KR890002653B1 - 고연성과 고강도의 강선재 또는 봉강을 제조하는 방법 - Google Patents
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Abstract
내용 없음.
Description
제1도는 재가열되고 담금질된 선재(직경 5.5mm)의 물담금질 후의 인장강도 및 면적축소(reduction of area)를 탐소함량과 관련하여 보여주는 다이아그램.
제2도는 400℃×60분 템퍼링한 후 선재의 인장강도 및 면적축소를 보여주는 다이아그램.
제3도는 0.14%C 탄소강의 담금질되고 템퍼링된 재료(I)와 0.8%C 고탄소강의 페이턴팅된 재료(II)의 와이어인발에서 얻어진 인발비와 강도간의 관계를 보여주는 다이아그램.
제4도는 탄소함량과 마르텐사아트 변태온도간의 관계를 보여주는 다이아그램.
제5도는 본발명 방법으로 얻어진 강선재(A1)의 와이어인발에 있어서의 면적축소, 강도 및 인발비간의 관계를 보여주는 다이아그램.
제6도는 실시예 2에서 수행된 것과 같은 본발명의 방법에 따른 압연 및 냉각조건을 보여주는 다이아그램.
제7도는 실시예 3에 대한 압연 및 냉각조건을 보여주는 제6도와 유사한 다이아그램.
제8도는 여러방법으로 제조된 강에 있어서 파괴응력과 탄소함량간의 관계를 보여주는 다이아그램.
본 발명은 고연성 및 고강도를 가진 강선재 또는 봉강을 제조하는 방법, 보다 상세하게는 압연후 인장강도가 100kg/㎟이상이 되는 봉재를 제조하는 방법에 관한 것이다.
본강에서의 증진된 강도는 고탄소강의 페이턴팅(patenting)처리에 의해 미세한 퍼얼라이트 조직을 생성시키고 그다음 큰면적 축소를 수반하는 와이어 인발작업을 행함으로서 성취되는 것이 일반적이다.
그러나, 강철은 연성은 페이턴팅시의 봉재의 직경에 영향을 받으므로 실제로 강도를 증진시키는데는 와이어 인발에서 면적의 큰축소가 요구되는 데도 보다 큰 게이지의 봉재는 단지 제한된 정도까지만 인발될 수 있기 때문에, 상기 방법은 작은 게이지를 가진 고강도 및 고연성의 와이어를 제조하는 데에만 적용될 수 있을 뿐이다.
한편, 저탄소강을 사용하여 마르텐사이트 조직을 형성시켜 보려는 시도도 또한 있었다.
최근에는 에너지를 보존하기 위해 열간압연직후 저탄소봉강을 담금질하여 마르텐사이트 조직을 형성시켜 보려고 시도하였다.
그러나, 그런 마르텐사이트 봉강은 강도는 높지만 담금질된 강은 비교적 낮은 연성과 와이어 인발능을 갖는다는 결함을 갖고 있다.
종래기술의 마르텐사이트 봉강의 물성이 제1도-제3도에 표시되어 있다.
제1도는 물담금질후 재가열되고 담금질된 선재(직경 5.5mm)의 강도와 연성을 탄소함량의 함수로서 표시한다.
C함량이 0.2%를 초과하면 연성은 현저하게 악화되어 면적 축소가 감소되지만, C함량을 증가시킴으로서 증대된 강도의 마르텐사이트가 달성될 수 있다는 것을 이 도면으로부터 알 수 있다.
C함량이 0.25%를 초과하는 시험편은 인장강도시험에서 항복에 의해 파괴되었으며, 함량이 0.35%를 초과했을 때는 와이어의 길이방향으로 뻗친 균열이 담금질 직후에 뚜렷하게 관찰되었다.
제2도는 뒤이어 400℃에서 1시간 동안 템퍼링된 제가열-담금질된 선재의 강도와 연성을 보여준다.
도면으로부터 알수 있는 바와같이 담금질된 선재의 연성은 템퍼링에 의해 명백히 회복되나, 여기에는 대폭적인 강도저하가 수반된다.
최근에는 담금질된 봉을 템퍼링후에 와이어로 인발하는 것이 보통이다.
제3도는, 담금질후 132kg/㎡의 인장강도를 가진 제가열-담금질된 0.14% C탄소강(3.1mm의 선재직경)이 템퍼링(템퍼링후의 인장강도 : 102kg/㎟)에 의해 연성과 와이어 인발능이 회복된 후 와이어 인발되었을 때의 면적축소와 인장강도간의 관계를 보여준다.
이 도면은 550℃에서 페이턴팅한후 0.8%C 고탄소강(와이어직경은 5.5mm)에 대한 와이어 인발작업에서 면적축소 및 인장 강도간의 관계를 또한 보여준다.
연성과 와이어 인발능의 회복을 위해 템퍼링된 마르텐사이트 강와이어로써는, 통상적인 고탄소강에 견줄만한 강도를 얻기는 어렵다는 것을 알 수 있다.
담금질된 선재를 템퍼링함에 의한 연성의 개선은 강도의 저하와 관련되어 있는 것 같다.
즉, 마르텐사이트 강선재에 있어서 연성과 강도간에는 역관계가 있다.
연성과 강도간에 균형을 표시하는 파괴응력 αf(파괴시의 진응력=파괴하중/파괴된 면의 면적)은 0.2%이상의 탄소함량을 가진 담금질된 또는 템퍼링된 마르텐사이트 강에 대해서 약 170-190kg/㎟이다.
따라서 강도를 증진시킬 목적으로 탄소함량이 증가된다 하더라도, 일정한 αf범위 이내에서는 연성은 강도가 증가함에 따라 감소한다.
제1도 및 제2도에서 이것을 알 수 있다.
결론적으로, 0.2% 이상의 탄소함량을 갖는 고강도의 담금질 된 강에 대한 실용성을 잦기 위해서는, 마르텐사이트 자체의 본질적 성질을 개량함으로써 αf값을 향상시킬 필요가 있다.
탄소함량과 마르텐사이트 변태온도(Ms=시작온도 ; Mf=종료온도)간의 관계를 보여주는 제4도로부터 변태온도는 탄소함량이 증가됨에 따라 낮아진다는 것을 알 수 있다.
저 변태온도의 강이 담금질 될 때는 균열이 생긴다는 것은 본 기술분야에서 공지된 사실이다.
따라서, 고강도를 가지면서 양호한 연성을 가지는 마르텐사이트 조직의 강선재와 봉강에 대한 필요성은 계속 존재해 왔다.
그러므로 본 발명의 제일 목적은 고강도와 양호한 연성을 갖는 마르텐사이트 강선재 또는 봉강을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 제이 목적은 단지 열간압연과 냉각만을 포함하는 공정에 의해 그러한 마르텐사이트 강선재 또는 봉강을 제조하는 것이다.
본 발명의 제삼 목적은 그 제조공정에 템퍼링 단게를 필요로 하지 않는 고강도 및 고연성을 갖는 마르텐사이트 강선재 또는 봉강을 제공하는 것이다.
본 발명의 기타목적은 본발명의 상세한 설명으로부터 명백해 질 것이다.
본 발명의 목적들은 다음 단계들로 되어 있는 고강도 및 고연성을 가진 강선재 또는 봉강을 제조하는 방법에 의해 달성된다 : a) 중간 및 최종 압연온도는 1000℃ 이하이고, 930℃보다 낮은 온도에서의 총압하율이 30% 이상인 압연 조건하에서0.2-0.4중량%의 C와 0.5-2.5중량%의 Mn와 잔부 철과 불가피한 불순물을 함유하는 강을 열간압연하는 단계와, b)추가적 템퍼링 단계를 필요로 하지 않으면서 냉각단계의 종말에서는 마르텐사이트 조직이 성취되도록, 압연직후 강을 평균 냉각속도 20∼250℃/sec, 로 350℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계.
본 발명에 사용되는 강철은 0.1중량%이하의 Nb, 0.1중량% 이하의 V, 0.3중량% 이하의 Ti 및 0.3중량% 이하의 Zr에 해당하는 소량의 부가적인 원소들을 단독 또는 복합하여 함유할 수도 있을 것이다.
본 발명의 보다 완전한 이해와 많은 이점들은, 첨부도면과 더불어 다음의 상세한 설명을 참고하여 본 발명이 더 잘 이해됨에 따라 용이하게 얻어질 것이다.
본 발명의 방법에 있어서는, 오스테나이트의 미세하고 균일한 결정립(grain)이 압연작업동안 생성되도록 열간압연조건을 제어하는 것이 중요하다.
압연조건은 압연작업의 종말에 저온압연된, 가공 경화된 오스테이이트의 미세하고 균일한 결정립이 얻어지도록 제어된다. 압연직후에, 미세하고 균일한 결정립을 가진 오스테나이트는 담금질되어 고강도와 고연성을 가진 마르텐사이트 강선재 또는 봉강이 제조된다.
이 방법으로 생산된 와이어나 봉에는 연성을 향상시키기 위한 추가적인 템퍼링이 불필요하다.
1000℃ 이상의 온도에서 압연해서는 미세하고 균일한 오스테나이트의 결정립을 형성하기가 어렵기 때문에, 열간 압연단계에서는, 중간 및 최종 압연온도는 1000℃ 이하가 되어야 한다.
선재를 압연할 때, 특히 중간 및 최종압연을 포함하는 압연작업의 후반부에 있어서, 저하된 압연온도로 인한 증가된 변형저항 때문에 압연된 선재의 온도는 갑자기 올라간다.
따라서 온도를 조절하기 위해서 외부수단에 의해 압연중 선재를 냉각할 필요가 있다.
그렇지 않으면, 즉 종래의 압연작업에서는 선재의 온도가 1000℃를 초과할 수 있다.
그런 종래의 압연방법이 마르텐사이트 강선을 제조할 때 사용되면, 오스테나아트의 국부적 조대(coarsening)가 일어난다.
그결과, 보통의 마르텐사이트 변태에 의해 이 오스테나이트로부터 유래된 마르텐사이트는 충분히 미세한 결정립을 갖지 못한다.
그 뒤 와이어 인발등의 광범위한 냉간가공을 포함하는 후속작업에서, 변형이 어떤지점에서 일어나는 경향이 있으므로 이것이 불균일 변형으로 인한 와이어 파괴를 일으킨다.
따라서 와이어의 인발능이 특히 중요할 때는 열간압연 작업동안 내내 아연온도의 상한치는 1000℃ 이하인 것이 바람직하다.
더욱이, 개별적으로 미세하고 균일한 오스테나이트결정립으로 변형스트레인을 도입함으로써 가공 경화된 오스테나이트를 얻기 위해서 930℃ 이하 온도에서의 총압하율이 30% 이상이 되도록 열간 압연작업을 실시할 필요가 있다.
이들 조건들은, 냉각후 생기는 외(lath) 모양의 마르텐사이트의 구성단위인 작은 크기의 외의 블록 및 그것의 전위 소조직을 전체의 미세조직에 두루 걸쳐 형성시키는 상승효과를 가진다.
이들 미세한 조직들은 αf값을 향상시키고 냉각시 선재에 고강도와 연성을 부여한다.
압연작업에 후속하는 냉각단계에서는, 마르텐사이트 변태를 일으키기 위해 강을 평균 냉각속도 20∼250℃/sec로 350℃이하의 온도까지 냉각할 필요가 있다.
냉각속도와 최종 냉각온도는 와이어직경, 강조성(예컨대, 경화능, 변태온도등) 및 제조공정 (예컨대 생산효율)에 따라 선택된다.
주조직으로 마르텐사이트를 형성시킴으로써 강도와 연성의 최상의 성질을 확보하기 위해서 가급적 낮은 냉각속도와 가급적 높은 최종 냉각온도를 채택하는 것이 바람직하다.
이들 냉각속도 및 최종 냉각온도의 조건들은 담금질 할 때 균열이 생기는 것을 방지하는 효과도 또한 갖는다.
이렇게하여 얻어진 강선재는 제품의 의도하는 최종목적에 따라 와이어 인발, 블루잉 또는 다른 작업에 의해 소망하는 최종제품으로 처리된다.
화학조성에 관해서는, 본 발명의 방법에 사용되는 강은 고강도를 얻기 위해서 0.2중량% 이상의 탄소함량을 가져야 한다.
그러나, C함량이 0.4%를 초과하면 냉각단계에서 개선된 연성의 마르텐사이트를 얻기 어렵기 때문에 C함량은 0.2∼0.4중량%의 범위에 있어야 한다. 망간은 강도를 증진시키기 위해 0.5중량%이상의 비율로 존재해야 하지만 2.5중량%는 초과하지 말아야 하는데 그 이유는 망간함량이 너무 높으면 변태온도를 상당히 낮출뿐 아니라 용해단계에서 곤란을 초래하기 때문이다.
따라서 Mn 함량은 0.5-2.5중량%의 범위내에 있어야 한다.
상기 성분 이외에, 강은 필요에 따라 Nb, V, Ti 및 Zr을 함유할 수 있다.
이들 원소들은 강의 조직을 보다 미세하게 함으로써 강의 연성을 개선시킬 수 있다.
이 목적을 위해서 0.1중량% 이하의 Nb, 0.1중량% 이하의 V, 0.3중량% 이하의 Ti 및 0.3중량% 이하의 Zr이 단독 또는 복합하여 도입될 수 있다.
본 발명의 방법으로 제조된 강선재는 다양한 분야에 예컨대 고인장강도 볼트, 스프링강, 경질 강와이어, 프리스트레스 콘크리이트(PC)강와이어, 봉강등의 생산에 사용될 수 있다.
그러므로 최종제품의 선택된 용도에 따라 2중량% 이하의 Si, 2중량% 이하의 Cr, 0.5중량% 이하의 Mo, 8중량% 이하의 Ni, 1중량% 이하의 Cu, 0.1중량% 이하의 Al 및 0.2중량% 이하의 P가 원하면 강에 첨가될 수 있다.
본 발명을 전체적으로 설명을 하였으나, 보다 완전한 이해는 다음의 몇 특정 실시예를 참고하여 얻어질 수 있을 것인데, 이 실시예들은 예시 목적만을 위해 마련될 것이며 달리 표시하지 않는한 본발명을 제한하려는 것은 아니다.
[실시예 1]
제1표의 강시료 A 내지 C를 1100℃까지 가열한 후 중간 및 최종압연 온도를 980℃ 이하로 제어하면서 930℃이하의 온도에서 63%의 총압하율로(13.2mm 직경) 압연하였다.
압연직후 각시료를 평균 냉각속도 70。/sec로 실온까지 담금질 처리하였다.
냉각후, 시편을 제조하여 각각 A1, B1및 C1으로 지정하였다. 시편 A1및 B1을 그다음 270℃에서 2분간 불루잉(blueing)하여 얻어진 강들을 A2및 B2로 지정했다.
별도로 시편 B1을 20% 단면축소율로 경(light)와이어 인발하고 270℃에서 2분간 불루잉하였다.
이렇게해서 얻어진 강을 시편 B3로 지정하였다.
제2표는 시편 A1내지 B3의 기계적 성질을 보여준다.
냉각후 시험편 C에서는 균열이 명확하게 나탄났다.
비교의 목적으로, 중간 및 최종 압연단계에서의 최고온도는 1030℃로 하고 압연이 930℃ 이상의 온도에서 종료된 것을 제외하고는 상기와 같은 조건하에 시험편 A와 C를 압연했다.
제2표는 A1'와 B1'로 지정된 결과적 시편들의 기계적 성질을 또한 보여준다.
[제 1 표]
[제 2 표]
*) 게이지길이 : 8X 시편의 직경ㅇ
**) 심한균열 발생
제2표로부터 알수 있는 바와같이, 본 발명의 방법에 의해 제조된 선재는 냉각단계의 끝에 탁월한 강도와 탁월한 연성을 가지며 와이어 인발과 블루잉 후에까지도 높은 연성을 보유한다.
제5도는 상기한 시편 A1의 냉간 와이어 인발에 있어서의 강도 및 연성(면적의 축소율)의 변화를 보여준다.
도면으로부터 알수 있는 바와같이, 본발명의 방법에 의해 제조된 선재는 만족한 와이어 인발능을 가지고 있고 와이어 인발후 강도에 있어서 현저한 증가를 보인다.
더욱이 인발된 와이어는 만족스러운 연성을 보유한다.
[실시예 2]
표3의 강시료 D(115mm 사각빌렛)를 950℃로 가열한 후 중간 및 최종압연 온도를 제7도에 표시된 것처럼 860℃ 이하로 제어하면서 930℃ 이하 온도에서 약 98%의 총압하율로 압연하였다. 압연직후 강을 평균 냉각속도 150℃/sec로 실온까지 냉각했다.
냉각단계 끝에 얻어진 강시료를 시편 D1으로 지정하고 냉각 단계후 와이어 인발을 받은 강시료를 시편 D2및 D3로 지정하였다.
시편 D1내지 D3의 기계적 성질을 제4표에 표시하였다.
표로부터 알수 있는 것처럼, 본발명에 따른 7.5mm의 직경봉재(코일형)는 높은 강도와 탁월한 연성을 가지며 결과적 경질 강선재는 탁월한 연성과 더불어 극히 높은 강도를 갖고 있다.
[제3 표]
[제 4 표]
*) 게이지 길이 : 8X 와이어 직경
[실시예 3]
제5표의 강시료 E와 F(115mm사각 빌렛)를 950℃까지 가열한 후, 중간과 최종 압연온도를 제7도에 표시된 것처럼 820℃ 이하로 제어하면서 930℃이하의 온도에서 약 91%의 총압하율로 압연하였다.
압연한 직후, 각시료를 평균 냉각속도 50℃/sec로 150℃까지 냉각하고 그 다음 실온까지 냉각되도록 방치했다.
냉각된 강시료의 기계적 성질을 각각 시편 E1과F1으로서 제6표에 표시하였다.
표로부터 알수 있는 것처럼, 본 발명에 따른 강철봉은 냉각단계의 종말에 이미 높은 강도와 높은 연성을 갖고 있다.
선재의 연성은 템퍼링에 의해 더욱 향상될 수 있다.
제8도로부터 명백한 것처럼, 본 발명의 방법으로 제조된 강의 강도와 연성의 개량은 αf 값을 개선함으로써 강도와 연성간의 균형을 개선하는 미세한 마르텐사이트 조직에 기인하는 것이다.
[제 5 표]
[제 6 표]
*) 인장시험에서의 와이어직경 : 9mm
**) 게이지 길이 : 8X 와이어 직경
이제 본 발명을 충분히 설명하였으므로 당분야에서 통상의 지식을 가진사람에게는 여기서 묘사된 대로의 본발명의 정신과 범위에서 벗어나지 않고도 많은 변경과 수식을 할 수 있다는 것이 분명할 것이다.
Claims (2)
- (a) 미세하고 균일한 결정립을 가지고 있는 경화된 오스테나이트로 구성되어 있는 강을 제조하기 위하여, 0.2 내지 0.4중량%의 C와 0.5 내지 2.5중량%의 Mn과 잔부 Fe 및 불가피한 불술물로 되어 있는 강을 중간 및 최종압연 온도가 1000℃ 이하로 되고 930℃ 이하의 온도에서의 총압하율이 30%이상되도록 압연조건을 제어하면서 열간압연하고, b) 주조직 으로서의 마르텐사이트와 소량의 잔류 오스테나이트로 구성되어 있는 최종상을 고연성의 상기 강에 형성시키기 위하여, 압연직후 상기 강을 20 내지 250℃/sec의 평균 냉각속도로 실온까지 연속적으로 냉각하는 것하는 것을 특징으로 하는 140kg/mm2이상의 인장강도와 10.6% 또는 그 이상의 총신장율을 가지고 있는 고연성과 고강도의 강선재 또는 봉강을 제조하는 방법.
- 제1항에 있어서, 상기 강은 Nb, V, Ti 및 Zr로 구성되는 군으로부터 선택된 한 원소 이상을 0.1중량%이하의 Nb, 0.1중량% 이하의 V, 0.3중량% 이하의 Ti 및 0.3중량 % 이하 Zr양으로 더 함유한 것을 특징으로 하는 방법.
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