WO2021125710A1 - 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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문동준
박인규
민세홍
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Definitions

  • the present invention relates to a non-tempered wire rod, and more particularly, to a non-tempered wire rod having excellent strength, wire drawing workability and impact toughness suitable for use as a material for automobiles or machine parts, and a method for manufacturing the same.
  • Structural steels used for mechanical structures or automobile parts are mostly quenched and tempering steels, which are subjected to reheating, quenching, and annealing processes after hot working to increase strength and toughness.
  • Non-Heat Treated Steel refers to a steel that can obtain similar strength to that of heat treated (tempered) steel without heat treatment after hot working. It is also called Micro-Alloyed Steel because alloys are added to make the material.
  • the non-tempered wire rod is a product with excellent economic feasibility by omitting the heat treatment process involved in manufacturing the existing tempered wire rod, and at the same time, it is a product with excellent economic feasibility. It is being applied to many products because the straightness is secured.
  • the ferrite-pearlite-based non-tempered wire rod has the advantage of being able to design low-cost components and stably obtaining a homogeneous structure in the stelmor line manufacturing process.
  • the strength of the product increases while ductility and ductility and There is a problem in that toughness is rapidly reduced.
  • the present invention relates to a non-tempered wire rod capable of securing excellent strength and impact toughness without additional heat treatment through addition of high nitrogen and a method for manufacturing the same.
  • An object of the present invention is to provide a non-tempered wire rod capable of improving workability and toughness, and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is
  • C 0.02 to 0.30%
  • Si 0.05 to 0.8%
  • Mn 0.5 to 2.0%
  • Cr 1.0% or less
  • P 0.03% or less
  • S 0.03% or less
  • sol.Al 0.01 to 0.07 %
  • N more than 0.01% 0.02% or less
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.5% or less
  • Ti 0.1% or less, the balance containing Fe and unavoidable impurities
  • It has a wire rod microstructure including ferrite and pearlite
  • the ferrite is formed continuously or discontinuously at predetermined intervals along a direction parallel to the rolling direction of the wire rod to form a plurality of ferrite layers, and
  • the pearlite is formed continuously or discontinuously on the outside or inside of the ferrite layer in a direction parallel to the wire rolling direction to form a plurality of pearlite layers, and relates to a non-tempered wire rod having excellent wire-drawing property and impact toughness.
  • C 0.02 to 0.30%
  • Si 0.05 to 0.8%
  • Mn 0.5 to 2.0%
  • Cr 1.0% or less
  • P 0.03% or less
  • S 0.03% or less
  • sol.Al 0.01 to 0.07 %
  • N more than 0.01% 0.02% or less
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.5% or less
  • Ti 0.1% or less, the balance containing Fe and unavoidable impurities
  • It has a wire rod microstructure including ferrite and pearlite
  • the ferrite and the pearlite are alternately arranged continuously or discontinuously along a direction parallel to the rolling direction of the wire rod, and thus have a layered structure composed of a ferrite layer and a pearlite layer, and have excellent wire-drawing properties and impact toughness.
  • the distance between the ferrite layer and the adjacent ferrite layer is preferably in the range of 50 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the pearlite layer in the L section is 30 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the said ferrite in the cross section C which is a cross section perpendicular to the said rolling direction is 10 micrometers or less.
  • the average value of impact toughness at room temperature may be 100J or more.
  • It relates to a method of manufacturing a non-tempered wire rod excellent in wire drawing property and impact toughness, including a step of cooling the finish-rolled wire rod at 0.1 to 2° C./s after winding it.
  • T 1 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023 ⁇ [Nb] + 330[V] + 3000[N]
  • T 2 733 + 52[C] + 29.1[Si] - 20.7[Mn] + 16.9[Cr] - 80.6[Nb] + 2000[N]
  • T 3 962 - 300[C] + 24.6[Si ] - 68.1 [Mn] - 75.6 [Cr] - 360.1 [Nb] -20.7 [V] + 2000 [N]
  • each element means the weight content, and the unit of Tf is °C.
  • the cooled wire rod has a wire rod microstructure including ferrite and pearlite, and the ferrite is formed continuously or discontinuously at a predetermined interval along a direction parallel to the wire rolling direction, so that a plurality of ferrite layers are formed. and the pearlite may be formed continuously or discontinuously on the outside or inside of the ferrite layer in a direction parallel to the wire rolling direction to form a plurality of pearlite layers.
  • the distance between the ferrite layer and the adjacent ferrite layer is preferably in the range of 50 ⁇ m or less.
  • non-tempered wire rod that can be suitably used for parts requiring high strength and high toughness even if heat treatment is omitted due to the use of nitride forming elements by adding high nitrogen.
  • FIG. 1 is a structure photograph showing a ferrite-pearlite layered structure according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors studied from various angles to provide a wire rod capable of securing excellent strength and impact toughness after wire drawing.
  • the alloy composition (high nitrogen addition) of the wire rod and the well-developed ferrite-pearlite layer in the rolling direction By forming the microstructure of the structure (FP band structure), it is found that excellent impact toughness can be secured while strength is increased during wire drawing without additional heat treatment, and the present invention is presented.
  • the non-tempered wire rod of the present invention by weight, C: 0.02 to 0.30%, Si: 0.05 to 0.8%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less , sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: more than 0.01% and 0.02% or less, and Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less, the balance contains Fe and unavoidable impurities .
  • the ferrite is formed continuously or discontinuously at predetermined intervals along a direction parallel to the wire rolling direction to form a plurality of ferrite layers
  • the pearlite is a wire rod
  • a plurality of pearlite layers are formed continuously or discontinuously outside or inside the ferrite layer in a direction parallel to the rolling direction.
  • it is preferably contained in an amount of 0.02% or more.
  • the upper limit of the carbon content is preferably 0.3%. More preferably, the carbon content is limited to 0.02 to 0.28%.
  • Silicon is a useful element as a deoxidizer. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included in an amount of 0.05% or more. However, when the content is excessive, the deformation resistance of the steel rapidly increases due to solid solution strengthening, which leads to a problem in that cold workability is deteriorated. Therefore, it is preferable to limit the silicon content to 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
  • Manganese is an element useful as a deoxidizer and a desulfurizer. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included in 0.5% or more, and more preferably in 0.8% or more. However, when the content is excessive, the strength of the steel itself becomes excessively high, and the deformation resistance of the steel rapidly increases, thereby deteriorating the cold workability. Therefore, the upper limit of the manganese content is preferably 2.0%, more preferably 1.8%.
  • Chromium serves to promote ferrite and pearlite transformation during hot rolling.
  • the amount of solid-solution carbon is reduced, and it contributes to the reduction of dynamic strain aging due to the solid-solution carbon.
  • the upper limit of the chromium content is preferably 1.0%, more preferably 0.8%.
  • Phosphorus is an unavoidably contained impurity, and is an element that segregates at grain boundaries to reduce toughness of steel and is a major factor in reducing delayed fracture resistance, so it is desirable to control its content as low as possible.
  • Sulfur is an unavoidably contained impurity, which segregates at grain boundaries to greatly reduce the ductility of steel, and forms an emulsion in steel, which is the main cause of deterioration of delayed fracture resistance and stress relaxation characteristics. It is preferable Theoretically, it is advantageous to control the sulfur content to 0%, but inevitably it must be contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is managed as 0.03%.
  • sol.Al is an element useful as a deoxidizer and contains 0.01% or more. Preferably it is 0.015 % or more, More preferably, it is 0.02 % or more.
  • the upper limit of the Al content is managed as 0.07%.
  • the content of nitrogen is an essential element in order to realize the effects of the present invention.
  • the nitrogen content is 0.01% or less, it is difficult to secure nitride, and the amount of precipitates such as Nb, V, and Ti is reduced, and there is a possibility that desired properties cannot be obtained.
  • the nitrogen content exceeds 0.02%, the dissolved nitrogen content that cannot be combined with the precipitate increases, and there is a possibility that the toughness and ductility of the wire rod may be deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to manage the nitrogen content to more than 0.01% and 0.02% or less.
  • the present invention includes at least one of niobium (Nb), vanadium (V), and titanium (Ti) in addition to the above-described component system.
  • Niobium is an element that forms carbides and carbonitrides to limit grain boundary movement of austenite and ferrite.
  • the carbonitride acts as a fracture origin and can reduce impact toughness, it is preferable to keep the solubility limit and add it.
  • the content of Nb exceeds 0.1%, there is a problem of forming coarse precipitates. Therefore, it is preferable to limit the content to 0.1% or less.
  • V Vanadium (V): 0.5% or less
  • the carbonitride acts as a fracture origin and may reduce impact toughness, it is preferable to add it by keeping the solubility limit.
  • V exceeds 0.5%, there is a problem of forming coarse precipitates. Therefore, it is preferable to limit the content to 0.5% or less.
  • Titanium (Ti) also has the effect of limiting the grain size of austenite by combining with carbon and nitrogen to form carbonitride.
  • the content exceeds 0.1%, there is a problem in that coarse precipitates are formed, which increases the possibility of acting as a major crack generation source for fracture of inclusions. Therefore, it is preferable to limit the content to 0.1% or less.
  • the balance other than the alloy composition is Fe.
  • the wire rod for drawing of the present invention may contain other impurities that may be included in the industrial production process of ordinary steel. These impurities are not particularly limited in the present invention, since the content can be known by anyone having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains.
  • the non-tempered wire rod according to an embodiment of the present invention has a wire rod microstructure including ferrite and pearlite.
  • the ferrite is formed continuously or discontinuously at predetermined intervals along a direction parallel to the rolling direction of the wire rod to form a plurality of ferrite layers, and the pearlite is outside the ferrite layer along a direction parallel to the rolling direction of the wire rod.
  • it is formed continuously or discontinuously on the inside to form a plurality of pearlite layers.
  • the ferrite and the pearlite are alternately arranged continuously or discontinuously in a direction parallel to the rolling direction of the wire rod to have a layered structure composed of a ferrite layer and a pearlite layer.
  • 1 is a structure photograph showing a ferrite-pearlite layered structure according to an embodiment of the present invention.
  • the ferrite is formed continuously or discontinuously at predetermined intervals along a direction parallel to the rolling direction to form a plurality of ferrite layers, and the pearlite is parallel to the rolling direction of the wire rod.
  • a plurality of pearlite layers are formed continuously or discontinuously on the outside or inside of the ferrite layer along the direction. That is, in the present invention, since ferrite and pearlite form layers continuously or discontinuously arranged alternately in a direction parallel to the rolling direction, a band structure of ferrite and pearlite is formed in a direction parallel to the rolling direction.
  • Such a ferrite-pearlite layered structure has excellent drawing workability because the initial structure before drawing is arranged in a direction favorable to drawing work.
  • the impact toughness is improved because the impact is propagated along the ferrite-pearlite interface, which is the weakest part. can be improved
  • the area fraction of the ferrite in the range of 30 to 90%.
  • the distance between the ferrite layer and the adjacent ferrite layer preferably satisfies a range of 50 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the pearlite layer (band) in the L section which is a cross section parallel to the rolling direction, may be 30 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the ferrite in the cross-section C which is a cross-section perpendicular to the rolling direction, may be 10 ⁇ m or less.
  • the thickness of the pearlite layer means the thickness of the pearlite layer in the L section, which is a parallel section in the rolling direction, and when the average thickness of the pearlite layer exceeds 30 ⁇ m, it may be difficult to secure target impact toughness.
  • the particle diameter of the ferrite means a ferrite particle diameter in a cross-section C, which is a cross-section perpendicular to the rolling direction, and the average particle diameter of the ferrite is preferably 10 ⁇ m or less. If it exceeds 10 ⁇ m, it may be difficult to secure the target impact toughness.
  • the average particle diameter means an average equivalent circular diameter of particles detected by observing a cross section of the steel sheet, and the average particle diameter of pearlite formed together is particularly limited because it is affected by the average particle diameter of the ferrite. I never do that.
  • the pearlite structure of the present invention may have an average lamellar spacing of 0.03 to 0.3 ⁇ m.
  • the finer the lamellar spacing of the pearlite structure the greater the strength of the wire rod, but if it is less than 0.03 ⁇ m, there is a risk of deterioration in cold workability, and if the lamella spacing exceeds 0.3 ⁇ m, it may be difficult to secure the target strength.
  • the average value of the impact toughness at room temperature can be 100J or more.
  • the method for manufacturing a non-tempered wire rod having excellent strength and impact toughness comprises the steps of: preparing a steel material having the above alloy composition; reheating the steel to a reheating temperature (Tr) that satisfies the following relational expression (1); manufacturing a wire rod by finish-rolling the reheated steel at a finish-rolling temperature (Tf) satisfying the following relational expression (2); and a step of winding the finish-rolled wire rod and then cooling the wire rod at 0.1 to 2° C./s.
  • T 1 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023 ⁇ [Nb] + 330[V] + 3000[N]
  • This process is a process for re-dissolving carbonitrides formed by Nb, V, or a combination thereof in the base material. If carbonitride formed of Nb, V, or a combination thereof does not dissolve during reheating in a heating furnace and remains, it becomes difficult to refine ferrite grains in the subsequent wire rod rolling process due to continuous coarsening when maintaining high temperature, and when cooling A hybrid tissue may be produced.
  • the steel reheating temperature (Tr) defined in the above relation 1 is less than T 1 , the coarse carbonitrides formed by Nb, V or a combination thereof are not completely re-dissolved, and when the steel reheating temperature exceeds 1200°C There is a risk that the austenite structure will grow excessively and the ductility may decrease.
  • the wire rod is manufactured by finish rolling the reheated steel material at a finish rolling temperature (Tf) satisfying the following relational expression (2).
  • T 2 733 + 52[C] + 29.1[Si] - 20.7[Mn] + 16.9[Cr] - 80.6[Nb] + 2000[N]
  • T 3 962 - 300[C] + 24.6[Si ] - 68.1 [Mn] - 75.6 [Cr] - 360.1 [Nb] -20.7 [V] + 2000 [N]
  • each element means the weight content, and the unit of Tf is °C.
  • the wire rod having a final microstructure is manufactured by winding the finish-rolled wire rod and then cooling it at 0.1 to 2° C./s.
  • the process of winding and cooling the finish-rolled wire rod corresponds to the process of controlling the lamellar spacing of the pearlite in the ferrite-pearlite layered structure formed under the finish rolling condition.
  • the average cooling rate at the time of cooling in the cooling process it is preferable to control the average cooling rate at the time of cooling in the cooling process to 0.1 ⁇ 2 °C / sec. If the cooling rate is too slow, the lamellar spacing is widened and there is a risk of insufficient ductility.
  • the alloy composition of the steel and the manufacturing process are controlled. That is, according to the present invention, the wire rod having the above-described ferrite-pearlite layer structure can be effectively manufactured by manufacturing the wire rod through an optimized manufacturing process (reheating-rolling-cooling) using a steel material satisfying the above-described component system.
  • a steel material having an alloy composition as shown in Table 1 was heated at the heating temperature of Table 2 below for 3 hours, and then hot-rolled to a wire diameter of 20 mm to prepare a wire rod.
  • the finish rolling temperature was set as shown in Table 2 below, and after winding, it was cooled at a cooling rate as shown in Table 2 below.
  • T 1 is the temperature defined by the relation 1
  • T 2 and T 3 are the temperature defined by the relation 2.
  • Comparative Examples 1-4 the alloy composition is within the scope of the present invention, but the manufacturing process conditions are outside the scope of the present invention. Specifically, Comparative Examples 1 and 4 do not satisfy the reheating temperature and finish rolling temperature, Comparative Example 2 does not satisfy the finish rolling temperature, and Comparative Example 3 does not satisfy the finish rolling and cooling rate In this case, it can be seen that lower impact toughness is obtained compared to the invention example.

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Abstract

신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 비조질 선재는, 중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며, 상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있다.

Description

신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
본 발명은 비조질 선재에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 강도, 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
기계구조용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 구조용강은 대부분 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 공정을 거쳐 강도와 인성을 높인 조질강(Quenching and Tempering Steel; 調質鋼)이 사용되고 있다.
한편, 조질강과 달리 비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 열간 가공 후 열처리를 하지 않고도 열처리(조질처리)한 강(조질강)과 유사한 강도를 얻을 수 있는 강을 말하며, 이러한 비조질강은 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만들기 때문에 Micro-Alloyed Steel이라고도 한다.
통상의 조질 선재 제품은 [열간 압연 - 냉간 신선 - 구상화 열처리 - 냉간 신선 - 냉간 압조 - 급냉 및 소려] 공정을 거쳐 최종 제품이 만들어지는 반면에, 비조질 선재 제품은 [열간 압연 - 냉간 신선 - 냉간 압조]의 공정을 거쳐서 최종 제품이 만들어진다.
이와 같이, 비조질 선재는 기존 조질 선재 제조시 수반되는 열처리 공정을 생략함으로써 소재의 제조단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품임과 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용이 시도되고 있다.
특히, 페라이트-펄라이트계 비조질 선재는 저가의 성분설계가 가능하고Stelmor Line제조공정에서 균질한 조직을 안정적으로 얻을 수 있는 장점이 있지만, 신선가공량이 증가함에 따라 제품의 강도는 상승하는 반면 연성 및 인성이 급격하게 저하되는 문제가 있다.
본 발명은 고질소 첨가를 통하여 추가 열처리 없이도 우수한 강도 및 충격인성을 확보할 수 있는 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 기존 조질강 대비 열위한 인성이 문제되는 페라이트-펄라이트 선재의 강도, 신선가공성 및 인성을 향상시킬 수 있는 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면은,
중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며,
상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고
상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재에 관한 것이다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며,
상기 페라이트와 상기 펄라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 연속적 또는 불연속적으로 교대로 배열됨으로써 페라이트층과 펄라이트층으로 이루어진층상 구조를 가지는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재에 관한 것이다.
상기 페라이트층과 인접하는 페라이트층간의 거리는 50㎛ 이하의 범위로 함이 바람직하다.
상기 압연 방향에 평행 단면인 L 단면에서의 상기 펄라이트 층의 평균 두께가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다.
상기 압연 방향에 직각 단면인 C 단면에서의 상기 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것이 바람직하다.
상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상일 수 있다.
또한 본 발명의 또다른 측면은,
상기 합금 조성성분을 갖는 강재을 마련하는 공정;
상기 강재를 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강재를 하기 관계식 2를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)에서 마무리 압연함으로써 선재를 제조하는 공정; 및
상기 마무리 압연된 선재를 권취 후, 0.1~2℃/s로 냉각하는 공정;을 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식1]
T 1≤Tr≤1200℃
여기서, T 1= 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V] + 3000[N]
[관계식2]
T 2≤T f≤T 3
여기서, T 2 = 733 + 52[C] + 29.1[Si] - 20.7[Mn] + 16.9[Cr] - 80.6[Nb] + 2000[N], T 3 = 962 - 300[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 75.6[Cr] - 360.1[Nb] -20.7[V] + 2000[N]이며, 각 원소는 중량 함량을 의미하고, Tf의 단위는 ℃이다.
본 발명에서, 상기 냉각된 선재는, 페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며, 상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있을 수 있다.
상기 페라이트층과 인접하는 페라이트층간의 거리는 50㎛이하의 범위로 함이 바람직하다.
본 발명에 따르면, 고질소첨가에 의한 질화물 형성원소 활용으로 열처리를 생략하더라도 고강도 및 고인성이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용 할 수 있는 비조질 선재를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 페라이트-펄라이트 층상 구조를 보이는 조직 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 신선가공 후 우수한 강도 및 충격인성을 확보할 수 있는 선재를 제공하기 위하여 다양한 각도에서 검토하였으며, 그 결과, 선재의 합금조성(고질소 첨가) 및 압연 방향으로 잘 발달된 페라이트-펄라이트 층상구조(F-P band structure)의 미세조직을 형성함으로써 별도의 열처리 없이도 신선가공시 강도 증가와 함께 우수한 충격인성을 확보할 수 있음을 발견하고, 본 발명을 제시하는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 냉간가공성이 우수한 비조질 선재에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명의 비조질 선재는, 중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 그리고 페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며, 상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층들 이루고 있다.
먼저, 본 발명의 비조질 선재의 합금조성 및 성분범위에 대하여 상세히 설명한다. 이하에서, 달리 규정하는 바가 없다면 "%"는 "중량%"를 나타낸다.
·탄소(C): 0.02~0.3%
탄소는 선재의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.02% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소 함량의 상한은 0.3%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 상기 탄소 함량을 0.02~0.28% 범위로 제한하는 것이다.
·실리콘(Si): 0.05~0.8%
실리콘은 탈산제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.05% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 고용강화에 의해 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서 상기 실리콘 함량을 0.8%이하, 보다 바람직하게는 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·망간(Mn): 0.5~2.0%
망간은 탈산제 및 탈황제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.5% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.8% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간 함량의 상한은 2.0%인 것이 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 바람직하다.
·크롬(Cr): 1.0% 이하(0% 포함)
크롬은 열간압연 시 페라이트 및 펄라이트 변태를 촉진시키는 역할을 한다. 또한, 강 자체의 강도를 필요 이상으로 높이지 않으면서도, 강 중 탄화물을 석출시켜 고용 탄소량을 저감시키고, 고용 탄소에 의한 동적 변형 시효의 감소에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬 함량의 상한은 1.0%인 것이 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 바람직하다.
·인(P): 0.03% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연 파괴 저항성을 감소시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.03%로 관리한다.
·황(S): 0.03% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 연성을 크게 저하시키고, 강 중 유화물을 형성하여 지연 파괴 저항성 및 응력 이완 특성을 열화시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.03%로 관리한다.
·알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.07%
sol.Al은 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소이며, 0.01% 이상 함유한다. 바람직하게는 0.015% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. Al 함유량이 0.07%를 넘으면 AlN 형성에 의한 오스테나이트 입도 미세화 효과가 커지게 되어 냉간 단조성이 저하하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 Al의 함량의 상한을 0.07%로 관리한다.
·질소(N): 0.01% 초과 0.02% 이하
질소의 함량은 본 발명의 효과를 구현하기 위해 필수 원소이다. 질소의 함량이 0.01% 이하인 경우에는 질화물 확보가 어려워 Nb, V, Ti 등의 석출물 생성량이 감소하여 원하는 성질을 얻지 못할 가능성이 있다. 이와는 반대로 질소의 함량이 0.02%를 초과할 경우에는 석출물과 결합하지 못한 고용 질소 함량이 증가하여 선재의 인성, 연성의 저하가 발생 될 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 질소의 함량을 0.01% 초과 0.02% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상술한 성분계 외에 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 타이타늄(Ti) 중 1종 이상을 포함한다.
·니오븀(Nb): 0.1% 이하
니오븀(Nb)은 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소이다. 하지만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성을 저하시킬 수 있으므로 용해도 한계를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·바나듐(V): 0.5% 이하
바나듐(V)은 니오븀(Nb)와 마찬가지로 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소이다. 다만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 용해도 한계(solubility limit)를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 V의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량은 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·타이타늄(Ti): 0.1% 이하
티타늄(Ti) 또한 탄소 및 질소와 결합하여 탄질화물을 생성시킴으로써 오스테나이트의 결정립 크기를 제한하는 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과할 경우 조대한 석출물이 형성되어 개재물 파단의 주요한 크랙 생성처로 작용할 가능성이 높아진다는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량은 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 합금조성 외 잔부는 Fe이다. 뿐만 아니라, 본 발명의 신선용 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
한편 본 발명의 일실시예에 따른 비조질 선재는, 페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가진다.
그리고 상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있다. 다시 말하면, 상기 페라이트와 상기 펄라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 연속적 또는 불연속적으로 교대로 배열됨으로써 페라이트층과 펄라이트층으로 이루어진 층상 구조를 가지고 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 페라이트-펄라이트 층상 구조를 보이는 조직 사진이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 상기 페라이트는 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있다. 즉, 본 발명에서 페라이트와 펄라이트는 압연방향과 평행한 방향을 따라 연속적 또는 불연속적으로 교대로 배열된 층을 이루고 있으므로, 압연방향과 평행한 방향으로 페라이트와 펄라이트의 층상구조(band structure)를 형성한다 할 수 있다. 이러한 페라이트-펄라이트 층상구조는 신선 전의 초기 조직이 신선가공에 유리한 방향으로 배열되어 있기 때문에 우수한 신선가공성을 가지게 된다. 또한 신선가공을 통해 압연 방향으로 연신된 페라이트-펄라이트 층상구조는 충격 시 두께방향으로 충격의 전파가 진행되기 어렵게 되고, 가장 취약한 부분인 페라이트-펄라이트 계면을 따라서 충격의 전파가 이루어지기 때문에 충격인성이 향상될 수 있다.
본 발명에서는 상기 페라이트의 면적분율을 30~90% 범위로 유지함이 바람직하다. 이와 같은 조직을 확보하는 경우, 강도를 확보하면서도 우수한 신선가공성 및 충격인성을 확보할 수 있다.
또한 상기 페라이트층과 인접하는 페라이트층간의 거리는 50㎛ 이하의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명의 펄라이트 조직은 압연 방향의 평행 단면인 L 단면에서의 펄라이트 층(band)의 평균 두께가 30㎛ 이하일 수 있다. 또한, 압연 방향의 직각 단면인 C 단면에서의 페라이트의 평균 입경은 10㎛ 이하일 수 있다.
상기 펄라이트 층의 두께는 압연 방향의 평행 단면인 L 단면에서의 펄라이트 층 두께를 의미하며, 상기 펄라이트 층의 평균 두께가 30㎛를 초과할 경우 목표로 하는 충격인성의 확보가 어려울 수 있다.
상기 페라이트의 입경은 압연 방향의 직각 단면인 C 단면에서의 페라이트 입경을 의미하며, 상기 페라이트의 평균 입경은 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 10㎛를 초과할 경우 목표 충격인성 확보가 어려울 수 있다. 이때, 상기 평균 입경은 강판의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 평균 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미하며, 함께 형성되는 펄라이트의 평균 입경은 상기 페라이트의 평균입경에 영향을 받기 때문에 특별히 제한하지 않는다.
본 발명의 펄라이트 조직은 평균 라멜라 간격이 0.03~0.3㎛ 일 수있다. 펄라이트 조직의 라멜라 간격은 미세할수록 선재의 강도가 증가하나 0.03㎛미만 일 경우 냉간가공성이 열화될 우려가 있으며, 라멜라 간격이 0.3㎛를 초과하는 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있다.
상술한 바와 같은 조성과 미세조직을 갖는 본 발명의 선재를 이용하여 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상을 얻을 수가 있다.
다음으로, 본 발명의 일 측면에 따른 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법은, 상기와 같은 합금 조성성분을 갖는 강재을 마련하는 공정; 상기 강재을 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 공정; 상기 재가열된 강재을 하기 관계식 2를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)에서 마무리 압연함으로써 선재를 제조하는 공정; 및 상기 마무리 압연된 선재를 권취 후, 0.1~2℃/s로 냉각하는 공정;을 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 상술하 바와 같은 합금 조성성분을 갖는 강재를 마련한 후, 이를 재가열한다. 이때, 본 발명에서는 상기 강재을 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열할 것이 요구된다.
[관계식1]
T 1≤Tr≤1200℃
여기서, T 1= 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V] + 3000[N]
본 공정은 성분계 중 Nb, V 또는 이들의 조합에 의해 형성되는 탄질화물을 모재 내에 재고용시키기 위한 공정이다. Nb, V 또는 이들의 조합으로 형성된 탄질화물이 가열로 내 재가열 시 용해되지 않고, 잔류하게 되면, 고온 유지시 연속적인 조대화로 인하여 후속 공정인 선재압연 공정에서 페라이트 결정립 미세화가 어려워지며, 냉각시 혼립 조직이 생성될 수 있다.
만일 상기 관계식 1에서 정의되는 강재 재가열 온도(Tr)가 T 1 미만일 경우에는 Nb, V 또는 이들의 조합에 의해 형성되는 조대한 탄질화물들이 완전히 재고용되지 않으며, 강재 재가열 온도가 1200℃을 초과하는 경우에는 오스테나이트 조직이 과도하게 성장하여 연성이 저하될 우려가 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강재을 하기 관계식 2를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)에서 마무리 압연함으로써 선재를 제조한다.
[관계식2]
T 2≤T f≤T 3
여기서, T 2 = 733 + 52[C] + 29.1[Si] - 20.7[Mn] + 16.9[Cr] - 80.6[Nb] + 2000[N], T 3 = 962 - 300[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 75.6[Cr] - 360.1[Nb] -20.7[V] + 2000[N]이며, 각 원소는 중량 함량을 의미하고, Tf의 단위는 ℃이다.
상기 마무리 압연온도(Tf)는 합금 미세 조직에 영향을 미치므로, 페라이트-펄라이트 층상구조를 형성하는데 매우 중요한 공정 조건에 해당하며, 상기 관계식 2의 조건으로 마무리 압연 시 페라이트-펄라이트 층상구조가 잘 형성될 수 있다.
만일 상기 관계식 2에서 상기 마무리 압연온도(Tf)가 T 2 미만인 경우, 페라이트 입계 미세화에 의한 변형 저항이 증가하여 냉간단조성이 열위될 가능성이 있으며, 마무리 압연온도(Tf)가 T 3를 초과하는 경우에는 페라이트-펄라이트 층상구조가 잘 형성되지 않을 우려가 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 마무리 압연된 선재를 권취 후, 0.1~2℃/s로 냉각함으로써 최종 미세조직을 갖는 선재를 제조한다.
즉, 본 발명에서 마무리 압연된 선재를 권취 후 냉각하는 공정은 마무리 압연조건에서 형성된 페라이트-펄라이트 층상구조 내 펄라이트의 라멜라 간격을 제어하는 공정에 해당한다.
페라이트-펄라이트로 이루어진 조직에서 펄라이트는 강도 측면에서는 유리하나, 인성을 저하시키는 주된 요인으로 작용할 수 있다. 그런데 이때 만일 펄라이트의 라멜라 간격이 미세할 경우에 인성에 상대적으로 유리하게 작용하는 측면이 있다. 따라서, 본 발명의 냉각하는 공정에서 이러한 펄라이트 라멜라 간격을 미세화하기 위하여 냉각속도를 적절히 제어할 필요가 있다.
본 발명에서는 상기 냉각공정에서 냉각 시 평균 냉각속도를 0.1~2℃/sec로 제어함이 바람직하다. 만약 냉각속도가 너무 느리게 되면 라멜라 간격이 넓어져 연성이 부족할 우려가 있으며, 너무 빠르게 되면 저온조직이 발생되어 인성을 급격히 저하시킬 우려가 있다.
보다 바람직하게는, 0.3~1℃/sec 범위로 관리하는 것이다. 이러한 냉각속도 범위에서 선재의 강도를 충분히 확보하면서도 연성 및 인성이 우수한 비조질 선재를 얻을 수 있다.
상술한 바와 같이 본 발명에서는 강재의 합금조성 및 제조공정을 제어한다. 즉, 본 발명은 상술한 성분계를 만족하는 강재를 이용하여 최적화된 제조공정(재가열-압연-냉각)을 거쳐 선재를 제조함으로써 앞서 설명한 페라이트-펄라이트 층상구조를 갖는 선재를 효과적으로 제조할 수 있는 것이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 하기 실시예는 본발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다
(실시예)
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 강재를 하기 표 2의 가열온도에서 3시간 가열한 후, 선경 20mm로 열간압연하여 선재를 제조하였다. 이때, 마무리 압연온도는 하기 표 2와 같이 설정하였으며, 권취 후 하기 표 2와 같은 냉각속도로 냉각하였다.
이후, 전자현미경을 이용하여, 미세조직의 종류 및 분율, 펄라이트층 두께 및 펄라이트 라멜라 간격 등을 분석 및 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
또한 상기 미세조직을 갖는 선재를 30~60% 신선가공 후 상온 인장강도 및 상온 충격인성을 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다. 여기서, 상온 인장강도는 25℃에서 비조질강 시편의 중심부에서 채취하여 측정하였으며, 상온 충격인성은 25℃에서 U노치(U-notch 규격 샘플 기준, 10×10×55mm)를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지값으로 평가한 것이다.
강종 No. 합금 조성(중량%)
C Si Mn P S Cr Al Nb V Ti N
1 0.08 0.17 1.62 0.010 0.0050 - 0.024 0.030 - - 0.0110
2 0.14 0.22 1.54 0.011 0.0070 - 0.028 - 0.110 - 0.0120
3 0.19 0.25 1.47 0.012 0.0150 - 0.032 - - 0.015 0.0105
4 0.26 0.32 1.35 0.009 0.0130 0.15 0.035 0.015 0.080 - 0.0130
5 0.07 0.20 1.33 0.008 0.0056 - 0.021 0.025 - - 0.0042
6 0.15 0.17 1.26 0.011 0.0078 0.11 0.020 - 0.12 - 0.0038
7 0.21 0.23 1.20 0.010 0.0043 0.20 0.027 - - 0.011 0.0067
8 0.27 0.26 1.10 0.009 0.0120 0.13 0.03 0.010 0.055 - 0.0240
Figure PCTKR2020018188-appb-img-000001
*표 1에서 F는 페라이트, P는 펄라이트를 나타냄. 그리고 T 1는 관계식 1에, T 2 및 T 3는 관계식 2에 의해 정의되는 온도임.
강종 No. 0% 신선가공 35% 신선가공 45% 신선가공 55% 신선가공 비고
인장강도(Mpa) 충격인성(J) 인장강도(Mpa) 충격인성(J) 인장강도(Mpa) 충격인성(J) 인장강도(Mpa) 충격인성(J)
1 557 332 772 234 831 214 887 193 발명예1
564 328 784 187 852 138 899 96 비교예1
2 668 248 854 188 906 167 962 172 발명예2
675 235 867 162 917 116 970 84 비교예2
3 586 275 783 215 852 206 911 187 발명예3
592 267 797 174 873 129 934 77 비교예3
4 654 233 848 186 899 172 945 163 발명예4
651 224 856 141 908 102 962 65 비교예4
5 522 272 720 202 772 137 835 98 비교예5
6 606 221 796 163 847 112 884 89 비교예6
7 534 243 724 171 783 134 832 61 비교예7
8 689 157 892 94 945 67 988 42 비교예8
상기 표 1-3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성(고N첨가) 및 제조조건을 만족하는 발명예 1-4의 경우, 압연방향으로 발달된 F+P banded 구조로 인해 신선가공 후 우수한 강도 및 충격인성을 확보 할 수 있었다.
이에 반하여, 비교예 1-4는 합금조성 성분은 본 발명범위 내이나 제조공정 조건은 본 발명 범위를 벗어난 경우들이다. 구체적으로, 비교예 1 및 비교예 4는 재가열온도 및 마무리압연온도를 만족하지 않는 경우, 비교예 2는 마무리압연 온도를 만족하지 않는 경우, 그리고 비교예 3은 마무리압연 및 냉각속도를 만족하지 않는 경우로서 발명예 대비 낮은 충격인성을 획득함을 알 수 있다.
또한 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않는 비교예 5-8의 경우, 본 발명에서 제안하는 압연방향으로의 F+P banded 구조가 충분히 발휘되지 못하여 발명예 대비 낮은 충격인성을 획득함을 알 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며,
    상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고
    상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  2. 중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며,
    상기 페라이트와 상기 펄라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 연속적 또는 불연속적으로 교대로 배열됨으로써 페라이트층과 펄라이트층으로 이루어진 층상 구조를 가지는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 페라이트층과 상기 펄라이트층은 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 교대로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  4. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 페라이트층과 인접하는 페라이트층간의 거리는 50㎛이하의 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  5. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 페라이트의 면적분율을 30~90% 범위에 있음을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  6. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 압연 방향에 평행 단면인 L 단면에서의 상기 펄라이트 층의 평균 두께가 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  7. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 압연 방향에 직각 단면인 C 단면에서의 상기 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  8. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  9. 중량%로, C: 0.02~0.30%, Si: 0.05~0.8%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03 이하%, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 초과 0.02% 이하, 그리고 Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재을 마련하는 공정;
    상기 강재를 하기 관계식 1을 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강재를 하기 관계식 2를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)에서 마무리 압연함으로써 선재를 제조하는 공정; 및
    상기 마무리 압연된 선재를 권취 후, 0.1~2℃/s로 냉각하는 공정;을 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법.
    [관계식1]
    T 1≤Tr≤1200℃
    여기서, T 1= 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V] + 3000[N]
    [관계식2]
    T 2≤T f≤T 3
    여기서, T 2 = 733 + 52[C] + 29.1[Si] - 20.7[Mn] + 16.9[Cr] - 80.6[Nb] + 2000[N], T 3 = 962 - 300[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 75.6[Cr] - 360.1[Nb] -20.7[V] + 2000[N]이며, 각 원소는 중량 함량을 의미하고, Tf의 단위는 ℃이다.
  10. 제 9항에 있어서, 상기 냉각된 선재는, 페라이트와 펄라이트를 포함하는 선재 미세조직을 가지며, 상기 페라이트는 선재 압연방향과 평행한 방향을 따라 소정의 간격을 이루며 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 페라이트층을 이루고 있으며, 그리고 상기 펄라이트는 선재 압연 방향과 평행한 방향을 따라 상기 페라이트층의 외측 또는 내측에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 다수의 펄라이트층을 이루고 있는 것을 특징으로 하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법.
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