다. 그리고 다시 원형의 공형을 가진 공형롤을 이용하여, 온간 압연을 하였다. 2 패스 후 감면률은 19.5%였다. 상기 방법을 반복하여, 총 8 패스의 온간 압연을 진행하였다.

도 2에는 본 실시예에 사용되는 공형롤의 공형이 도시되어있다. 도 2의 (a)는 타원형의 공형을 나타내며, (b)는 원형의 공형을 나타낸다.

<비교예 1>

본 비교예는 종래의 열간 압연 공정에 해당한다. 이하, 도 3을 참고하여 본 비교예에 따른 압연방법을 설명한다. 본 비교예에서는 실시예와 동일하게 0.8중량%의 탄소를 포함하는 고탄소강 빌레트(billet)를 중간소재로 사용하였다. 이 빌레트를 1100℃에서 1시간 동안 가열한 후, 900℃까지 공냉하였다.

다음, 900℃에서 열간 압연을 진행하고, 상온까지 공냉하였다.

<비교예 2>

본 비교예는 종래의 온간 압연 공정에 해당한다. 이하, 도 4를 참고하여 본 비교예에 따른 압연방법을 설명한다. 본 비교예에서는 실시예와 동일하게 0.8중량%의 탄소를 포함하는 고탄소강 빌레트(billet)를 중간소재로 사용하였다. 이 빌레트를 1100℃에서 1시간 동안 가열한 후, 900℃까지 공냉하였다.

다음, 조압연된 봉 형태의 소재를 500℃까지 공기 중에서 냉각하여, 펄라이트 상의 미세조직을 얻었다.

다음, 500℃에서 실시예와 동일한 방법으로 총 8 패스의 온간 압연을 진행하였다.

이하에서는 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 기계적 성질을 비교하여 설명한다.

도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 미세구조를 대비하여 나타낸 사진들이다. 도 5a는 본 발명의 실시예에 따른 탄소강의 SEM사진이며, 도 5b는 비교예 1에 따른 탄소강의 SEM사진이며, 도 5c는 비교예 2에 따른 탄소강의 SEM사진이다. 도 5에서 RD는 압연 방향을 나타내며, TD는 압연 방향 및 감면 방향(ND)에 모두 수직인 방향을 의미한다. 감면 방향(ND)이란 압연 시 롤에 의해서 감면이 이루어지는 방향을 의미한다.

도 5a에서 알 수 있듯이, 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강에서는 비교예 2에 따른 탄소강과 다른 형태의 구상화된 시멘타이트 입자(사진상에 하얀색의 입자)들이 압연방향으로 분포되어 있다. 이는 담금질된 공석강(탄소함량이 0.8중량%인 고탄소강을 칭함, 본 실시예에 사용된 강종임)이 온간 압연 온도인 500℃에서의 유지시간 동안 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트에서 탄소가 비교적 에너지 준위가 높은 결정립계에서 시멘타이트 형태로 석출되기 때문이다. 즉, 변형 시에 슬립에 의해 시멘타이트 계면에 생성된 많은 요철로 인해 계면 에너지가 높아지고, 구상화에 대한 구동력이 높아졌기 때문에 비교예 2와 다른 형태의 구상화된 시멘타이트를 형성하게 된다. 이렇게 결정립계에 형성된 시멘타이트 입자들은 소성변형 시에 전위의 이동을 지연시키는 역할을 하여 경도 및 강도를 향상시키는 역할을 한다.

도 5b에서 알 수 있듯이, 비교예 1에 따른 탄소강에서는 무방향성의 조대하고(coarse) 완전한 형태의 펄라이트 군체들을 관찰된다. 이때 펄라이트 군체의 층상 간격은 대략 0.5㎛-1㎛ 정도로써 성긴 층상구조(lamella structure)를 이루고 있다.

도 5c에서 알 수 있듯이, 비교예 2에 따른 온간 압연을 거친 탄소강의 미세조직은 압연 방향(RD)으로 시멘타이트 입자들이 띠의 형태를 이루며 분포한다. 이와 같은 시멘타이트 입자들은 부분적으로 층상조직을 형성하기는 하지만, 완전한 형태의 펄라이트 군체를 형성하지 못하고 분절 및 구상화되어 존재한다. 이렇게 분절 및 구상화된 시멘타이트 입자들은 제너 피닝(Zener pinning)에 의해 결정립계 이동에 장애물 역할을 하여 재료의 강성 및 인성 개선에 기여한다. 시멘타이트들 간의 간격이 약 0.1㎛로써 비교예 1의 동일한 위치에서의 펄라이트 군체의 층상간격에 비해 좁다. 결국, 시멘타이트들은 전위이동의 장벽이 된다는 점에 비추어 볼 때 시멘타이트 간격이 보다 조밀한 비교예 2에 의한 탄소강이 비교예 1의 탄소강에 비해 높은 경도, 인장강도 및 항복강도를 보인다.

도 6은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 공칭응력-공칭변형률 곡선을 대비하여 나타낸 도면이다. 도 6에서 알 수 있듯이, 인장시험을 통해 얻어진 공정별(초기조직별) 공칭응력-공칭변형률 곡선의 형태가 실시예와 비교예 별로 확연한 차이를 보인다. 이는 페라이트 결정립의 크기와 관련이 있다.

이런 결정립 크기의 차이가 주요 인자로 작용해 항복강도와 인장강도 또한 차이를 보인다. 실시예와 비교예 2가 비교예 1 (항복강도: 517 MPa, 인장강도: 942 MPa)에 비해 항복강도는 각각 422 MPa과 460 MPa 만큼 높다. 인장강도의 경우 각각 118 MPa과 46 MPa 만큼 높다. 항복강도와 인장강도의 비인 항복비 (yield ratio)는 비교예 1, 비교예 2와 실시예가 각각 0.55, 0.89, 그리고 0.99로 온간 공형 압연 공정을 적용한 비교예 2와 실시예와 열간 압연을 재현한 비교예 1이 큰 차이를 보인다. 온간 공형 압연 공정을 적용한 비교예 2와 실시예의 1에 가까운 항복비는 초미세립 조직이 가지는 특성으로 항복 후 가공 경화가 거의 없이 소성불안정 (plastic instability), 즉 넥킹이 일어났음을 의미한다.

재료의 인성은 정적 시험인 인장시험을 통해 응력-변형률 곡선 아래의 면적으로 어느 정도 판단할 수 있다. 정적인 상태에서 인성은 비교예 1, 비교예 2와 실시예가 각각 147 MN/m², 145 MN/m²와 145 MN/m²로 공정별로 차이를 보이지 않았다. 그러나 충격인성은 실시예가 비교예들에 비해 매우 우수하였다. 이에 대해서는 아래 샤르피 충격시험 (Charpy impact test) 결과를 통해 확인할 수 있다.

도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 탄소강과 비교예들에 따른 탄소강들의 샤르피 충격에너지-온도 곡선을 대비하여 나타낸 도면이다. 샤르피 충격에너지는 탄소강에 충격력을 주었을 때 흡수되는 에너지를 단면적으로 나눈 값으로, 탄소강의 인성, 취성을 나타낸다.

온도변화에 따른 샤르피 충격시험을 통해 얻어진 공정별 샤르피 충격에너지를 살펴보면, 실시예의 충격에너지가 상온에서 38.9J로 비교예 1(9.9J)과 비교예 2(19.8J)에 비해 각각 약 4배와 2배 높았다. 실시예와 비교예 2의 샤르피 충격에너지가 비교예 1의 샤르피 충격에너지에 비해서 높은 이유는 첫째, 비교예 1에 비해 비교예 2와 실시예의 미세조직의 결정립 크기가 감소하였기 때문이다. 둘째, 도 5에서 확인할 수 있듯이, 비교예 1의 경우 펄라이트 군체들이 특정한 방향성을 가지지 않는 반면, 비교예 2와 실시예의 경우 압연방향과 평행하게 배열되어 있는 시멘타이트 입자들이 충격에 의한 크랙의 진전에 영향을 미쳤기 때문이다. 즉, 비교예 1의 경우 A3 변태온도 이상에서의 압연 이후 변태되어 생성된 완전한 펄라이트 군체는 특정 방향성이 없기 때문에 충격에 의한 크랙의 진전 시 크랙은 압연방향과 수직하게 전진하여 파괴가 일어난 반면, 비교예 2와 실시예의 경우 압연방향과 수직인 크랙의 진전이 변태 이후 A1 변태온도 이하에서의 압연으로 인해 압연방향으로 길게 분포된 시멘타이트에 의해 충격의 영향을 분산시켰기 때문이다. 이는 도 8에 도시된 샤르피 충격시험 후 시편의 형상을 통해서 확인할 수 있다. 도 8의 (a)는 실시예에 따른 시편이며, (b)는 비교예 1에 따른 시편이며, (c)는 비교예 2에 따른 시편이다.

실시예와 비교예 2가 동일하게 압연방향과 평행하게 분포하는 시멘타이트 입자를 가지지만, 실시예가 비교예 2에 비해서 샤르피 충격에너지가 매우 큰 이유는 도 8의 (a)와 같이 실시예의 파단면 중간 위치에서 발생한 적층분리 (delamination) 현상 때문이다.

이상에서 살펴본 바와 같이, 본 발명에 따른 실시예에 따른 탄소강은 비교예 1의 탄소강에 비해서 항복강도, 인장강도, 샤르피 충격에너지 등 기계적 특성이 월등하게 우수하였다. 또한, 비교예 2의 탄소강에 비해서도 샤르피 충격에너지가 매우 높았다.

이와 같은 도면들을 활용하여, 뜨임된 마르텐사이트상의 탄소강을 온간 압연하는 단계에서, 탄소강에 요구되는 항복강도와 파단 연신율을 고려하여, 뜨임 온도 및 시간과 압연 온도를 조절할 수 있다.

Claims

탄소강의 압연방법에 있어서,
오스테나이트 상의 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계와,
마르텐사이트 상의 탄소강을 뜨임(tempering)하는 단계와,
뜨임된 마르텐사이트 상의 탄소강을 온간 압연하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 탄소강의 압연방법.
제1항에 있어서,
상기 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계는,
오스테나이트 상의 탄소강을 A1 변태온도 이상에서 조압연하는 단계와 조압연된 탄소강을 담금질(quenching)하여 마르텐사이트 상의 탄소강을 얻는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 탄소강의 압연방법.
제2항에 있어서,
상기 조압연하는 단계는 오스테나이트 상의 탄소강을 A3 변태온도 이상에서 조압연하는 단계인 것을 특징으로 하는 탄소강의 압연방법.
제1항에 있어서,
상기 온간 압연하는 단계는, 2 패스 이상의 압연을 포함하며, 적어도 1회 이상의 타원 형상의 공형(caliber)을 가진 공형롤(caliber roll)에 의한 압연과 적어도 1회 이상의 원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 거치는 단계인 것을 특징으로 하는 탄소강의 압연방법.
제4항에 있어서,
상기 온간 압연하는 단계는 타원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연과 원 형상의 공형을 가진 공형롤에 의한 압연을 교대로 거치는 단계인 것을 특징으로 하는 탄소강의 압연방법.