WO2020130506A1 - 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2020130506A1
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wire
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이병갑
이상윤
민세홍
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Definitions

  • the present invention relates to a wire rod capable of omitting the softening heat treatment and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a wire rod for a mechanical structure applicable to automobiles, construction parts, and the like, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 A representative technique is Patent Document 1.
  • the above technique aims to omit the subsequent softening heat treatment process by controlling the ferrite grain size to 11 or more to refine the grain, and controlling about 3 to 15% of the hard plate-like cementite phase in the pearlite structure in a segmented form.
  • it can be secured only through a very slow cooling rate of 0.02 to 0.3°C/s when cooling after hot rolling. This slow cooling rate is accompanied by a decrease in productivity, and depending on the environment, a separate slow cooling facility and a slow cooling yard are required.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2000-336456
  • One aspect of the present invention is to provide a wire rod capable of omitting the softening heat treatment required for cold processing of automobiles, construction parts, and the like, and a method of manufacturing the same.
  • One embodiment of the present invention in weight percent, C: 0.2 to 0.45%, Si: 0.02 to 0.4%, Mn: 0.3 to 1.5%, Cr: 0.3 to 1.5%, Al: 0.02 to 0.05%, Mo: 0.01 to 0.5%, N: 0.01% or less, including residual Fe and other inevitable impurities, and by area %, the fraction of cornerstone ferrite is 40% or more of the equilibrium phase, the fraction of regenerated pearlite and bainite is 40% or more, and the martensite fraction is 20 Provides a wire rod having a microstructure less than or equal to %, and the average colony size of the pearlite in the area of 2/5 to 3/5 of the diameter from the surface is 5 ⁇ m or less.
  • a wire rod capable of omitting the softening heat treatment required for cold processing of automobiles, construction parts, and the like, and a method for manufacturing the same.
  • Comparative Example 1 is a photograph of the microstructure before finishing hot rolling of Comparative Example 1 observed with an optical microscope.
  • FIG. 2 is a photograph of the microstructure before finishing hot rolling of Inventive Example 1 observed with an optical microscope.
  • Comparative Example 3 is a photograph of microstructure observed after rolling and cooling of Comparative Example 1, (a) is a photograph observed with an optical microscope, and (b) is a photograph observed with a SEM.
  • Example 4 is a photograph of the microstructure after rolling and cooling of Inventive Example 1, (a) is a photograph observed with an optical microscope, and (b) is a photograph observed with a SEM.
  • FIG. 6 is a photograph of microstructure observed by SEM after spheroidizing heat treatment of Inventive Example 1.
  • the alloy composition of the present invention will be described.
  • the content of the alloy composition described below means weight% unless otherwise specified.
  • the content of C is preferably in the range of 0.2 to 0.45%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.22%, even more preferably 0.24%, and most preferably 0.26%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.43%, even more preferably 0.41%, and most preferably 0.39%.
  • the Si is a typical substitutional element and is an element added to secure a certain level of strength. If the Si is less than 0.02%, it is difficult to secure the strength of the steel and secure sufficient quenching, and if it exceeds 0.4%, there is a disadvantage of deteriorating the cold forging property during forging after softening heat treatment. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.02 to 0.4%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.022%, even more preferably 0.024%, and most preferably 0.026%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.038%, even more preferably 0.036%, and most preferably 0.034%.
  • Mn is an element that forms a substituted solid solution in the matrix structure, lowers the A1 temperature to refine the interlayer spacing of pearlite, and increases the sub-crystal grains in the ferrite structure.
  • Mn exceeds 1.5%, it has a detrimental effect due to tissue heterogeneity due to manganese segregation. Macro-segregation and micro-segregation are easy to occur depending on the segregation mechanism during solidification of the steel, and Mn promotes segregation zones due to its relatively low diffusion coefficient compared to other elements, and the resulting hardenability improves at low temperatures such as martensite in the center. It is the main cause of generating.
  • the content of Mn is preferably in the range of 0.3 to 1.5%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.4%, even more preferably 0.5%, and most preferably 0.6%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.4%, even more preferably 1.3%, and most preferably 1.2%.
  • the content of Cr is preferably in the range of 0.3 to 1.5%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.4%, even more preferably 0.5%, and most preferably 0.6%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 1.4%, even more preferably 1.3%, and most preferably 1.2%.
  • Al is an element that helps to suppress the growth of austenite grains and to secure the fraction of the cornerstone ferrite close to the equilibrium phase by depositing Al-based carbonitride. If the Al is less than 0.02%, the deoxidation effect is not sufficient, and if it exceeds 0.05%, hard inclusions such as Al 2 O 3 may increase, and nozzle clogging due to inclusions may occur, especially when playing. Therefore, the content of Al is preferably in the range of 0.02 ⁇ 0.05%.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 0.022%, even more preferably 0.024%, and most preferably 0.026%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably 0.048%, even more preferably 0.046%, and most preferably 0.044%.
  • Mo precipitates Mo-based carbonitrides to suppress the growth of austenite grains, and not only helps to promote the formation of gemstone ferrite upon cooling, but also improves Mo 2 during quenching and tempering heat treatment after softening heat treatment and forging processing. It is an effective element to suppress the decrease in strength (temper softening) by forming a C precipitate.
  • the Mo has a range of 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.012%, even more preferably 0.013%, and most preferably 0.014.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.49%, even more preferably 0.48%, and most preferably 0.47%.
  • N is an impurity element, and when it exceeds 0.01%, a decrease in material toughness and ductility may occur due to solid solution nitrogen not bound as a precipitate. Therefore, it is preferable that the content of N has a range of 0.01% or less.
  • the N content is more preferably 0.019% or less, even more preferably 0.018% or less, and most preferably 0.017% or less.
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • the wire rod of the present invention has a microstructure having an area percentage of 40% or more of the basic ferrite fraction, 40% or more of the regenerated pearlite and bainite, and 20% or less of the martensite fraction.
  • the cornerstone ferrite is a soft phase and exerts a major effect on material strength reduction.
  • the fraction of the cornerstone ferrite is less than 40% of the equilibrium phase, it may be difficult to effectively secure the spheroidizing heat treatment property as a relatively large amount of hard phase is formed.
  • the fraction of the base stone ferrite is preferably 80% or less of the equilibrium phase, and when it exceeds 80%, too slow a cooling rate is required, so productivity may be lowered.
  • the equilibrium phase of the cornerstone ferrite means the maximum fraction of the cornerstone ferrite that can have a stable state on the Fe 3 C phase diagram.
  • the equilibrium phase of the cornerstone ferrite can be easily derived by those skilled in the art in consideration of the C content and the content of other alloy elements through the Fe 3 C state diagram.
  • the regenerated pearlite and bainite are composed of ferrite and cementite phases, and the regenerated pearlite refers to a structure having segmental cementite with high dislocation density by rolling or drawing.
  • the regenerated pearlite has a discontinuous and segmented cementite distribution, and thus exhibits the effect of spheroidizing at a rapid rate during spheroidizing soft heat treatment.
  • the fraction of the regenerated pearlite and bainite is 40% or more.
  • the fraction of the regenerated pearlite and bainite is preferably 80% or less, and when it exceeds 80%, there is a disadvantage that the spheroidized carbide is refined so that sufficient strength does not decrease. Exerts the effect of forming a spheroidized carbide.
  • the fraction of martensite exceeds 20%, there is a disadvantage that an effect of increasing strength due to fine carbides is generated.
  • the fraction of martensite is preferably 3% or more, and if it is less than 3%, there is a disadvantage in that spheroidization is delayed due to a decrease in spheroidized carbide seeds in the initial time of heat treatment.
  • the average size of colonies of pearlite in the region of 2/5 to 3/5 of the diameter of the wire rod of the present invention is 5 ⁇ m or less.
  • the segmentation effect of cementite can be improved to increase the spheroidization rate of cementite during spheroidizing heat treatment.
  • the average grain size of the cornerstone ferrite in the region of 2/5 to 3/5 of the diameter is preferably 7 ⁇ m or less.
  • the size of pearlite colonies can also be refined, thereby increasing the spheroidization rate of cementite during spheroidizing heat treatment.
  • the average length of the long axis of cementite in the pearlite colony is preferably 5 ⁇ m or less.
  • the spheroidization rate of cementite can be increased during spheroidizing heat treatment.
  • the average size of the colony of the pearlite, the average size of the grain size of the cornerstone ferrite and the average length of the long axis of the cementite in the pearlite colony are, for example, 2/5 points from the surface based on the diameter of the core, based on the diameter. It may be from a five-point area. Since the surface layer portion of the wire rod is generally subjected to a strong pressing force during rolling, the average size of the colony of pearlite, the average size of the grains of the cornerstone ferrite, and the average length of the long axis of cementite in the pearlite colony may be fine.
  • the wire rod of the present invention has an average size of the cornerstone ferrite grains in the area from the surface to the point 1/5 of the diameter and the average size of the cornerstone ferrite grains in the area from the point 2/5 to 3/5 of the diameter from the surface.
  • the deviation may be 6 ⁇ m or less.
  • the wire rod of the present invention may have a tensile strength (TS) of 579 + 864 ⁇ ([C]+[Si]/8+[Mn]/18) MPa or more. According to the present invention, despite the high ferrite phase fraction, the strength of the steel is increased by fine ferrite grains.
  • the tensile strength of the wire rod of the present invention has the same relationship as the above formula. Having the ferrite fraction of the present invention and having the above strength means that the ferrite grains of the steel are very fine, and it is possible to confirm the grain refinement of the steel only by a tensile test conducted in the field without observing a separate microstructure.
  • the wire rod of the present invention is not only easy to secure the strength of the wire itself by having the tensile strength as described above, it is possible to omit or shorten the soft nitridation heat treatment process in the subsequent softening heat treatment.
  • the wire rod of the present invention can omit the process corresponding to the primary softening heat treatment and the primary fresh processing through sufficient softening of the material.
  • the softening heat treatment referred to in the present invention may include a low-temperature annealing heat treatment performed at or below the Ae1 phase transformation point, a medium-temperature annealing heat treatment performed near Ae1, or a spheroidized annealing heat treatment performed at Ae1 or higher.
  • the wire rod of the present invention may have an average aspect ratio of cementite of 2.5 or less after a single spheroidizing annealing heat treatment. It is generally known that the spheroidizing annealing heat treatment is effective in spheroidizing cementite as the number of treatments increases. However, in the present invention, cementite can be sufficiently spheroidized by only one spheroidizing annealing heat treatment. On the other hand, as mentioned above, since the surface layer portion of the wire is subjected to a strong pressing force during rolling, the spheroidization of cementite can also proceed smoothly.
  • the cementite in the region of 1/4 to 1/2 from the surface based on the diameter of the core, for example, the diameter can also be sufficiently spheroidized so that the average aspect ratio of cementite in the core of the wire can be 2.5 or less.
  • the wire rod of the present invention may have a tensile strength of 540 MPa or less after a spheroidizing heat treatment once, and through this, it is possible to facilitate cold pressing or cold forging processing for final product manufacturing.
  • the billet having the above-described alloy composition is heated at 950 to 1050°C.
  • the billet heating temperature is less than 950°C, rolling properties are deteriorated, and when the billet heating temperature exceeds 1050°C, rapid cooling is required for rolling. It can be difficult to ensure quality.
  • the heating time is preferably 90 minutes or less.
  • the heating time exceeds 90 minutes, the depth of the surface decarburization layer becomes thick, and the decarburization layer may remain after rolling.
  • the heated billet is secondarily hot-rolled to obtain a wire rod.
  • the secondary hot rolling is a ball rolling that allows the billet to have a wire shape.
  • the secondary hot rolling may include the step of intermediate finishing rolling the heated billet and finishing finishing rolling at a temperature of 730°C to Ae3 or greater than a critical deformation amount expressed by the following relational expression (1).
  • the rolling speed of the wire is very fast and belongs to the dynamic recrystallization region.
  • Studies to date have shown that the austenite grain size depends only on the strain rate and strain temperature under dynamic recrystallization conditions.
  • the wire diameter is determined due to the nature of the wire rolling, the amount of deformation and the rate of deformation are determined, so that the austenite grain size can be changed by adjusting the deformation temperature.
  • to refine the grains by using the dynamic deformation organic transformation phenomenon during dynamic recrystallization In order to secure the ferrite crystal grains to be obtained by the present invention by using this phenomenon, it is preferable to control the finishing finishing rolling temperature from 730°C to Ae3.
  • finishing finishing rolling temperature exceeds Ae3
  • the rolling reduction is not sufficient, so it is difficult to sufficiently refine the average aspect ratio of cementite and the average size of ferrite grains in the center of the wire rod, and the spheroidizing heat treatment property of the wire rod obtained thereby It may degrade.
  • the average surface temperature (T pf ) of the wire before the finish finishing rolling and the average surface temperature (T f ) of the wire after the finishing finishing rolling satisfy the following relational expression (1).
  • the average surface temperature (T pf ) of the wire before the finish finishing rolling and the average surface temperature (T f ) of the wire after the finishing finishing rolling do not satisfy the following equation 1, the deviation of the microstructure becomes very large and the surface supercooling increases. A large amount of hard phase may be formed.
  • the average size of the austenite grains of the wire rod is preferably 5 to 20 ⁇ m. Ferrite is known to grow by nucleation at austenite grain boundaries. If the mother phase, austenite grains are fine, ferrites nucleating at the grain boundaries can start to be formed finely, and thus the ferrite grain refinement effect can be obtained by controlling the average size of the austenite grains of the wire after intermediate finishing rolling as described above.
  • the average size of the austenite grains exceeds 20 ⁇ m, it is difficult to obtain a ferrite grain refinement effect, and in order to obtain the average size of the austenite grains of less than 5 ⁇ m, a separate facility is required to additionally apply a high strain amount such as dropping pressure. There may be a disadvantage.
  • the wound wire is cooled to 600°C at a cooling rate of 2°C/sec or less, and then cooled at a cooling rate of 3°C/sec or more.
  • the cooling rate up to 600°C exceeds 2°C/sec, a large amount of hard phase such as martensite may be generated.
  • the cooling rate up to 600°C is more preferably 0.5 to 2°C/sec from the viewpoint of refinement of ferrite grains. Thereafter, it is preferable to rapidly cool the temperature range below 600°C at a cooling rate of 3°C/sec or higher.
  • the semi-hard regenerated pearlite and bainite and the hard martensite structure can be secured in an appropriate fraction to be obtained by the present invention, and growth of plate-shaped cementite unfavorable to spheroidizing heat treatment can be suppressed.
  • the wire rod can be produced by winding the wire rod.
  • the average surface temperature (T f ) and the coiling temperature (T l ) of the wire after finishing finishing rolling satisfy the following relational expression (2). If the average surface temperature (T f ) and coiling temperature (T l ) of the wire after the finishing finishing rolling does not satisfy the following Equation 2, a large amount of hard phase may be formed as the deviation of the microstructure becomes very large and the surface supercooling increases.
  • the present invention after the winding, after heating the wire rod to Ae1 ⁇ Ae1 + 40 °C and maintained for 10-15 hours, may further include a spheroidizing heat treatment to cool down to 20 °C / hr to 660 °C.
  • a spheroidizing heat treatment to cool down to 20 °C / hr to 660 °C.
  • the heating temperature is less than Ae1
  • the spheroidizing heat treatment time is prolonged, and when it exceeds Ae1+40°C, the spheroidizing carbide seed may be reduced, so that the spheroidizing heat treatment effect may not be sufficient.
  • the spheroidizing heat treatment may not sufficiently proceed, which may have the disadvantage of increasing the aspect ratio of cementite, and when it exceeds 15 hours, there may be a disadvantage of increasing cost.
  • the cooling rate exceeds 20°C/hr, pearlite may be formed again due to the fast cooling rate.
  • sufficient spheroidizing heat treatment properties can be secured even if only the spheroidizing heat treatment is performed without primary softening heat treatment and primary drawing processing.
  • the average size of austenite grains was measured by cutting crops performed prior to the finish hot rolling.
  • Ae1 and Ae3 displayed values calculated using a commercial program JmatPro.
  • the average grain size (FGS) of the cornerstone ferrite is measured by randomly measuring 3 points in the area of 2/5 to 3/5 from the diameter of the sample taken after removing the uncooled part after rolling the wire using ASTM E112 method. It was expressed as an average value.
  • the average colony size of pearlite is expressed by the average value of the colony size measured after obtaining the (long axis + short axis)/2 value of each colony by selecting 10 random pearlite colonies at the same point as the FGS measurement using ASTM E112 method. Did.
  • the average size deviation of the cornerstone ferrite grains between the surface layer and the center is from the area of 2/5 to 3/5 of the average size and diameter of the cornerstone ferrite grains from the surface to the point 1/5 of the diameter using the ASTM E112 method. After measuring the average size of the cornerstone ferrite grains, the deviation was calculated.
  • the average aspect ratio of cementite is taken at 3 times of 2000 times SEM of the 1/4 to 1/2 point in the diameter direction of the wire rod, and the long/short axis of cementite in the field of view is automatically measured and then statistically processed. It was measured through.
  • FIG. 1 is a photograph of the microstructure before finishing hot rolling of Comparative Example 1 observed with an optical microscope.
  • FIG. 2 is a photograph of the microstructure before finishing hot rolling of Inventive Example 1 observed with an optical microscope. As can be seen through Figures 1 and 2, Inventive Example 1 shows that AGS is relatively fine before the finish hot rolling compared to Comparative Example 1.
  • FIG. 3 is a photograph of microstructure observed after rolling and cooling of Comparative Example 1, (a) is a photograph observed with an optical microscope, and (b) is a photograph observed with a SEM.
  • 4 is a photograph of the microstructure after rolling and cooling of Inventive Example 1, (a) is a photograph observed with an optical microscope, and (b) is a photograph observed with a SEM.
  • Inventive Example 1 can be confirmed that the microstructure is refined and the cementite is segmented after rolling and cooling compared to Comparative Example 1.
  • FIG. 5 is a photograph of microstructure observed by SEM after spheroidizing heat treatment of Comparative Example 1.
  • FIG. 6 is a photograph of microstructure observed by SEM after spheroidizing heat treatment of Inventive Example 1. As can be seen through Figures 5 and 6, Inventive Example 1 can be confirmed that the microstructure is more spheroidized after spheroidizing heat treatment than Comparative Example 1.

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Abstract

본 발명은 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
본 발명은 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차, 건설용 부품 등에 적용 가능한 기계 구조용 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래에는 냉간 가공을 위한 소재의 연질화를 위해서는 600~800℃ 고온에서 10~20hr 이상의 장시간 열처리가 필요하며 이를 단축 혹은 생략하기 위해 많은 기술들이 개발되어 왔다.
대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 기술은 페라이트 결정립도를 11 이상으로 제어하여 결정립을 미세화하고, 펄라이트 조직내 단단한 판상형 시멘타이트상 중에서 약 3~15%를 분절된 형태로 제어함으로써 후속되는 연질화 열처리 공정을 생략하는데 그 목적이 있다. 그러나, 이러한 소재를 제조하기 위해서는 열간 압연후 냉각시 0.02~0.3℃/s의 매우 느린 냉각속도를 통해서만 확보될 수 있다. 이러한 느린 냉각속도는 생산성 감소가 수반되고, 환경에 따라서는 별도의 서냉 설비 및 서냉 야드 등이 필요하게 된다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2000-336456호
본 발명의 일측면은 자동차, 건설용 부품 등의 냉간 가공시 필요한 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며, 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 권취하는 단계; 및 상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며, 상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
본 발명의 일측면에 따르면, 자동차, 건설용 부품 등의 냉간 가공시 필요한 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 비교예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 발명예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 비교예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 4는 발명예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 5는 비교예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 6은 발명예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.2~0.45%
C는 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.45%를 초과하는 경우에는 모든 조직이 펄라이트로 구성되어 본 발명이 목적으로 하는 페라이트 조직을 확보하기 어려우며, 소입성이 과도하게 증가하여 경한 저온변태조직이 다량 발생할 가능성이 있다. 반면, 0.2% 미만인 경우에는 모재의 강도 저하로 인해 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후 충분한 강도를 확보하기 곤란하다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.2~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.26%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.43%인 것이 보다 바람직하고, 0.41%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.39%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.02~0.4%
Si은 대표적인 치환형 원소로서 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Si가 0.02% 미만인 경우에는 강의 강도확보 및 충분한 소입성 확보가 어려우며, 0.4%를 초과하는 경우에는 연질화 열처리후 단조시 냉간 단조성을 악화시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.02~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.024%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.026%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.038%인 것이 보다 바람직하고, 0.036%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.034%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.3~1.5%
Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하고, A1 온도를 낮춰 펄라이트 층간간격을 미세화하며, 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키는 원소이다. 상기 Mn이 1.5%를 초과하는 경우에는 망간 편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, Mn은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고, 이로 인한 경화능 향상은 중심부에 마르텐사이트와 같은 저온조직을 생성하는 주요 원인이 된다. 한편, 상기 Mn이 0.3% 미만인 경우에는 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어렵다. 따라서, Mn의 함량은 0.3~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.6%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.3~1.5%
Cr은 Mn과 마찬가지로 강의 소입성을 높여주는 원소로 주로 사용된다. 상기 Cr이 0.3% 미만인 경우에는 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 시 마르텐사이트를 얻기 위한 충분한 소입성 확보가 어려우며, 1.5%를 초과하는 경우에는 중심편석 조장으로 인해 선재 내 저온조직이 다량 발생할 가능성이 높아진다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.6%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
Al은 탈산 효과 뿐만 아니라, Al계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립 성장 억제 및 초석 페라이트 분율을 평형상에 가깝게 확보하는데 도움을 주는 원소이다. 상기 Al이 0.02% 미만인 경우에는 탈산 효과가 충분하지 않으며, 0.05%를 초과하는 경우에는 Al 2O 3 등의 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.024%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.026%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.048%인 것이 보다 바람직하고, 0.046%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.044%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.01~0.5%
Mo는 Mo계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립 성장 억제시키고, 냉각시 초석 페라이트의 생성을 촉진하는데 도움을 줄 뿐만 아니라, 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 중 소려시 Mo 2C 석출물을 형성시켜 강도저하(템퍼연화) 억제에 효과적인 원소이다. 상기 Mo가 0.01% 미만인 경우에는 충분한 강도저하 억제 효과를 갖기 어려우며, 0.5%를 초과하는 경우에는 선재 내 저온조직이 다량 발생할 수 있으며, 이로 인해 저온조직 제거를 위한 추가 열처리 비용이 들 수 있다. 따라서, 상기 Mo는 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.014인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.49%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.47%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.01% 이하
N는 불순물 원소이며, 0.01%를 초과하는 경우에는 석출물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재 인성과 연성의 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.01% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.019% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.018% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017% 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 선재는 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 상기 초석 페라이트는 연질상으로서 소재 강도 저하에 주요한 효과를 발휘한다. 상기 초석 페라이트의 분율이 평형상의 40% 미만인 경우에는 상대적으로 경질상이 다량 형성됨에 따라 구상화 열처리성을 효과적으로 확보하기 곤란할 수 있다. 한편, 상기 초석 페라이트의 분율은 평형상의 80% 이하인 것이 바람직하며, 80%를 초과하는 경우에는 너무 느린 냉각속도가 필요하므로 생산성 저하가 발생할 수 있다. 상기 초석 페라이트의 평형상이란 Fe 3C 상태도 상에서 안정한 상태로 가질 수 있는 초석 페라이트의 최대 분율을 의미한다. 상기 초석 페라이트의 평형상은 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 Fe 3C 상태도를 통해 C 함량 및 기타 합금원소의 함량 등을 고려하여 용이하게 도출할 수 있다. 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트는 페라이트와 시멘타이트 상으로 이루어져 있으며, 상기 재생 펄라이트란 압연 또는 신선 공정에 의해 높은 전위밀도를 가지면서 분절 형태의 시멘타이트를 갖는 조직을 의미한다. 즉, 일반적으로 펄라이트 조직 내에 존재하는 판상형 시멘타이트와 달리 상기 재생 펄라이트는 불연속적이고 분절된 시멘타이트가 분포하고 있어 구상화 연질 열처리시 빠른 속도로 구상화가 이루어지는 효과를 발휘한다. 상기 효과를 위해서는 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율은 80% 이하인 것이 바람직하며, 80%를 초과하는 경우에는 구상화 탄화물이 미세화되어 충분한 강도 저하가 일어나지 않는 단점이 있다.상기 마르텐사이트는 경질상으로서 단시간내 빠른 구상화 탄화물을 형성시키는 효과를 발휘한다. 다만, 상기 마르텐사이트의 분율이 20%를 초과하는 경우에는 미세 탄화물에 의한 강도상승 효과가 발생되는 단점이 있다. 한편, 상기 마르텐사이트의 분율은 3% 이상인 것이 바람직하며, 3% 미만인 경우에는 열처리 초기 시간에 구상화 탄화물 시드(seed)가 감소하여 구상화가 지연되는 단점이 있다.
본 발명의 선재는 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 펄라이트의 콜로니 평균 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기와 같이 펄라이트 콜로니 평균 크기를 미세하게 제어함으로써 시멘타이트의 분절 효과를 향상시켜 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
또한, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 초석 페라이트의 결정립 평균 크기는 7㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세하게 제어함으로써 펄라이트 콜로니의 크기 또한 미세화시킬 수 있으며, 이를 통해 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
아울러, 상기 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기를 작게 제어함으로써 즉, 시멘타이트 종횡비를 작게 제어하여 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
한편, 본 발명에서 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기 및 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서의 것일 수 있다. 통상적으로 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 상기 표층부에서의 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기 및 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 미세할 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 표층부 뿐만 아니라 중심부까지 펄라이트의 콜로니 평균 크기와 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세화시킴으로써 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 효과적으로 높일 수 있다.
예를 들어, 본 발명의 선재는 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기의 편차가 6㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 선재는 인장강도(TS)가 579 + 864×([C]+[Si]/8+[Mn]/18) MPa 이상일 수 있다. 본 발명에 따르면, 페라이트 상분율이 높음에도 불구하고 미세한 페라이트 결정립에 의해 강의 강도는 상승한다. 본 발명 선재의 인장강도는 위 식과 같은 관계를 가진다. 본 발명의 페라이트 분율을 가지면서도 위와 같은 강도를 가진다는 것은 강의 페라이트 결정립이 매우 미세하다는 것이며, 별도의 미세조직 관찰없이 현장에서 실시하는 인장시험만으로도 강의 결정립 미세화를 확인할 수 있다는 것이다. 본 발명의 선재는 상기와 같은 인장강도를 가짐으로써 선재 자체의 강도 확보에 용이할 뿐만 아니라 이후 연질화 열처리시 연질화 열처리 공정의 생략 혹은 단축을 가능하게 할 수 있다.
통상적으로 선재를 강선으로 제조하기 위해서는 1차 연질화 열처리 → 1차 신선 가공 → 2차 연질화 열처리 → 2차 신선 가공을 거치게 된다. 그러나, 본 발명의 선재는 소재의 충분한 연질화를 통해 1차 연질화 열처리 및 1차 신선 가공에 해당하는 공정을 생략할 수 있다. 한편, 본 발명에서 언급하는 연질화 열처리는 Ae1 상변태점 이하에서 실시하는 저온 어닐링 열처리, Ae1 근방에서 실시하는 중온 어닐링 열처리, Ae1 이상에서 실시하는 구상화 어닐링 열처리 등이 있을 수 있다.
또한, 본 발명의 선재는 1회 구상화 어닐링 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 통상적으로 상기 구상화 어닐링 열처리는 그 처리 횟수가 증가할수록 시멘타이트의 구상화에 효과적임이 널리 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 1회의 구상화 어닐링 열처리만으로도 시멘타이트를 충분히 구상화시킬 수 있다. 한편, 앞서 언급한 바와 같이 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 시멘타이트의 구상화 또한 원할하게 진행될 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 1/4지점~1/2지점 영역에서의 시멘타이트 또한 충분히 구상화가 가능하여 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 더하여, 본 발명의 선재는 1회 구상화 열처리 후 540MPa 이하의 인장강도를 가질 수 있으며, 이를 통해 최종 제품 제조를 위한 냉간압조 또는 냉간단조 가공을 용이하게 할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 빌렛을 950~1050℃에서 가열한다. 상기 빌렛 가열온도가 950℃ 미만인 경우에는 압연성이 저하되고, 상기 빌렛 가열온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 압연을 위하여 급격한 냉각이 필요하므로, 냉각 제어가 어려울 뿐만 아니라 균열 등이 발생하여 양호한 제품 품질을 확보하기 곤란할 수 있다.
상기 가열시 가열시간은 90분 이하인 것이 바람직하다. 상기 가열시간이 90분을 초과하는 경우에는 표면 탈탄층 깊이가 두꺼워져 압연종료 후 탈탄층이 잔존할 수 있다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는다. 상기 2차 열간압연은 빌렛을 선재의 형태를 갖도록 하는 공형압연인 것이 바람직하다. 상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계와 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
선재 압연 속도는 매우 빨라 동적재결정 영역에 속한다. 현재까지의 연구결과에 의하면 동적재결정 조건하에서는 오스테나이트 결정립 크기가 변형 속도와 변형 온도에만 의존한다고 밝혀져 있다. 선재 압연의 특성상 선경이 정해지면 변형량, 변형 속도는 정해지게 되어 오스테나이트 결정립 크기는 변형 온도를 조정하여 변화시킬 수 있게 된다. 본 발명에서는 동적재결정 중 동적 변형유기변태 현상을 이용하여 결정립을 미세화하고자 한다. 이러한 현상을 이용하여 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 결정립을 확보하기 위해서는 마무리 사상압연 온도를 730℃~Ae3로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 온도가 Ae3를 초과하는 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 페라이트 결정립을 얻기 어려워 충분한 구상화 열처리성을 얻기 곤란할 수 있고, 730℃ 미만일 경우에는 설비 부하가 높아져 설비 수명이 급격히 저하될 수 있다.
아울러, 상기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 미만으로 마무리 사상압연하는 경우에는 압하량이 충분하지 않아 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트 결정립 평균 크기를 충분히 미세화시키기 어렵고, 이로 인해 얻어지는 선재의 구상화 열처리성이 저하될 수 있다.
이 때, 상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(T pf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(T pf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)가 하기 관계식 1을 만족하지 않을 경우에는 미세조직의 편차가 매우 커지고 표면 과냉이 커지면서 경질상이 다량 형성될 수 있다.
[관계식 1] T pf - T f ≤ 50℃
한편, 상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 것이 바람직하다. 페라이트는 오스테나이트 결정립계에서 핵생성하여 성장하는 것으로 알려져 있다. 모상인 오스테나이트 결정립이 미세하면 그 결정립계에서 핵생성하는 페라이트도 미세하게 생성을 시작할 수 있으므로, 상기와 같이 중간 사상압연 후 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 제어함으로써 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있다. 상기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻기 곤란하고, 5㎛ 미만의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 얻기 위해서는 강압하와 같은 높은 변형량을 추가적으로 가해야 하는 별도의 설비가 필요하다는 단점이 있을 수 있다.
이후, 상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 600℃까지의 냉각속도가 2℃/sec를 초과하는 경우에는 마르텐사이트와 같은 경질상이 다량 생성될 우려가 있다. 한편, 상기 600℃까지의 냉각속도는 페라이트 결정립 미세화 측면에서 0.5~2℃/sec인 것이 보다 바람직하다. 이후, 600℃ 미만의 온도 범위는 3℃/sec 이상의 냉각속도로 급냉하는 것이 바람직하다. 이와 같이 급냉을 통해 준경질상인 재생 펄라이트 및 베이나이트와 경질상인 마르텐사이트 조직을 본 발명이 얻고자 하는 적정 분율로 확보할 수 있으며, 구상화 열처리에 불리한 판상의 시멘타이트 성장을 억제할 수 있다.
이후, 상기 선재를 권취함으로써 선재를 제조할 수 있다.
이 때, 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)와 권취온도(T l)는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)와 권취온도(T l)는 하기 관계식 2를 만족하지 않을 경우에는 미세조직의 편차가 매우 커지고 표면 과냉이 커지면서 경질상이 다량 형성될 수 있다.
[관계식 2] T f - T l ≤ 30℃
본 발명에서는 상기 권취 후, 선재를 Ae1~Ae1+40℃로 가열하고 10~15시간 유지한 뒤, 660℃까지 20℃/hr 이하로 냉각하는 구상화 열처리를 추가로 포함할 수 있다. 상기 가열온도가 Ae1 미만인 경우에는 구상화 열처리 시간이 길어지게 되는 단점이 있을 수 있고, Ae1+40℃를 초과하는 경우에는 구상화 탄화물 시드가 줄어들어 구상화 열처리 효과가 충분하지 않을 수 있다. 상기 유지시간이 10시간 미만인 경우에는 구상화 열처리가 충분히 진행되지 않아 시멘타이트의 종횡비가 커지는 단점이 있을 수 있고, 15시간을 초과하는 경우에는 비용이 증가하는 단점이 있을 수 있다. 상기 냉각속도가 20℃/hr를 초과하는 경우에는 빠른 냉각속도로 인하여 펄라이트가 다시 형성되는 단점이 있을 수 있다. 한편, 앞서 언급한 바와 같이, 본 발명에서는 1차 연질화 열처리 및 1차 신선 가공 없이 상기 구상화 열처리만을 행하더라도 충분한 구상화 열처리성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 빌렛을 준비한 뒤, 하기 표 2 및 3에 기재된 조건을 이용하여 직경이 10mm인 선재를 제조하였다. 이와 같이 제조된 선재에 대하여 미세조직, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기, 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기, 표층부와 중심부의 초석 페라이트 결정립 평균 크기 편차 및 인장강도를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 아울러, 상기 선재를 하기 표 4의 조건으로 1회 구상화 열처리한 뒤, 시멘타이트의 평균 종횡비와 인장강도를 측정하여 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 이 때, 상기 구상화 열처리는 상기와 같이 제조된 선재의 시편을 1차 연질화 처리 및 1차 신선 가공 공정없이 수행하였다.
오스테나이트 결정립 평균 크기(AGS)는 마무리 열간압연 전 수행하는 절단 crop을 통해 측정하였다.
Ae1 및 Ae3는 상용 프로그램인 JmatPro를 이용하여 계산한 값을 표시하였다.
초석 페라이트의 결정립 평균 크기(FGS)는 ASTM E112법을 이용하여 선재 압연 후 미수냉부를 제거한 뒤 채취한 시편에 대하여 직경으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서 임의의 3지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
펄라이트의 콜로니 평균 크기는 ASTM E112법을 이용하여 상기 FGS 측정과 동일 지점에서 임의의 펄라이트 콜로니 10개를 선정하여 각 콜로니의 (장축+단축)/2 값을 구한 후 측정한 콜로니 크기의 평균값으로 나타내었다.
표층부와 중심부의 초석 페라이트 결정립 평균 크기 편차는 ASTM E112법을 이용하여 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기를 측정한 뒤, 편차를 계산하였다.
구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비는 선재의 직경 방향으로 1/4~1/2 지점의 2000배 SEM을 3시야 촬영하여 이미지 측정 프로그램을 사용하여 시야 내 시멘타이트의 장축/단축을 자동측정 후 통계처리를 통해 측정하였다.
Figure PCTKR2019017687-appb-img-000001
Figure PCTKR2019017687-appb-img-000002
Figure PCTKR2019017687-appb-img-000003
Figure PCTKR2019017687-appb-img-000004
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율 뿐만 아니라 미세한 결정립을 확보함으로써 1회의 구상화 열처리만으로도 2.5 이하의 시멘타이트 평균 종횡비를 가지고 있음을 알 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 4의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않거나 미세한 결정립을 확보하지 못함으로써 1회의 구상화 열처리시 시멘타이트 평균 종횡비가 높은 수준임을 알 수 있고, 결국, 최종 제품에 적용하기 위해서는 추가적인 구상화 열처리가 필요함을 확인할 수 있다.
도 1은 비교예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2는 발명예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 마무리 열간압연 전 AGS가 상대적으로 미세함을 알 수 있다.
도 3은 비교예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 4는 발명예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 3 및 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 압연 및 냉각 후 미세조직이 미세화되어 있고, 시멘타이트가 분절되어 있음을 확인할 수 있다.
도 5는 비교예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 6은 발명예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 5 및 6을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 구상화 열처리 후 미세조직이 보다 구상화되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며,
    표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트의 결정립 평균 크기가 7㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 펄라이트의 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기의 편차가 6㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 인장강도(TS)가 579 + 864×([C]+[Si]/8+[Mn]/18) MPa 이상인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 1회 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 1회 구상화 열처리 후 인장강도가 540MPa 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  8. 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및
    730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 가열시 가열시간은 90분 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(T pf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)가 하기 관계식 1을 만족하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 1] T pf - T f ≤ 50℃
  12. 청구항 8에 있어서,
    상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(T f)와 권취온도(T l)가 하기 관계식 2를 만족하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 2] T f - T l ≤ 30℃
  13. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉각 후, 선재를 Ae1~Ae1+40℃로 가열하고 10~15시간 유지한 뒤, 660℃까지 20℃/hr 이하로 냉각하는 구상화 어닐링 열처리를 추가로 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
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