KR20230049370A - 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 및, 이의 제조방법, 및 그 부품 - Google Patents

충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 및, 이의 제조방법, 및 그 부품 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재, 이의 제조방법 및 그 부품에 관한 것이다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0

Description

충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 및, 이의 제조방법, 및 그 부품{NON-QUENCHED AND TEMPERED STEEL HAVING EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, AND STEEL PART THEROF}
본 발명은 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재, 이의 제조방법, 및 그 부품에 관한 것으로, 더 상세하게는, 자동차 조향장치 부품인 OTR(Outer Tie Rod)등에 적용할 수 있는 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재, 이의 제조방법 및 그에 의해 제조되는 열간단조 부품에 관한 것이다.
조질강이 QT(Quenching and Tempering)를 함으로써 일정수준의 강도와 인성을 확보하는 것과는 달리, QT 열처리 공정을 생략하는 비조질강은 열처리　비용의 절감, 공정 간략화에 따른 납기단축, 생산성 향상 등의 측면에서　경제적일　뿐만　아니라, 열처리시 발생하게 되는 CO2를 저감하는 효과를 기대할 수 있는 친환경적 강재이다. 개발초기 비조질강은 조질강과 대비하여 상대적으로 인성이 열위하였기 때문에　크랭크 샤프트(Crank shaft)와 같은 인성이 크게 요구되지 않는 부품에 한하여 적용되어 왔다. 그러나 최근에는 자동차 조향장치 부품인 OTR(Outer Tie Rod) 및 회전부품 등으로 적용 범위가 확대되면서 비조질강의 인성 향상에 대한 요구가 높아지고 있다. 또한 최근에는 자동차 경량화 추세에 따라 강도와 인성 향상이 동시에 요구되고 있어 이에 대한 제품개발이 활발하게 진행되고 있다.
본 발명에서 개발하고자 하는 열간단조용 비조질강재는 열간단조 후 냉각(제어냉각 또는 공냉)만으로 최종물성을 구현함으로써 열처리 공정을 생략한다. 이러한 열간단조용 비조질 강재 중 인장강도 700~900MPa 강도급에서는　대부분　페라이트와 펄라이트를 기본 미세조직으로 하며, 여기에 미세한 VC 또는 V(C, N)을 석출시키는 석출강화 효과를 이용하여 조질강과 유사 수준의 강도를 얻도록 한다. 그러나 열간단조용 비조질 강재는 약 1200℃ 근처의 고온에서 단조가 행해지기 때문에 기본적으로 조대한 입도가 생성되어 인성확보에 있어 불리하다. 이를 개선하기 위해 미세합금원소(Micro alloying)를 첨가하여 고온에서 석출물 생성을 유도, 오스테나이트 입계가 조대하게 성장하는 것을 억제하는 피닝(Pinning)효과를 통해 인성을 향상 시킨다. 대표적으로 Ti, Nb, V 등의 미세합금원소를 활용하여 고온에서 탄질화물을 형성시킴으로써 오스테나이트 결정립 크기(Austenite Grain Size: AGS)를 미세화한다. 오스테나이트가 미세화되면 입계에서 페라이트를 형성시킬 수 있는 핵생성 자리가 많아져 페라이트 분율이 보다 증가하기 때문에 인성을 향상시킬 수 있다.
이렇게 잘 알려진 컨셉에도 불구하고 일반적으로 인성과 강도는 양립할 수 없는 관계로 목표 수준의 인장강도와 충격인성을 동시에 확보하기 위해서는 합금원소의 적정 첨가량 및 열간단조 공정 변수를 세밀하게 설계할 필요가 있다.
본 발명은 상기와 같은 문제를 해결하기 위한 것으로서, 충격인성을 우수하게 하기 위해서 망간 함량을 높이고 고온 가열시 결정립 조대화 방지를 위해서 Ti, V 및 다량의 Mn과 N를 첨가하여 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재를 개발하는 것을 목적으로 한다. 또한 본 발명은 열간단조 후 제어 냉각뿐만 아니라 공냉에 의해서도 강도 및 충격인성을 확보할 수 있는 자동차 부품적용을 위한 고인성의 열간단조용 비조질 강재의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
또한 본 발명의 목적은 QT 열처리에 의해 강도 및 인성을 확보하여 적용하고 있는 S45C등의 탄소강을 대체하여 열처리 공정 생략에 의한 원가 절감, 제조 공정 단축, 이산화탄소 배출량 저감에 유효하게 기여할 수 있는 700MPa 이상의 강도와 70J/cm2 이상의 상온 충격인성을 갖는 우수한 자동차 부품을 제공하는 것이다.
본 발명에 따른, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재는, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족한다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
또한, 본 발명에 따른, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 주편을 가열 및 압연하여 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 재가열하는 단계; 상기 재가열된 빌렛을 압연하는 단계; 열간단조하는 단계; 및 냉각하는 단계를 포함한다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
또한, 본 발명에 따른 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 부품은, 상기 강재로 제조된다.
본 발명에 의하면, 열간단조 후 QT 열처리를 행하지 않음으로써 공정 비용을 절감하고, 생산성이 우수하며, 또한 충격인성 특성이 향상된 열간단조용 비조질 강재의 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다. 또한, 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
본 발명에서는 충격인성이 요구되는 자동차용 부품에 열간단조용 비조질 강재가 적용되기 위해서는 강도 및 인성을 동시에 향상시켜야 된다는 것을 인지하고, 이를 해결하기 위한 방안을 고안한 결과, 본 발명을 도출하게 되었다.
[열간단조용 비조질 강재]
본 발명에 따른 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재는, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족한다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
(성분 함량)
C: 0.28~0.34%
탄소(C)는 강도와 경도를 확보하는데 매우 중요한 원소이다. C의 함량이 0.28% 미만인 경우에는 인장강도로 700MPa 이상을 얻을 수 없으며, 0.34% 초과시에는 충격인성이 현저하게　저하된다. 따라서, C함량의 상한을 0.34% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.2~0.5%
실리콘(Si)은 제강공정에서 일반적으로 탈산제로 사용되며, 합금원소로서의 역할은 고용강화를 촉진하여 강도를 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 제강공정을 고려하여 Si의 하한을 0.2%로 제한하였다.
또한　Si의 함량의　상한을 0.5%로 제한하였는데 이를 초과하는 경우 충격인성이 열화되고, 강재 제조 중 표면부 페라이트 탈탄을 조장시켜 피로강도의 저하를 가져올　수　있기　때문이다． 따라서, Si함량의 상한을 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.2~1.6%
망간(Mn)은 기지 조직 내에 치환형 고용체를 형성하고, A1 온도를 낮춰 펄라이트 층간 간격을 미세화하여 조직의 건전성을 증가시킨다. Mn이 1.2% 미만인 경우 망간편석에 의한 편석대의 영향은 감소되나 펄라이트 층간 간격이 커지게 되어 비조질강 충격인성에 악영향을 미친다. 반면에, 1.6%을 초과하는 경우 펄라이트 층간 간격 미세화 효과보다는 Mn의 국부적인 편석에 의해 조직이 불균일하게 된다. 이는 결국 열간단조 후에도 국부적인 저온조직을 형성하여 충격인성이 열화될 수 있다. 따라서, Mn 함량의 상한을 1.6% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~0.3%
크롬(Cr)은 강의 소입성을 강화시켜 주는 효과가 있으며, 특히 펄라이트가 포함된 강에서의 Cr은 변태곡선을 뒤로 미루는 효과가 있고, 이로 인해 펄라이트의 층간 간격을 미세화 시킨다. 이러한 효과를 보기 위해서는 Cr이 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 Cr의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 CCT 커브(curve)에서 페라이트 형성이 지연되어 냉각 중 저온 조직발생을 촉진 시키는 문제가 있다. 따라서, Cr함량의 상한을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 탈산 작용을 가지는 원소이기 때문에 강 중의 산소량의 감소에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는 Al는 0.01％이상 함유되어 있을 필요가 있다. 그러나 Al은 비금속계 개재물을 형성하며, 특히 그 함유량이 0.05％를 초과하면, 비금속계 개재물을 형성하기 더욱 쉬워지기 때문에, 절삭가공 시의 공구 마모가 증대된다. 따라서, Al의 함유량 상한을 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.05~0.09%
바나듐(V)은 열간 가공 후의 냉각 과정에서 N, C와 결합한다. 특히 V 탄화물의 석출 강화 작용을 통해서 높은 피로 강도를 확보하는 작용을 가진다. V는 또한 응고 후의 냉각 과정으로 C, N와 결합해 V 탄질화물을 형성하고 이 V 탄질화물이 열간가공의 가열 시에 오스테나이트 입자의 핀 고정 작용을 가짐과 동시에 열간단조 가공 후 냉각 과정에서 페라이트 핵생성 사이트가 되므로 페라이트 + 펄라이트로 구성된 조직을 미세화할 수 있어 인성의 향상을 가져온다.
이러한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상의 양의 V를 함유 시킬 필요가 있다. 그렇지만 V은 매우 고가의 합금 원소이므로 과도한 첨가는 제조비용의 증가로 이어져 비조질강에서 열처리 생략에 따른 비용절감 효과를 반감시킨다. 따라서, 본 발명에 있어서는 0.09%를 V 함유량의 상한으로 제한하였다.
Ti: 0.01~0.02%
타이타늄(Ti)은 응고 후의 냉각 과정 중 V과 함께 C, N와 결합해 (V+Ti) 탄질화물을 형성하고 (V+Ti) 탄질화물이 열간 가공의 가열 시에 오스테나이트 입자의 핀 고정 작용을 가짐과 동시에 열간 가공 후의 냉각 과정의 페라이트 핵생성 사이트가 되므로 「페라이트 + 펄라이트 조직」을 미세화하여 충격인성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 최소 0.01% 이상의 Ti 함유량이 필요하다. 한편, Ti의 함유량이 많아져, 특히 0.020%를 초과하면, (V+Ti) 탄질화물이 조대화되어 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 개재물로서 피로 파괴의 기점이 되어 피로 강도를 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti의 함유량 상한을 0.02％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.007~0.015%
본 발명에서 질소(N)는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 석출물을 형성하지 않는 고용 질소(free N)가 존재하면 할수록 인성을 크게 저하시키므로 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 N을 존재하게 하여 Ti, V등과 반응시켜 TiN, V(C, N) 형성을 유도하여, 열간단조 후 급격하게 결정립이 조대하게 성장하는 것을 억제하고, 석출강화 효과를 활용하려는 목적이 있기 때문에 질소의 함량을 지나치게 감소시키는 것은 바람직하지 않다. N의 함량이 0.007% 미만인 경우에는 TiN이 너무 적게 형성되어 오스테나이트 입계의 이동을 제한할 수 있는 충분한 양을 확보하기 어렵다. 반면에, N의 함량이 0.015%를 초과하는 경우에는 조대한 TiN 석출물을 생성하여 입도 미세화에 기여하지 않게 된다. 따라서, N의 함유량 상한을 0.015％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
다만, 그 중 인(P) 및 황(S)은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
P: 0.02% 이하
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 주로 주조재의 중심부에 편석되어 인성을 저하시키기 때문에, 중심부 충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P의 상한은 0.02%로 한정하였다.
S: 0.02% 이하
황(S)은 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 충격인성을 저하시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하지만, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본　발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.02%로 한정하였다.
또한, 본 발명의 일 실시예는, 인장강도가 700MPa 이상이고 상온충격인성이 70J/cm2 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에서 첨가 합금성분 중 C, Mn, Si, Ti, V, N의 함량을　적절히　제어하여 강도를 확보하고자 하였다. 식 (1)의 값이 20.0 이하일 경우 인장강도는 700MPa 이하가 되며, 26.0 이상의 경우에는 인장강도가 과도하게 커져 인성이 현저하게 감소하게 된다. 또한 식 (2)에서 C, V, Ti의 함량이 7.0 미만일 경우 열간단조 부품의 상온충격인성 값이 70J/cm2 미만으로 감소하게 된다. 식 (2)는 첨가 합금원소와 충격인성과의 관계를 나타내는 식으로 강도 상승에 크게 기여하지만 충격인성을 감소시키는 합금원소인 C과 V, 그리고 AGS의 미세화를 통해 페라이트양을 늘려 인성을 증가시키는 Ti간의 적절한 첨가량 범위를 제시한다. 성분관계식 (1)과 (2)를 동시에 만족하는 경우 비조질 열간단조 부품에서 인장강도 700MPa이상, 상온충격인성값 70J/cm2 이상을 만족 시킬 수 있다.
식 (1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식 (2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] ≥ 7.0
[열간단조용 비조질 강재의 제조방법]
이하, 본 발명의 열간단조용 비조질 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 열간단조용 비조질 강재를 제조하는 방법은, 상술한 성분조성 범위 및 성분관계를 만족하는 주편의 가열 및 빌렛 압연 - 빌렛 재가열 - 봉강/선재 압연 - 냉각의 공정을 통해 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각 단계에 대해 구체적으로 설명한다.
본 발명에 따른, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 주편을 가열 및 압연하여 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 재가열하는 단계; 상기 재가열된 빌렛을 압연하는 단계; 열간단조하는 단계; 및 냉각하는 단계를 포함한다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
주편의 가열 및 빌렛 압연 단계
본 발명에서 제안하는 성분계를 만족하는 주편을 재가열 및 열간압연하는 것은 주조조직을 제거하기 위함이며, 이 과정에서 주조조직의 제거가 이루어지므로　가열온도는 높을수록 좋고 압하비는 클수록 좋다. 그러나 생산설비의 부하, 생산성 등을 고려하면 주편의 재가열 온도는 1200~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 1200℃ 미만의 온도에서는 중심부 Mn, Cr등이 충분히 확산하는데 어려움이 있어 편석 수준이 높아질 가능성이 있으며, 주조 조직이 완전하게 제거되지 않을 가능성도 있다. 또한 1300℃ 를 초과하여 지나치게 높으면 가열 비용 및 압연 온도를 맞추기 위한 추가 시간이 장시간 소요되어 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 야기하므로 바람직하지 못하다. 주편에서 빌렛으로의 열간압연 및 냉각은 통상의 압연·냉각 조건으로 실시한다.
봉강／선재 압연 단계
또한, 본 발명에 따른 상기 재가열된 빌렛을 압연하는 단계는, 선재압연 또는 봉강압연으로 실시될 수 있다. 이 과정은 열간압연으로 하기 때문에 적절한 크기로　사이징(Sizing) 압연을 하는 정도의 의미이므로 압연온도나 압하비는 크게 문제되지 않는다.
또한 본 발명에 따라 선재압연되는 경우에는, 권취 단계를 더 포함할 수 있다. 권취된　경우에는　언코일링　및 직선화가　필요하며　이를　위해　약 10% 이하의　약신선 공정이　추가로 행해질 수　있다．　　
열간단조 단계
또한, 본 발명에 따른 상기 열간단조하는 단계는, 단조 전에 1100℃ 내지 1300℃의 온도에서 재가열하는 단계를 포함할 수 있다. 구체적으로, 직선화 선재 혹은 봉강은 일정 크기로 절단한 후 재가열하여 열간단조를　실시한다. 이때 재가열 온도가 너무 높으면 오스테나이트 입자가 과도하게 성장하여 인성을 저하시키고, 너무 낮으면 단조 온도가 낮아지게 되어 다이스의 수명이 현저히 감소하게 된다. 따라서 단조 전 재가열 온도는 1100-1300℃로 제한하는 것이 바람직하며, 재가열 이후 1100~1250℃ 범위에서 열간단조가 행해져야 한다.
또한, 본 발명에 따른 상기 냉각하는 단계는, 평균냉각속도 0.2~2.0℃/s범위에서 400℃까지 냉각하는 단계일 수 있다. 400℃까지의 평균 냉각속도는 단조재의 직경에 따라 2.0℃/s 이하로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 냉각속도가 2.0℃/s을 초과하면 국부적 저온조직이 생성되어 충격인성을 저하시킬 수 있고, 냉각속도가 0.2℃/s 미만이 되면 입성장 및 석출물 성장이 과도하게 진행되어 강도가 감소하기 때문이다. 이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
[열간단조용 비조질 강재 부품]
본 발명에 따른, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 부품은, 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재로 제조된다.
식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
또한, 본 발명에 따른 열간단조용 비조질 강재 부품은, 인장강도가 700MPa 이상이고 상온충격인성이 70J/cm2 이상일 수 있다.
(실시예)
이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 상세히 설명하기로 한다.
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분 조성을 갖는 연주 주편을 1200℃로 가열한 한 뒤 압연하여 빌렛을 제조하였다. 이 빌렛을 1000℃로 재가열한 후, 마무리 압연을 행하여 직경　34mm　선재를 제조하였다. 냉각되어 권취된 선재의　직선화를 위해　33mm로 (신선 감면율 약 5.8%)　냉간 신선을　한 후　260mm　환봉으로　절단하였다.
이렇게 제조된 환봉을 1250℃로　재가열하였으며, 1200℃의 온도에서 단조를 개시하여 25mm의 환봉으로 열간단조를 실시한 후 다양한 속도로 냉각하였다. 이후, 각각의 제조된 열간단조 부품의 기계적 특성(충격인성, 인장강도)을 측정하였으며, 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 충격인성을 측정하기 위해 10×10×55mm 시편을 U-노치(notch)로 가공하여 KS 규격 시험으로 실시하였다.
Figure pat00001
Figure pat00002
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 실시예 1~4는 냉간 단조 후 인장강도 700MPa 이상 및 상온 충격인성이 70J/cm2 이상의 기계적 물성을 확보할 수 있었다. 반면 본 발명에서 제안한 성분 범위를 벗어나는 비교예 1~7의 경우 목표로 하는 인장강도와 충격인성을 동시에 만족시키지 못하였다.
또한 제시한 성분 범위를 만족시키더라도 식 (1) 또는 식 (2)의 관계식을 만족시키지 못한 비교예 8, 9의 경우에도 700MPa이상의 인장강도와, 70J/cm2 이상의 충격인성 값을 동시에 만족시키지는 못하였다.
또한, 화학성분 범위 및 식 (1), (2)를 만족시켜도 본 발명에서 제시한 열간단조 공정조건에서 벗어난 비교예 10~12의 경우에도 목표로 하는 인장강도, 상온 충격인성 값을 만족시키지 못하였다. 비교예 10의 경우 열간단조 온도가 1300℃로 높았기 때문에 AGS가 조대해져 이로 인해 충격인성이 열위한 것으로 보이며, 비교예 11, 16의 경우처럼 열간단조 후 냉각속도가 너무 느리거나 빠른 경우도 재질에 악영향을 준 것으로 판단된다.
한편 상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재.
    식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
    식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
  2. 제1항에 있어서,
    인장강도가 700MPa 이상이고 상온충격인성이 70J/cm2 이상인, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재.
  3. 중량%로, C: 0.28~0.34%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.2~1.6%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~0.3%, V: 0.05~0.09%, Ti: 0.01~0.02%, N: 0.0070~0.0150%, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 주편을 가열 및 압연하여 빌렛을 제조하는 단계;
    상기 빌렛을 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 빌렛을 압연하는 단계;
    열간단조하는 단계; 및
    냉각하는 단계를 포함하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법.
    식(1) 20.0 < 24.5+39.0[C]+26.3[Mn]+42.8[V]-91.7[Ti]-150.6[N] < 26.0
    식(2) 23.5-47.5[C]-13.2[V]+177.9[Ti] > 7.0
  4. 제3항에 있어서,
    상기 재가열된 빌렛을 압연하는 단계는, 선재압연 또는 봉강압연으로 실시되는 것인, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 재가열된 빌렛이 선재압연되는 경우, 권취 단계를 포함하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법.
  6. 제3항에 있어서,
    상기 열간단조하는 단계는, 단조 전에 1100℃ 내지 1300℃의 온도에서 재가열하는 단계를 포함하는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법.
  7. 제3항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는, 평균냉각속도 0.2~2.0℃/s범위에서 400℃까지 냉각하는 것인, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재의 제조방법.
  8. 제1항의 강재로 제조되는, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 부품.
  9. 제8항에 있어서,
    인장강도가 700MPa 이상이고 상온충격인성이 70J/cm2 이상인, 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 강재 부품.
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