WO2021125765A1 - 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2021125765A1
WO2021125765A1 PCT/KR2020/018395 KR2020018395W WO2021125765A1 WO 2021125765 A1 WO2021125765 A1 WO 2021125765A1 KR 2020018395 W KR2020018395 W KR 2020018395W WO 2021125765 A1 WO2021125765 A1 WO 2021125765A1
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steel
less
carbide
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excellent workability
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손창영
최재훈
김학준
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주식회사 포스코
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
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    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C21D8/0226—Hot rolling
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material particularly suitable as a material for tools due to its excellent workability and a method for manufacturing the same.
  • hardness and workability are widely known as incompatible properties. This is because an increase in the strength of the steel causes an increase in hardness, whereas when the strength of the steel increases, the workability of the steel deteriorates.
  • Spheroidizing annealing is a heat treatment performed at a high temperature to make a plate-shaped lamellar cementite into a spherical shape. Since it takes a long time to secure a desired level of workability, it is not preferable in terms of productivity and economy.
  • Patent Document 1 proposes annealing heat treatment process conditions in which heat treatment is performed for a short time at a temperature of A1 or higher and then heat treatment is performed at a temperature lower than A1 for a long time.
  • a heating pattern is not only difficult to implement in a conventional heating furnace, but also has a problem that it takes a long time to secure the workability of high-carbon steel, so it is not evaluated as a realistic method for manufacturing high-carbon steel for tools. does not
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 10-2015-0075290 (2015.07.03, published)
  • a steel material having excellent workability and a method for manufacturing the same may be provided.
  • the steel material having excellent workability according to an aspect of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.2 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, the remaining Fe and other unavoidable impurities are included, and the microstructure is a ferrite single-phase structure containing spheroidized carbides, the average particle size of the carbides is 0.8 ⁇ m or less, and the number density of the carbides is 2 * 10 5 ⁇ 7 * 10 5 / mm may be two days.
  • the spheroidization ratio of the carbide may be 95% or more.
  • the room temperature surface hardness of the steel may be 230 ⁇ 270 HV.
  • the steel may have a burr height of 20 ⁇ m or less after press working, and the bendability (R/t) of the steel may be 2 or less.
  • the average particle size of the carbide may be 0.55 ⁇ m or more.
  • the steel is heated to 800 ⁇ 950 °C and maintained for 30 minutes or less, cooled to a temperature range of 50 °C or less at a cooling rate of 50 ⁇ 150 °C / s, heat treated at 200 ⁇ 300 °C 10 ⁇ 60 minutes After the surface hardness of the steel material may be 56HRC or more.
  • a steel material having excellent workability according to another aspect of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.2 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 0.03% or less , S: 0.005% or less, reheating, hot rolling, and winding the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities; Segmenting the carbide of the steel by applying a mechanical external force to the wound steel; And after heating the steel material in which the carbide is segmented, the step of spheroidizing annealing by maintaining for 5 to 20 hours at a temperature range of 650 ⁇ 700 °C; may include.
  • the carbide of the steel may be segmented by cold rolling the wound steel material at a reduction ratio of 30-50%.
  • the slab is reheated in a temperature range of 1000 to 1300 ° C.
  • the reheated slab is hot rolled in a temperature range of 850 to 1150 ° C.
  • the hot-rolled steel can be wound in a temperature range of 600 to 650 ° C.
  • FIG. 1 is a photograph of observing the microstructure of specimen A
  • FIG. 2 is a photograph of observing the microstructure of specimen H.
  • the present invention relates to a steel material having excellent workability and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the present embodiments are provided in order to further detail the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the steel material having excellent workability according to an aspect of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.2 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, the remaining Fe and other unavoidable impurities are included, and the microstructure is a ferrite single-phase structure containing spheroidized carbides, the average particle size of the carbides is 0.8 ⁇ m or less, and the number density of the carbides is 2 * 10 5 ⁇ 7 * 10 5 / mm may be two days.
  • alloy composition of the present invention will be described in more detail.
  • % and ppm related to the content of the alloy composition are based on weight.
  • the steel material having excellent workability according to an aspect of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.2 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, the remaining Fe and other unavoidable impurities may be included.
  • Carbon (C) is a representative hardenability improving element, and in the present invention, it is an element essential to secure hardness after quenching. Therefore, the present invention may contain 0.8% or more of carbon (C) for this effect.
  • a preferred carbon (C) content may be greater than 0.8%, and a more preferred carbon (C) content may be 0.82% or more.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 1.0%.
  • a preferred carbon (C) content may be less than 1.0%, and a more preferred carbon (C) content may be 0.98% or less.
  • the present invention may include 0.1% or more of silicon (Si) to achieve such an effect.
  • a preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 0.12%, and a more preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 0.15%.
  • the silicon (Si) content in the steel exceeds a certain range, not only the cold rolling performance is inferior, but also the possibility of decarburization during heat treatment increases, and since it may cause an increase in surface scale defects on the surface of the steel, the present invention provides silicon
  • the upper limit of the (Si) content may be limited to 0.3%.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.28%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.25%.
  • Manganese (Mn) is an element that not only contributes to the improvement of hardenability, but also effectively contributes to the improvement of the strength of steel by solid solution strengthening. In addition, manganese (Mn) combines with sulfur (S) in steel and precipitates as MnS, so that red hot brittleness caused by sulfur (S) can be effectively prevented.
  • the present invention may contain 0.2% or more of manganese (Mn) to achieve such an effect.
  • a preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.25%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.3%.
  • the present invention sets the upper limit of the manganese (Mn) content by 0.5% can be limited to A preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 0.45%, and a more preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 0.4%.
  • Chromium (Cr) is an element that effectively contributes to improvement of hardenability, like manganese (Mn). Therefore, the present invention may contain 0.1% or more of chromium (Cr) for this effect.
  • a preferred lower limit of the chromium (Cr) content may be 0.13%, and a more preferred lower limit of the chromium (Cr) content may be 0.16%.
  • the chromium (Cr) content in the steel exceeds a certain range, not only the cold rolling ductility may decrease, but also the decomposition of the carbide by heat treatment is delayed, so the spheroidization of the carbide may not be completed even by the spheroidizing annealing.
  • the present invention may limit the upper limit of the chromium (Cr) content to 0.3%.
  • a preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.28%, and a more preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.25%.
  • Phosphorus (P) in steel is a typical impurity element, but it is also the most advantageous element for securing strength without significantly impairing formability.
  • the present invention may limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.03%.
  • Sulfur (S) is an impurity element that is unavoidably introduced into steel, and it is desirable to manage its content as low as possible.
  • sulfur (S) in steel may cause red heat brittleness, and the present invention may limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.005%.
  • the steel material having excellent workability according to an aspect of the present invention may include the remainder Fe and other unavoidable impurities in addition to the above components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be completely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • addition of effective ingredients other than the above composition is not excluded.
  • the microstructure of the steel material according to an aspect of the present invention may be a ferrite single-phase structure containing spheroidized carbide.
  • the spheroidized carbide of the present invention may refer to a case in which all carbides are spheroidized, as well as a case in which some of the carbides are spheroidized.
  • the average particle size of the carbide may be 0.8 ⁇ m or less, and the number density of the carbide may be 2*10 5 ⁇ 7*10 5 pieces/mm 2 . That is, in the steel according to an aspect of the present invention, spheroidized carbides are finely formed in the steel, and since a large amount of carbides are evenly distributed, workability of the steel can be effectively secured.
  • the carbide contained in the steel according to an aspect of the present invention may have a spheroidization ratio of 95% or more, and a preferred carbide spheroidization ratio may be 99% or more.
  • the carbide spheroidization ratio refers to the area ratio of the spheroidized carbide having an aspect ratio (ratio of the major axis and the minor axis) to the area of the entire carbide of 2 or less. That is, in the steel according to one aspect of the present invention, since most of the carbides included in the steel are spheroidized carbides, the workability of the steel can be effectively secured.
  • the average particle size of the carbide contained in the steel may mean that the spheroidization of the carbide is not sufficiently achieved, and the present invention may limit the lower average particle size of the carbide to 0.55 ⁇ m.
  • Room temperature surface hardness of the steel according to one aspect of the present invention may be 230 ⁇ 270 HV.
  • the steel material having excellent workability according to an aspect of the present invention may have a burr height of 20 ⁇ m or less after press working, and the bending workability (R/t) of the steel material may be 2 or less.
  • the height of the burr can be obtained by measuring the difference in the height of the surface edge with a roughness meter after blanking under the condition of clearance of 5°. It can be measured depending on whether or not cracks occur on the surface of the material when bent at 90°.
  • Bendability t means the thickness of the steel (mm).
  • the steel material according to an aspect of the present invention is heated to 800 to 950 ° C. and maintained for 30 minutes or less, and cooled to a temperature range of 50 ° C. or less at a cooling rate of 50 to 150 ° C./s,
  • the surface hardness of the steel material after heat treatment at 200 ⁇ 300 °C 10 ⁇ 60 minutes may be 56 HRC or more. That is, the steel material according to an aspect of the present invention can secure excellent workability before quenching and, at the same time, secure excellent hardness characteristics after quenching.
  • the method of manufacturing a steel material having excellent workability by weight, C: 0.8 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.2 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 0.03 % or less, S: 0.005% or less, reheating, hot rolling, and winding the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities; Segmenting the carbide of the steel by applying a mechanical external force to the wound steel; And after heating the steel material in which the carbide is segmented, the step of spheroidizing annealing by maintaining for 5 to 20 hours at a temperature range of 650 ⁇ 700 °C; may include.
  • reheating may be performed. Since the slab alloy composition of the present invention corresponds to the alloy composition of the above-described steel, the description of the slab alloy composition of the present invention is replaced with a description of the alloy composition of the above-described steel.
  • the slab reheating temperature of the present invention may be applied to the conditions applied to normal slab reheating, as a non-limiting example, the slab reheating temperature of the present invention may be in the range of 1000 to 1300 °C.
  • Hot-rolled steel can be provided by performing hot rolling in a temperature range of 850 to 1150° C. for the reheated slab.
  • the hot rolling temperature is excessively high, there is a problem that the desired physical properties cannot be secured due to the coarsening of the microstructure, so the present invention can limit the upper limit of the hot rolling temperature range to 1150°C.
  • the present invention may limit the lower limit of the hot rolling temperature to 850 °C.
  • Hot-rolled steel can be wound in the temperature range of 600 ⁇ 650 °C.
  • the winding temperature is excessively high, not only the thickness of the cementite in the pearlite structure becomes thick, but also shape defects may occur due to the phase transformation after winding, so the present invention can limit the upper limit of the winding temperature to 650 °C.
  • the coiling temperature is less than a certain level, the strength is too high, so there is a concern about plate breakage in the process after winding, so the present invention may limit the lower limit of the coiling temperature to 600°C.
  • the temperature deviation in the longitudinal direction of the hot-rolled coil may be controlled to 20° C. or less.
  • a pickling process can be selectively applied according to the surface quality of the uncoiled steel, and then mechanically segmented carbide (lamellar cementite) by applying a mechanical external force to the steel.
  • the method of applying a mechanical external force to the steel material may be any method as long as it is a method capable of segmenting lamellar cementite, and non-limiting examples thereof include cold rolling or forging.
  • a mechanical external force to the steel by applying cold rolling in consideration of the effective segmentation of cementite, a cold rolling reduction of 30 to 50% may be applied.
  • the lamellar cementite is segmented by applying a mechanical external force to the hot-rolled steel, it is possible to effectively improve the spheroidizing efficiency in the spheroidizing annealing performed later. That is, in the present invention, since the spheroidizing annealing is started in a state in which a large amount of finely segmented carbide is distributed, the carbide can be effectively spheroidized within a relatively short time.
  • Spheroidizing annealing in which the carbide-segmented steel is heated to a temperature range of 650 to 700° C. and maintained for 5 to 20 hours by applying a mechanical external force can be performed. If the spheroidization annealing temperature and time are less than a certain level, there is a fear that sufficient spheroidization of the carbide may not be achieved, so the present invention may limit the lower limit of the spheroidization annealing temperature and time to 650° C. and 5 hours, respectively.
  • the present invention sets the upper limit of the spheroidizing annealing temperature and time to 700° C. and 20 hours, respectively. can be limited
  • the microstructure of the steel material manufactured by the above-described manufacturing method may be a ferrite single-phase structure containing spheroidized carbide.
  • the average particle size of the carbide may be 0.55 ⁇ m or more, and the spheroidization ratio of the carbide may be 95% or more.
  • the room temperature surface hardness of the steel manufactured by the above-described manufacturing method is 230 to 270 HV, the burr height after press working is 20 ⁇ m or less, and the bendability (R/t) may be 2 or less.
  • Specimen K means a specimen directly subjected to spheroidizing annealing without performing cold rolling.
  • the hardness of each specimen was converted to HV after HRC was measured using a Brinell hardness meter, and the microstructure of each specimen was etched after specimen cutting and mirror polishing, and the cross-sectional structure was measured using a scanning electron microscope. observed.
  • the height of the burr was measured after press working under the condition of clearance of 5% for each specimen, and bendability (R/t) was measured by performing a 90° bending test.
  • FIG. 2 is a microstructure observation photograph of specimen H, and it can be seen that not only the spheroidization rate of the carbides is low, but also the coarse carbides are locally distributed.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직이며, 상기 탄화물의 평균 입도는 0.8㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 수밀도는 2*10 5~7*10 5개/mm 2일 수 있다.

Description

가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법
본 발명은 가공성이 우수하여 공구용 소재로 특히 적합한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 강재의 물성 중 경도와 가공성은 양립되기 어려운 물성으로 널리 알려져 있다. 강재의 강도 상승은 경도 상승을 유발하는 반면, 강재의 강도가 높아지는 경우, 강재의 가공성이 열위해지는 특성을 나타내기 때문이다.
공구용 부품 제작에 이용되는 공구용 강재의 경우도, 부품 형상으로의 제작 시 우수한 가공성을 요구하는 반면, 최종 가공 후의 부품은 내마모 및 내충격 특성 등을 확보하기 위하여 높은 경도를 요구한다. 특히, 공구용 부품 제작에 이용되는 공구용 강재의 경우, 일정 수준 이상의 경도 및 강도 확보를 위하여 상대적으로 다량의 탄소(C)를 함유하는 강재를 주로 이용하므로, 목적하는 수준의 가공성 확보가 어려운 실정이다.
공구용 강재의 경우, 구상화 소둔을 통해 강재의 가공성을 확보한 후 부품 형상으로 가공하며, 이후 담금질을 통해 강재에 마르텐사이트 조직을 도입하여 경도를 확보하는 방식이 일반적으로 적용된다. 구상화 소둔은 판상의 라멜라 세멘타이트를 구형으로 만들기 위하여 고온에서 행하여지는 열처리로서, 목적하는 수준의 가공성 확보를 위해서는 장시간이 소요되므로, 생산성 및 경제성 측면에서는 바람직하지 않다.
특허문헌 1은 소둔 열처리 시간을 단축하기 위하여, A1 이상의 온도에서 단시간 열처리 한 후 A1 미만의 온도에서 장시간 열처리하는 소둔 열처리 공정 조건을 제안한다. 다만, 이와 같은 가열 패턴은 통상적인 가열로에서 구현하기 어려울 뿐만 아니라, 고탄소 강재의 가공성 확보를 위해서는 여전히 장시간이 소요된다는 문제점이 존재하므로, 고탄소 공구용 강재의 제조를 위한 현실적인 방안으로 평가되지는 않는다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제10-2015-0075290호 (2015.07.03, 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법 이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직이며, 상기 탄화물의 평균 입도는 0.8㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 수밀도는 2*10 5~7*10 5개/mm 2일 수 있다.
상기 탄화물의 구상화율은 95% 이상일 수 있다.
상기 강재의 상온 표면경도는 230~270HV일 수 있다.
상기 강재는 프레스 가공 후의 버 높이가 20㎛ 이하이고, 상기 강재의 굽힘가공성(R/t)은 2 이하일 수 있다.
상기 탄화물의 평균 입도는 0.55㎛ 이상일수 있다.
상기 강재를 800~950℃로 가열하여 30분 이하의 시간 동안 유지하고, 50~150℃/s의 냉각속도로 50℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고, 200~300℃에서 10~60분간 열처리한 후의 상기 강재의 표면경도가 56HRC 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고, 열간압연하고, 권취하는 단계; 상기 권취된 강재에 기계적 외력을 가하여 상기 강재의 탄화물을 분절하는 단계; 및 상기 탄화물이 분절된 강재를 가열한 후 650~700℃의 온도범위에서 5~20시간 유지하여 구상화 소둔하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 탄화물을 분절하는 단계에서, 30~50%의 압하율로 상기 권취된 강재를 냉간압연하여 상기 강재의 탄화물을 분절할 수 있다.
상기 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하고, 상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하며, 상기 열간압연된 강재를 600~650℃의 온도범위에서 권취할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르면, 경도 특성이 우수할 뿐만 아니라, 가공성이 우수한 공구용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1의 시편 A의 미세조직을 관찰한 사진이며, 도 2는 시편 H의 미세조직을 관찰한 사진이다.
본 발명은 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직이며, 상기 탄화물의 평균 입도는 0.8㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 수밀도는 2*10 5~7*10 5개/mm 2일 수 있다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 기재하지 않는 한, 합금조성의 함량과 관련된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.8~1.0%
탄소(C)는 대표적인 경화능 향상 원소로, 본 발명에서는 담금질 후 경도 확보를 위하여 필수적으로 첨가되는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.8% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.8% 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.82% 이상일 수 있다. 반면, 강 내 탄소(C) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 강 중 탄화물 분율이 지나치게 높아져 취성파괴를 조장할 우려가 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 1.0% 미만일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.98% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.3%
실리콘(Si)는 강의 강도 향상에 기여하는 성분이므로, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.1% 이상의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.12%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.15%일 수 있다. 다만, 강 중 실리콘(Si) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 열위해질 뿐만 아니라, 열처리 시 탈탄 가능성이 커지며, 강재 표면에 표면 스케일 결함의 증가를 유발할 수 있으므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.28%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
망간(Mn): 0.2~0.5%
망간(Mn)은 경화능 향상에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 고용강화에 의해 강의 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 망간(Mn)은 강 중의 황(S)과 결합하여 MnS로 석출되므로, 황(S)에 의한 적열취성을 효과적으로 방지할 수 있다. 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.2% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.25%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.3%일 수 있다. 다만, 강 중 망간(Mn) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 열위해질 뿐만 아니라, 중심편석에 의한 가공성 저하를 유발할 수 있으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 0.45%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 0.4%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.1~0.3%
크롬(Cr)은 망간(Mn)과 마찬가지로 경화능 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위하여 0.1% 이상의 크롬(Cr)을 포함할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.13%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.16%일 수 있다. 다만, 강 중 크롬(Cr) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 냉간압연성이 저하될 수 있을 뿐만 아니라, 열처리에 의한 탄화물의 분해가 지연되어 구상화 소둔에 의하더라도 탄화물의 구상화가 완료되지 않을 가능성이 존재한다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.28%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하(0% 포함)
강 중 인(P)은 대표적인 불순물 원소이나, 성형성을 크게 해치지 않으면서도 강도 확보에 가장 유리한 원소이기도 하다. 다만, 인(P)이 과도하게 첨가되는 경우, 취성파괴의 가능성이 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단을 유발할 수 있을 뿐만 아니라, 도금강판의 표면 특성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.005% 이하(0% 포함)
황(S)은 강 중에 불가피하게 유입되는 불순물 원소로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 강 중 황(S)은 적열 취성을 유발할 수 있는바, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는 상기한 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 강재의 미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직일 수 있다. 본 발명의 구상화 탄화물은 모든 탄화물이 구상화된 경우뿐만 아니라, 탄화물 중 일부 탄화물이 구상화된 경우를 의미할 수도 있다. 상기 탄화물의 평균 입도는 0.8㎛ 이하일 수 있으며, 상기 탄화물의 수밀도는 2*10 5~7*10 5개/mm 2일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 강 중에 구상화 탄화물이 미세하게 형성될 뿐만 아니라, 다량의 탄화물이 고르게 분포되어 있으므로 강재의 가공성을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 강재에 포함되는 탄화물은 구상화율이 95% 이상일 수 있으며, 바람직한 탄화물 구상화율은 99% 이상일 수 있다. 여기서 탄화물 구상화율이란 전체 탄화물의 면적 대비 에스펙트비(장축 및 단축의 비)가 2 이하인 구상화 탄화물의 면적 비를 의미한다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 강재에 포함되는 탄화물 중의 대부분이 구상화된 탄화물이므로, 강재의 가공성을 효과적으로 확보할 수 있다.
또한, 상기 강재에 포함되는 탄화물의 평균 입도가 일정 수준 이하인 경우, 탄화물의 구상화가 충분히 이루어지지 않았다는 것을 의미할 수 있는바, 본 발명은 탄화물의 평균 입도 하한을 0.55㎛로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 강재의 상온 표면경도는 230~270HV일 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재는 프레스 가공 후의 버(burr) 높이가 20㎛ 이하일 수 있으며, 상기 강재의 굽힘가공성(R/t)은 2 이하일 수 있다. 버(burr) 높이는 클리어런스 5°조건에서 블랭킹 가공 후 조도 측정기로 표면 엣지의 높이 차이를 측정하여 구할 수 있으며, 굽힘가공성은 끝부분의 곡률반경이 R(mm)인 삼각기둥의 초경합금으로 소재를 누르면서 90°로 굽혔을 때 소재 표면에 균열 발생 여부에 따라 측정될 수 있다. 굽힘가공성의 t는 강재 두께(mm)를 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 상술한 강재를 800~950℃로 가열하여 30분 이하의 시간 동안 유지하고, 50~150℃/s의 냉각속도로 50℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고, 200~300℃에서 10~60분간 열처리한 후의 상기 강재의 표면경도가 56HRC 이상일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 담금질 이전에 우수한 가공성을 확보함과 동시에, 담금질 이후에는 우수한 경도 특성을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 강재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고, 열간압연하고, 권취하는 단계; 상기 권취된 강재에 기계적 외력을 가하여 상기 강재의 탄화물을 분절하는 단계; 및 상기 탄화물이 분절된 강재를 가열한 후 650~700℃의 온도범위에서 5~20시간 유지하여 구상화 소둔하는 단계;를 포함할 수 있다.
슬라브 재가열, 열간압연 및 권취
소정의 합금조성 함량으로 구비되는 슬라브를 준비한 후 재가열을 실시할 수 있다. 본 발명의 슬라브 합금조성은 전술한 강재의 합금조성과 대응하므로, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다. 또한, 본 발명의 슬라브 재가열 온도는 통상의 슬라브 재가열에 적용되는 조건이 적용될 수 있으나, 비 제한적인 예로서 본 발명의 슬라브 재가열 온도는 1000~1300℃의 범위일 수 있다.
재가열된 슬라브에 대해 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하여 열연강재를 제공할 수 있다. 열간압연 온도가 과도하게 높은 경우, 미세조직의 조대화에 의해 목적하는 물성을 확보할 수 없는 문제점이 존재하므로, 본 발명은 열간압연 온도범위의 상한을 1150℃로 제한할 수 있다. 반면, 열간압연 온도가 일정 수준 미만인 경우, 과도한 압연 부하가 문제될 수 있으므로, 본 발명은 열간압연 온도의 하한을 850℃로 제한할 수 있다.
열간압연된 강재를 600~650℃의 온도범위에서 권취할 수 있다. 권취 온도가 과도하게 높은 경우, 펄라이트 조직 내의 세멘타이트의 두께가 두꺼워질 뿐만 아니라, 권취 후의 상변태에 의해 형상불량이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 권취 온도의 상한을 650℃로 제한할 수 있다. 반면, 권취 온도가 일정 수준 미만인 경우, 강도가 지나치게 높아 권취 후의 공정에서의 판파단이 우려되므로, 본 발명은 권취 온도의 하한을 600℃로 제한할 수 있다. 또한, 후술하는 탄화물 분절 단계에서 재질편차에 따른 판파단 발생을 방지하기 위하여, 열연 코일의 전장 길이 방향 온도편차를 20℃ 이하로 제어할 수 있다.
기계적 외력 인가에 의한 탄화물 분절
권취된 강재를 언코일링한 후 언코일링한 강재의 표면 품질에 따라 선택적으로 산세 공정을 적용할 수 있으며, 이후 강재에 기계적 외력을 가하여 탄화물(라멜라 시멘타이트)를 기계적으로 분절할 수 있다. 강재에 기계적 외력을 가하는 방식은 라멜라 시멘타이트를 분절 가능한 방식이라면 어떠한 방식이라도 무방하며, 비제한적이 예로서 냉간압연 또는 단조 등이 적용될 수 있다. 일 예로서, 냉간압연을 적용하여 강재에 기계적 외력을 인가하는 경우, 시멘타이트의 효과적인 분절을 고려하여, 30~50%의 냉간 압하율을 적용할 수 있다.
본 발명의 경우, 열연강재에 기계적인 외력을 인가하여 라멜라 시멘타이트를 분절하므로, 이후에 실시되는 구상화 소둔에서의 구상화 효율을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 즉, 본 발명에서는 미세 분절된 탄화물이 다량 분포된 상태로 구상화 소둔을 개시하므로, 상대적으로 짧은 시간 내에 탄화물을 효과적으로 구상화할 수 있다.
구상화 소둔
기계적 외력 인가에 의해 탄화물이 분절된 강재를 650~700℃의 온도범위로 가열하여 5~20시간 동안 유지하는 구상화 소둔을 실시할 수 있다. 구상화 소둔 온도 및 시간이 일정 수준 미만인 경우, 탄화물의 충분한 구상화가 이루어지지 않을 우려가 있으므로, 본 발명은 구상화 소둔 온도 및 시간의 하한을 각각 650℃ 및 5시간으로 제한할 수 있다. 반면, 구상화 소둔 온도 및 시간이 일정 수준을 초과하는 경우, 탄화물이 지나치게 조대해질뿐만 아니라, 강재의 경도 저하가 우려되는바, 본 발명은 구상화 소둔 온도 및 시간의 상한을 각각 700℃ 및 20시간으로 제한할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 강재의 미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직일 수 있다. 상기 탄화물의 평균 입도는 0.55㎛ 이상일 수 있으며, 상기 탄화물의 구상화율은 95% 이상일 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 강재의 상온 표면경도가 230~270HV이고, 프레스 가공 후의 버(burr) 높이가 20㎛ 이하이며, 굽힘가공성(R/t)은 2 이하일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
표 1의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비한 후 1200℃의 온도범위에서 가열하고, 950℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하였다. 산세 후 50%의 압하율로 냉간압연을 실시하여 1.0mm 두께의 박강판으로 압연하였다. 각 강종별 냉간압연 시의 압연성을 평가하여 표 1에 함께 기재하였다. 냉간압연 시 판파단 및 에지부 크랙이 발생하지 않거나, 에지부 크랙이 발생하더라도 크기가 10mm 미만인 크랙이 5개 미만 형성되는 경우를 ○로 평가하였다. 또한, 냉간압연 시 판파단 및 에지부 크랙이 발생하고, 에지부 크랙 크기가 10mm 이상이거나, 크기가 10mm 미만인 크랙이 5개 이상 형성되는 경우를 X로 평가하였다.
강종 합금조성 (중량%) 압연성
C Si Mn Cr P S
1 0.84 0.23 0.37 0.22 0.0126 0.0023 ○
2 0.96 0.23 0.39 0.21 0.0118 0.0020 ○
3 0.60 0.21 0.37 0.21 0.0129 0.0022 ○
4 1.17 0.17 0.36 0.19 0.0121 0.0022 X
이후 표 2의 조건에 의해 구상화 소둔을 실시하였으며, 각 시편의 경도 및 미세조직을 비교 분석하여 그 결과를 표 2에 함께 기재하였다. 다만, 시편 K는 냉간압연을 실시하지 않고, 바로 구상화 소둔을 실시한 시편을 의미한다. 이 때, 각 시편의 경도는 브리넬 경도 측정기를 이용하여 HRC를 측정한 후 HV로 환산하였고, 각 시편의 미세조직은 시편 절단 및 경면연마 후 에칭을 실시하였으며, 주사전자현미경을 이용하여 단면 조직을 관찰하였다. 또한, 각 시편에 대해 clearance 5% 조건에서 프레스 가공을 실시한 후 버(burr)의 높이를 측정하였고, 90° 벤딩 시험을 실시하여 굽힘가공성(R/t)을 측정하였다. 아울러, 각 시편에 대해 각각 900℃의 온도로 가열 및 급냉하는 담금질처리, 250℃의 온도로 가열하는 템퍼링 처리를 순차적으로 실시한 후, 표면경도 경도를 측정하였으며 그 결과를 표 2에 함께 기재하였다. 이 때의 표면 경도 역시 브리넬 경도 측정기를 이용하여 HRC를 측정하였다.
시편
No		 강종 소둔
온도
(℃)		 소둔
시간
(hr)		 구상화율
(%)		 탄화물
크기
(μm)		 탄화물
수밀도
(개/mm 2)		 소둔재
경도
(HV)		 버
높이
(μm)		 굽힘
가공성
(R/t)		 담금질
경도
(HRC)
A 1 660 15 100 0.58 6.9 x10 5 243 14 0 57.1
B 1 690 15 100 0.71 4.6 x10 5 232 12 0 56.5
C 2 660 15 99 0.62 6.6 x10 5 250 8 0 59.6
D 2 690 15 99 0.68 5.5 x10 5 236 15 0 59.4
E 3 660 15 100 0.61 4.9 x10 5 214 20 0 52.1
F 3 690 15 99 0.73 3.2 x10 5 196 25 0 50.8
G 1 630 15 78 0.51 8.8 x10 5 264 2 3.5 56.2
H 1 720 15 100 0.93 2.7 x10 5 195 26 2.5 56.2
I 2 630 15 83 0.53 9.2 x10 5 275 3 8.0 59.4
J 2 720 15 100 0.89 3.2 x10 5 205 22 5.0 58.2
K 1 730 15 98 1.29 1.4 x10 5 235 19 4.5 56.9
본 발명이 제한하는 합금조성 및 공정조건을 모두 만족하는 시편들은 우수한 경도 특성 및 가공성을 모두 만족하는 반면, 본 발명이 제한하는 합금조성 및 공정조건 중 어느 하나를 만족하지 않는 시편들의 경우, 본 발명이 목적하는 수준의 경도 특성 및 가공성의 동시 확보가 불가능한 것을 확인할 수 있다.
도 1의 시편 A의 미세조직 관찰 사진으로, 구상화된 미세 탄화물이 균일하게 다량 분포하는 것을 확인할 수 있다. 반면, 도 2는 시편 H의 미세조직 관찰 사진으로, 탄화물의 구상화율이 낮을 뿐만 아니라, 조대 탄화물이 국지적으로 분포된 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 구상화 탄화물을 포함하는 페라이트 단상조직이며,
    상기 탄화물의 평균 입도는 0.8㎛ 이하이고,
    상기 탄화물의 수밀도는 2*10 5~7*10 5개/mm 2인, 가공성이 우수한 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 탄화물의 구상화율은 95% 이상인, 가공성이 우수한 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 상온 표면경도는 230~270HV인, 가공성이 우수한 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 프레스 가공 후의 버 높이가 20㎛ 이하이고,
    상기 강재의 굽힘가공성(R/t)은 2 이하인, 가공성이 우수한 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 탄화물의 평균 입도는 0.55㎛ 이상인, 가공성이 우수한 강재.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항의 강재를 800~950℃로 가열하여 30분 이하의 시간 동안 유지하고, 50~150℃/s의 냉각속도로 50℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고, 200~300℃에서 10~60분간 열처리한 후의 상기 강재의 표면경도가 56HRC 이상인, 가공성이 우수한 강재.
  7. 중량%로 C: 0.8~1.0%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고, 열간압연하고, 권취하는 단계;
    상기 권취된 강재에 기계적 외력을 가하여 상기 강재의 탄화물을 분절하는 단계; 및
    상기 탄화물이 분절된 강재를 가열한 후 650~700℃의 온도범위에서 5~20시간 유지하여 구상화 소둔하는 단계;를 포함하는 가공성이 우수한 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 탄화물을 분절하는 단계에서, 30~50%의 압하율로 상기 권취된 강재를 냉간압연하여 상기 강재의 탄화물을 분절하는, 가공성이 우수한 강재의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하고,
    상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하며,
    상기 열간압연된 강재를 600~650℃의 온도범위에서 권취하는, 가공성이 우수한 강재의 제조방법.
PCT/KR2020/018395 2019-12-20 2020-12-16 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법 WO2021125765A1 (ko)

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