WO2018110851A1 - 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2018110851A1
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이형직
최염호
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주식회사 포스코
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Definitions

  • the present invention relates to a wire rod having excellent strength and ductility and a method of manufacturing the same. More particularly, the present invention relates to strength and ductility, which can be suitably used as materials for industrial parts or mechanical parts such as automobiles exposed to various external load environments. It is related with this excellent wire rod and its manufacturing method.
  • Ferrite or pearlite structure in the wire rod has a limit in securing high strength and high ductility. Since materials having these structures are usually high in ductility but relatively low in strength, high strength can be obtained by cold drawing to increase the strength, while ductility falls rapidly in proportion to the increase in strength.
  • bainite tissue or tempered martensite tissue is generally used.
  • additional heat treatment is required, which is disadvantageous in terms of economics.
  • One of the various objects of the present invention is to provide a wire rod having excellent strength and ductility and a method of manufacturing the same without further heat treatment.
  • C 0.05-0.20%, Si: 0.2% or less, Mn: 5.0-6.0%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.010-0.50%, N: 0.010% to 0.020%, residual Fe, and inevitable impurities, and the microstructure is provided with a wire rod composed of two phases of austenite and ferrite.
  • Another aspect of the present invention is, by weight%, C: 0.05-0.20%, Si: 0.2% or less, Mn: 5.0-6.0%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.010-0.50%, N: reheating the steel containing 0.010 to 0.020%, balance Fe and unavoidable impurities at a temperature range of 600 to 700 ° C., finishing hot with a hot reduction rate of 80% or more at a temperature range of 600 to 700 ° C. It provides a wire rod manufacturing method comprising the step of obtaining a wire rod by rolling, and air-cooling the wire rod.
  • the wire rod according to the present invention is excellent in strength and ductility, and thus can be preferably used as a material for mechanical parts such as industrial machines or automobiles exposed to various external load environments. .
  • the wire rod according to the present invention can secure excellent strength and ductility even without additional heat treatment has an advantage in terms of economics.
  • alloy component and the preferred content range of the wire rod of the present invention will be described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is an essential element for securing strength and is dissolved in steel or exists in carbide or cementite form.
  • the easiest way to increase the strength is to increase the carbon content to form carbides or cementite, but on the contrary, ductility and impact toughness decrease, so it is necessary to control the amount of carbon added within a certain range.
  • Silicon is added to the ferrite when added to contribute to the increase in strength through the strengthening of the solid solution of the steel, but is not added intentionally in the present invention, even without the addition of silicon is not a big problem in terms of securing physical properties.
  • 0% is excluded in consideration of the amount inevitably added during manufacture.
  • the ductility and impact toughness is drastically reduced when adding silicon, in consideration of this the upper limit is limited to 0.2%.
  • Manganese is an element that can be dissolved in austenite to make the phase very stable and increase the stacking defect energy to actively cause dislocation propagation and deformation twin formation.
  • it is necessary to control the amount of manganese added within a certain range to form a two-phase structure composed of ferrite and stable austenite during reheating and hot rolling.
  • it is preferable to add the manganese content in the range of 5.0 to 6.0%, which is difficult to obtain the above effect if the manganese content is less than 5.0%, and if the content exceeds 6.0%, the inside of the material may become uneven due to segregation during solidification. This is because surface cracking tends to occur even during hot rolling.
  • the upper limit is managed at 0.020%.
  • S is an unavoidable impurity in steel, and likewise in P, segregates at grain boundaries, lowers toughness, forms low melting point emulsions, and inhibits hot rolling.
  • the upper limit is managed at 0.020%.
  • Aluminum is a powerful deoxidation element that removes oxygen in steel to improve cleanliness, and also combines with nitrogen dissolved in steel to form AlN, thereby improving ductility and impact toughness.
  • aluminum is actively added, but if the content is less than 0.010%, the addition effect is difficult to be expected. If the content exceeds 0.050%, alumina inclusions are generated in a large amount, and mechanical properties can be greatly reduced. In consideration of this point, in the present invention, the aluminum content is limited to the range of 0.010% to 0.050%.
  • Nitrogen is an element that forms nitride to refine crystal grains to improve strength and ductility.
  • the content of nitrogen is less than 0.010%, it is difficult to expect the above effect, and when the content of nitrogen exceeds 0.020%, the amount of nitrogen dissolved in the steel increases, which is not preferable because the cold forging property is lowered.
  • the rest is Fe.
  • unavoidable impurities that are not intended from the raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus, this cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • Mn and Si content is preferably controlled to satisfy the following relational formula (1).
  • manganese is an element that stabilizes the austenite phase and greatly extends the austenite region to a low temperature in the state diagram.
  • silicon is dissolved in steel, which increases strength but greatly reduces ductility. The inventors have studied and experimented with this in mind, and as a result, when the relationship between manganese and silicon satisfies Mn / Si? We confirmed that we can provide the wire rod of the organization.
  • Al and N content is preferably controlled to satisfy the following relational formula 2.
  • aluminum combines with nitrogen dissolved in steel to form AlN, and these nitrides make grain size fine through a role of fixing grain boundaries.
  • the grain size should be obtained by depositing a large amount of fine AlN above the usual level, and through this, strength and ductility may be further improved.
  • the present inventors have focused on this point, and as a result of repeated studies and experiments, it is possible to provide a wire having excellent strength and ductility when the relationship between aluminum and nitrogen satisfies 1 ⁇ Al / N ⁇ 4 based on the weight%. Confirmed.
  • the microstructure of the wire rod of the present invention is composed of an austenite and a ferrite phase, and the area fraction of austenite is 15 to 25%.
  • the area fraction of austenite can be controlled through the composite control of the reheating temperature and the rolling temperature of the steel together with the alloy composition. When the area fraction of austenite falls within the above range, excellent mechanical properties can be obtained.
  • austenite and ferrite may have a lamellar structure in the form of lath, in which case the inter-lamellar spacing may be 0.2 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m). If the lamellar spacing exceeds 0.2 ⁇ m, strength and ductility may deteriorate.
  • the control of the lamellar spacing may be achieved through hot reduction rate control.
  • the density of dislocations formed in the lath may be 1.0 ⁇ 10 15 or more.
  • rolling is performed under reduced pressure in an abnormal region of austenite and ferrite having a relatively low temperature, so that the density of dislocations becomes very high inside the matrix. This may result in some strength improvement.
  • the wire rod of the present invention includes AlN (aluminum nitride), the maximum circular equivalent diameter of the AlN may be 30nm or less (excluding 0nm). If the maximum equivalent circular diameter exceeds 30nm, it may be difficult to effectively fix the grain boundaries.
  • the control of the maximum equivalent circular diameter of AlN can be achieved by controlling the reheating temperature of the steel. If the maximum equivalent diameter is coarse beyond 30 nm, the maximum equivalent circular diameter can be reduced by lowering the reheating temperature of the steel. It is preferable to make it 30 nm or less.
  • Wire rod of the present invention has the advantage of excellent strength and ductility, according to one example, the tensile strength is 1200 ⁇ 1400MPa, the elongation may be more than 30%.
  • the wire rod of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • the reheating temperature may be managed in the range of 600 to 700 ° C. In this temperature range, the austenite and ferrite two-phase structure is maintained and stabilized for at least 1 hour. If the reheating temperature is less than 600 ° C, the austenite phase is hardly present. Therefore, the target abnormal phase structure cannot be obtained. If the reheating temperature is higher than 700 ° C, the ferrite phase hardly exists.
  • the reheating temperature is preferably controlled in the temperature range of 600 ⁇ 700 °C because no tissue can be obtained.
  • the finishing hot rolling temperature may be managed in the range of 600 to 700 ° C in the same manner as the reheating temperature. If the hot rolling temperature is out of the above range, since stable austenite and ferrite abnormal structures cannot be obtained, the finishing hot rolling temperature is preferably controlled in a temperature range of 600 to 700 ° C. On the other hand, during finishing hot rolling, the hot reduction rate is preferably 80% or more. If the hot reduction rate is less than 80%, the lamellar spacing may be too wide.
  • the wire rod is air cooled. If the cooling rate is slow, the grains may be coarsened, and if the cooling rate is fast, the austenite may be transformed into a low temperature structure.
  • the air cooling rate is not particularly limited, but may be, for example, in the range of 0.2 to 2 ° C / sec.
  • the tensile strength and elongation were measured by using the wires prepared as described above at room temperature tensile test and are shown together in Table 2 below.
  • the austenitic ( ⁇ ) area fraction was measured using X-ray (XRD), the spacing between austenite and the lamellar of ferrite was measured using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • the austenite area fraction is suitably controlled to 15 to 25%, and the austenite and ferrite It can be seen that the lamellar spacing is properly controlled to 0.2 ⁇ m or less. Accordingly, excellent mechanical properties (tensile strength of 1200-1400 MPa and elongation of 30% or more) were exhibited.
  • the specimen 6 is a case in which the silicon deviates beyond the scope of the present invention, and does not satisfy the relation 1, and the tensile strength is greatly increased and the ductility is inferior due to the reinforcing effect of the silicon.
  • Specimen 7 is a case where the manganese content falls outside the scope of the present invention, not only satisfying Equation 1, but also exhibiting inferior strength due to too small volume fraction of austenite.
  • Specimen 8 is a case where manganese content exceeds the range of the present invention, although relations 1 and 2 are satisfied, as opposed to specimen 7, not only the volume fraction of austenite is excessive, but also the reduction of the carbon content in the austenite Due to the martensite transformation during cooling, the ductility was inferior.
  • Specimen 9 is a case where the nitrogen content is out of the range of the present invention, the lamellar spacing is increased and the strength is inferior because the AlN formation is too small to satisfy the relation 2 and effective for grain refinement.
  • Specimen 10 is a case where the emphasis component satisfies the scope of the present invention, and satisfies relations 1 and 2, but the reheating temperature is too high, the volume fraction of austenite is excessively increased, the lamellar spacing is increased, and the strength is inferior. appear.
  • Specimen 11 meets the scope of the present invention, and the stress component satisfies Equation 1 and Equation 2, but the hot rolling temperature is too low. The volume fraction of austenite is greatly reduced, resulting in less formation of metamorphic organic martensite during deformation. The intensity was inferior.

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Abstract

중량%로, C: 0.05~0.20%, Si: 0.2% 이하, Mn: 5.0~6.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.010~0.050%, N: 0.010~0.020%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직이 오스테나이트 및 페라이트의 이상(二相)으로 이루어지며, 상기 오스테나이트의 면적분율은 15~25%인 선재 및 이들을 제조하는 방법이 개시된다.

Description

강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법
본 발명은 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업기계 또는 자동차 등의 기계 부품 등의 소재로 바람직하게 이용될 수 있는 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법에 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 또는 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 또한 외부 충격에 대한 안정성의 요구도 높아지고 있으므로 연성도 소재 또는 부품의 중요한 물성으로 인식되고 있다.
선재에 있어 페라이트 또는 펄라이트 조직으로는 고강도 및 고연성을 확보하는데에 한계가 있다. 이들 조직을 갖는 소재는 통상 연성은 높은 반면 강도는 상대적으로 낮기 때문에 강도를 높이기 위해 냉간 신선을 행하게 되면 고강도를 얻을 수 있는 반면, 연성은 강도 상승에 비례해 급격하게 떨어지는 단점이 있다.
그러므로 일반적으로 고강도와 고연성을 동시에 구현하기 위해서는 통상 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직을 이용하게 된다. 그러나, 이러한 미세조직을 얻기 위해서는 추가적인 열처리가 필요하기 때문에 경제적인 측면에서 불리한 단점이 있다.
수많은 산업기계 및 자동차 부품 중에는 고강도뿐만 아니라 고연성을 요구하는 경우도 날로 증가하고 있는 실정으로, 상기와 같은 특성을 가진 선재 개발에 대한 요구가 대두 되고 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 추가적인 열처리 없이도, 강도 및 연성이 우수한 강도 및 연성이 우수한 선재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.20%, Si: 0.2% 이하, Mn: 5.0~6.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.010~0.050%, N: 0.010~0.020%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직이 오스테나이트 및 페라이트의 이상(二相)으로 이루어진 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.20%, Si: 0.2% 이하, Mn: 5.0~6.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.010~0.050%, N: 0.010~0.020%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 600~700℃의 온도 범위에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강재를 600~700℃의 온도 범위에서 80% 이상의 열간 감면율로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는 단계, 및 상기 선재를 공냉하는 단계를 포함하는 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 선재는 강도 및 연성이 우수하며, 이에 따라, 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업기계 또는 자동차 등의 기계 부품 등의 소재로 바람직하게 이용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 선재는 추가 열처리 없이도 우수한 강도 및 연성을 확보할 수 있어 경제적인 측면에서 유리한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 강도 및 연성이 우수한 선재에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 선재의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.05~0.20%
탄소는 강도를 확보하기 위한 필수적인 원소로서, 강중에 고용되거나 탄화물 또는 세멘타이트 형태로 존재한다. 강도의 증가를 위해 가장 손쉽게 할 수 있는 방법이 탄소 함량을 증가시켜 탄화물이나 세멘타이트를 형성시키는 일이지만, 반대로 연성과 충격 인성은 감소하기 때문에 일정한 범위내로 탄소의 첨가량을 조절할 필요가 있다. 본 발명에서는 탄소 함량을 0.05~0.20% 범위로 첨가함이 바람직한데, 이는 탄소 함량이 0.05% 미만이면 목표 강도를 얻기 힘들고, 0.20%를 초과하면 연성 및 충격 인성이 급격히 감소할 수 있기 때문이다.
Si: 0.2% 이하 (0% 제외)
실리콘은 첨가시 페라이트에 고용되어 강재의 고용 강화를 통한 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 실리콘을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 실리콘 첨가시 연성과 충격 인성이 급격히 감소하는 바, 이를 고려하여 그 상한은 0.2%로 한정한다.
Mn: 5.0~6.0%
망간은 오스테나이트에 고용되어 그 상(phase)을 매우 안정하게 하고, 적층결함에너지를 증가시켜 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 일으킬 수 있는 원소이다. 본 발명의 제조 공정에서는 재가열 및 열간압연중 페라이트와 안정된 (stable) 오스테나이트로 이루어진 이상(二相) 조직을 형성하기 위해 일정한 범위내로 망간의 첨가량을 조절할 필요가 있다. 본 발명에서는 망간 함량을 5.0~6.0% 범위로 첨가함이 바람직한데, 이는 망간 함량이 5.0% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻기 힘들고, 6.0%를 초과하면 응고시 편석으로 인해 소재 내부가 불균일해질 수 있고, 열간압연중에도 표면균열이 발생하기 쉬워지기 때문이다.
P: 0.020% 이하
P는 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키기 때문에 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 관리한다.
S: 0.020% 이하
S는 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써 P와 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하기 때문에 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 관리한다.
Al: 0.010~0.050%
알루미늄은 강력한 탈산 원소로서 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 뿐만 아니라 강중에 고용된 질소와 결합하여 AlN을 형성함으로써 연성 및 충격 인성을 향상시킬 수 있다. 본 발명에서는 알루미늄을 적극적으로 첨가하지만 함유량이 0.010% 미만이면 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 0.050%를 초과하면 알루미나 개재물이 다량 생생되어 기계적 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 이러한 점을 고려하여 본 발명에서는 알루미늄의 함량을 0.010~0.050%의 범위로 제한한다.
N: 0.010~0.020%
질소는 질화물을 형성하여 결정립을 미세하게 하여 강도 및 연성을 향상시키는 원소이다. 질소의 함량이 0.010% 미만일 경우 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.020%를 초과할 경우에는 강 중에 고용되는 질소량이 증가하여 냉간 단조성을 저하시키기 때문에 바람직하지 않다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
한편, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, Mn 및 Si 함량은 하기 관계식 1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] [Mn]/[Si] ≥ 25
(여기서, [Mn] 및 [Si] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명에서 망간은 오스테나이트 상(phase)을 안정하게 하는 원소로 상태도 상에서 오스테나이트 영역을 낮은 온도까지 크게 확장한다. 그리고 실리콘은 강중에 고용되어 강도는 증가시키지만 연성을 크게 떨어뜨린다. 본 발명자들은 이러한 점에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 망간과 실리콘의 관계가 중량% 기준으로 Mn/Si ≥ 25를 만족했을 때 우수한 강도와 연성을 가지는 오스테나이트와 페라이트 이상(二相) 조직의 선재를 제공할 수 있음을 확인하였다.
또한, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, Al 및 N 함량은 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 2] 1 ≤ [Al]/[N] ≤ 4
(여기서, [Al] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명에서 알루미늄은 강중에 고용된 질소와 결합하여, AlN을 형성하고, 이들 질화물은 결정립계를 고정해주는 역할을 통해 결정립도를 미세하게 만든다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 통상적인 수준 이상으로 미세한 AlN을 다량으로 석출시켜 결정립 미세화가 얻어져야 하고, 이를 통해서도 추가적으로 강도와 연성이 크게 향상될 수 있다. 본 발명자들은 이러한 점에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 알루미늄과 질소의 관계가 중량% 기준으로 1 ≤ Al/N ≤ 4 를 만족했을 때 강도와 연성이 우수한 선재를 제공할 수 있음을 확인하였다.
이하, 본 발명의 강도 및 연성이 우수한 선재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 선재의 미세조직은 오스테나이트 및 페라이트의 이상(二相)으로 이루어지며, 오스테나이트의 면적분율이 15~25%인 것을 특징으로 한다. 오스테나이트의 면적분율은 합금 조성과 더불어 강재의 재가열온도 및 압연 온도의 복합 제어를 통해 제어할 수 있는데, 오스테나이트의 면적분율을 상기와 같은 범위에 해당할 경우 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다.
일 예에 따르면, 오스테나이트 및 페라이트는 래스(lath) 형태의 라멜라(lamellar) 구조를 가질 수 있으며, 이 경우, 라멜라 간격(inter-lamellar spacing)은 0.2μm 이하(0μm 제외)일 수 있다. 만약, 라멜라 간격이 0.2μm를 초과할 경우 강도 및 연성이 열화될 수 있다. 참고로, 라멜라 간격의 제어는 열간 감면율 제어를 통해 달성할 수 있다.
일 예에 따르면, 래스(lath) 내부에 형성된 전위의 밀도는 1.0 ×1015 이상일 수 있다. 후술할 바와 같이, 본 발명에서는 상대적으로 온도가 낮은 오스테나이트와 페라이트의 이상 영역에서 강압하의 압연이 이뤄지기 때문에 기지 조직 내부에 전위의 밀도가 매우 높아지게 된다. 이로 인해 일부 강도 향상의 효과를 거둘 수 있다.
일 예에 따르면, 본 발명의 선재는 AlN(알루미늄 질화물)을 포함하며, 상기 AlN의 최대 원상당 직경(maximum circular equivalent diameter)은 30nm 이하(0nm 제외)일 수 있다. 만약, 최대 원상당 직경이 30nm를 초과할 경우, 결정립계를 효과적으로 고정하기 어려울 수 있다. 참고로, AlN의 최대 원상당 직경의 제어는 강재의 재가열온도의 제어를 통해 달성할 수 있으며, 만약 최대 원상당 직경이 30nm를 초과하여 조대할 경우, 강재의 재가열온도를 낮춤으로써 최대 원상당 직경이 30nm 이하가 되도록 함이 바람직하다.
본 발명의 선재는 강도 및 연성이 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 인장강도가 1200~1400MPa이고, 연신율이 30% 이상일 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 강도 및 연성이 우수한 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에서는 상술한 조성성분을 갖는 강재를 마련한 후, 이를 재가열한다. 이때, 재가열 온도는 600~700℃ 범위로 관리하면 좋다. 이 온도 범위에서는 1시간 이상 유지하여 오스테나이트와 페라이트 이상(二相) 조직을 만들어 안정화시킨다. 만일 재가열온도가 600℃ 미만이면 오스테나이트 상이 거의 존재하지 않기 때문에 목표로 하는 이상(二相) 조직을 얻을 수 없고, 700℃를 초과하면 반대로 페라이트 상이 거의 존재하지 않기 때문에 열간압연후 이상(二相) 조직을 얻을 수 없기 때문에 재가열온도는 600~700℃의 온도범위로 제어하는 것이 바람직하다.
다음으로, 상기 재가열된 강재를 마무리 열간압연하여 선재를 얻는다. 이때 마무리 열간압연 온도는 재가열온도와 동일하게 600~700℃ 범위로 관리하면 좋다. 만일 열간압연 온도가 상기 범위를 벗어나면 안정적인 오스테나이트와 페라이트 이상 조직을 얻을 수 없기 때문에 마무리 열간압연 온도는 600~700℃의 온도범위로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 열간압연시, 열간 감면율은 80% 이상으로 함이 바람직하다. 만약, 열간 감면율이 80% 미만일 경우 라멜라 간격이 지나치게 넓어질 수 있다.
다음으로, 상기 선재를 공냉 처리한다. 만일 냉각속도가 느리게 되면 결정립이 조대화 될 수 있고, 반대로 빨라지면 오스테나이트가 저온 조직으로 변태할 수 있기 때문에 냉각은 공냉으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 공냉 속도에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 0.2~2℃/sec의 범위일 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금 성분을 갖는 용강을 각각 주조한 후, 이를 하기 표 2의 조건으로 재가열 및 마무리 열간압연한 후 공냉하여 선재(직경: 15mm)를 제조하였다. 또한, 각각의 선재들에 대해서 오스테나이트 부피분율과 오스테나이트와 페라이트의 라멜라 간격을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.
이후, 상기와 같이 제조된 선재들을 이용하여 상온 인장시험을 통해 인장강도와 연신율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 이때, 오스테나이트(γ) 면적분율은 X-ray(XRD)를 이용하여 측정하였고, 오스테나이트와 페라이트의 라멜라간 간격는 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 측정하였다. 그리고 상온 인장시험은 crosshead speed를 항복점까지는 0.9mm/min, 그 이후로는 6mm/min의 속도로 실시하여 인장강도와 연신율을 측정하였다.
구분 시편 No. 합금 성분(중량%) [Mn]/[Si] [Al]/[N]
C Si Mn P S Al N
발명예 1 0.11 0.10 5.1 0.009 0.005 0.018 0.012 51 1.5
2 0.18 0.20 5.7 0.012 0.008 0.034 0.013 29 2.6
3 0.07 0.08 5.3 0.018 0.007 0.025 0.015 66 1.7
4 0.09 0.13 5.5 0.010 0.009 0.019 0.011 42 1.9
5 0.13 0.18 5.9 0.014 0.014 0.027 0.020 33 1.4
비교예 6 0.10 0.80 5.2 0.013 0.010 0.036 0.011 7 3.3
7 0.16 0.19 3.9 0.016 0.011 0.041 0.015 21 2.7
8 0.06 0.08 7.5 0.013 0.010 0.023 0.013 94 1.8
9 0.09 0.11 5.4 0.015 0.014 0.032 0.004 49 8.0
10 0.12 0.16 5.6 0.017 0.015 0.039 0.017 35 2.3
11 0.15 0.17 5.5 0.014 0.016 0.029 0.016 32 1.8
12 0.11 0.12 5.8 0.016 0.013 0.015 0.014 48 1.1
구분 시편No. 재가열온도(℃) 열간압연 온도(℃) 열간감면율(%) γ 분율(면적%) 라멜라 간격(㎛) 인장강도(MPa) 연신율(%)
발명예 1 630 685 80 21 0.18 1210 31
2 670 619 90 20 0.12 1302 33
3 650 637 83 22 0.17 1238 32
4 620 654 95 17 0.10 1363 34
5 640 668 84 20 0.16 1245 32
비교예 6 690 645 96 15 0.10 1421 23
7 645 661 86 10 0.15 1182 36
8 663 678 90 37 0.13 1456 20
9 634 626 81 22 0.66 1093 30
10 850 672 89 35 0.45 1135 31
11 686 500 88 8 0.14 1158 37
12 652 635 50 33 0.35 1176 31
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성 및 공정 조건을 모두 만족하는 시편 1 내지 5의 경우, 오스테나이트 면적분율이 15~25%로 적절히 제어되며, 오스테나이트와 페라이트의 라멜라 간격도 0.2μm 이하로 적절히 제어되었음을 확인할 수 있다. 이에 따라, 우수한 기계적 물성(1200-1400MPa의 인장강도와 30% 이상의 연신율)을 나타냈다.
이에 반하여, 시편 6은 실리콘이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 관계식 1을 만족하지도 못하고 실리콘의 강화 효과로 인해 인장강도가 크게 증가하고 연성이 열위하게 나타났다.
시편 7은 망간 함량이 본 발명의 범위를 미달하여 벗어난 경우로서, 관계식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라 오스테나이트의 부피분율이 너무 적어 강도가 열위하게 나타났다.
시편 8은 비록 관계식 1과 관계식 2은 만족하지만 망간 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 벗어난 경우로서, 시편 7과는 반대로, 오스테나이트의 부피분율이 지나치게 많을 뿐 아니라, 오스테나이트 내 카본 함량의 감소로 인해 냉각 중 마르텐사이트 변태가 일어나 연성이 열위하게 나타났다.
시편 9는 질소 함량이 본 발명의 범위를 미달하여 벗어난 경우로서, 관계식 2를 만족하지 못하고 결정립 미세화에 효과적인 AlN 형성이 너무 적기 때문에 라멜라 간격이 커지고 강도가 열위하게 나타났다.
시편 10은 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하고, 관계식 1과 관계식 2를 만족하지만 재가열 온도가 너무 높은 경우로서, 오스테나이트의 부피 분율이 과도하게 증가하고, 라멜라 간격이 커져 강도가 열위하게 나타났다.
시편 11은 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하고, 관계식 1과 관계식 2를 만족하지만 열간압연 온도가 너무 낮은 경우로서, 오스테나이트의 부피 분율이 크게 감소하여 변형시 변태유기 마르텐사이트 생성이 적어 강도가 열위하게 나타났다.
비교예 12는 강조성 성분은 본 발명의 범위를 만족하고, 관계식1과 관계식2를 만족하지만 열간 감면율이 너무 작은 경우로서 오스테나이트와 페라이트의 라멜라 간격이 크게 증가하여 강도가 열위하게 나타났다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.20%, Si: 0.2% 이하, Mn: 5.0~6.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.010~0.050%, N: 0.010~0.020%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직이 오스테나이트 및 페라이트의 이상(二相)으로 이루어지며, 상기 오스테나이트의 면적분율은 15~25%인 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 1을 만족하는 선재.
    [관계식 1] [Mn]/[Si] ≥ 25
    (여기서, [Mn] 및 [Si] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  3. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는 선재.
    [관계식 2] 1 ≤ [Al]/[N] ≤ 4
    (여기서, [Al] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 오스테나이트와 페라이트가 래스(lath) 형태의 라멜라(lamellar) 구조를 가지는 선재.
  5. 제4항에 있어서,
    라멜라 간격(inter-lamellar spacing)은 0.2μm 이하(0μm 제외)인 선재.
  6. 제4항에 있어서,
    래스(lath) 내부에 형성된 전위의 밀도는 1.0 ×1015 이상인 선재.
  7. 제1항에 있어서,
    AlN 을 포함하고, 상기 AlN 의 최대 원상당 직경은 30nm 이하(0nm 제외)인 선재.
  8. 제1항에 있어서,
    인장강도가 1200~1400MPa이고, 연신율이 30% 이상인 선재.
  9. 중량%로, C: 0.05~0.20%, Si: 0.2% 이하, Mn: 5.0~6.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.010~0.050%, N: 0.010~0.020%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 600~700℃의 온도 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 600~700℃의 온도 범위에서 80% 이상의 열간 감면율로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및
    상기 선재를 공냉하는 단계;
    를 포함하는 선재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 재가열시, 600~700℃의 온도 범위에서 1시간 이상 유지하는 선재의 제조방법.
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