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KR100951297B1 - 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR100951297B1
KR100951297B1 KR1020070124194A KR20070124194A KR100951297B1 KR 100951297 B1 KR100951297 B1 KR 100951297B1 KR 1020070124194 A KR1020070124194 A KR 1020070124194A KR 20070124194 A KR20070124194 A KR 20070124194A KR 100951297 B1 KR100951297 B1 KR 100951297B1
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wire rod
heat treatment
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ferrite
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박용식
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주식회사 포스코
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Abstract

본 발명에서는 기계구조 체결용 또는 자동차 부품용 볼트 등에 사용되는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법에 관한 것이 제공된다.
본 발명의 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재는 중량%로 C: 0.05~0.20%, Si: 0.01~0.1%, Mn: 1.0~2.0%, Nb: 0.01~0.05%, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.003~0.03%, P: 0.035%이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.040%이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하고, B: 0.001~0.004% 및 Ti: 0.01~0.1%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 면적분율이 85~90%인 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 및 면적분율이 10~15%인 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상의 조직을 가지는 것을 특징으로 한다.
냉간압조, 냉간가공, 베이나이틱, 페라이트, 인성

Description

냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법{A WIRE ROD FREE FROM HEAT TREAMENT HAVING HIGH TOUGHNESS FOR COLD FORGING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 기계구조 체결용 또는 자동차 부품용 볼트 등에 사용되는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 상세하게는 최적 합금성분, 효과적인 압연 및 냉각속도를 부여하여 얻어지는 미세조직의 적절한 제어를 통하여, 부품 제조 시까지 전혀 열처리 없이도 냉간압조가 가능한 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근의 냉간 압조용 선재의 기술개발 동향은 열처리 및 가공 공정 등을 생략한 공정생략형 선재와 더불어 고강도 및 고인성 선재 개발에 집중되고 있는 추세이다. 이에 있어 원가 절감 및 에너지 감소 추세에 힘입어 고가의 원소를 극 미량 첨가한 저가형 선재의 개발이 대두되고 있다.
기존 냉간 압조용 열처리형 선재의 경우, 선재 상태에서 구상화 열처리를 거 쳐 사이징(sizing) 목적의 신선을 수행한 후 구상화 열처리, 볼트 성형, 소입, 소려 공정을 거쳐 최종 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 미세조직을 갖는다. 따라서 볼트의 강도는 조성 및 소입, 소려 열처리 공정에 의해 결정되며, 최종 제품 단계까지 약 2회의 열처리가 부여되는 것이 가장 일반적이다. 그러나 열처리에 의한 원가 상승 문제 등이 발생함에 따라 열처리생략 선재의 개발의 필요성이 대두되었다.
따라서 제조 이후 모든 열처리가 완전히 생략된 선재가 개발되었는데, 흔히 이와 같은 종류의 선재는 비조질 선재라 불려지기도 한다. 이러한 특성을 가지는 제품은 선재 제조 이후 사이징(sizing)목적의 신선이 수행되고, 볼트 성형 및 최종 가공만을 통하여 직접 제조가 가능하다. 이러한 열처리생략형 선재의 가장 큰 특징은 열처리 공정에 소모되는 에너지를 줄여 제품원가를 낮출 수 있으며, 열처리가 부여되지 않기 때문에, 급냉 균열(quench crack), 휨 및 열처리에 의한 기타 결함 등이 발생하지 않는 장점이 있다. 그러나 열처리에 의하여 강도가 확보되는 것이 아니라 신선과 같은 냉간 가공을 통하여 강도를 얻는 형태이므로 연성의 감소와 인성의 감소가 가장 문제되어 왔다.
이와 같은 기계적인 특징을 전제로, 고가 첨가원소의 함유량을 낮추는 동시에 압연조건의 적정화를 통하여 품질격차의 차이를 줄이고, 열처리 하지 않은 상태로 냉간 인발 가공함으로써 고강도 수준을 확보하면서 내력 비를 향상시키는 기술이 개발되었다. 또한 일련의 냉간 인발가공 공정 중에서 응력을 제거하는 기술을 확립함으로써 바(bar) 소재가 아닌 코일(coil) 소재로부터의 냉간 인발가공이 가능 해져 응력제거 소둔의 생략과 수율 향상을 실현하였다. 예컨대 종래에 내 피로강도 등의 내력성이 요구되는 자동차용의 스티어링 랙 부품에는 담금질 및 뜨임에 의한 열처리형 제품이 채용되어 왔으나, 열처리에 의한 원가 상승의 문제로 인하여 열처리생략 선재로의 교체가 상당 부분 진행되었다.
그러나 이러한 방법들의 경우 고강도화를 통한 고내력성 확보가 상당부분 가능해 졌으나, 인발 및 냉간 단조 등에 의한 연성 저하 및 충격 특성 감소의 문제가 발생하기 때문에, 그 응용분야가 제한되는 문제가 있었다.
즉 종래 열처리 공정을 생략할 수 있는 선재에 대한 기술들은 고강도화에 주로 초점이 맞추어져 있으며 충격 인성에 대한 효과는 여전히 미흡한 상태이다.
따라서, 열처리공정을 생략하더라도 고강도 뿐만 아니라 고인성을 확보할 수 있는 선재의 개발이 필요하게 되었고 본 발명을 통하여 우수한 고인성을 가진 열처리생략 선재의 제조가 가능하도록 하였다.
본 발명은 기계구조 체결용 또는 자동차 부품용 볼트 등에 사용되는 선재로서 열처리를 생략하더라도 우수한 고인성을 확보할 수 있는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재는 중량%로 C: 0.05~0.20%, Si: 0.01~0.1%, Mn: 1.0~2.0%, Nb: 0.01~0.05%, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.003~0.03%, P: 0.035%이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.040%이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하고, B: 0.001~0.004% 및 Ti: 0.01~0.1%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 면적분율이 85~90%인 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 및 면적분율이 10~15%인 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상의 조직을 갖는다.
나아가, 본 발명의 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 제조방법은, 중량%로 C: 0.05~0.20%, Si: 0.01~0.1%, Mn: 1.0~2.0%, Nb: 0.01~0.05%, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.003~0.03%, P: 0.035%이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.040%이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하고, B: 0.001~0.004% 및 Ti: 0.01~0.1%로 이루어지는 그룹에서 선택 된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성된 빌릿을 Ae3 + 150℃ ~ Ae3 + 250℃에서 30분 이상 및 1시간 30분 이하로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌릿을 5 ~ 15℃/s로 냉각하고 Ae3 + 50℃ ~ Ae3 + 150℃에서 압연하는 단계;
상기 압연 후 냉각 중 350 ± 20℃ ~ 550 ± 20℃ 구간에서 1회 급속가열 및 냉각하여 평균 5 ~ 30℃/s로 150℃ ± 20℃ 구간까지 냉각하는 단계를 포함하여 이루어진다.
본 발명은 기계구조 체결용 또는 자동차 부품용 볼트 등에 적용 가능한 냉간압조용 선재로서, 베이나이틱 페라이트와 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상 조직을 형성함으로써 열처리를 생략하더라도 우수한 고인성을 확보할 수 있는 선재를 제조하는데 유용한 효과가 있다.
이하 본 발명의 강 성분의 조성범위를 설명한다.
C: 0.05~0.20% (이하 중량%)
C의 함량을 0.05~0.20%로 제한한 이유는, 그 함량이 0.20%를 초과하는 경우 C의 영향에 의하여 페라이트 및 펄라이트 미세조직 형성의 경향성이 강해지기 때문이며, 0.05%미만에서는 열간 압연 후 선재의 인장강도가 충분히 확보되지 못하기 때문이다.
Si: 0.01~0.1%
실리콘의 함량을 0.01~0.1%로 한정하는 이유는 다음과 같다. Si함량이 0.1%를 초과하는 경우 냉간 인발 및 압조 공정 중 가공경화 현상이 급격하게 일어나 가공성에 많은 문제가 되며 0.01% 미만에서는 볼트의 충분한 강도를 확보할 수 없기 때문이다.
Mn: 1.0~2.0%
Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로 연성의 저하 없이도 요구 강도를 얻을 수 있는 유용한 원소이며, 그 함량은 1.0~2.0%로 한정한다. 상기 Mn을 2.0%를 초과하여 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 Mn 편석에 의하여 제품특성에 더 유해한 영향을 나타내는데, 강의 응고 시 편석 기구에 따라 거시 편석과 미시 편석이 일어나기 용이한데, Mn 편석은 타 원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석 대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 또한 상기 Mn이 1.0% 미만으로 첨가될 경우 Mn 편석에 의한 편석 대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 강도 보장 및 인성의 개선효과는 기대하기 어렵다.
Nb : 0.01~0.05%
Nb은 그 함량을 0.01~0.05%로 한정한다. 고가의 원소이기 때문에 최적의 소입성 증대 효과를 목적으로 0.05% 초과하여 첨가하지 않으며, 함량이 0.01% 미만인 경우에는 B과의 상호 상승작용에 의한 페라이트 및 펄라이트 생성 지연효과가 반감되기 때문에 최소 한도는 0.01%로 함이 바람직하다.
Mo : 0.01~0.1%
역시 펄라이트의 생성을 지연하는 효과를 나타내며, Nb 첨가 효과를 배가하는 역할을 하게 된다. 고가의 원소임에도 소입성에 미치는 효과가 크므로 0.01% 이상 첨가함이 필요하며, 0.1% 초과하는 경우에는 소입성에 미치는 효과와 Nb과의 상호 상승작용이 미흡하므로, 그 양을 위와 같이 한정한다.
N : 0.003~0.03%
N의 함량은 0.003~0.03%로 한정한다. 그 함량이 0.003% 미만에서는 Ti 질화물을 생성시키는데 효과적이기 못할 뿐만 아니라 Ti 첨가 효과가 사라지며, 0.03%를 초과하면 Ti 질화물을 생성시키고 남은 잔여 N이 B와 화합물을 형성하여 B 첨가 효과를 감소시키기 때문이다.
P: 0.035%이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.040%이하(0%를 포함하지 않음)
P 및 S의 함량은 각각 0.035% 이하와 0.040% 이하로 한정한다. 상기 P은 결 정립계에 편석되어 인성을 저하시키는 주요 원인이므로 그 상한을 0.035%로 제한하는 것이며, 상기 S은 저 융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.040%로 한정하는 것이 바람직하다.
B: 0.001~0.004%
B은 본 발명에서 소입성 및 지연파괴 저항성 개선을 위한 입계 강화원소로 B의 함량을 0.001~0.004%로 한정한다. 그 함량이 0.001% 미만에서는 열처리 시 B원자들이 입계편석에 따른 입계 강도 개선효과나 소입성 개선효과가 미흡하며, 0.004%를 초과하면 효과가 포화되고 입계에 B 질화물이 석출하여 입계강도가 저하되기 때문이다.
Ti: 0.01~0.1%
Ti의 함량은 0.01~0.1%로 한정한다. 그 함량이 0.01% 미만에서는 부식저항성에 대한 개선효과가 미흡하고 B의 소입성 향상을 위해 B 질화물의 생성을 막는 Ti 질화물 생성이 어려우며, 0.1%를 초과하면 효과가 포화되고 조대한 Ti계 질화물이 형성하여 피로특성에 유해하기 때문이다.
이하 본 발명의 선재의 조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 선재는 면적분율이 85~90%인 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 및 면적분율이 10~15%인 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상의 조직을 갖는다. 상기 조직은 도1과 같은 침상 또는 구상 형태의 미세조직으로서, 상기 면적분율에서 높은 인장강도와 연성을 얻을 수 있다. 즉, 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite)의 면적분율이 90% 초과하는 경우에는 인장강도가 800MPa 보다 낮으며, 85% 미만인 경우에는 충격인성이 150J 보다 낮은 문제가 있다.
또한, 베이나이틱 페라이트 조직의 경우 평균 결정립 크기가 200㎛ 이하이다. 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립 크기를 200㎛ 초과하는 경우에는 인장강도의 저하 및 연성의 감소로 인하여 충격인성 특성이 열악해지기 때문이다.
이하 본 발명의 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
(1) Ae3 + 150℃ ~ Ae3 + 250℃에서 30분 이상 및 1시간 30분 이하로 가열하는 단계.
상기 온도에서의 가열은 오스테나이트 단상에서 유지되는 것으로 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물의 효과적인 용해가 가능한 온도이다. Ae3 + 250℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후의 형성되는 최종 미세조직의 조대화 경향이 강하므로 고강도 및 고인성 선재를 획득할 수 없다. Ae3 + 150℃ 미만인 경우에는 가열에 의 한 효과를 얻을 수 없으므로, Ae3 + 150℃ ~ Ae3 + 250℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 가열 시간이 30분 미만이면 전체 온도가 균일하게 될 수 없는 문제가 있으며, 1시간 30분을 초과하여 가열하는 경우 오스테나이트 결정립 조대화의 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 생산성이 현저하게 감소하게 된다.
(2) 빌릿(billet)을 5 ~ 15℃/s로 냉각하고 Ae3 + 50℃ ~ Ae3 + 150℃에서 압연하는 단계.
상기 냉각속도는 열간 압연 전 냉각 단계에서 미세조직의 변태를 최소화할 목적으로 제한한 것이다. 열간 압연 전 냉각속도가 5℃/s 이하인 경우에는 생산성이 감소하고, 서냉을 유지하기 위해서는 추가적인 장치를 필요로 한다. 또한 가열시간을 장시간 유지한 경우와 같이, 열간 압연 완료 후 선재의 강도와 인성이 저하될 우려가 있다. 이에 반해 냉각속도가 15℃/s를 초과하면 압연 전 빌릿이 가지는 변태의 구동력이 증가하기 때문에 압연 중 새로운 미세조직이 출현할 가능성이 커지게 되고, 압연 온도를 낮은 온도로 재설정해야 하는 심각한 문제를 초래하게 된다.
또한 Ae3 + 50℃ ~ Ae3 + 150℃ 의 압연 온도 범위에서는 압연 중 변형에 의한 미세조직의 출현이 억제되며, 재결정이 발생하지 않고 사이징(sizing) 압연만이 가능하다. Ae3 + 50℃ 미만의 온도에서는 동적 재결정 온도에 근접하여 본 발명의 미세조직 획득이 불가하며, 일반 연질의 페라이트가 확보될 가능성이 매우 크다. Ae3 + 150℃ 초과하는 온도에서는 냉각 후 다시 가열해야 하는 문제가 발생한다.
(3) 350 ± 20℃ ~ 550 ± 20℃ 구간에서 1회 급속가열 및 냉각하여 평균 5 ~ 30℃/s로 150℃ ± 20℃ 구간까지 냉각하는 단계.
상기 냉각속도는 앞서 언급한 열간 압연 조건에 따라 압연 후 본 발명의 미세조직이 효과적으로 발생될 수 있도록 하기 위함이다. 냉각 중 상기 온도구간에서 1회 급속 가열 및 냉각을 하는데, 냉각 중 350 ± 20℃ 근방에서 가열 장치를 이용하여 다시 550 ± 20℃ 로 상승시킴으로써 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상의 발달을 도모하고 그 분율을 10% 이하로 생성시킬 수 있다. 즉 이 구간은 M/A상의 생성 여부와 밀접한 관련이 있는데, 이미 냉각 중에 생성된 베이나이틱 페라이트를 변화시키지 않으면서, 인장강도 및 인성 향상을 가능하게 하는 M/A상을 얻을 수 있다. 구체적으로는 변태 중 베이나이틱 페라이트로 변태하지 못한 일부 잔류 오스테나이트를 M/A상과 같은 혼합상으로 형성시키게 된다.
또한 열간 압연 직후부터 150℃ ± 20℃ 구간까지 냉각되는 평균 속도는 5 ~ 30℃/s로 한다. 이는 평균 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우 베이나이틱 페라이트의 분율이 너무 감소하여 기계적 특성이 좋지 않고, 본 발명의 베이나이틱 페라이트가 확보되지 않으며, 연질의 페라이트가 생성된다. 반대로 30℃/s 초과하는 경우 베이나이틱 페라이트의 분율이 너무 증가하여 기계적 특성이 좋지 않거나 경질의 마르 텐사이트가 다량 변태되어, 연성의 심각한 저하를 초래할 수 있다. 또한 냉각의 종료 온도는 150℃ ± 20℃ 범위로 종료됨이 바람직하다. 이 구간 미만의 범위에서는 냉각 속도 조절이 거의 불가능하며, 이 구간을 초과하는 온도에서는 생성된 미세조직의 안정성이 확보되지 못하여 다른 이상 조직이 발생할 수 있기 때문이다.
상기 성분범위와 제조방법을 통해 얻은 선재의 인장강도는 800MPa 이상이고 충격인성은 150J 이상이 되는 것이 바람직하다.
이하 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예일 뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다.
[실시예1]
이하 본 발명의 발명재와 비교재 1, 2 및 3을 대상으로 본 발명의 제조방법을 실시하여 그 예를 설명한다.
하기 표1에는 본 발명의 발명재 및 비교재 1, 2 및 3의 열간압연 제조방법을 나타내었는데, 발명재의 경우 본 발명의 조건을 적용한 것이며, 비교재 1, 2 및 3은 통상의 제조조건을 그대로 적용한 것이다. 다만, 조성의 차이로 인하여 Ae3 온도 는 조건마다 측정한 결과가 상이하다.
강종 Ae3온도(oC) 빌릿 가열 조건 빌릿 냉각 속도 빌릿 압연 조건 압연후 냉각 조건
발명재 875 1112oC, 1h 20min 8~11oC/s 964 oC, 최종 직경 16 mm 165oC 까지 평균 27oC/s로 냉각
비교재 1 827 1090oC, 1h 30min 10~19oC/s 945 oC, 최종 직경 16 mm 상온까지 17~27oC/s로 냉각
비교재 2 786 1107oC, 1h 26min 8~10oC/s 998 oC, 최종 직경 16 mm 상온까지 5~17oC/s로 냉각
비교재 3 775 1119oC, 1h 45min 11~17oC/s 982 oC, 최종 직경 16 mm 상온까지 12~19oC/s로 냉각
하기 표2에는 발명재와 비교재 1, 2 및 3의 주요 성분(조성 범위는 아니며 습식분석을 통하여 분석된 것)을 나타내었다. 비교재1 및 비교재2는 열간 압연 후 냉간 인발 및 냉간 가공을 거쳐 급냉 및 소려를 거쳐 제조되는 유사 강도 수준의 일반 선재에 해당하며, 비교재3은 랙바용 선재로서 현재 비조질강과 같이 열처리를 하지 않고 사용되는 것이다. 발명재와 비교재3은 열처리를 거치지 않고 가공경화를 이용하여 소재의 강도를 제어하기 위한 조성이 요구되며, 비교재1과 비교재2는 급냉 및 소려 열처리를 거치기 때문에 소려 시에 요구하는 강도를 얻을 수 있는 조성이 필요하다.
하기 표3은 발명재와 비교재들의 열간압연 후 공정단계별 미세조직 및 인장강도와 연신률, 충격인성을 측정한 것이다. 단, 대상의 직경을 16 mm 로 동일하게 하였다.
강종 화학성분(중량%)
C Si Mn P S Cr Ni V Nb Mo N Ti B
발명재 0.11 0.047 1.52 0.013 0.013 - - 0.028 0.050 0.0046 0.018 0.0019
비교재1 0.20 0.20 1.20 0.013 0.015 - - - - 0.0050 0.018 0.0018
비교재2 0.41 0.21 0.74 0.013 0.012 0.152 0.013 - - - 0.0042 0.018 -
비교재3 0.47 0.27 1.31 0.010 0.046 0.10 0.15 0.10 - - 0.0018 0.023
발명재 비교재1 비교재2 비교재3
열간 압연 후 미세조직 베이나이틱 페라이트(87%) + M/A상(13%) 페라이트 (65%) 펄라이트 (35%) 페라이트 (59%) 펄라이트 (41%) 페라이트 (55%) 펄라이트 (45%)
열간 압연 후 인장강도 (MPa) 595 635 645 660
열간 압연 후 연신율 (%) 62 42 35 22
열간 압연 후 U-notch 충격 인성 (J) 320 115 120 95
냉간 인발 전 구상화 열처리 여부 생략 680oC, 20hr 680oC, 20hr 생략
냉간 인발 10% 후 인장강도 (MPa) 672 706 710 765
냉간 인발 20% 후 인장강도 (MPa) 798 789 798 852
냉간 인발 30% 후 인장강도 (MPa) 906 816 836 912
냉간 인발 후 U-notch 충격 인성 (J) 258 89 91 72
볼트 가공 후 열처리 여부 생략 880oC, 2hr 후 급냉 및 475oC, 2hr 소려 880oC, 2hr 후 급냉 및 475oC, 2hr 소려 생략
최종 볼트 제품 미세조직 베이나이틱 페라이트(87%) + M/A상(13%) 템퍼드 마르텐사이트 템퍼드 마르텐사이트 페라이트 (55%) 펄라이트 (45%)
최종 볼트 제품 인장 강도 (MPa) 910 890 905 920
최종 볼트 제품 연신율 (%) 38 16 12 8
최종 볼트 제품 U-notch 충격 인성(J) 226 110 102 63
표 2의 결과에서 알 수 있듯이, 최종적으로 부품을 제조한 후의 기계적 특성은 발명재가 다른 비교재에 비하여 상당히 우수함을 알 수 있다.
[실시예2]
하기 표4는 본 발명의 조성을 가지는 여러 빌릿을 이용하여 실시예1의 제조방법 중 나머지 조건은 동일하고, 평균 냉각속도만을 달리한 경우 선재의 베이나이틱 페라이트의 분율과 M/A상의 분율 및 평균 크기를 나타내었다. 표4의 결과에서 알 수 있듯이 M/A상의 면적분율과 평균 크기는 서로 비례하는 관계에 있으며, 면적분율이 작아지면 크기가 작아진다.
하기 표5는 표4에서 얻어진 각각의 선재들의 베이나이틱 페라이트과 M/A상의 면적분율에 따른 기계적 특성을 나타내고 있다.
평균 냉각 속도 베이나이틱 페라이트 분율(%) M/A상의 분율(%) 및 평균 크기(㎛)
1℃/s 73 27, 30
3℃/s 80 20, 20
5℃/s 85 15, 12
24℃/s 87 13, 12
30℃/s 90 10, 10
42℃/s 96 4, 9
53℃/s 99 1, 5
열간 압연 후 인장강도 (MPa) 열간 압연 후 연신율 (%) 열간 압연 후 U-notch 충격 인성 (J) 최종 제품의 인장강도 (MPa) 최종 볼트 제품의 연신율 (%) 최종 볼트 제품 U-notch 충격 인성(J)
베이나이틱 페라이트(73%) + M/A상(27%) 988 22 125 950 25 132
베이나이틱 페라이트(80%) + M/A상(20%) 698 35 136 923 16 98
베이나이틱 페라이트(85%) + M/A상(15%) 668 48 286 935 21 184
베이나이틱 페라이트(87%) + M/A상(13%) 595 62 320 910 38 226
베이나이틱 페라이트(90%) + M/A상(10%) 512 67 409 821 45 324
베이나이틱 페라이트(96%) + M/A상(4%) 509 23 187 756 32 298
베이나이틱 페라이트(99%) + M/A상(1%) 523 18 169 732 29 169
표 5의 결과에서 알 수 있듯이, 그 미세조직의 면적분율이 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 85~90%인 경우에는 강도가 800 MPa 이상이고, 충격 인성도 높은 편이다. 그러나 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite)의 면적분율이 90% 초과하는 경우에는 인장강도가 낮으며, 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite)가 85% 미만인 경우에는 강도는 높은 편이나, 충격인성이 낮다.
[실시예3]
하기 표6에서는 본 발명의 조성을 가지는 여러 빌릿을 이용하여 실시예1의 제조방법 중 나머지 조건은 동일하고, 열간 압연 온도만을 달리하여 얻은 선재의 베이나이틱 페라이트의 크기와 M/A 상의 존재 유무 및 주요 기계적 특성을 나타내었다.
열간 압연 온도 열간 압연 후 베이나이틱 페라이트의 크기 M/A상의 존재 유무 열간 압연 후 인장강도 (MPa) 열간 압연 후 연신율 (%) 열간 압연 후 U~notch 충격 인성 (J)
Ae3 ~ 25℃ 베이나이틱 페라이트 없음 X 450 43 298
Ae3 베이나이틱 페라이트 없음 X 465 45 265
Ae3 + 25℃ 미세한 페라이트 O 475 50 275
Ae3 + 50℃ ~ Ae3 + 150℃ 약 200㎛ O 595 62 320
Ae3 + 175℃ 약 500㎛ X 502 52 198
Ae3 + 200℃ 약 1000㎛ X 519 49 186
Ae3 + 225℃ 베이나이틱 페라이트 없음 X 511 35 178
표 6의 결과에서 알 수 있듯이, 열간 압연 조건에 따라 다양한 미세조직이 형성되는데, 본 발명에서 제한한 온도범위에서만 본 발명의 미세조직과 기계적 특성이 얻어질 수 있다. 열간 압연 온도가 Ae3 + 150℃ 보다 높아지게 되면 오스테나이트 조대화가 발생하여 충격 인성이 현저하게 감소하고, Ae3 + 50℃ 미만의 조건에는 M/A상이 확보되지 않고 베이나이틱 페라이트 조직 역시 얻어지지 않음을 알 수 있다.
[실시예4]
하기 표7에서는 본 발명의 조성을 가지는 여러 빌릿을 이용하여 실시예1의 제조방법 중 나머지 조건은 동일하고, 급속 가열 온도만을 달리하여 얻은 선재의 베이나이틱 페라이트의 크기와 M/A 상의 존재 유무를 나타내었다.
급속가열 온도범위 열간 압연 후 베이나이틱 페라이트의 크기 M/A상의 존재 유무 비 고
150 ± 20℃ ~ 250 ± 20℃ 약 200㎛ X M/A상 생성되지 않음
250 ± 20℃ ~ 350 ± 20℃ 약 200㎛ X M/A상 생성되지 않음
350 ± 20℃ ~ 450 ± 20℃ 약 200㎛ O 적정 M/A상 분율
450 ± 20℃ ~ 550 ± 20℃ 약 200㎛ O 적정 M/A상 분율
550 ± 20℃ ~ 650 ± 20℃ 존재 하지 않음 O M/A 존재하나 분율이 높아 기계적 특성이 불량
표7의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명의 온도범위인 350 ± 20℃ ~ 550 ± 20℃ 구간에서 베이나이틱 페라이트 조직의 결정립 크기가 약 200㎛가 되며, M/A상이 형성된다는 것을 알 수 있다.
도1은 본 발명의 미세조직을 나타내고 있다.
도2는 본 발명의 미세조직을 얻기 위한 빌릿 가열, 열간 압연 및 냉각의 패턴을 나타낸다.

Claims (4)

  1. 중량%로 C: 0.05~0.20%, Si: 0.01~0.1%, Mn: 1.0~2.0%, Nb: 0.01~0.05%, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.003~0.03%, P: 0.035%이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.040%이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하고, B: 0.001~0.004% 및 Ti: 0.01~0.1%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 면적분율이 85~90%인 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 및 면적분율이 10~15%인 M/A(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 혼합)상의 조직을 갖는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립 크기가 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 선재의 인장강도가 800MPa 이상이고 충격인성이 150J 이상인 것을 특징으로 하는 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재.
  4. 삭제
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