WO2017095049A1 - 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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wire rod
temperature impact
manganese
carbon
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이형직
전영수
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Definitions

  • the present invention relates to a steel wire having excellent low temperature impact toughness used in industrial machinery or automobile parts and the like and a method of manufacturing the same.
  • Ferrite or pearlite structures in wire rods have limitations in securing high strength and high impact toughness.
  • Materials with these textures usually have high impact toughness but relatively low strength, and cold drawing to increase the strength can yield high strength, but impact toughness drops sharply in proportion to the increase in strength. have.
  • the present invention is to provide a wire rod having a high strength and excellent impact toughness even in a low temperature environment and a method of manufacturing the same.
  • the present invention is in weight%, carbon (C): 0.40 to 0.90%, silicon (Si): 0.5 to 1.0%, manganese (Mn): 11 to 25%, copper (Cu): 1.0 to 3.0%, phosphorus (P ): 0.020% or less, sulfur (S): 0.020% or less, aluminum (Al): 0.010% to 0.050%, nitrogen (N): 0.0010% to 0.0050%, the remainder includes Fe and unavoidable impurities, and the carbon (C)
  • the content of and manganese (Mn) satisfies the following relation 1,
  • the microstructure provides a wire rod having excellent low-temperature impact toughness including an austenitic phase of 95% or more in area fraction and having a volume fraction of deformation twin formed in the austenite grains of 1 to 8%.
  • the present invention comprises the steps of preparing a steel that satisfies the composition and relationship 1;
  • It provides a method of producing a wire with excellent low-temperature impact toughness, including cold drawing the cooled steel at a cross-sectional reduction rate of 10 to 30%.
  • the wire rod of the present invention can provide a wire rod having excellent high strength and low temperature impact toughness required for industrial machinery and automotive materials or components by controlling the stacking defect energy and microstructure to a certain level.
  • the wire rod of the present invention is by weight, carbon (C): 0.40 to 0.90%, silicon (Si): 0.5 to 1.0%, manganese (Mn): 11 to 25%, copper (Cu): 1.0 to 3.0%, phosphorus (P): 0.020% or less, sulfur (S): 0.020% or less, aluminum (Al): 0.010% to 0.050%, nitrogen (N): 0.0010% to 0.0050%, the rest includes Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon is an essential element for securing strength, and is dissolved in steel to change the stacking defect energy to change the deformation mode during cold working. If the carbon content is less than 0.40%, the stacking defect energy is too low, thus dislocation propagation and deformation twin formation is not active, so that the target strength is difficult to be obtained. When the carbon content exceeds 0.90%, grain boundary carbide is formed during cooling due to excess carbon content. Due to the grain boundary embrittlement, the ductility and impact toughness can be drastically lowered. For this reason, in this invention, it is preferable to contain carbon content in 0.40 to 0.90%.
  • Silicon is an element which is dissolved in austenite upon addition and is effective for enhancing strength through solid solution strengthening, dislocation strengthening, and deformation twin formation of steel.
  • the addition of silicon can change the stacking defect energy, the dislocation propagation and the formation of strain twins can be facilitated, thereby increasing the strength.
  • the silicon content is less than 0.5%, the effect of the addition of silicon is insignificant, if it exceeds 1.0%, the strength is greatly increased, but the ductility and impact toughness can be drastically reduced.
  • the silicon content is 0.5 to 1.0%.
  • Manganese is an element that can be dissolved in austenite to make the austenite phase very stable, and increase the stacking defect energy to actively cause dislocation propagation and deformation twin formation.
  • the lamination defect energy is low, so that ⁇ -martensite (epsilon martensite) is generated during cold drawing or cold working, and brittleness may occur, and when it exceeds 25%, it is economically disadvantageous and hot.
  • ⁇ -martensite epsilon martensite
  • the internal oxidation is severe and may cause a problem of poor surface quality.
  • the content of manganese is contained in 11 to 25%.
  • Copper is one of the main elements to stabilize the austenite phase, which increases the lamination defect energy and contributes to the growth of dislocations and formation of strain twins even during cold drawing.
  • copper is an element that greatly increases resistance to hydrogen delayed fracture, which is considered important in high strength steel.
  • the content of copper is less than 1.0%, it is difficult to expect the effect by the addition of copper, and when it exceeds 3.0%, the hot rolling property is inferior and may cause surface defects. Therefore, in the present invention, the content of copper is included in 1.0 ⁇ 3.0%.
  • Phosphorus (P) 0.020% or less
  • phosphorus is segregated at grain boundaries to lower toughness and reduce delayed fracture resistance, it is preferable not to be included as much as possible, and for this reason, the upper limit thereof is limited to 0.020%.
  • the sulfur segregates at grain boundaries, lowers toughness, forms low melting emulsions, and inhibits hot rolling, so it is preferably not included. For this reason, the upper limit of the present invention is limited to 0.020%.
  • Aluminum is a powerful deoxidation element that removes oxygen from steel to improve cleanliness, and combines with nitrogen dissolved in steel to form AlN, and can improve impact toughness through grain refinement. If the aluminum content is less than 0.010%, it is difficult to expect the effect of the addition, if it exceeds 0.050% a large amount of alumina inclusions are generated can greatly reduce the mechanical properties. Therefore, in the present invention, aluminum is included as 0.010 ⁇ 0.050%.
  • the nitrogen is an element that can change the stacking defect energy to cause an increase in strength. If the content of nitrogen is less than 0.0010%, it is difficult to expect the addition effect, if the content exceeds 0.0050% may rather adversely affect the impact toughness. Therefore, in the present invention, the content is preferably set to 0.0010 to 0.0050%.
  • the rest includes Fe and unavoidable impurities.
  • the present invention does not exclude the addition of alloys other than the alloy compositions mentioned above.
  • the wire rod of the present invention is preferably contained so that the carbon and manganese satisfy the following relational formula (1).
  • carbon (C) and manganese (Mn) means the content based on the weight of the corresponding element, respectively
  • the carbon and manganese increases the stacking fault energy, and the temperature of the stacking fault energy decreases as temperature decreases, thereby controlling the stacking fault energy in the range of 20 to 25 mJ / m 2. do.
  • the present invention provides a high-strength non-coarse wire rod by utilizing a twin-twist deformation mechanism (TWIP) at room temperature, and achieves excellent impact toughness through modified organic martensite transformation (TRIP) at low temperatures.
  • TWIP twin-twist deformation mechanism
  • the wire rod of the present invention can actively dislocation propagation and deformation twin formation through cold working at room temperature, greatly increase the work hardening rate, and obtain the target high strength.
  • the wire rod of the present invention when used at low temperature, when external deformation or impact is applied, martensite transformation is more easily generated than dislocation propagation or deformation twin formation, thereby greatly improving impact toughness.
  • the present inventors have focused on the above-mentioned contents, and as a result of repeated studies and experiments, when the relationship between carbon and manganese satisfies 9 ⁇ C x Mn ⁇ 11 based on weight%, the wire rod of austenite structure having excellent low-temperature impact toughness is produced. It can be provided that the relation 1 is presented.
  • the value of C ⁇ Mn is 9 or less, the lamination defect energy is so low that the deformation mechanism due to twins does not appear at room temperature deformation, and the lamination defect energy is too high at 11 or higher, so the strength improvement effect due to twins at room temperature deformation can be secured.
  • a microstructure consists of austenite single phase.
  • the area fraction has a microstructure composed of 100% austenite phase.
  • the wire rod of the present invention is preferably made of austenite of 95% or more in area fraction.
  • ⁇ -martensite or grain boundary carbide is formed in the steel, brittleness is likely to occur in the steel material, and therefore, it is preferable that the above structure is not included.
  • the epsilon-martensite or grain boundary carbide is preferably contained in an area fraction of 5% or less in a range that does not impair the physical properties of the present invention.
  • the above object can be effectively achieved by controlling the cooling rate during cooling after hot rolling of the steel together with the following appropriate component control.
  • the wire rod of the present invention preferably has a grain size of 30 ⁇ m or less of the austenite. If the grain size exceeds 30 ⁇ m the impact toughness improving effect is not sufficient, so that the grain size is controlled to 30 ⁇ m or less through the hot rolling temperature and cooling rate control. On the other hand, when the cold drawing process is performed in the manufacturing method of this invention mentioned later, although a crystal grain is extended in a longitudinal direction, there is no big change in average grain size.
  • deformation twins are formed in a volume fraction of 1 to 8% in the austenite grains. If the strained twin is less than 1% by volume fraction, the target strength cannot be secured. If the strained twin is more than 8%, the target toughness may not only exceed the target strength but also the impact toughness may be drastically reduced.
  • the strained twins have a thickness of 15-35 nm, and the twin inter-lamellar spacings of the twins are preferably in the range of 40-100 nm, wherein the thickness of the strained twins is less than 15 nm or the lamellar spacing is 40 nm. If it is less than the target strength, it is not preferable.
  • the characteristics of the modified twin can be effectively achieved by controlling the reduction rate during cold drawing to 10 to 30%, as will be described later.
  • the wire is preferably made of ⁇ 111> and ⁇ 100> fiber-texture. This is because the grains during cold drawing are rotated in the ⁇ 111> and ⁇ 100> directions to facilitate the generation of strain twins, and the active hardening of these strain twins improves the work hardening rate to reach the target strength.
  • the wire rod manufacturing method of the present invention comprises the steps of preparing a steel that satisfies the above composition; Reheating the steel; Hot rolling the reheated steel; Cooling the hot rolled steel; And cold drawing the cooled steel.
  • a steel material satisfying the above-described composition range is prepared. Thereafter, the steel is reheated. It is preferable to perform the reheating temperature range employ
  • the reheated steel is hot rolled. It is preferable to manage the finishing hot rolling temperature of the said hot rolling in the range of 750-850 degreeC. If the finishing hot rolling temperature is less than 750 °C, the surface defects of the steel is likely to be caused, and if the finishing hot rolling temperature is higher than 850 °C, the crystal grains do not become fine, so that the desired mechanical properties cannot be obtained, the finishing hot rolling temperature is 750 ⁇ 850 °C It is preferable to carry out in the temperature range of.
  • the hot rolled steel is cooled.
  • the section from the cooling start temperature to the cooling end temperature is preferably cooled at a cooling rate of 1 to 5 ° C / s. If the cooling rate is less than 1 °C / s, ductility and impact toughness can be drastically lowered by the formation of grain boundary carbide, and if it exceeds 5 °C / s because it is difficult to ensure a uniform microstructure cooling rate is 1 ⁇ It is preferable to set it as 5 degrees C / s.
  • the cooling start temperature is not particularly defined, and means a temperature after finishing hot rolling, and the cooling end temperature means a point where cooling is completed to room temperature.
  • the cold working is performed on the cooled steel. It is preferable to use the cold drawing die for the said cold working, and it is preferable to perform cold reduction rate at 10 to 30% at this time. If the cold reduction rate is less than 10%, it is difficult to secure the strength to be implemented in the present invention, if it exceeds 30%, the cold reduction rate is 10 to 30% because it exceeds the required strength range and greatly reduces the ductility It is desirable to.
  • a strain twin is formed in austenite grains in a volume fraction of 1 to 8%, and the thickness of the strain twin of the wire is It is preferably 15 to 35 nm, and the twin inter-lamellar spacing of the twin is preferably in the range of 40 to 100 nm. This can be achieved by controlling the cold reduction rate upon cold drawing.
  • the wire rod of the present invention has a tensile strength of 1400 to 1600 MPa, and can secure an impact value in the range of 100 to 150 J / cm 2 even at room temperature and -40 ° C.
  • the wire rod manufactured as described above was subjected to cold drawing at the reduction ratio of Table 2, and then measured in tensile strength and impact value.
  • austenite grain size was measured using an image analyzer, and the thickness, lamellar spacing, and volume fraction of the strained twins were determined using transmission electron microscope (TEM) and backscattering electron diffraction (EBSD) equipment. Aggregates were also analyzed using backscattered electron diffraction (EBSD).
  • TEM transmission electron microscope
  • EBSD backscattering electron diffraction
  • the room temperature tensile test was carried out at a rate of 0.9 mm / min to the yield point, 6 mm / min after that to measure the tensile strength and elongation.
  • the impact test was carried out at room temperature and -40 °C using an impact tester having a curvature of the striker edge portion of 2mm and a test capacity of 500J to impact the specimen.
  • Equation 1 in Table 1 is C ⁇ Mn, the rest is Fe and inevitable impurities
  • the emphasis component is within the scope of the present invention, satisfies the relation 1 (9 ⁇ C x Mn ⁇ 11), and also satisfies the preparation method of the present invention.
  • the mechanical properties can also be seen that the tensile strength of 1400 ⁇ 1600MPa and the impact value of 100 ⁇ 150J / cm2. This property is because the lamination defect energy is controlled to a certain level so that the target strength is obtained by high work hardening during cold drawing, and the shock can be absorbed by martensite transformation during cold impact.
  • Comparative Examples 7 and 10 are cases in which carbon and manganese contents are outside the scope of the present invention, and do not satisfy the relational formula (1). Therefore, even cold drawing shows that dislocation propagation and deformation twin formation are not active and thus the tensile strength does not reach the target properties.
  • Comparative Example 8 is a case where the carbon content is out of the range of the present invention, and greatly out of relation 1, so that the stack defect energy is increased to the extent that dislocation propagation and deformation twin formation occurs very actively. Accordingly, it can be seen that the work hardening proceeds rapidly during cold drawing, so that the tensile strength exceeds the target, but the impact toughness is inferior.
  • Comparative Example 9 is a case in which the silicon deviates beyond the scope of the present invention, although it satisfies the relation 1, it can be seen that the impact toughness is inferior due to the reinforcing effect of the silicon.
  • Comparative Example 11 is a case in which the emphasis component satisfies the scope of the present invention, but the relational formula 1 does not satisfy the scope of the present invention, while sufficient strength can be secured by work hardening at cold drawing, but martensite at low temperature impact. It can be seen that no site phase transformation occurs and the impact toughness at low temperature is inferior rapidly.
  • Comparative Example 12 is a case in which the emphasis component and the relational formula 1 satisfy the scope of the present invention, or the austenite grain size becomes excessively large due to the cooling rate being too slow in the manufacturing process, and as a result, grain boundary carbide is formed and the impact toughness is inferior. Indicates deterioration.
  • the stress component satisfies the scope of the present invention and also satisfies the relational formula 1, while the cold drawing amount exceeds 30%, but the strength sharply increases, but the ductility is poor, eventually impact toughness is very inferior. Shows the sunset.

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Abstract

저온 충격 인성이 우수한 강 선재 및 이를 제조하는 방법이 개시된다. 본 발명의 일실시예에 따른 저온 충격 인성이 우수한 강 선재는, 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립내에 형성된 변형 쌍정의 부피 분율이 1~8% 이다. 따라서, 산업기계 또는 자동차 부품 등에 사용되는 저온 충격 인성이 우수한 강 선재를 제공할 수 있다.

Description

저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
본 발명은 산업기계 또는 자동차 부품 등에 사용되는 저온 충격 인성이 우수한 강 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소의 배출을 줄이기 위한 노력이 전세계적인 이슈가 되고 있다. 그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임도 활발하며, 이에 대한 대책으로 자동차 메이커들은 연비 향상을 통해, 이 문제를 해결해 나가려고 하고 있다. 그런데, 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되므로, 이에 따른 자동차용 소재 및 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 또한, 외부 충격에 대한 안정성의 요구가 높아지고 있으므로 충격 인성도 소재 또는 부품의 중요한 물성을 인식되고 있다.
선재에 있어 페라이트 또는 펄라이트 조직으로는 고강도 및 높은 충격 인성을 확보하는데 한계가 있다. 이들 조직을 갖는 소재는 통상 충격 인성은 높으나, 강도는 상대적으로 낮은 특징이 있으며, 강도를 높이기 위해서 냉간 신선을 행하게 되면 고강도를 얻을 수는 있지만, 반대로 충격 인성은 강도 상승에 비례해 급격히 떨어지는 단점이 있다.
일반적으로 고강도와 우수한 충격 인성을 동시에 구현하기 위해서, 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직을 이용하게 된다. 그러나, 이 경우에도 상온에서는 충격 인성이 우수하지만, 0℃ 미만의 온도에서는 충격 특성이 크게 떨어지는 단점이 있다.
수많은 산업기계 및 자동차 부품 중에는 고강도뿐만 아니라, 저온에서의 우수한 충격 인성의 요구가 날로 증가하고 있는 실정이므로, 이와 같은 선재의 개발 요구가 절실한 실정이다.
본 발명은 높은 강도를 가지며, 저온환경에서도 우수한 충격 인성을 갖는 선재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직은 면적분율로 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립내에 형성된 변형 쌍정(deformation twin)의 부피 분율이 1~8%인 저온 충격 인성이 우수한 선재를 제공한다.
[관계식 1]
9 < C×Mn < 11
(단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
또한, 본 발명은 상기 조성 및 관계식 1을 만족하는 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강재를 10~30%의 단면 감소율로 냉간 신선하는 단계를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 선재는 적층 결함 에너지 및 미세조직을 일정 수준으로 조절함으로써 산업기계 및 자동차용 소재 또는 부품에서 요구되는 고강도 및 저온 충격 인성이 우수한 선재를 제공할 수 있다.
이에 따라, 종래 고강도강이 저온 충격 인성이 열위하여 적용할 수 없는 영역에 대해 상기 강재를 폭넓게 적용할 수 있는 장점이 있다.
이하, 본 발명의 선재에 대해 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 선재에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명 선재의 강성분 및 조성범위에 대해 상세히 설명한다(이하, 중량%).
탄소(C): 0.40~0.90%
탄소는 강도를 확보하기 위한 필수적인 원소로서, 강중에 고용되어 적층결함에너지를 변화시켜 냉간 가공시 변형 모드를 바꾼다. 상기 탄소 함량이 0.40% 미만이면 적층결함 에너지가 너무 낮아 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발하지 않아 목표 강도를 얻기 어렵고, 0.90%를 초과하게 되면 과잉의 탄소 함량에 기인하여 냉각 중 입계 탄화물이 형성되어 입계 취화를 유발하기 때문에 연성과 충격 인성이 급격하게 저하될 수 있다. 이 때문에, 본 발명에서는 탄소 함량을 0.40~0.90%로 포함하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5~1.0%
실리콘은 첨가시 오스테나이트에 고용되어 강재의 고용 강화, 전위 강화 및 변형 쌍정 형성을 통한 강도 향상에 유효한 원소이다. 특히, 실리콘 첨가로 적층결함 에너지가 변화하여 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발해질 수 있기 때문에 이로 인한 강도 상승 효과가 상당하다. 상기 실리콘 함량이 0.5% 미만이면, 실리콘 첨가에 의한 효과가 미미하고, 1.0%를 초과하게 되면 강도는 크게 증가하지만 연성과 충격 인성은 급격히 감소할 수 있다. 이에 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.5~1.0%로 포함한다.
망간(Mn): 11~25%
망간은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트상(phase)을 매우 안정하게 하고, 적층결함 에너지를 증가시켜 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 일으킬 수 있는 원소이다. 상기 망간 함량이 11% 미만이면 적층결함 에너지가 낮아 냉간 신선 또는 냉간 가공 중 ε-마르텐사이트(입실론 마르텐사이트)가 생성되어 취성이 발생할 우려가 있고, 25%를 초과하면 경제적으로 불리할 뿐만 아니라 열간 압연을 목적으로 재가열시 내부산화가 심해져 표면 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다. 이에 본 발명에서는 망간의 함량을 11~25%로 포함한다.
구리(Cu): 1.0~3.0%
구리는 오스테나이트상을 안정화시키는 주요한 원소 중 하나로 적층결함 에너지를 증가시켜 냉간 신선 시에도 전위의 증식과 변형 쌍정의 형성에 기여하는 바가 크다. 또한, 구리는 고강도강에서 중요하게 생각되는 수소 지연파괴에 대한 저항성을 크게 높여주는 원소이다. 상기 구리의 함량이 1.0% 미만이면 구리 첨가에 의한 효과를 기대하기 어렵고, 3.0%를 초과하게 되면 열간 압연성이 열위해져 표면 결함을 유발할 수 있다. 이에 본 발명에서는 구리의 함량을 1.0~3.0%로 포함한다.
인(P): 0.020% 이하
상기 인은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하며, 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
황(S): 0.020% 이하
상기 황은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
알루미늄(Al): 0.010~0.050%
알루미늄은 강력한 탈산 원소로서 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 뿐만 아니라, 강중에 고용된 질소와 결합하여 AlN을 형성하고, 결정립 미세화를 통해 충격 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 알루미늄 함량이 0.010% 미만이면, 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 0.050%를 초과하게 되면 알루미나 개재물이 다량 생성되어 기계적 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 이에 본 발명에서는 알루미늄을 0.010~0.050%로 포함한다.
질소(N): 0.0010~0.0050%
상기 질소는 적층결함 에너지를 변화시켜 강도 상승을 유발할 수 있는 원소이다. 상기 질소의 함량이 0.0010% 미만이면, 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.0050%를 초과하게 되면 오히려 충격 인성에는 불리하게 작용할 수 있다. 이에 본 발명에서는 그 함량이 0.0010~0.0050%로 하는 것이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에서는 상기 언급된 합금 조성이외에 다른 합금의 추가를 배제하지 않는다.
한편, 본 발명의 선재는 상기 탄소와 망간이 하기 관계식 1을 만족하도록 함유되는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
9 < C×Mn < 11
단, 상기 관계식 1에서 탄소(C) 및 망간(Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미함
본 발명에서 상기 탄소와 망간은 적층결함 에너지를 증가시키고, 온도는 내려갈수록 적층결함 에너지가 감소하는 현상을 이용해서 탄소와 망간의 함량을 적절히 조절하여 적층결함 에너지를 20~25mJ/㎡ 범위로 조절한다. 본 발명은 상온에서는 쌍정의 변형기구(TWIP)을 활용하여 고강도 비조질 선재를 제공하고, 저온에서는 변형유기 마르텐사이트 변태(TRIP)을 통해 우수한 충격인성을 달성한다.
보다 상세히 설명하면, 본 발명의 선재는 상온에서 냉간 가공을 통해서 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 할 수 있어, 가공 경화율을 크게 증가시키고, 목표로 하는 고강도를 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 선재를 이용하면 저온에서는 외부 변형 또는 충격을 가할 경우 전위 증식이나 변형 쌍정 형성보다는 마르텐사이트 변태 발생이 보다 용이해져 충격 인성이 크게 향상하게 된다.
본 발명자들은 상기한 내용에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 탄소와 망간의 관계가 중량% 기준으로 9 < C×Mn < 11를 만족할 때, 저온 충격 인성이 우수한 오스테나이트 조직의 선재를 제공할 수 있음을 확인하고 상기 관계식 1을 제시한다. 상기 C×Mn의 값이 9 이하에서는 적층결함 에너지가 너무 낮아서 상온 변형시 쌍정에 의한 변형기구가 나타나지 않고, 11 이상에서는 적층결함에너지가 너무 높아 상온 변형시 쌍정에 의한 강도 향상 효과는 확보할 수 있지만, 저온에서의 변형 유기 마르텐사이트 변태에 의한 충격인성 향상 효과를 확보하는 것이 곤란하다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 미세조직이 오스테나이트 단상으로 이루어지는 것이 바람직하다. 면적분율로, 100% 오스테나이트상으로 이루어진 미세조직을 갖는 것이 가장 바람직하다. 다만, 조업 공정을 고려하여, 본 발명의 기술적 효과를 달성하기 위해서, 본 발명 선재는 면적분율로, 95% 이상의 오스테나이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
강중에 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물이 생성되면 강재에서 취성이 발생할 가능성이 크기 때문에, 가능한 상기 조직은 포함되지 않는 것이 바람직하다. 상기 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물은 본 발명의 물성을 해하지 않는 범위인 면적분율로 5% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 이러한 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물이 생성되지 않도록 하기 위해서, 본 발명에서는 하기 적절한 성분 제어화 함께 강재의 열간압연 후, 냉각시 냉각속도를 조절함으로써, 상기 목적을 효과적으로 달성할 수 있다.
한편, 본 발명의 선재는 상기 오스테나이트의 결정립도가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 결정립도가 30㎛를 초과하면 충격 인성 향상 효과가 충분하지 않기 때문에 열간압연 온도 및 냉각속도 조절을 통해 결정립도가 30㎛ 이하가 되도록 관리한다. 한편, 후술하는 본 발명의 제조방법 중 냉간 신선 공정을 하게 되면, 결정립이 길이 방향을 연신되기는 하지만, 평균적인 결정립도에는 큰 변화가 없다.
또한, 본 발명의 선재는 상기 오스테나이트 결정립 내에 변형 쌍정(deformation twin)이 부피 분율로 1~8% 형성되는 것이 바람직하다. 상기 변형 쌍정이 부피 분율로 1% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보할 수 없고, 8%를 초과하면 목표 강도를 초과할 뿐만 아니라 충격 인성도 급격히 감소할 수 있다.
상기 변형 쌍정의 두께는 15~35㎚이고, 그 쌍정의 라멜라간 간격(twin inter-lamellar spacing)은 40~100㎚ 범위를 갖는 것이 바람직한데, 변형 쌍정의 두께가 15nm 미만이거나 라멜라간 간격이 40nm 미만이면 목표 강도를 초과하기 때문에 바람직하지 못하다. 상기 변형 쌍정의 특성은 후술하는 바와 같이, 냉간 신선시 감면율을 10~30%로 제어함으로써 효과적으로 달성할 수 있다.
또한 본 발명에서 상기 선재는 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber-texture)으로 이루어지는 것이 바람직하다. 이것은 냉간 신선시 결정립들이 상기 <111>과 <100> 방향으로 회전하여 변형 쌍정의 생성이 용이해지고, 이들 변형 쌍정의 활발한 형성을 통해 가공경화율이 향상되어 목표 강도에 도달하게 되는 것이다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 선재 제조방법은 상술한 조성을 만족하는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 냉간 신선하는 단계를 포함한다.
먼저, 상술한 조성범위를 만족하는 강재를 준비한다. 이후, 상기 강재를 재가열한다. 본 발명에서 채용할 수 있는 재가열온도 범위는 950~1050℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면, 열간압연 중 강재의 온도가 너무 떨어져 표면 결함이 유발될 가능성이 크고, 1050℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대하게 성장해서 기계적 성질을 열위하게 하기 때문에 재가열 온도는 950~1050℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 재가열된 강재를 열간 압연한다. 상기 열간 압연의 마무리 열간압연 온도는 750~850℃ 범위로 관리하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간 압연 온도가 750℃ 미만이면 강재의 표면 결함이 유발될 가능성이 크고, 850℃를 초과하면 결정립이 미세하게 되지 않아서 원하는 기계적 성질을 얻을 수 없기 때문에, 마무리 열간압연 온도는 750~850℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간 압연 후 열간압연된 강재를 냉각한다. 상기 냉각은 냉각개시온도에서부터 냉각종료온도까지의 구간을 1~5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만이면, 입계 탄화물 형성으로 연성 및 충격 인성이 급격하게 저하될 수 있고, 5℃/s를 초과하게 되면 균일한 미세조직을 확보하기 어렵기 때문에 냉각속도는 1~5℃/s로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉각개시온도는 특별히 규정한 것은 아니며, 마무리 열간 압연 후의 온도를 의미하며, 냉각종료온도라 함은 상온까지 냉각이 완료되는 지점을 의미한다.
상기 냉각된 강재에 대해 냉간 가공을 행한다. 상기 냉간 가공은 냉간 신선용 다이스를 이용하는 것이 바람직하며, 이때 냉간 감면율은 10~30%로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉간 감면율이 10% 미만이면, 본 발명에서 구현하고자 하는 강도를 확보하는 것이 곤란하며, 30%를 초과하게 되면, 요구되는 강도 범위를 넘어서고 연성이 크게 떨어지기 때문에 냉간 감면율은 10~30%로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 선재는 앞서 설명한 바와 같이, 목표한 강도와 저온 충격 인성을 확보하기 위해서, 오스테나이트 결정립내에 변형 쌍정이 부피 분율로 1~8% 형성되는 것이 바람직하며, 상기 선재의 변형 쌍정의 두께는 15~35nm 이고, 그 쌍정의 라멜라간 간격(twin inter-lamellar spacing)은 40~100nm 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이는 상기 냉간 신선시 냉간 감면율을 제어함으로써, 달성될 수 있다.
본 발명의 선재는 인장강도가 1400~1600MPa이고, 상온 및 -40℃에서도 100~150J/㎠ 범위의 충격치를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1의 조성성분을 갖는 용강을 주조하여 강재를 얻을 후, 이를 1000℃로 재가열한 후 열간압연을 행하고, 800℃에서 최종 선재 압연을 행하고, 하기 표 2에 기재된 냉각속도로 냉각하여 직경 20㎜의 선재를 제조하였다. 얻어진 각각의 선재에 대해 오스테나이트 결정립도를 측정하여 이를 표 2에 나타내었다.
이후, 상기 같이 제조된 선재를 표 2의 감면율로 냉간 신선 가공을 한 다음, 인장강도와 충격치를 측정하여 이를 표 2에 나타내었다.
하기 표 2에서, 오스테나이트 결정립도는 화상 분석기(Image Analyzer)를 이용하여 측정하였고, 변형 쌍정의 두께, 라멜라 간격 및 부피 분율을 투과전자현미경(TEM)과 후방산란전자회절(EBSD) 장비를 이용하여 측정하였고, 집합조직도 후방산란전자회절(EBSD) 장비를 이용하여 분석하였다. 그리고, 상온 인장시험은 crosshead speed를 항복점까지는 0.9㎜/min, 그 이후로는 6㎜/min의 속도로 실시하여 인장강도와 연신율을 측정하였다. 또한, 충격시험은 시편에 충격을 가하는 striker edge부 곡률이 2㎜이고, 시험 용량이 500J인 충격 시험기를 이용하여, 상온과 -40℃에서 실시하여 측정하였다.
구분 No. 조성(중량%) 관계식 1
C Si Mn Cu P S Al N
발명예 1 0.40 0.7 23 2.3 0.017 0.019 0.029 0.0047 9.2
2 0.49 0.5 20 1.6 0.014 0.016 0.015 0.0043 9.8
3 0.60 0.6 18 2.1 0.016 0.013 0.018 0.0045 10.8
4 0.71 0.5 14 1.4 0.015 0.014 0.034 0.0046 9.9
5 0.82 0.8 13 2.7 0.013 0.010 0.041 0.0038 10.7
6 0.88 0.9 11 2.5 0.015 0.014 0.023 0.0039 9.7
비교예 7 0.32 0.6 26 1.5 0.011 0.009 0.018 0.0037 8.3
8 1.20 0.9 17 2.2 0.014 0.014 0.019 0.0046 20.4
9 0.53 1.8 19 2.0 0.013 0.010 0.027 0.0039 10.1
10 0.72 0.7 9 0.3 0.017 0.014 0.036 0.0042 6.5
11 0.80 0.5 15 3.4 0.017 0.017 0.017 0.0049 12.0
12 0.89 0.8 12 1.8 0.013 0.012 0.022 0.0033 10.7
13 0.57 0.7 19 2.0 0.015 0.014 0.023 0.0041 10.8
14 0.45 0.5 22 2.1 0.012 0.017 0.025 0.0046 9.9
15 0.61 0.6 17 1.8 0.016 0.015 0.018 0.0039 10.4
(상기 표 1에서 관계식 1은 C×Mn이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)
구분 No. 냉각속도(℃/s) γ결정입도(㎛) 냉간 감면율(%) 쌍정분율(%) 쌍정두께(㎚) 쌍정 라멜라 간격(㎚) 인장강도(MPa) 연신율(%) 충격치(J/㎠)
상온 -40℃
발명예 1 5 21 16 4 30 83 1405 15 141 143
2 3 26 13 3 19 76 1430 13 129 132
3 2 28 27 7 25 57 1470 12 121 125
4 4 23 20 5 28 62 1525 11 113 114
5 3 25 22 6 32 44 1562 11 109 108
6 1 30 18 5 22 50 1591 10 102 103
비교예 7 2 28 15 0.5 31 - 1070 18 160 135
8 4 22 26 11 23 35 1684 8 87 33
9 1 29 23 4 27 52 1559 9 85 32
10 5 20 18 0.3 29 - 1138 17 153 126
11 3 25 22 9 25 60 1573 11 110 46
12 0.1 42 25 6 35 55 1586 5 64 24
13 3 26 39 10 27 37 1652 8 84 30
14 3 27 61 11 25 34 1822 7 67 21
15 3 25 78 12 22 30 2035 5 32 10
(상기 표 2에서 γ결정립도는 오스테나이트 결정립도를 의미함)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강조성 성분이 본 발명의 범위내이고, 관계식 1(9 < C x Mn < 11)을 만족할 뿐만 아니라, 본원발명의 제조방법을 충족하는 발명예 1 내지 6의 경우 오스테나이트 단상 조직이 얻어지고, 변형 쌍정의 미세조직적 특성을 만족하며, 기계적 물성 또한 1400~1600MPa의 인장강도와 100~150J/㎠의 충격치를 나타냄을 알 수 있다. 이러한 물성은 적층결함 에너지가 일정수준으로 제어되어 냉간 신선시에는 높은 가공경화에 의해 목표 강도를 얻고, 저온 충격시에는 마르텐사이트 변태에 의해 충격을 흡수할 수 있게 되기 때문이다.
이에 반하여, 비교예 7과 10은 각각 탄소와 망간 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 1을 만족하지 못한다. 따라서, 냉간 신선을 하더라도 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발하지 못해 인장강도가 목표 물성에 도달하지 못하게 됨을 보여준다.
비교예 8은 탄소 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 관계식 1을 크게 벗어나기 때문에 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 매우 활발하게 일어날 정도로 적층결함 에너지가 증가하게 된다. 이에 따라, 냉간 신선시 가공경화가 급격하게 진행되어 인장강도는 목표를 초과하게 되나, 충격 인성은 열위해지는 것을 알 수 있다.
비교예 9는 실리콘이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 비록 관계식 1을 만족하지만 실리콘의 강화 효과로 인해 충격 인성은 열위해지는 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 11은 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하나 관계식 1이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우로서, 냉간 신선시 가공경화에 의해 충분한 강도는 확보할 수 있지만, 저온 충격시 마르텐사이트 상변태가 일어나지 않아, 저온에서의 충격 인성이 급격히 열위해지는 것을 알 수 있다.
비교예 12는 강조성 성분 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 만족하는 경우이나, 제조공정에서 냉각속도가 너무 느려 오스테나이트 결정립도가 과도하게 커진 경우로서, 그 결과 입계 탄화물이 생성되어 충격 인성이 열위해지는 것을 나타낸다. 비교예 13 내지 15는 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하고, 관계식 1도 만족하면서, 냉간 신선량이 30%를 초과하는 경우로서 강도는 급격히 상승하지만, 연성이 떨어져, 결국 충격 인성이 매우 열위해지는 것을 보여준다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직은 면적분율로 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립내에 형성된 변형 쌍정(deformation twin)의 부피 분율이 1~8%인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
    [관계식 1]
    9 < C×Mn < 11
    (단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트의 결정립도는 30㎛ 이하인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 쌍정의 두께는 15~35㎚인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 쌍정의 라멜라 간격은 40~100㎚인 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber texture)를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.90%, 실리콘(Si): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 11~25%, 구리(Cu): 1.0~3.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 알루미늄(Al): 0.010~0.050%, 질소(N): 0.0010~0.0050%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C)와 망간(Mn)의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 강재를 준비하는 단계;
    상기 강재를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 열간압연 하는 단계;
    상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강재를 10~30%의 단면 감소율로 냉간 신선하는 단계
    를 포함하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
    [관계식 1]
    9 < C×Mn < 11
    (단, 상기 관계식 1 중 탄소(C)와 망간 (Mn)은 각각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 재가열은 950~1050℃의 온도범위로 행하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 열간압연은 750~850℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉각은 1~5℃/s의 속도로 행하는 저온 충격 인성이 우수한 선재의 제조방법.
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