WO2022265289A1 - 신선 가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022265289A1
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이병갑
박인규
이재승
김세희
김대환
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Definitions

  • the present invention relates to a wire rod for mechanical structure applicable to automobiles, construction parts, etc., and a manufacturing method thereof, and relates to a wire rod having excellent wire-drawing performance and a method for manufacturing the same.
  • Steels for mechanical structures used in automobiles and construction parts, for example, parts such as bearings, are typically manufactured by drawing a rolled wire rod and cold-processing the wire rod into a complex shape.
  • the spherical softening heat treatment as described above is intended to improve cold workability, spherical cementite in the microstructure and induces a homogeneous particle distribution. Through this, it is possible to prevent disconnection during wire drawing, improve the life of the processing die, and lower the hardness of the material to be processed.
  • One aspect of the present invention is to provide a wire rod used for mechanical structural parts such as bearings and a manufacturing method thereof, specifically, a wire rod capable of omitting or shortening spherical soft nitriding heat treatment and securing excellent wire drawing characteristics and strength. And to provide a manufacturing method thereof.
  • C 0.8 to 1.2%
  • Si 0.01 to 0.6%
  • Mn 0.1 to 0.6%
  • Cr 0.8 to 2.0%
  • Al 0.01 to 0.06%
  • N 0.02% or less (excluding 0)
  • the remainder including Fe and unavoidable impurities
  • the microstructure includes proeutectoid cementite in the pearlite main structure,
  • a wire rod having excellent drawing workability including a microstructure that satisfies the following relational expression 1.
  • C 0.8 ⁇ 1.2%
  • Si 0.01 ⁇ 0.6%
  • Mn 0.1 ⁇ 0.6%
  • Cr 0.8 ⁇ 2.0%
  • Al 0.01 ⁇ 0.06%
  • N 0.02%
  • the rest is heating a steel piece containing Fe and unavoidable impurities, and performing steel piece rolling to prepare a billet;
  • the wire rod rolling is performed so that the austenite grain size (AGS) before finish rolling is 5 to 20 ⁇ m, and the finish rolling is performed at a deformation amount of 0.3 or more in a temperature range of 730 ° C. to Acm.
  • a method for manufacturing a wire rod is provided.
  • the present invention it is possible to provide a wire rod for mechanical parts such as bearings having excellent strength and wire-drawing performance and a manufacturing method thereof, even though the spheroidal softening heat treatment can be omitted or shortened. Through this, cost reduction and carbon reduction effects in the manufacturing process can be obtained.
  • Example 1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 1 in Examples of the present invention observed with a scanning electron microscope (Scanning Electron Microscope, SEM).
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of Comparative Example 5 in Examples of the present invention observed with a scanning electron microscope (Scanning Electron Microscope, SEM).
  • Example 3 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 1 in Examples of the present invention observed by EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
  • the inventors of the present invention recognized that in the case of performing spheroidal softening heat treatment on wire rods used for mechanical structural parts such as bearings, it takes a lot of heat treatment cost and time, and acts as an environmental burden. Therefore, even if the spherical soft nitriding heat treatment is shortened or omitted, a method for securing excellent wire drawing performance during wire drawing for manufacturing parts was studied in depth. As a result, it has led to the present invention.
  • the C is an element added to secure a certain level of strength.
  • the C content is less than 0.8%, it is difficult to secure sufficient strength even after spheroidal nitriding heat treatment and quenching and tempering heat treatment that proceeds after the forging process due to the decrease in strength of the base material, and when it exceeds 1.2% (FeCr ) Precipitates of new phases such as 3 C may cause problems such as center segregation during solidification of cast steel such as bloom. Therefore, the C content is preferably 0.8 to 1.2%, more preferably 0.9 to 1.1%.
  • Si is a typical substitutional element and is added to secure a certain level of strength. If Si is less than 0.01%, it is difficult to secure strength and sufficient hardenability of steel, and if it exceeds 0.6%, there is a disadvantage in that cold forging workability is deteriorated during forging after spheroidal soft nitriding heat treatment. Therefore, the Si content is preferably 0.01 to 0.6%.
  • Mn is an element that forms a substitutional solid solution in the base structure to strengthen solid solution, and is an element capable of securing desired strength without deterioration of ductility, and is a representative austenite former. If the Mn is less than 0.1%, the strength by solid solution strengthening is not guaranteed, and it is difficult to expect the effect of improving toughness. In addition, when the Mn content exceeds 0.6%, since defects such as chevron cracks may occur due to MnS during forging after spherical soft nitriding heat treatment, the Mn content is 0.1 to 0.6% it is desirable
  • Cr like Mn, is an element that increases hardenability of steel. If the Cr is less than 0.8%, it is difficult to secure sufficient hardenability to obtain martensite during quenching and tempering heat treatment after the forging process, and if it exceeds 2.0%, a large amount of low-temperature structure in the wire is generated due to the promotion of center segregation Chances are higher. Accordingly, the content of Cr is preferably 0.8 to 2.0%, more preferably 1.0 to 2.0%.
  • the Al is an element that not only has a deoxidizing effect, but also helps to suppress the growth of austenite grains by precipitating Al-based carbonitrides and to secure a pro-eutectoid ferrite fraction close to the equilibrium phase.
  • Al content is less than 0.01%, most of the Al is dissolved due to insufficient solid-solution aluminum, so that aluminum nitride (AlN) is not sufficiently produced to suppress austenite grain growth during heat treatment, so it is preferably 0.01% or more.
  • AlN aluminum nitride
  • the Al content is preferably 0.01 to 0.06%.
  • the N has a solid solution strengthening effect, but when it exceeds 0.02%, the toughness and ductility of the material may be lowered due to solid solution nitrogen that is not bonded to nitride, so the N content is preferably managed to 0.02% or less. .
  • the rest includes iron (Fe), and since unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in a normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art during the manufacturing process, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • the microstructure of the wire rod which is one aspect of the present invention, includes pro-eutectoid cementite in the pearlite main structure.
  • the pro-eutectoid cementite is formed in a network at the grain boundary along the old austenite grains, and complete pearlite is formed within the grains.
  • supersaturated carbon in austenite precipitates as Fe 3 C during cooling
  • proeutectoid cementite is formed at the old austenite grain boundary, and proeutectoid cementite takes on a network shape due to refinement of crystal grains, which are diffusion paths of elements.
  • AlN is precipitated in the microstructure, and it is preferable that 20 or more AlNs having an average particle diameter of 30 nm or less are distributed per unit area ( ⁇ m 2 ).
  • the average particle diameter of the AlN exceeds 30 nm, since the effect of suppressing crystal grain growth by pinning is significantly reduced, it is preferable to have a size of 30 nm or less, and if it is less than 20 per unit area ( ⁇ m 2 ), , Even if AlN is generated, the number of AlN to suppress grain growth is not sufficient, and thus grains may be coarsened.
  • the number of AlN having a size of 30 nm or less per unit area ( ⁇ m 2 ) is more preferably 50 or more.
  • the pearlite and pro-eutectoid cementite contain 10% or less of pro-eutectoid cementite in area fraction, preferably the remainder is pearlite, and incidentally contain one or more of pro-eutectoid ferrite, bainite and martensite of 5% or less can If the fraction of the pro-eutectoid cementite exceeds 10%, since toughness may rapidly deteriorate, it is preferable not to exceed 10%. On the other hand, one or more of pro-eutectoid ferrite, bainite, and martensite may partially occur in the wire rod manufacturing process, but if it exceeds 5%, breakage during drawing may easily occur, so it is preferable not to exceed 5%.
  • the grain boundary characteristics play a role in determining the total heat treatment time as a major factor determining the diffusion rate.
  • the cementite in the pearlite structure changes its shape from a plate to a spherical shape, and the strength of the material decreases according to the degree of spheroidization.
  • metal atoms move in various diffusion paths through the defect space in the material, such as vacancy, which is an atomic unit defect, and dislocation or pipe, which is a kind of other line defects, and grain boundaries. spread through the Dislocations compared to atomic defects and grain boundaries are advantageous for rapid diffusion because their spaces are relatively wide.
  • the wire rod of the present invention can obtain a wire rod having excellent drawing performance through a microstructure that satisfies the following relational expression 1, even if the spherical soft nitriding heat treatment is omitted or shortened.
  • the block crystal grains mean crystal grains of a group having the same orientation of ferrite among cementite and ferrite constituting pearlite, and the average size means the average grain size of the crystal grains.
  • the length of pro-eutectoid cementite means the total length of pro-eutectoid cementite measured in a unit area (1200 ⁇ m 2 ). As described above, since the proeutectoid cementite is formed along the old austenite grain boundary, the length of the proeutectoid cementite preferably means a length measured along the grain boundary.
  • the wire rod of the present invention can be drawn by 15% or more without spherical soft nitriding heat treatment before the drawing process, has a tensile strength (TS) of 1200 MPa or more, and a cross-sectional area reduction rate of 20% or more.
  • the wire rod of the present invention can be wire-drawn even if the spherical softening heat treatment is omitted.
  • Commonly used materials may cause defects such as chevron cracks even with a freshness of about 10% due to the coarse grain size. However, defects such as cracks do not occur inside the wire rod of the present invention even when the amount of drawing exceeds 15% and is about 30%.
  • wire rods are manufactured into steel wires, and two rounds of spheroidal nitriding heat treatment and a wire drawing process for sizing of the material are usually applied.
  • Conventional spherical soft nitriding heat treatment is performed at a temperature of Ae1 to Ae1 + 100 ° C, and after heat treatment, carbides having an average cementite aspect ratio of 3 or less are generated in the entire surface to center region.
  • the wire rod of the present invention imparts a greater amount of drawing than conventional materials through improved wire drawing processability through the production of fine-grained wire rods, and promotes the generation of spheroidized cementite during spheroidizing heat treatment, so that only one spheroidizing heat treatment after drawing Since the average aspect ratio is 3 or less and a low tensile strength of 740 MPa or less is obtained, it is possible to facilitate cold pressing or cold forging for manufacturing final products.
  • a method for manufacturing a wire rod which is another aspect of the present invention, will be described in detail.
  • a billet is prepared by heating and rolling a steel piece having the above-described alloy composition, for example, bloom, and heating, wire rod rolling, winding and cooling the billet It can be manufactured by Each step is described in detail below.
  • a steel piece having the above-described alloy composition for example, a bloom is prepared, and heated to 1100 to 1300 ° C.
  • the heating temperature of the slab is less than 1100° C., the temperature is low and is not sufficient to diffuse the elements in the slab, making it difficult to resolve the segregated layer generated during casting.
  • the temperature exceeds 1300 ° C., scale is rapidly formed on the surface of the slab, resulting in surface defects during rolling or reduced productivity due to material loss.
  • the heating time of the steel piece is preferably 2 to 10 hours, and if the heating time of the steel piece is less than 2 hours, it is difficult to reach the target temperature to the inside of the steel piece, and if it exceeds 10 hours, the depth of the surface decarburized layer becomes thicker even after rolling is finished. A decarburized layer may remain, so it is preferable not to exceed 10 hours.
  • the heated steel piece is rolled into a steel piece to produce a billet.
  • the billet produced after the steel strip rolling is generally cooled to room temperature through air cooling, but in the present invention, the billet at 500 ° C or higher is cooled at a cooling rate of 5 ° C / s or higher.
  • water cooling is preferably performed, and as a specific example, it is preferable to prevent AlN precipitation and coarsening as much as possible by charging the AlN into a water cooling chamber.
  • the billet is water-cooled below 500° C., AlN is precipitated and coarsened, and AlN is not sufficiently dissolved during billet heating for wire rod manufacturing, which is the next step, making it difficult to secure AlN of 30 nm or less.
  • the prepared billet is heated to a temperature range of 950 to 1050 ° C. If the billet heating temperature is less than 950 ° C, the rollability is reduced, and if the billet heating temperature exceeds 1050 ° C, rapid cooling is required for rolling, so that not only is it difficult to control cooling, but also cracks occur, resulting in good Ensuring product quality can be difficult.
  • the heating time is preferably 80 to 120 minutes. If the heating time is less than 80 minutes, it is difficult to reach the target temperature to the inside of the material, and an atmosphere in which reverse transformation is not partially completed may occur. If the time exceeds 120 minutes, the depth of the surface decarburized layer becomes thick, and the decarburized layer may remain after rolling is finished, which is not preferable.
  • the heated billet is wire rod rolled to obtain a wire rod.
  • the wire rod rolling is preferably a ball-shaped rolling in which the billet has a shape of a wire rod.
  • the austenite grain size (AGS) is 5 to 20 ⁇ m before finish rolling in order to refine the crystal grains during final finish rolling.
  • finish rolling is preferably performed at a deformation amount of 0.3 or more in a temperature range of 730° C. to Acm. It is more preferable that the said distortion amount is 0.5 or more.
  • Acm means the temperature at which cementite is dissolved during heating in the hypereutectoid steel or cementite is precipitated during cooling.
  • the AGS before the finish rolling is less than 5 ⁇ m, since it is implemented through rough rolling at a low temperature, there is a problem that the roll load increases and the equipment life is shortened. It is difficult to manufacture wire rods with fine grains.
  • the finish rolling temperature is lower than 730 ° C., the rolling roll load increases and the life span of the equipment is shortened.
  • the finish rolling temperature is higher than Acm, phase transformation does not occur, making it difficult to manufacture fine-grained wire rods.
  • Carbon content affects the production of cementite (Fe 3 C) in the manufactured wire rod and spheroidized heat treatment material, which affects mechanical properties such as tensile strength, so it must contain appropriate carbon, and Al is the amount The smaller the amount, the smaller the amount of AlN precipitated, so that crystal grain growth cannot be suppressed, so an optimal amount is required.
  • the rolling amount and finish rolling temperature must be lowered in order to refine grains as the AGS before finish rolling increases, it is preferable to manage the appropriate AGS and finish rolling temperature from the viewpoint of process cost.
  • the relational expression 2 reflects this technical point of view, and when the value of the relational expression 2 exceeds 80, it is difficult to expect proper cementite formation and grain refinement effect.
  • the cooling is preferably performed at an average cooling rate of 3° C./sec or more to a temperature range of 550 to 650° C., and then cooled at an average cooling rate of 1° C./sec or less after 550 to 650° C.
  • the average cooling rate up to the temperature range of 550 to 650 ° C is less than 3 ° C / sec, it is difficult to maintain the fine grains obtained during rolling to the transformation point or less.
  • the cooling rate below that is preferably 1 ° C / sec or less in terms of suppressing low-temperature structures such as bainite and martensite.
  • heating at Ae1 to Ae1 + 100 ° C, holding for 5 to 15 hours, and then performing spheroidization heat treatment to cool at 20 ° C / hr or less to 660 ° C to prepare a spheroidized material can do.
  • the heating temperature is less than Ae1
  • Ae1 means the temperature at which austenite is formed during heating or at which austenite disappears during cooling.
  • the holding time is less than 5 hours, there may be a disadvantage in that the aspect ratio of cementite increases because the spheroidization heat treatment does not sufficiently proceed, and if the holding time exceeds 15 hours, there may be a disadvantage in that the cost increases. If the cooling rate exceeds 20 °C / hr, there may be a disadvantage in that pearlite is formed again due to the fast cooling rate. After the spheroidization heat treatment, the wire rod has a low tensile strength of 740 MPa or less and an average cementite aspect ratio of 3 or less, so that cold pressing or cold forging processing for final product manufacturing can be facilitated.
  • the austenite grain size (AGS) before finish rolling was collected by cutting the material through a cutting crop performed before finish hot rolling and immediately quenching in water, using the ASTM E112 method. to measure AGS. For the specimens collected, 5 random points of 1/4 from the diameter were measured and expressed as the average value.
  • the average block grain size was measured using EBSD and ASTM E112 methods.
  • a block is a region with the same crystal orientation of ferrite in pearlite, and the block size is defined as a size having a difference of more than 15 degrees in crystal orientation.
  • Inventive Example 1 and Comparative Example 5 among the following Examples were observed and shown in FIGS. 3 and 4, respectively.
  • the size of the block was quantified using the ASTM E112 method.
  • the measured material was measured at 5 arbitrary points of 1/4 from the diameter of the sample collected after removing the uncooled part after rolling the wire, and then expressed as an average value.
  • the length of pro-eutectoid cementite was taken by X3000 times using SEM at 1/4 random 5 points from the diameter of the sample taken after removing the uncooled portion after rolling the wire, and using Leica's Clemex vision software The total length was analyzed and the average of 5 points was obtained.
  • the wire drawing processability evaluation was evaluated by drawing the manufactured 9mm wire rod at a cross-sectional reduction rate of 5 to 50%, and photographing the center of the L section of the drawn material at 5000 times, and chevron cracks such as pearlite interface, proeutectoid cementite interface, etc. ) was confirmed, and the presence or absence was indicated by O/X.
  • the average aspect ratio of cementite was photographed with 3 fields of view at 1/4 to 1/2 points in the diameter direction of the wire rod with 3000 times SEM, and using an image measurement program, the long axis / The shortening was measured through statistical processing after automatic measurement.
  • relational expression 2 is 2500*([C]-1) 2 +100000*([Al]-0.035) 2 +(AGS-12.5) 4 /130+(finish rolling temperature-760) 2/65 Calculated, where [C] and [Al] are the contents (wt%) of C and Al in the alloy composition, AGS is the average grain size of austenite in ⁇ m, and the unit of finish rolling temperature is °C
  • pro-eutectoid C denotes pro-eutectoid cementite
  • P denotes perlite
  • B denotes bainite
  • M denotes martensite.
  • relational expression 1 means (average size of block crystal grains ( ⁇ m)) 2 / (length of pro-eutectoid cementite ( ⁇ m/1200 ⁇ m 2 )).
  • FIG. 1 is a photograph of the wire rod microstructure of Inventive Example 1 observed with a scanning electron microscope (SEM). Referring to FIG. 1, Inventive Example 1 is composed of proeutectoid cementite and complete pearlite, and the arrow in FIG.
  • proeutectoid cementite As shown in FIG. 1, it can be confirmed that the pro-eutectoid cementite is formed along the old austenite grain boundary.
  • 3 is an EBSD photograph of Inventive Example 1, and it can be confirmed that the grain orientation difference is 2 degrees or more, and thus, the average block grain size of Inventive Example 1 is about 4.7 ⁇ m, which is very small compared to normal manufacturing conditions.
  • Comparative Example 1 air cooling was performed after steel strip rolling, resulting in coarsening of AlN in the steel, and in case of Comparative Example 2, almost no AlN was produced due to the low Al content in the steel composition.
  • the number of AlNs having a size of 30 nm or less per ⁇ m 2 was 20 or less, and the size of block grains was not controlled because grain growth could not be suppressed during wire cooling.
  • Comparative Example 3 the carbon content is low and pro-eutectoid ferrite remains in the wire rod, so the wire drawing characteristics are superior to other comparative examples, but the strength is low due to the low carbon content, which is unsuitable for use due to the low strength of the material even after spheroidization heat treatment. difficult to use properly.
  • Comparative Example 4 the AGS size before finish rolling is larger than that of the inventive examples due to the high billet heating temperature. Since grain refinement of coarse AGS can be achieved through a high critical strain amount, an insufficient amount of finish rolling strain eventually causes coarse grains to appear in the wire rod, resulting in poor drawing performance. In Comparative Example 5, fine crystal grains were not obtained due to the high finish rolling temperature, and the drawing characteristics were not excellent due to coarse crystal grains, similar to Comparative Example 4.
  • 2 is a photograph of the wire rod microstructure of Comparative Example 5 observed by SEM, and it can be confirmed that the grain size is larger than that of FIG. 1, and the length of pro-eutectoid cementite produced along the old austenite grain boundary is short.
  • FIG. 4 is an EBSD photograph of Comparative Example 5, and the grain orientation difference is classified as in FIG. 3. When compared with FIG. 3, it can be seen that the block grain size of Comparative Example 5 of FIG. 4 is coarse.
  • Comparative Example 6 fine crystal grains were not obtained due to a small amount of finish rolling, and coarse crystal grains appeared on the wire rod, resulting in poor drawing characteristics.
  • the wire rod of Comparative Example 7 fine crystal grains made by rolling were coarsened due to a low cooling rate at the beginning, so that fine wire rod crystal grains could not be obtained, resulting in poor drawing characteristics.
  • Comparative Example 8 due to the fast cooling rate, martensite and bainite appeared, and it was confirmed that internal cracks occurred even with 5% wire drawing.

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Abstract

본 발명은 자동차, 건설용 부품 등에 적용 가능한 기계 구조용 선재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 신선 가공성이 우수한 선재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

신선 가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법
본 발명은 자동차, 건설용 부품 등에 적용 가능한 기계 구조용 선재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 신선 가공성이 우수한 선재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
자동차, 건설용 부품 등에 사용되는 기계 구조용 강재, 예를 들어 베어링과 같은 부품은 통상적으로 압연된 선재를 신선가공하고, 신선 가공된 신선재를 복잡한 형상으로 냉간 가공하는 방법을 통해 제조된다.
그러나 위와 같은 강재는 과공석 강으로써, 난가공재이기 때문에 압연된 선재를 직접 신선가공하는 것이 어렵다. 이를 위해 구상 연질화 열처리를 행하고, 신선가공을 통해 소재 사이징을 하고, 이후에 추가 구상 연질화 열처리를 통해 신선으로 인한 강도 증가분을 보정하여 연질화된 소재를 제조한다.
위와 같은 구상 연질화 열처리는 냉간 가공성을 향상시키기 위한 것으로써, 미세조직 중 세멘타이트를 구형화하고 균질한 입자 분포를 유도한다. 이를 통해, 신선가공시 단선을 방지하고, 가공 다이스의 수명을 향상시키며 가공되는 소재의 경도를 낮출 수 있다.
그러나, 위와 같은 구상 연질화 열처리를 하게 되면, 많은 열처리 비용 및 생산시간이 소요되어, 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 또한, 최근 탄소 감축을 위해 에너지 소비를 최소화하는 시대적 요구에 부합되지 않는다. 따라서, 최근에는 베어링 등에 사용되는 선재를 제공함에 있어, 구상 연질화 열처리를 생략 또는 단축하는 동시에 우수한 신선특성을 확보할 수 있는 선재 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일측면은 베어링 등 기계 구조용 부품 등에 사용되는 선재와 그 제조방법을 제공하는 것으로써, 구체적으로 구상 연질화 열처리를 생략 또는 단축할 수 있고, 우수한 신선특성 및 강도를 확보할 수 있는 선재와 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
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 일태양은 중량%로, C: 0.8~1.2%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.1~0.6%, Cr: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 펄라이트 주조직에 초석 세멘타이트를 포함하며,
평균입경 30㎚ 이하의 AlN이 단위면적(㎛2) 당 20개 이상 포함하고,
하기 관계식 1을 만족하는 미세조직을 포함하는 신선 가공성이 우수한 선재를 제공한다.
[관계식 1]
(블록 결정립 평균 크기(㎛))2/(초석 세멘타이트 길이(㎛/1200㎛2))≤0.5
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, C: 0.8~1.2%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.1~0.6%, Cr: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 가열하고, 강편압연을 행하여 빌렛을 제조하는 단계;
상기 제조된 빌렛을 냉각하는 단계;
상기 빌렛을 950~1050℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 선재압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
상기 선재를 권취하고, 550~650℃까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 냉각하고, 550~650℃ 이하의 온도에서는 1℃/sec 이하의 평균 냉각속로 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 선재압연은 마무리 압연 전 오스테나이트 결정립 사이즈(austenite grain size, AGS)가 5~20㎛이 되도록 행하고, 마무리 압연은 730℃~Acm의 온도범위에서 변형량 0.3 이상으로 행하는 것을 포함하는 신선 가공성이 우수한 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 구상 연질화 열처리를 생략 또는 단축할 수 있음에도, 우수한 강도 및 신선 가공성을 갖는 베어링 등의 기계 부품용 선재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 이를 통해, 제조 공정상의 비용 절감 및 탄소 저감 효과를 얻을 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명 실시예에서 발명예 1의 미세조직을 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명 실시예에서 비교예 5의 미세조직을 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명 실시예에서 발명예 1의 미세조직을 EBSD(전자후방산란, Electron Backscatter Diffraction)로 관찰한 사진이다.
도 4는 본 발명 실시예에서 비교예 5의 미세조직을 EBSD(전자후방산란, Electron Backscatter Diffraction)로 관찰한 사진이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 발명자들은 베어링 등의 기계 구조용 부품에 사용되는 선재에 있어서, 구상 연질화 열처리를 행할 경우, 많은 열처리 비용과 시간이 소요되고, 환경적 부담으로 작용하는 것을 인지하였다. 이에 상기 구상 연질화 열처리를 단축 또는 생략하더라도, 부품 제조를 위한 신선 가공시 우수한 신선 가공성을 확보할 수 있는 방안을 깊이 연구하였다. 그 결과, 본 발명에 이르게 되었다.
먼저, 본 발명의 일측면인 선재에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 중량%로, C: 0.8~1.2%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.1~0.6%, Cr: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 이하, 각 성분의 역할 및 함량에 대해 설명한다. 하기 각 성분에 대한 %는 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.8~1.2%
상기 C는 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.8% 미만인 경우에는 모재의 강도 저하로 인해 구상 연질화 열처리 및 단조 가공 공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후에도 충분한 강도를 확보하기 어려운 점이 있으며, 1.2%를 초과하는 경우에는 (FeCr)3C 등과 같은 새로운 상의 석출물이 블룸 등의 주편 응고시 중심편석 등의 문제를 일으킬 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.8~1.2%가 바람직하고, 0.9~1.1%가 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.6%
상기 Si은 대표적인 치환형 원소로서 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Si이 0.01% 미만인 경우에는 강의 강도확보 및 충분한 소입성 확보가 어려우며, 0.6%를 초과하는 경우에는 구상 연질화 열처리 후 단조시 냉간 단조성을 악화시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.6%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~0.6%
상기 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로서 연성의 저하 없이도 목표하고자 하는 강도를 확보할 수 있는 원소이며, 대표적인 오스테나이트 형성제(austenite former)이다. 상기 Mn이 0.1% 미만이면 고용강화에 의한 강도가 보장되지 않으며, 인성의 개선효과를 기대하기 어렵다. 또한, 상기 Mn의 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 구상 연질화 열처리 후 단조시 MnS의 의해 세브론균열(chevron crack)과 같은 결함이 발생할 수 있기 때문에, 상기 Mn의 함량은 0.1~0.6% 인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.8~2.0%
상기 Cr은 Mn과 마찬가지로 강의 소입성을 높여주는 원소이다. 상기 Cr이 0.8% 미만인 경우에는 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 시 마르텐사이트를 얻기 위한 충분한 소입성 확보가 어려우며, 2.0%를 초과하는 경우에는 중심편석 조장으로 인해 선재내 저온조직이 다량 발생할 가능성이 높아진다. 이에 상기 Cr의 함량은 0.8~2.0%인 것이 바람직하고, 1.0~2.0%인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.06%
상기 Al은 탈산 효과뿐만 아니라, Al계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립 성장 억제 및 초석 페라이트 분율을 평형상에 가깝게 확보하는데 도움을 주는 원소이다. 상기 Al이 0.01% 미만인 경우에는 고용 알루미늄이 충분하지 않아 대부분의 Al이 고용되어 열처리시 오스테나이트 결정립 성장을 억제시킬 알루미늄 질화물(AlN)이 충분히 생성되지 못하므로, 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 0.06%를 초과하는 경우에는 Al2O3 등의 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서 상기 Al의 함량은 0.01~0.06%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.02% 이하 (0은 제외)
상기 N은 고용 강화 효과가 있으나, 0.02%를 초과하는 경우에는 질화물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재의 인성 및 연성이 저하될 수 있으므로, 상기 N의 함량은 0.02% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
나머지는 철(Fe)를 포함하며, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 제조과정에서 통상의 기술자가라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 일측면인 선재의 미세조직은 펄라이트 주조직에 초석 세멘타이트를 포함한다. 구체적으로, 상기 초석 세멘타이트는 구오스테나이트 결정립을 따라 결정립계에 망상형으로 형성되며, 결정립내에는 완전 펄라이트가 형성된다. 냉각 중 오스테나이트 내 과포화되어 있는 탄소가 Fe3C로 석출되면서 구오스테나이트 결정립계에 초석 세멘타이트가 형성되는데, 원소들의 확산 경로인 결정립의 미세화로 인해 초석 세멘타이트는 망상형을 띄게 된다.
상기 미세조직 내에는 AlN이 석출되며, 상기 AlN은 평균입경 30㎚ 이하의 AlN이 단위면적(㎛2) 당 20개 이상 분포하는 것이 바람직하다. 상기 AlN의 평균입경이 30㎚를 초과하는 경우에는 피닝(pinning)에 의한 결정립 성장 억제 효과가 현저히 감소하므로, 30㎚ 이하의 크기를 갖는 것이 바람직하고, 단위면적(㎛2) 당 20개 미만이면, AlN이 생성되더라도 결정립 성장을 억제할 AlN의 수가 충분하지 않아, 결정립의 조대화가 이루어질 수 있다. 상기 단위면적(㎛2) 당 30㎚ 이하의 크기를 갖는 AlN의 수는 50개 이상인 것이 보다 바람직하다.
한편, 상기 펄라이트와 초석 세멘타이트는 면적 분율로, 10% 이하의 초석 세멘타이트를 포함하고, 잔부 펄라이트인 것이 바람직하며, 부수적으로 5% 이하의 초석 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 하나 이상을 포함될 수 있다. 상기 초석 세멘타이트의 분율이 10%를 초과하는 경우에는 인성이 급격히 저하될 수 있으므로, 10%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 한편, 선재 제조과정에서 초석 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 하나 이상이 일부 발생할 수 있으나, 5%를 초과하는 경우에는 신선 중 파단이 쉽게 일어날 수 있으므로, 5%를 넘지 않는 것이 바람직하다.
구상 연질화 열처리시 결정립계의 특징은 확산속도를 결정하는 주요한 인자로 총 열처리 시간을 결정하는 역할을 한다. 연질화 열처리시 펄라이트 조직 내 세멘타이트는 판상에서 구상으로 형태를 변화시키며 구상화 진행 정도에 따라 소재 강도는 낮아지게 된다.
연질화 열처리 중 금속원자들은 재료내 결함공간을 통해 다양한 확산경로로 이동하게 되는데, 원자단위의 결함인 체확산(vacancy)과 그외 선결함의 일종인 전위(dislocation or pipe)와 결정립계(grain boundary) 등을 통해 확산한다. 원자결함 대비 전위와 결정립계는 그 공간이 상대적으로 넓기 때문에 빠른 속도의 확산에 유리하다.
연질화 열처리 생략 내지 시간을 단축의 효과를 위해서는 결정립 미세화를 통해 상대적인 결정립계 면적을 증가시키는 것이 바람직하나, 압연부하 증대로 인한 설비수명 및 생산성 저하 등의 역효과가 발생할 수 있다. 이에 본 발명의 선재는 하기 관계식 1을 충족하는 미세조직을 통해, 구상 연질화 열처리를 생략하거나 단축하더라도 우수한 신선 가공성을 갖는 선재를 얻을 수 있다.
[관계식 1]
(블록 결정립 평균 크기(㎛))2/(초석 세멘타이트 길이(㎛/1200㎛2))≤0.5
상기 블록 결정립은 펄라이트를 구성하는 세멘타이트와 페라이트 중 페라이트의 방위가 같은 집단의 결정립을 의미하고, 평균 크기는 결정립의 평균 입경을 의미한다.
상기 초석 세멘타이트의 길이는 단위면적(1200㎛2)에서 측정된 초석 세멘타이트의 총 길이를 의미한다. 전술한 바와 같이, 상기 초석 세멘타이트는 구오스테나이트 결정립계를 따라 형성되므로, 상기 초석 세멘타이트의 길이는 입계를 따라 측정되는 길이를 의미하는 것이 바람직하다.
본 발명의 선재는 신선공정 전 구상 연질화 열처리 없이 15% 이상의 신선이 가능하며, 인장강도(TS) 1200MPa 이상이고, 단면적 감소율이 20 % 이상이다. 본 발명의 선재는 구상 연질화 열처리를 생략하더라도 신선 가공이 가능하다. 일반적으로 사용되는 소재는 조대한 결정립 크기로 인해 약 10% 내외의 신선량으로도 세브론균열(chevron crack)과 같은 결함이 발생할 수 있다. 그러나, 본 발명의 선재는 15%를 넘어, 약 30% 정도 신선량에도 내부에 크랙과 같은 결함이 발생하지 않는다. 이는 신선 적용시 콜로니의 회전이 용이하기 때문에 외부의 응력을 해소하여 적은 양의 신선으로는 크랙과 같은 결함을 발생시키지 않는다. 또한, 신선량이 증가할수록 전위(dislocation), 체결함(vacancy)와 같은 공공들이 생성되어 신선 가공 후 구상 연질화 열처리시 구상화 거동을 더욱 촉진시킨다.
복잡한 형상의 베어링강 등 기계적 부품을 제조하기 위해서는 선재를 강선으로 제조하는데, 통상 2회의 구상 연질화 열처리와 소재의 사이징을 위한 신선 공정을 적용한다. 통상적인 구상 연질화 열처리는 Ae1~Ae1+100℃ 의 온도로 행하고, 열처리 후 세멘타이트 평균 종횡비가 3 이하인 탄화물이 표면~중심부 전영역에서 생성되도록 하는 열처리 법이다. 그러나, 본 발명의 선재는 미세립 선재 제조를 통한 신선 가공성 향상을 통해 종래의 소재보다 더 많은 신선량을 부여하여, 구상화 열처리시 구상화 세멘타이트의 생성을 촉진시켜 신선 후 1회 구상화 열처리만으로도 시멘타이트의 평균 종횡비가 3 이하이고, 740MPa 이하의 낮은 인장강도가 얻어짐으로, 최종 제품 제조를 위한 냉간압조 또는 냉간단조 가공을 용이하게 할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일측면인 선재의 제조방법에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 선재를 제조하는 바람직한 일예로, 상술한 합금조성을 갖는 강편, 예를 들어 블룸(bloom)을 가열하고 강편압연하여 빌렛을 제조하고, 상기 빌렛(billet)을 가열, 선재압연, 권취 및 냉각하여 제조할 수 있다. 이하 각 단계에 대해 상세히 설명한다.
우선 전술한 합금조성을 갖는 강편 예를 들어, 블룸을 준비하고, 이를 1100~1300℃까지 가열한다. 상기 강편의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우, 온도가 낮아 강편 내 원소를 확산시키기 충분하지 않아, 주조 중 생성된 편석 농화층을 해소하기 곤란하다. 한편, 1300℃를 초과하는 경우에는 상기 강편 표면에 빠른 속도로 스케일이 형성되어 압연 중 표면흠을 발생시키거나, 소재의 손실(loss)로 인해 생산성이 저하된다. 한편, 상기 강편의 가열시간은 2~10 시간이 바람직하며, 상기 강편 가열시간이 2시간 미만이면 강편 내부까지 목표온도에 도달하기 어렵고, 10 시간을 초과하면 표면 탈탄층 깊이가 두꺼워져 압연 종료 후에도 탈탄층이 잔존할 수 있어, 10시간을 초과하지 않는 것이 바람직하다.
상기 가열된 강편을 강편압연하여 빌렛을 제조한다. 상기 강편압연 후 제조된 빌렛을 일반적으로 공냉을 통해 상온까지 냉각하나, 본 발명에서는 500℃ 이상의 빌렛을 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 이를 위해 바람직하게는 수냉을 행하며, 구체적인 일예로서, 수냉챔버로 장입하여 AlN의 석출 및 조대화를 최대한 방지하는 것이 바람직하다. 500℃ 미만의 빌렛을 수냉할 경우, AlN이 석출되고 조대화되어 다음 공정인 선재 제조를 위한 빌렛 가열 중 AlN이 충분히 용체되지 않아 30㎚ 이하의 AlN을 확보하기 어렵다.
상기 제조된 빌렛을 950~1050℃의 온도범위까지 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 확보하는 것이 어려울 수 있다. 상기 가열시간은 80~120분인 것이 바람직하다. 상기 가열시간이 80분 미만에서는 소재 내부까지 목표온도 도달이 어렵고, 부분적으로 역변태가 완료되지 않는 분위기가 발생할 수 있다. 120분을 초과하는 경우에는 표면 탈탄층 깊이가 두꺼워져 압연 종료 후 탈탄층이 잔조할 수 있어, 바람직하지 않다.
상기 가열된 빌렛을 선재압연하여 선재를 얻는다. 선재압연은 상기 빌렛을 선재의 형태를 갖도록 하는 공형압연인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 최종 마무리 압연시 결정립을 미세화하기 위해서 마무리 압연 전 오스테나이트 결정립 사이즈(austenite grain size, AGS)가 5~20㎛로 확보하는 것이 바람직하다. 이후 마무리 압연은 730℃~Acm의 온도범위에서 0.3 이상의 변형량으로 행하는 것이 바람직하다. 상기 변형량은 0.5 이상인 것이 보다 바람직하다. 여기서 Acm이란 과공석강에서 가열 중 세멘타이트가 고용되거나 냉각 중 세멘타이트가 석출되는 온도를 의미한다.
상기 마무리 압연 전 AGS가 5㎛ 미만일 경우에는 낮은 온도에서 조압연을 통해 구현되기 때문에 롤 부하가 높아져 설비 수명이 단축되는 문제가 있고, 20㎛를 초과하는 경우에는 마무리 압연시 임계 변형량 증가가 필요하여 미세립을 가진 선재를 제조하기 어렵다. 또한, 상기 마무리 압연 온도가 730℃보다 낮을 경우에는 압연 롤 부하가 높아져 설비 수명이 단축되며, Acm 보다 높은 경우에는 상변태가 발생하지 않아 미세립 선재를 제조하기 어렵다.
한편, 상기 선재압연시 하기 식(2)의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
2500*([C]-1)2+100000*([Al]-0.035)2+(AGS-12.5)4/130+(마무리압연온도-760)2/65 ≤ 80
(상기 관계식 (2)에서 [C] 및 [Al]은 합금조성 C와 Al의 함량(중량%)을 의미하고, AGS의 단위는 ㎛이고, 마무리압연온도의 단위는 ℃임.)
탄소의 함량은 제조된 선재 및 구상화 열처리재에서의 세멘타이트(Fe3C) 생성에 영향을 미치고, 이는 인장강도 등 기계적 물성에 영향을 미치게 되므로, 적정 탄소를 함유하여야 하며, Al은 그 양이 적을수록 AlN 석출량이 적어지게 되어 결정립 성장을 억제시킬 수 없으므로, 최적 양이 필요하다. 또한, 마무리 압연 전 AGS가 클수록 결정립을 미세화하기 위해 압연량과 마무리 압연 온도가 낮아져야 하기 때문에 공정적 비용의 관점에서 적정의 AGS 및 마무리 압연 온도를 관리하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2는 이러한 기술적 관점을 반영한 것으로서, 상기 관계식 2에의 값이 80을 초과하는 경우에는 적정 세멘타이트 형성과 결정립의 미세화 효과를 기대하기 곤란하다.
상기 선재압연 후 권취하고, 냉각을 행한다. 상기 냉각은 550~650℃의 온도범위까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 냉각한 후, 550~650℃ 이후에는 평균 냉각속도 1℃/sec 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 550~650℃ 온도범위까지 평균 냉각속도가 3℃/sec 미만인 경우에는 압연시 확보된 미세 결정립을 변태점 이하까지 유지하기 어렵다. 한편, 550~650℃ 도달 후 그 이하의 냉각속도는 베이나이트, 마르텐사이트 등의 저온조직 억제 측면에서 1℃/sec 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기와 같이 제조된 선재를 신선한 후, Ae1~Ae1+100℃로 가열하고 5~15시간 유지한 뒤, 660℃까지 20℃/hr 이하로 냉각하는 구상화 열처리를 행하여 구상화된 소재를 제조할 수 있다. 상기 가열온도가 Ae1 미만인 경우에는 구상화 열처리 시간이 길어지게 되는 단점이 있을 수 있고, Ae1+100℃를 초과하는 경우에는 구상화 탄화물 시드가 줄어들어 구상화 열처리 효과가 충분하지 않을 수 있다. 여기서 Ae1은 가열 중 오스테나이트가 생성되거나, 냉각 중 오스테나이트가 소멸되는 온도를 의미한다. 상기 유지시간이 5시간 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. 상기 구상화 열처리 후 신선재는 740MPa 이하의 낮은 인장강도 및 세멘타이트 평균 종횡비가 3 이하가 되어, 최종 제품 제조를 위한 냉간압조 또는 냉간단조 가공을 용이하게 할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 하기 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 합금조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강편(블룸)을 준비한 후 강편압연을 실시하여 빌렛을 제조하였다. 상기 강편은 주조 후 1200℃에서 4시간 동안 균질화열처리 한 후 1000℃에서 강편압연을 실시하였다. 상기 강편압연 후 표 2의 냉각방법에서 수냉한 경우에는 500℃까지 공냉한 후 수냉챔버에 장입하여 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 것이다. 이후 제조된 빌렛을 하기 표 2의 선재 제조조건으로 직경 9㎜ 선재를 제조하였다. 이와 같이 제조된 선재의 미세조직과 기계적 물성을 측정하고 그 결과를 표 3에 나타내었다. 한편, 상기 제조된 선재를 신선 가공한 후, 1회 연질 구상화 열처리(780℃에서 8시간 유지한 후 15℃/hr의 냉각속도로 640℃까지 냉각함) 하여 시멘타이트의 평균 종횡비와 인장강도를 측정하고, 그 결과를 표 4에 나타내었다.
한편, 표 2에서 마무리 압연 전 오스테나이트 결정립 사이즈(AGS)는 마무리 열간압연 전 수행하는 절단 크롭(crop)을 통해 소재를 절단하고, 즉시 물에 퀀칭(Quanching)하여 채취하였으며, ASTM E112법을 이용하여 AGS를 측정하였다. 채취한 시편에 대해서는 직경으로부터 1/4 임의의 5 지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
블록 결정립 평균 크기는 EBSD와 ASTM E112법을 활용하여 측정하였다. 블록은 펄라이트 내 페라이트의 결정방위가 같은 영역으로써 15도의 이상의 결정방위차를 가지는 크기를 블록 크기로 정의하였다. 하기 실시예 중 발명예 1과 비교예 5를 관찰하여 각각 도 3 및 도 4에 나타내었다. 상기 블록을 ASTM E112법을 활용하여 블록의 크기를 정량화 하였다. 측정된 소재는 선재 압연 후 미수냉부를 제거한 뒤 채취한 시편에 대해, 직경으로부터 1/4 임의의 5 지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다. 또한, 초석 세멘타이트 길이는 선재 압연 후 미수냉부를 제거한 뒤 채취한 시편에 대하여 직경으로부터 1/4 임의의 5지점을 SEM을 활용하여 X3000배로 촬영하였으며, Leica사의 Clemex vision 소프트웨어를 통해 초석 세멘타이트의 총 길이를 분석하여, 5지점의 평균을 구하였다.
신선 가공성 평가는 제조된 9㎜ 선재를 5~50%의 단면 감소율로 신선하여 평가하였으며, 신선된 소재의 L 단면 중심부를 5000배로 촬영하여, 펄라이트 계면, 초석 세멘타이트 계면 등에 세브론 균열(chevron crack)과 같은 결함이 발생하였는지를 확인하여, 유무를 O/X로 표시하였다.
한편, 상기 1회 구상화 열처리 후 세멘타이트의 평균 종횡비는 선재의 직경 방향으로 1/4~1/2 지점을 3000배 SEM으로 3시야 촬영하여, 이미지 측정 프로그램을 사용하여 시야 내 세멘타이트의 장축/단축을 자동측정 후 통계처리를 통해 측정하였다.
강종 C Si Mn Cr Al N
강종 1 1.05 0.29 0.30 1.69 0.023 0.006
강종 2 1.01 0.28 0.35 1.33 0.024 0.005
강종 3 0.96 0.25 0.35 1.36 0.023 0.004
강종 4 1.00 0.25 0.33 1.36 0.027 0.006
강종 5 0.95 0.24 0.33 1.39 0.029 0.005
강종 6 1.00 0.30 0.27 1.51 0.025 0.003
강종 7 0.97 0.23 0.33 1.41 0.003 0.006
강종 8 0.50 0.20 0.27 1.48 0.023 0.006
강종 9 0.97 0.20 0.32 1.34 0.030 0.003
강종 10 1.04 0.22 0.27 1.57 0.030 0.003
강종 11 0.98 0.23 0.27 1.65 0.026 0.003
강종 12 0.98 0.28 0.30 1.50 0.024 0.007
강종 13 1.03 0.25 0.27 1.60 0.021 0.007
강종 구분 강편 압연 후 냉각방법 빌렛
가열온도
(℃)
빌렛
가열시간 (분)
마무리 압연 전 AGS
(㎛)
마무리 압연
온도
(℃)
마무리
압연
변형량
관계식 2 600℃까지 냉각속도
(℃/sec)
600℃ 이후 냉각속도
(℃/sec)
강종 1 발명예 1 수냉 960 83 10 779 0.6 28 3.2 0.6
강종 2 발명예 2 수냉 1030 92 12 769 1 14 4.7 1
강종 3 발명예 3 수냉 1050 105 8 761 0.5 22 4.9 1
강종 4 발명예 4 수냉 1003 110 7 773 1 16 3.6 0.8
강종 5 발명예 5 수냉 955 97 10 754 0.5 11 4.4 0.7
강종 6 비교예 1 공냉 959 99 12 769 1 11 3.5 0.6
강종 7 비교예 2 수냉 1049 83 8 746 0.8 111 4.3 0.8
강종 8 비교예 3 수냉 1014 105 7 739 0.6 654 3.8 0.9
강종 9 비교예 4 수냉 1237 85 24 747 0.9 142 3.5 0.7
강종 10 비교예 5 수냉 1050 99 12 876 0.5 214 4.9 1
강종 11 비교예 6 수냉 982 88 11 758 0.2 10 3 0.6
강종 12 비교예 7 수냉 977 94 12 760 0.5 13 1.2 0.5
강종 13 비교예 8 수냉 968 105 10 761 1 22 3.7 5
상기 표 2에서, 관계식 2는 2500*([C]-1)2+100000*([Al]-0.035)2+(AGS-12.5)4/130+(마무리압연온도-760)2/65 로 계산되며, 여기서 [C], [Al]은 합금조성에서 C 및 Al의 함량(중량%)이고, AGS는 오스테나이트 평균입경으로 단위는 ㎛이고, 마무리압연온도의 단위는 ℃ 임
구분 미세조직 2 당, 30㎚ 이하의 AlN 개수 블록 결정립 평균 크기
(㎛)
초석 세멘타이트 길이
(㎛/1200㎛2)
관계식 1 인장강도
(MPa)
단면 감소율
(%)
발명예 1 초석C + P 67 4.7 212 0.10 1270 28
발명예 2 초석C + P 90 3.2 206 0.05 1251 35
발명예 3 초석C + P 68 6.4 225 0.18 1239 26
발명예 4 초석C + P 69 3 241 0.04 1262 37
발명예 5 초석C + P 71 7.2 156 0.33 1292 31
비교예 1 초석C + P 13 10.2 63 1.65 1178 17
비교예 2 초석C + P 16 9.7 67 1.40 1182 19
비교예 3 초석C + P 76 4.3 230 0.08 850 31
비교예 4 초석C + P 60 12.4 70 2.20 1157 17
비교예 5 초석C + P 86 11.6 62 2.17 1162 19
비교예 6 초석C + P 79 12.1 57 2.57 1171 16
비교예 7 초석C + P 69 9 112 0.72 1192 19
비교예 8 초석C + P + B + M 48 측정불가 192 측정불가 1491 12
상기 표 3에서, 초석 C는 초석시멘타이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트를 의미한다. 또한, 관계식 1은 (블록 결정립 평균 크기(㎛))2/(초석 세멘타이트 길이(㎛/1200㎛2))을 의미함.
구분 신선량(%)에 따른 소재 내부 크랙 발생 여부 적용 신선량과 구상화 열처리 후 미세조직 및 기계적 물성
5 10 15 20 30 40 50 구상화 열처리 전 신선량(%) 구상화 열처리 후 세멘타이트 평균 종횡비 구상화 열처리 후 인장강도 (MPa)
발명예 1 X 30 1.7 716
발명예 2 20 2.3 724
발명예 3 40 2.5 721
발명예 4 X X 30 2.5 730
발명예 5 X 40 1.6 726
비교예 1 X X X X X X 5 5.7 811
비교예 2 X X X X X 10 6.1 807
비교예 3 X 40 2.3 607
비교예 4 X X X X X X 5 7.3 813
비교예 5 X X X X X X 5 6.2 827
비교예 6 X X X X X X 5 6.9 832
비교예 7 X X X X X 10 5.8 789
비교예 8 X X X X X X X 0 7.6 812
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 충족하는 발명예 1 내지 5의 선재는 구상 연질화 열처리 없이도 단면 감소율(Reduction Area) 20% 이상으로 우수한 신선 가공성을 확보하는 동시에, 1200MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있다. 또한 신선 가공 후 1회 구상화 열처리 만으로도 세멘타이트 평균 종횡비가 3 이하를 갖는 선재를 제공할 수 있다. 특히 도 1은 상기 발명예 1의 선재 미세조직을 SEM (Scanning Electron Microscope)으로 관찰한 사진이다. 도 1을 보면, 발명예 1은 초석 세멘타이트와 완전 펄라이트로 구성되어 있으며, 도 1에서 화살표는 초석 세멘타이트를 나타낸다. 도 1에 도시된 바와 같이, 초석 세멘타이트는 구오스테나이트 결정립계를 따라 형성되어 있음을 확인할 수 있다. 도 3은 상기 발명예 1의 EBSD 사진으로서, 결정립방위차가 2도 이상인 것을 확인할 수 있으며, 이에 발명예 1의 블록 결정립 평균 크기는 약 4.7㎛로 통상의 제조조건에 비해 매우 작은 것을 확인할 수 있었다.
한편, 비교예 1은 강편압연 후 공냉을 하여, 강재 내 AlN이 조대화되고, 비교예 2의 경우는 강 조성 중 Al 함량이 적어 AlN을 거의 생성하지 못하였다. 그 결과, 비교예 1 및 2의 선재에서는 ㎛2 당 30㎚ 이하 크기의 AlN 개수가 20개 이하였으며, 선재 냉각 중 결정립 성장을 억제하기 못해 블록 결정립의 크기가 제어되지 않았다. 비교예 3은 탄소의 함량이 낮아, 초석 페라이트가 선재에 잔존하여 신선 특성이 다른 비교예에 비해 우수하나, 낮은 탄소 함량으로 인해 강도가 낮고, 이는 구상화 열처리 후에도 소재의 낮은 강도로 인해, 용도에 맞게 사용하기 어렵다.
비교예 4는 높은 빌렛 가열온도로 인해 마무리 압연 전 AGS 크기가 발명예들에 비해 크다. 조대한 AGS는 높은 임계 변형량을 통해 결정립 미세화가 이루어질 수 있기 때문에 충분치 않은 마무리 압연 변형량은 결국 조대한 결정립으로 선재에 출현하게 되어, 신선 가공성이 우수하지 못했다. 비교예 5는 높은 마무리 압연 온도로 인해 미세한 결정립을 얻지 못했으며, 비교예 4와 동일하게 조대한 결정립으로 신선 특성이 우수하지 못하다. 도 2는 상기 비교예 5의 선재 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진으로, 상기 도 1에 비해 결정립이 크기가 크고, 구오스테나이트 결정립계를 따라 생성된 초석 세멘타이트 길이가 짧음을 확인할 수 있다. 도 4는 상기 비교예 5의 EBSD 사진으로서, 상기 도 3과 같이 결정립방위차를 구분하였다. 도 3과 비교할 때, 도 4의 비교예 5는 블록 결정립 크기가 조대한 것을 알 수 있다.
비교예 6은 적은 마무리 압연량으로 인해 미세한 결정립을 얻지 못해서, 조대한 결정립이 선재에 출연하게 되어, 신선 특성이 우수하지 못했다. 비교예 7의 선재는 압연에 의해 만들어진 미세 결정립을 초반 낮은 냉각속도로 인해 결정립 조대화가 이루어져 미세한 선재 결정립을 얻지 못해, 신선 특성이 우수하지 못한 결과를 초래하였다. 비교예 8의 경우에는 빠른 냉각속도로 인해 마르텐사이트와 베이나이트가 출현하여, 5%의 신선만으로도 내부 크랙이 생기는 결과를 확인할 수 있었다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.8~1.2%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.1~0.6%, Cr: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 펄라이트 주조직에 초석 세멘타이트를 포함하며,
    평균입경 30㎚ 이하의 AlN이 단위면적(㎛2) 당 20개 이상 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하는 미세조직을 포함하는 신선 가공성이 우수한 선재.
    [관계식 1]
    (블록 결정립 평균 크기(㎛))2/(초석 세멘타이트 길이(㎛/1200㎛2))≤0.5
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 초석 세멘타이트는 구오스테나이트 결정립을 따라 결정립계에 형성되고, 망상형으로 형성된 신선 가공성이 우수한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은 면적분율로 10% 이하의 초석 세멘타이트와 나머지는 펄라이트인 신선 가공성이 우수한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 인장강도 1200MPa 이상, 단면감소율이 20% 이상인 신선 가공성이 우수한 선재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 신선공정 전 구상 연질화 열처리하지 않고, 신선 시 15% 이상 신선되는 신선 가공성이 우수한 선재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 신선 및 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 3 이하인 신선 가공성이 우수한 선재.
  7. 중량%로, C: 0.8~1.2%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.1~0.6%, Cr: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 가열하고, 강편압연을 행하여 빌렛을 제조하는 단계;
    상기 제조된 빌렛을 냉각하는 단계;
    상기 빌렛을 950~1050℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 선재압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 선재를 권취하고, 550~650℃까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 냉각하고, 550~650℃ 이하의 온도에서는 1℃/sec 이하의 평균 냉각속로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 선재압연은 마무리 압연 전 오스테나이트 결정립 사이즈(austenite grain size, AGS)가 5~20㎛이 되도록 행하고, 마무리 압연은 730℃~Acm의 온도범위에서 변형량 0.3 이상으로 행하는 것을 포함하는 신선 가공성이 우수한 선재의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연은 하기 식 (2)의 조건을 충족하도록 행하는 신선 가공성이 우수한 선재의 제조방법.
    [관계식 2]
    2500*([C]-1)2+100000*([Al]-0.035)2+(AGS-12.5)4/130+(마무리압연온도-760)2/65 ≤ 80
    (상기 관계식 (2)에서 [C] 및 [Al]은 합금조성 C와 Al의 함량(중량%)을 의미하고, AGS의 단위는 ㎛이고, 마무리압연온도의 단위는 ℃임.)
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 강편을 1100~1300℃의 온도범위에서 2~10 시간 가열하고, 상기 강편압연 후 500℃ 이상의 빌렛을 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 신선 가공성이 우수한 선재의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 빌렛 가열시간은 80~120분인 신선 가공성이 우수한 선재의 제조방법.
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