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WO2018110850A1 - 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2018110850A1
WO2018110850A1 PCT/KR2017/013391 KR2017013391W WO2018110850A1 WO 2018110850 A1 WO2018110850 A1 WO 2018110850A1 KR 2017013391 W KR2017013391 W KR 2017013391W WO 2018110850 A1 WO2018110850 A1 WO 2018110850A1
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WO
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less
wire rod
impact toughness
high strength
present
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PCT/KR2017/013391
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English (en)
French (fr)
Inventor
이형직
박인규
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Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Publication date
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Priority to JP2019531080A priority patent/JP6806905B2/ja
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high strength wire rod having excellent impact toughness and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a high strength wire rod having excellent impact toughness which can be preferably used as a material for industrial machinery or automobiles exposed to various external load environments, and It relates to a manufacturing method.
  • the wire of ferrite or pearlite structure has a limit in securing excellent strength and impact toughness.
  • Materials with these structures generally have high impact toughness, but relatively low strength, and when cold drawn to increase strength, high strength can be obtained, but impact toughness decreases sharply in proportion to strength increase. There is this.
  • bainite or tempered martensite is generally used to achieve high strength and excellent impact toughness.
  • the bainite structure can be obtained by constant temperature heat treatment using hot rolled steel, and the temper martensite structure can be obtained by quenching and tempering heat treatment.
  • these tissues cannot be stably obtained by the usual hot rolling and continuous cooling processes alone, and thus must be subjected to such additional heat treatment using hot rolled steel.
  • wire rods that can stably obtain bainite or martensite structure using hot rolling and continuous cooling processes without additional heat treatment have not yet been developed, and thus there is a demand for wire rod development.
  • One of the various objects of the present invention is to provide a high strength wire having excellent impact toughness and a method of manufacturing the same without additional heat treatment.
  • C less than 0.05% (excluding 0%), Si: 0.05% or less (excluding 0%), Mn: 3.0 ⁇ 4.0%, P: 0.020% or less, S: 0.020% Ni: 1.0 to 3.0%, B: 0.0010 to 0.0030%, Ti: 0.010 to 0.030%, N: less than 0.0030%, Al: 0.010 to 0.050%, remainder Fe, and inevitable impurities, High-strength wire including island martensite (MA) of less than or equal to area% (including 0 area%), cornerstone ferrites of less than or equal to 2 area% (including 0 area%), and bainitic ferrite of not less than 95 area% (including 100 area%) To provide.
  • MA island martensite
  • cornerstone ferrites of less than or equal to 2 area% (including 0 area%)
  • bainitic ferrite of not less than 95 area% (including 100 area%)
  • Another aspect of the invention is, by weight, C: less than 0.05% (excluding 0%), Si: 0.05% or less (excluding 0%), Mn: 3.0-4.0%, P: 0.020% or less, S: 0.020% Reheating the steel comprising Ni: 1.0 to 3.0%, B: 0.0010 to 0.0030%, Ti: 0.010 to 0.030%, N: 0.0030%, Al: 0.010 to 0.050%, balance Fe and unavoidable impurities, Hot rolling the reheated steel to obtain a wire rod, first cooling the wire rod at a rate of 10-20 ° C./sec to Bs ° C. to (Bs + 50) ° C., and cooling the primary cooled wire rod (Bf).
  • It provides a method of producing a high-strength wire comprising the step of secondary cooling at a rate of 2 ⁇ 5 °C / sec to -50) °C to Bf °C, and the step of air cooling the secondary cooled wire.
  • the wire rod according to the present invention is excellent in strength and impact toughness, and thus can be preferably used as a material for industrial machines or automobiles exposed to various external load environments.
  • the wire rod according to the present invention can secure excellent strength and impact toughness without additional heat treatment has an advantage in terms of economics.
  • alloy component and the preferred content range of the high strength wire rod of the present invention will be described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is dissolved in steel or exists in the form of carbide or cementite, which contributes to the increase in strength of the wire rod, but it is not intentionally added in the present invention, and there is no major obstacle in securing physical properties even if carbon is not added. However, 0% is excluded in consideration of the amount inevitably added during manufacture.
  • the carbon content is controlled to less than 0.05% in consideration of this.
  • Silicon is known as a deoxidation element together with aluminum, and is known as an element which is very effective in increasing strength through solid solution strengthening of steel by solid solution in ferrite.
  • silicon is not intentionally added, and even if silicon is not added, properties are secured. There is no big obstacle. However, 0% is excluded in consideration of the amount inevitably added during manufacture.
  • the addition of silicon is very limited in the case of cold forged parts that require sufficient ductility.
  • silicon interferes with the deposition of cementite during bainite transformation, carbon tends to concentrate on austenite, so phase martensite (M / A) is easily formed.
  • the content is controlled to 0.05% or less in order to secure excellent impact toughness.
  • Manganese increases the strength of the steel and improves the hardenability to facilitate the formation of low temperature structures such as bainite or martensite at a wide range of cooling rates.
  • the manganese content is less than 3.0%, the hardenability is not sufficient, so it is difficult to stably secure the low temperature structure by the continuous cooling process after hot rolling. On the other hand, if it exceeds 4.0%, the hardenability is so high that martensite structure is obtained even at air cooling, which is not suitable.
  • Phosphorus is unavoidably contained in steel because it is unavoidably contained in the steel and segregates at grain boundaries, thereby degrading the toughness of the steel and reducing the resistance to delayed fracture.
  • the upper limit is managed at 0.020%.
  • Sulfur is unavoidably contained in steel as it is indispensable in the grain boundary, similarly to phosphorus, to reduce toughness, to form low melting point emulsions, and to inhibit hot rolling.
  • the upper limit is managed at 0.020%.
  • Nickel acts as an element to increase hardenability with manganese. This can reduce the formation of phase martensite (M / A). If the nickel content is less than 1.0%, the hardenability is insufficient, so that the effect of inhibiting the formation of phase martensite (M / A) is insignificant, and if it exceeds 3.0%, the hardenability is so high that martensite structures are not suitable. More preferably, it is contained in 1.2 to 2.8%.
  • Boron is an element that improves the hardenability, is an element that diffuses into the austenite grain boundary, suppresses the formation of ferrite during cooling, and facilitates the formation of bainite or martensite.
  • the added amount is less than 0.0010%, the effect according to the addition cannot be expected, and if it exceeds 0.0030%, the effect can not be expected to increase any more, and the grain boundary strength is lowered due to the precipitation of boron nitride at the grain boundary, resulting in hot workability. Can be reduced.
  • Titanium has the highest reactivity with nitrogen to form nitrides first.
  • titanium When titanium is added to form TiN and exhausts most of the nitrogen in the steel, it prevents the precipitation of BN so that boron is present in a soluble state, thereby improving hardenability.
  • the added amount is less than 0.010%, the effect of the addition is insufficient, and if it exceeds 0.030%, coarse nitride may be formed to deteriorate mechanical properties.
  • Nitrogen should be kept in a soluble state with boron and should not be included as much as possible in order to fully exhibit the effect of improving hardenability. It should also be limited in order not to facilitate the formation of island martensite (M / A) during bainite transformation. In the present invention, the content is controlled to less than 0.0030%.
  • Aluminum is a powerful deoxidation element that removes oxygen in steel to improve cleanliness, and also combines with nitrogen dissolved in steel to form AlN, thereby improving impact toughness. Therefore, in the present invention, aluminum is actively added, and if the content is less than 0.010%, it is difficult to expect the effect of the addition, if it exceeds 0.050% a large amount of alumina inclusions can be generated to greatly reduce the mechanical properties.
  • the rest is Fe.
  • unavoidable impurities that are not intended from the raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus, this cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • the C, Si, Ni content is preferably controlled to satisfy the following relational formula (1).
  • carbon may deteriorate impact toughness by forming cementite or phase martensite (M / A), and silicon may deteriorate impact toughness by solid solution in steel or facilitating formation of phase martensite (M / A).
  • M / A phase martensite
  • nickel can raise hardenability and can suppress that phase-like martensite (M / A) is formed.
  • the content of Mn, Ti, N, B is preferably controlled to satisfy the following relational formula 2.
  • the more preferable range of relation 2 is 10.0 or more, and even more preferable range is 12.0 or more.
  • Manganese in the present invention increases the hardenability to help the bainitic ferrite is easily produced even when the cooling rate is relatively small. Titanium combines with nitrogen to form nitrides, allowing boron to be sufficiently dissolved in steel, thereby suppressing ferrite production and facilitating bainitic ferrite production.
  • the inventors of the present invention have been focused on this point, and as a result of repeated studies and experiments, when the content of the manganese, titanium, boron and nitrogen satisfy the relation 2, it provides a wire of the base ferrite tissue having excellent strength and impact toughness It was confirmed that it can be done.
  • the wire rod of the present invention has a fine structure of 3% or less (including 0 area%) of phase martensite (MA), 2% or less (including 0 area%) of cornerstone ferrite and 95 or more (100 area%).
  • bainite is called various terms depending on the carbon content or morphology, and is usually referred to as upper / lower bainite above medium carbon (about 0.2 to 0.45 wt%) and below 0.2%. In the low carbon range of, it is called bainitic ferrite, acicular ferrite, granular ferrite, etc. depending on the temperature range.
  • the wire rod of the present invention has a bainitic ferrite structure among them.
  • the wire rod of the present invention as described above by using the bainitic ferrite as the main structure can be secured at the same time excellent strength and impact toughness. If the conventional ferrite other than the bainitic ferrite is a main structure, it may be advantageous in terms of impact toughness, but it is not preferable because it cannot prevent a decrease in strength.
  • the higher the area fraction of the martensite phase may be advantageous in terms of the strength of the wire rod, but the impact toughness is deteriorated.
  • Cornerstone ferrite is mainly formed along the old austenite grain boundary, greatly deteriorating impact toughness. Therefore, it is preferable to control the area ratio of the cornerstone ferrite as low as possible, and as mentioned above, it manages to 2% or less in this invention.
  • the grain size of the island martensite may be 5 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m). If the grain size exceeds 5 ⁇ m, the area of the interface in contact with the bainitic ferrite matrix becomes large, which may deteriorate impact toughness.
  • the grain size means the equivalent circular diameter of the particles detected by observing one cross section of the wire rod.
  • the high-strength wire of the present invention described above can be produced by various methods, the manufacturing method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • a steel having the above-described component system is prepared and then reheated.
  • the shape of the steel is not particularly limited, but may be in the form of bloom or billet.
  • reheating temperature has a range of 950-1050 degreeC. This is to prevent grain coarsening by reheating the steel at a relatively low temperature.
  • the reheated steel is finished hot rolled to obtain a wire rod.
  • finishing hot rolling temperature has a range of 750-850 degreeC. This is to refine the austenite grains through sufficient low-temperature rolling, and finally to obtain fine bainite structure after phase transformation to improve impact toughness.
  • the wire rod is first cooled to a Bs ° C to (Bs + 50) ° C at a rate of 10 to 20 ° C / sec.
  • Bs is the temperature at which the bainite phase transformation starts on the continuous cooling curve, and in the present invention, by cooling the wire rod at a relatively high speed until just before the bainite phase transformation, actively forming the cornerstone ferrite is formed along the austenite grain boundary.
  • Bs is preferably in the temperature range of 600 ⁇ 650 °C .
  • the first cooled wire rod is secondly cooled from (Bf-50) ° C to Bf ° C at a rate of 2 to 5 ° C / sec, followed by air cooling.
  • Bf is the temperature at which the bainite phase transformation is terminated on the continuous cooling curve. If the secondary cooling end temperature exceeds Bf ° C, it is difficult to secure a sufficient amount of bainitic ferrite structure, and if it is less than Bf-50 ° C, Is sufficiently cooled and easy to handle, but productivity may be reduced.
  • the secondary cooling rate when the secondary cooling rate is less than 2 ° C / s, the formation of the cornerstone ferrite may increase.
  • the secondary cooling rate exceeds 5 ° C / s, martensite is formed in the steel, which may deteriorate strength and impact toughness.
  • the bainite phase transformation end temperature Bf was measured using a dilatometer, and varies slightly depending on the chemical composition, and showed a range of approximately 350 ⁇ 400 °C.
  • the microstructure of the wire rods thus prepared was analyzed and shown in Table 2.
  • the tensile strength and impact toughness were measured and shown in Table 2.
  • the area fraction and grain size of island martensite (MA) in the microstructure of the wire rod were measured using an image analyzer.
  • the room temperature tensile test was measured by performing a crosshead speed (crosshead speed) at a speed of 0.9mm / min to the yield point, 6mm / min thereafter.
  • the impact test was carried out at room temperature using an impact tester having an edge curvature of 2 mm and a test capacity of 500 J to strike the specimen.
  • specimens 1 to 5 satisfying both the alloy composition and the process conditions proposed by the present invention were not only tensile strength of 600MPa or more, but also excellent impact toughness of 200J or more.
  • the nickel content was lower than the range proposed by the present invention, and many MA phases were formed, and the impact toughness was inferior.
  • Specimen 7 was superior in tensile strength as the carbon content exceeded the range suggested by the present invention, but the impact toughness was inferior. This is because carbon is dissolved in the MA phase to form a stable MA phase.
  • Specimen 8 is a case in which the silicon content exceeds the range proposed by the present invention.Since the addition of silicon also increases the amount of solid solution at the base and the effect of solid solution strengthening, the MA phase also increases as the amount of addition increases, similar to carbon. Tensile strength is good, but impact toughness is inferior.
  • Specimen 9 is low in the hardenability of steel because the content of manganese and boron is less than the range proposed by the present invention. Accordingly, even if the cooling conditions proposed by the present invention are satisfied, ferrite and bainitic ferrite structures are mixed to provide tensile strength. Inferior.
  • specimen 10 the alloy composition satisfies the range proposed in the present invention, but the phase martensite and martensite are formed as the secondary cooling rate exceeds the range suggested by the present invention in the component relationship (Relationship 1) and manufacturing process.
  • the tensile strength was excellent, but the impact toughness was inferior.
  • the alloy composition satisfies the range proposed by the present invention, but as the secondary cooling rate is less than the range proposed by the present invention, the ferrite was formed and the tensile strength was inferior.
  • specimen 12 is a case where the content of titanium is less than the range proposed in the present invention, the hardening capacity is reduced because the amount of solute boron is reduced, and the amount of cementite ferrite precipitation increases when the cooling rate is small, showing that the tensile strength is lowered. Giving.
  • specimens 13 and 14 respectively, the content of manganese and nickel exceeds the range proposed in the present invention, because the relatively hardenability is too large, even when cooled at the cooling rate proposed in the invention, the martensite is generated to increase the strength, Impact toughness was inferior.

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Abstract

본 발명은 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업 기계 또는 자동차 등의 소재로 바람직하게 이용될 수 있는 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법
본 발명은 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업 기계 또는 자동차 등의 소재로 바람직하게 이용될 수 있는 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소의 배출을 줄이기 위한 노력이 전세계적인 이슈가 되고 있다. 그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임이 활발하며, 이에 대한 대책으로 자동차 메이커들은 연비 향상을 통해 이 문제를 해결해 나가려고 하고 있다. 그런데 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되므로, 이에 따른 자동차용 소재 또는 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 또한 외부 충격에 대한 안정성의 요구도 높아지고 있으므로, 충격인성도 소재 또는 부품의 중요한 물성으로 인식되고 있다.
페라이트 또는 펄라이트 조직의 선재는 우수한 강도 및 충격 인성을 확보하는데 한계가 있다. 이들 조직을 갖는 소재는 통상 충격 인성은 높은 반면, 강도는 상대적으로 낮은 특징이 있으며, 강도를 높이기 위해서 냉간 신선을 행하게 되면 고강도를 얻을 수 있으나, 충격 인성은 강도 상승에 비례해 급격하게 저하되는 단점이 있다.
따라서, 일반적으로 고강도이면서 우수한 충격 인성을 구현하기 위해서는 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직을 이용하게 된다. 베이나이트 조직은 열간 압연한 강재를 사용하여 항온변태 열처리를 통해 얻을 수 있고, 템퍼트 마르텐사이트 조직은 담금질 및 뜨임 열처리를 통해 얻을 수 있다. 그러나, 통상의 열간 압연 및 연속 냉각 공정만으로 이러한 조직들은 안정적으로 얻을 수 없기 때문에 열간 압연된 강재를 사용하여 상기와 같은 추가적인 열처리 공정을 거쳐야만 한다.
추가적인 열처리를 하지 않고도 고강도 및 우수한 충격 인성을 확보할 수 있다면 소재로부터 부품 생산에 이르기까지 공정의 일부가 생략되거나 단순해질 수 있어 생산성을 향상시키고, 제조원가를 낮출 수 있는 장점이 있다.
그러나, 추가적인 열처리 공정 없이 열간압연 및 연속 냉각 공정을 이용하여 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 안정적으로 얻을 수 있는 선재는 아직 개발되지 못하고 있어, 이러한 선재 개발에 대한 요구가 대두되고 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 추가적인 열처리 없이도, 충격인성이 우수한 고강도 선재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05% 미만(0% 제외), Si: 0.05% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Ni: 1.0~3.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.010~0.030%, N: 0.0030% 미만, Al: 0.010~0.050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직으로 3면적% 이하(0면적% 포함)의 도상 마르텐사이트(MA), 2면적% 이하(0면적% 포함)의 초석 페라이트 및 95면적% 이상(100면적% 포함)의 베이니틱 페라이트를 포함하는 고강도 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.05% 미만(0% 제외), Si: 0.05% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Ni: 1.0~3.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.010~0.030%, N: 0.0030% 미만, Al: 0.010~0.050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재를 얻는 단계, 상기 선재를 Bs℃ 내지 (Bs+50)℃까지 10~20℃/sec의 속도로 1차 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 선재를 (Bf-50)℃ 내지 Bf℃까지 2~5℃/sec의 속도로 2차 냉각하는 단계, 및 상기 2차 냉각된 선재를 공냉하는 단계를 포함하는 고강도 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 선재는 강도 및 충격인성이 우수하며, 이에 따라, 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업기계 또는 자동차 등의 소재로 바람직하게 이용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 선재는 추가 열처리 없이도 우수한 강도 및 충격인성을 확보할 수 있어 경제적인 측면에서 유리한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 충격인성이 우수한 고강도 선재에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 고강도 선재의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.05% 미만(0% 제외)
탄소는 강중에 고용되거나 탄화물 또는 세멘타이트 형태로 존재하여 선재의 강도를 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 탄소를 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외한다.
한편, 탄소 함량이 증가할수록 연성과 충격 인성은 감소하기 때문에 일정한 범위 내로 탄소의 첨가량을 조절할 필요가 있다. 또한, 탄소 함량이 증가할수록 베이나이트 변태시 도상 마르텐사이트(MA) 형성이 많아져 충격 인성을 저해하기도 한다. 본 발명에서는 이를 고려하여 탄소 함량을 0.05% 미만으로 제어한다.
Si: 0.05% 이하(0% 제외)
실리콘은 알루미늄과 함께 탈산 원소로 알려져 있고, 페라이트에 고용되어 강재의 고용 강화를 통한 강도 증가에 매우 효과가 큰 원소로 알려져 있으나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 실리콘을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외한다.
한편, 실리콘 첨가에 의해 강도는 크게 증가하지만 연성과 충격 인성은 급격히 감소하기 때문에 충분한 연성을 필요로 하는 냉간 단조 부품의 경우 실리콘 첨가를 매우 제한하고 있다. 또한 실리콘은 베이나이트 변태시 시멘타이트의 석출을 방해하여, 오스테나이트 상에 탄소가 농화되게 하기 때문에 도상 마르텐사이트(M/A)가 형성되기 용이해진다. 본 발명에서는 우수한 충격인성을 확보하기 위해 그 함량을 0.05% 이하로 제어한다.
Mn: 3.0~4.0%
망간은 강재의 강도를 증가시키고, 경화능을 향상시켜 넓은 범위의 냉각속도에서 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온조직의 형성을 용이하게 한다.
만약, 망간 함량이 3.0% 미만이면 경화능이 충분하지 못해 열간압연 후 연속냉각 공정으로 저온조직을 안정적으로 확보하기 곤란해진다. 반면, 4.0%를 초과하면 경화능이 너무 높아 공냉시에도 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있기 때문에 적합하지 못하다.
P: 0.020% 이하
인은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키기 때문에 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 관리한다.
S: 0.020% 이하
황은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써 인과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하기 때문에 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 관리한다.
Ni: 1.0~3.0%
니켈은 망간과 함께 경화능을 높이는 원소로 작용한다. 이로 인해 도상 마르텐사이트(M/A) 형성을 줄일 수 있다. 니켈 함량이 1.0% 미만이면 경화능이 충분하지 못해 도상 마르텐사이트(M/A) 형성을 억제하는 효과가 미미해지고, 3.0%를 초과하면 경화능이 너무 높아 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있기 때문에 적합하지 못하다. 보다 유리하게는, 1.2~2.8%로 포함하는 것이 바람직하다.
B: 0.0010~0.0030%
보론은 경화능을 향상시키는 원소로서, 오스테나이트 결정립계로 확산되어 냉각시 페라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 형성을 용이하게 하는 원소이다. 그러나, 그 첨가량이 0.0010% 미만이면 첨가에 따른 효과를 기대할 수 없으며, 0.0030%를 초과하면 더 이상 효과 상승을 기대할 수 없음과 아울러 입계에 보론계 질화물의 석출로 인해 입계강도가 저하되어 열간 가공성을 저하시킬 수 있다.
Ti: 0.010~0.030%
타이타늄은 질소와의 반응성이 가장 커서 제일 먼저 질화물을 형성한다. 타이타늄 첨가로 TiN을 형성하여 강중의 질소를 대부분 소진하게 되면 BN의 석출을 막아 붕소가 용해(soluble)된 상태로 존재할 수 있도록 도와 경화능 향상의 효과를 얻을 수 있다. 그러나, 그 첨가량이 0.010% 미만이면 첨가에 따른 효과가 미흡하고, 0.030%를 초과하면 조대한 질화물을 형성해 기계적 물성을 열위하게 할 수 있다.
N: 0.0030% 미만
질소는 보론과 용해(soluble)된 상태로 유지되어, 경화능 향상 효과를 충분히 발휘하기 위해서, 가능한 포함되지 않아야 한다. 또한 베이나이트 변태시 도상 마르텐사이트(M/A)를 형성을 용이하지 않게 하기 위해서도 제한해야 한다. 본 발명에서는 그 함량을 0.0030% 미만으로 제어한다.
Al: 0.010~0.050%
알루미늄은 강력한 탈산 원소로서 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 뿐만 아니라, 강중에 고용된 질소와 결합하여 AlN을 형성함으로써, 충격 인성을 향상시킬 수 있다. 이에, 본 발명에서는 알루미늄을 적극적으로 첨가하며, 만약 함량이 0.010% 미만이면, 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 0.050%를 초과하면 알루미나 개재물이 다량 생성되어 기계적 물성을 크게 저하시킬 수 있다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
한편, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, C, Si, Ni 함량은 하기 관계식 1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
0.01 ≤ ([C]+[Si])/[Ni] ≤ 0.03
(여기서, [C], [Si], [Ni] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명에서 탄소는 시멘타이트나 도상 마르텐사이트(M/A)를 형성하여 충격인성을 열화시킬 수 있고, 실리콘은 강중 고용되거나 도상 마르텐사이트(M/A) 형성을 용이하게 해 충격인성을 열화시킬 수 있다. 한편, 니켈은 경화능을 높여서 도상 마르텐사이트(M/A)가 형성되는 것을 억제할 수 있다. 본 발명자들은 이러한 점에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 탄소, 실리콘 및 니켈의 함량이 관계식 1을 만족할 경우, 우수한 강도 및 충격인성을 가지는 베이니틱 페라이트 조직의 선재를 제공할 수 있음을 확인하였다.
또한, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, Mn, Ti, N, B의 함량은 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다. 관계식 2의 보다 바람직한 범위는 10.0 이상, 보다 더 바람직한 범위는 12.0 이상이다.
[관계식 2]
[Mn] + {5([Ti]-3.5[N])/[B]} ≥ 5.0
(여기서, [Mn], [Ti], [N], [B] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명에서 망간은 경화능을 높여서 냉각속도가 상대적으로 작은 경우에도 베이니틱 페라이트가 용이하게 생성되도록 돕는다. 그리고, 타이타늄은 질소와 결합하여 질화물을 형성하고, 보론이 강중에 충분히 고용되게 함으로써 페라이트 생성을 억제하고 베이니틱 페라이트가 용이하게 생성되게 한다. 본 발명의 발명자들은 이러한 점에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 망간, 타이타늄, 보론 및 질소의 함량이 관계식 2를 만족할 경우, 우수한 강도와 충격 인성을 가지는 베이티닉 페라이트 조직의 선재를 제공할 수 있음을 확인하였다.
이하, 본 발명의 충격인성이 우수한 고강도 선재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 그 미세조직으로 3면적% 이하(0면적% 포함)의 도상 마르텐사이트(MA), 2면적% 이하(0면적% 포함)의 초석 페라이트 및 95면적% 이상(100면적% 포함)의 베이니틱 페라이트를 포함할 수 있다. 즉, 본 발명의 선재는 베이니틱 페라이트를 주조직으로 하며, 제2상으로 도상 마르텐사이트(MA) 및 초석 페라이트를 포함할 수는 있으나, 이들의 면적율은 각각 3%, 2% 이하로 한정된다. 한편, 베이나이트는 탄소함량이나 형태(morphology)에 따라 다양한 용어로 불리는데, 통상적으로 중탄소(약 0.2~0.45wt%) 이상에서는 상부/하부 베이나이트(upper/lower bainite)로 불리며, 0.2% 이하의 저탄소 범위에서는 온도 영역에 따라 베이니틱(bainitic) 페라이트, 침상(acicular) 페라이트, 그래뉼라(granular) 페라이트 등으로 불린다. 본 발명의 선재의 경우 이들 중 베이니틱 페라이트 조직을 가진다.
본 발명의 선재의 경우 상기와 같이 베이니틱 페라이트를 주조직으로 함으로써 우수한 강도 및 충격인성을 동시에 확보할 수 있다. 만약, 베이니틱 페라이트가 아닌 통상의 페라이트가 주조직일 경우 충격인성 측면에서는 유리할 수 있으나, 강도의 저하를 막을 수 없으므로 바람직하지 않다.
도상 마르텐사이트의 면적분율이 높을수록 선재의 강도 측면에서는 유리할 수 있으나, 충격인성이 열화되게 된다. 이를 고려하면, 도상 마르텐사이트의 면적율은 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 전술한 바와 같이, 본 발명에서는 3% 이하로 관리한다.
초석 페라이트는 주로 구오스테나이트 결정립계를 따라 형성되어 충격인성을 크게 열화시킨다. 따라서, 초석 페라이트의 면적율 또한 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 전술한 바와 같이, 본 발명에서는 2% 이하로 관리한다.
일 예에 따르면, 도상 마르텐사이트의 결정립도는 5μm 이하(0μm 제외)일 수 있다. 만약, 결정립도가 5μm를 초과할 경우 베이니틱 페라이트 기지와 접하는 계면의 면적이 커져 충격인성이 열화될 수 있다. 여기서, 결정립도란 선재의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 원 상당 직경 (equivalent circular diameter)을 의미한다.
이상에서 설명한 본 발명의 고강도 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 충격인성이 우수한 고강도 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강재를 마련한 후, 이를 재가열한다. 여기서, 상기 강재의 형태는 특별히 한정되지 않으나, 통상적으로는 블룸(bloom)이나 빌렛(billet)의 형태일 수 있다.
이때, 재가열 온도는 950~1050℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이는 상대적으로 낮은 온도에서 강재의 재가열을 실시함으로써, 결정립 조대화를 방지하기 위함이다.
다음으로, 재가열된 강재를 마무리 열간압연하여 선재를 얻는다.
이때, 마무리 열간압연 온도는 750~850℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이는 충분한 저온 압연을 통해 오스테나이트 결정립을 미세화 시키고, 상 변태후 최종적으로 미세한 베이나이트 조직을 얻어 충격 인성을 개선하기 위함이다.
다음으로, 선재를 Bs℃ 내지 (Bs+50)℃까지 10~20℃/sec의 속도로 1차 냉각한다. 여기서, Bs는 연속냉각곡선 상에서 베이나이트 상 변태가 시작되는 온도로써, 본 발명에서는 베이나이트 상 변태 직전까지 상대적으로 빠른 속도로 선재를 냉각함으로써, 오스테나이트 결정립계를 따라 초석 페라이트가 형성되는 것을 적극적으로 억제한다.
본 발명에서 Bs 는 600~650℃의 온도범위인 것이 바람직하다.
다음으로, 1차 냉각된 선재를 (Bf-50)℃ 내지 Bf℃까지 2~5℃/sec의 속도로 2차 냉각한 후, 공냉한다. 여기서, Bf는 연속냉각곡선 상에서 베이나이트 상 변태가 종료되는 온도로써, 만약, 2차 냉각 종료 온도가 Bf℃를 초과하면 충분한 양의 베이니틱 페라이트 조직을 확보하기 어렵고, Bf-50℃ 미만이면 강재가 충분히 식어 취급은 용이하나, 생산성이 저하될 수 있다.
또한, 2차 냉각속도가 2℃/s 미만이면 초석 페라이트의 형성이 많아질 수 있으며, 5℃/s 초과하게 되면, 강 중 마르텐사이트가 형성되어 강도와 충격인성이 열화될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 합금 조성을 갖는 용강을 주조한 후, 이를 1000℃로 재가열한 후 직경 15mm로 선재 압연(마무리 열간압연 온도: 750℃)한 후, 표 2의 조건으로 1차 및 2차 냉각한 후, Bf 온도 이하인 350℃ 이하의 온도로부터 공냉하여 선재를 제조하였다. 한편, 베이나이트 상변태 종료 온도인 Bf는 Dilatometer를 이용하여 측정하였고, 화학조성에 따라 다소 차이가 나며, 대략 350~400℃의 범위를 보였다.
이렇게 제조된 선재의 미세조직을 분석하여 표 2에 나타내었으며, 인장강도와 충격 인성을 측정하여 표 2에 나타내었다. 상기 선재의 미세조직 중 도상 마르텐사이트(MA)의 면적분율과 결정립도는 화상 분석기(Image Analyzer)를 이용하여 측정하였다.
그리고, 상온 인장시험은 크로스헤드 스피드(crosshead speed)를 항복점까지는 0.9mm/min, 그 이후로는 6mm/min의 속도로 실시하여 측정하였다. 또한 충격 시험은 시편에 충격을 가하는 striker의 에지(edge)부 곡률이 2mm이고, 시험 용량이 500J인 충격시험기를 이용하여 상온에서 실시하여 측정하였다.
시편No. 조성성분(중량%) 관계식 1 관계식 2
C Si Mn Ni Ti B N P S Al
1 0.04 0.01 3.2 2.6 0.017 0.0019 0.0029 0.015 0.007 0.027 0.019 21.2
2 0.01 0.05 3.4 2.0 0.023 0.0024 0.0025 0.009 0.009 0.033 0.030 33.1
3 0.03 0.03 3.5 2.2 0.027 0.0029 0.0020 0.011 0.006 0.021 0.027 38.0
4 0.02 0.02 3.7 1.4 0.013 0.0016 0.0023 0.012 0.008 0.042 0.029 19.2
5 0.03 0.03 3.9 2.0 0.015 0.0026 0.0027 0.008 0.007 0.036 0.030 14.6
6 0.03 0.03 3.6 0.1 0.021 0.0021 0.0024 0.014 0.005 0.025 0.600 33.6
7 0.15 0.05 3.2 2.3 0.026 0.0018 0.0028 0.010 0.010 0.032 0.087 48.2
8 0.04 0.3 3.5 1.8 0.023 0.0023 0.0021 0.016 0.006 0.038 0.189 37.5
9 0.02 0.02 2.3 2.0 0.017 0.0005 0.0023 0.015 0.004 0.022 0.020 91.8
10 0.03 0.04 3.4 1.6 0.016 0.0025 0.0025 0.009 0.008 0.030 0.044 17.9
11 0.04 0.02 3.3 2.4 0.022 0.0017 0.0022 0.013 0.007 0.034 0.025 45.4
12 0.03 0.03 3.5 2.2 0.005 0.0026 0.0029 0.012 0.012 0.029 0.027 -6.4
13 0.02 0.04 4.4 2.6 0.016 0.0019 0.0026 0.016 0.011 0.026 0.023 22.6
14 0.04 0.01 3.1 5 0.020 0.0017 0.0028 0.011 0.005 0.035 0.008 33.1
구분 시편No. 1차냉각속도(℃/s) 1차 냉각종료온도(℃) 2차냉각속도(℃/s) MA 분율(면적%) F 분율(면적%) 잔부조직 인장강도(MPa) 충격 인성(J)
발명예 1 15 605 2 1 1.0 BF 642 213
2 10 630 4 3 1.5 BF 660 204
3 18 620 2.8 2 0.9 BF 646 212
4 13 615 3.5 2 1.2 BF 633 217
5 20 640 2.3 1 0.6 BF 638 220
비교예 6 11 610 2.2 5 1.5 BF 677 151
7 17 645 3 8 0.9 BF 763 81
8 16 635 4 9 1.0 BF 747 99
9 14 620 2.7 2 8.0 BF 536 184
10 18 640 8 10 1.0 BF+M 769 83
11 12 630 0.1 1 5.0 BF 506 173
12 15 625 3 2 7.0 BF 524 182
13 13 635 5 3 1.2 BF+M 813 60
14 19 615 4 2 0.8 BF+M 754 89
※ MA는 도상 마르텐사이트, F는 초석 페라이트, BF는 베이니틱 페라이트, M은 마르텐사이트를 의미함
상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성 및 공정 조건을 모두 만족하는 시편 1 내지 5는 인장강도가 600MPa 이상일 뿐만 아니라, 충격인성이 200J 이상으로 매우 우수하게 나타났다.
이에 반해, 시편 6은 니켈의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하여 MA상이 많이 형성되었으며, 충격인성이 열위하게 나타났다.
시편 7은 탄소 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 인장 강도는 우수하나, 충격 인성은 열위하게 나타났다. 이는 탄소가 MA상에 고용되어 안정한 MA상이 형성되었기 때문이다.
시편 8은 실리콘 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 초과한 경우로서, 실리콘 또한 탄소와 유사하게 그 첨가량이 많아짐에 따라 기지에 고용량이 증가하고 결국 고용강화의 효과를 나타내게 되고, MA상도 증가시키기 때문에 인장 강도는 우수하나, 충격 인성은 열위하게 나타났다.
시편 9는 망간 및 보론의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하여 강재의 경화능이 낮으며, 이에 따라, 본 발명에서 제안하는 냉각 조건을 만족하더라도 페라이트와 베이니틱 페라이트 조직이 혼립되어 인장 강도가 열위하게 나타났다.
또한, 시편 10은 합금 조성은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하나 성분 관계식(관계식 1)과 제조공정에서 2차 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과함에 따라 도상 마르텐사이트와 마르텐사이트가 형성되어 인장 강도는 우수하나, 충격인성이 열위하게 나타났다.
시편 11은 합금 조성은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하나, 2차 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미달함에 따라, 페라이트가 형성되어 인장강도가 열위하게 나타났다.
또한, 시편 12는 타이타늄의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달한 경우로서, solute 보론량이 감소하기 때문에 경화능이 감소하고, 냉각속도도 작을 경우 초석 페라이트 석출량이 많아져 인장강도는 저하된 것을 보여주고 있다.
또한, 시편 13과 14는 각각 망간과 니켈 함량이 본 발명에서 제안한 범위를 초과한 경우로, 상대적으로 경화능이 너무 커지기 때문에 발명에서 제시한 냉각속도로 냉각하더라도 마르텐사이트가 생성되어 강도가 증가한 반면, 충격인성이 열위하게 나타났다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.05% 미만(0% 제외), Si: 0.05% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Ni: 1.0~3.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.010~0.030%, N: 0.0030% 미만, Al: 0.010~0.050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    그 미세조직으로 3면적% 이하(0면적% 포함)의 도상 마르텐사이트(MA), 2면적% 이하(0면적% 포함)의 초석 페라이트 및 95면적% 이상(100면적% 포함)의 베이니틱 페라이트를 포함하는 고강도 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 1을 만족하는 고강도 선재.
    [관계식 1]
    0.01 ≤ ([C]+[Si])/[Ni] ≤ 0.03
    (여기서, [C], [Si], [Ni] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  3. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는 고강도 선재.
    [관계식 2]
    [Mn] + {5([Ti]-3.5[N])/[B]} ≥ 5.0
    (여기서, [Mn], [Ti], [N], [B] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 도상 마르텐사이트의 결정립도는 5μm 이하(0μm 제외)인 고강도 선재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 Ni 함량은 1.2~2.8중량%인 고강도 선재.
  6. 중량%로, C: 0.05% 미만(0% 제외), Si: 0.05% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.020% 이하, Ni: 1.0~3.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.010~0.030%, N: 0.0030% 미만, Al: 0.010~0.050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 Bs℃ 내지 (Bs+50)℃까지 10~20℃/sec의 속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 선재를 (Bf-50)℃ 내지 Bf℃까지 2~5℃/sec의 속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 선재를 공냉하는 단계;
    를 포함하는 고강도 선재의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 강재의 재가열시, 재가열 온도는 950~1050℃인 고강도 선재의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열간압연시, 마무리 열간압연 온도는 750~850℃인 고강도 선재의 제조방법.
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