KR101115761B1 - 표면 탈탄이 억제된 강재 및 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 표면 탈탄이 억제되는 강재 및 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면에 붕소(B)의 농화층을 형성함으로써 탄소(C)와 분위기 중 산소의 접촉이 방지되어 탈탄이 억제되는 강재 및 상기 강재의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 강재는 표면에 두께 3㎛ 이상의 B 농화층을 포함하는 것을 특징으로 하며, 이러한 강재를 얻기 위한 보다 바람직한 제조방법 중 한가지 예는 B : 0.001~0.02중량%을 포함하는 강재를 오스테나이트 + 페라이트 이상역에서 0.5~25℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

탈탄, B 농화층, 냉각속도, 강재, 이상역

Description

표면 탈탄이 억제된 강재 및 제조방법{STEEL RESTRAINED FROM SURFACE DECARBORIZATION AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 표면 탈탄이 억제되는 강재 및 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면에 붕소(B)의 농화층을 형성함으로써 탄소(C)와 분위기 중 산소의 접촉이 방지되어 탈탄이 억제되는 강재 및 상기 강재의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 한정된 석유에너지의 효율적 사용과 유가 급등으로 인한 경제성 확보를 위해 강재의 고강도화를 강하게 요구하고 있다. 이러한 고강도화는 다양한 제품으로 사용되는 강재의 부품수를 줄이고 고기능화를 가능하게 하여 자동차 등과 같이 석유 소비가 많은 제품의 연비를 향상시켜 에너지 비용을 줄이는데 큰 역하을 할 수 있다.

강재의 강도를 확보하기 위하여 가장 일반적으로 첨가되는 원소는 C를 들 수 있는데, 특히, 자동차 부품으로 사용되는 강재는 일정수준이상의 C가 포함되게 된다. 그런데, 상기와 같이 부품 등의 재료로 사용되는 고강도 구조용 강재는 제조 시에 재료의 표층에서 탈탄이 일어나는 경우가 빈번하다. 상기 탈탄 현상은 C의 용해도가 높은 오스테나이트 조직에서 C에 대한 고용도가 거의 없는 페라이트 조직으로 변태할 때 C의 활동도가 높아지게 되고 활동도가 높은 C가 강재의 표면에서 산화성 분위기와 접촉하여 반응함으로써 발생하는 것이다. 다시 말하면, 이러한 탈탄현상은 C의 충분한 확산이 가능한 고온 영역대에서 재료를 장시간 열처리하면 강재 내부에 존재하는 C원자가 강의 표면층까지 확산을 통해 빠르게 이동하게 되고 대기 분위기 중의 산화성 가스와 접촉함으로써 많이 발생한다. 고강도 구조용 강재의 제조시 재료 표층에서 상기한 탈탄 등에 의해 탈탄조직으로 대표되는 표면결함 조직이 존재하게 되면 여러가지 문제점이 발생될 수 있다. 즉, 표면에 존재하는 탈탄조직은 모재 대비 경도와 내식성 등이 현저히 낮으므로 상기 탈탄조직이 존재하는 강재는 고강도 구조용 강재로서의 기능히 저하하게 된다. 즉, 끊임없이 반복 피로를 받게 되는 고강도 구조용 강재에서는 이러한 표면 탈탄층이 크랙의 생성 및 전파 기점으로 작용하게 되어 재료의 단수명화, 즉 조기파단에 이르게 되는 등 여러가지 치명적인 문제를 야기하게 된다.

따라서, 탈탄 억제를 위해서는 강재 제조시 고온영역에서 재료를 장시간 유지하지 않는 것이 바람직하겠으나 금속의 형상을 제어하고 재질을 확보하기 위해 필연적으로 압연이나 단조 등의 고온제조공정을 거쳐야 한다는 문제가 있으므로 이러한 탈탄반응의 회피는 결코 용이하지 않으며 이를 효율적으로 억제하는 것이 관건이다.

또한, 재료의 고강도화는 원가상승을 최소화하는 범위에서 이루어져야 하므로, 고강도 구조용 강재에는 종래부터 저가의 합금원소인 Si가 첨가되는 경우가 많았다. 그러나, Si는 C와 같은 4족 원소로서 C와 유사한 거동을 하기 때문에 C의 활동도를 높일 뿐만 아니라, 페라이트 영역을 안정화시키는 역할을 하기 때문에 페라이트가 그만큼 용이하게 형성되어 C의 고용도를 감소시키는 역할을 한다. 즉, Si를 첨가하면 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 소위 2상역이 확장되는데, 상기 2상역에서 강재 표면부의 C가 산화반응에 의해 표층으로부터 빠져나가는 현상이 가속화되기 때문에 넓은 2상역을 장시간 경유하게 되어 탈탄반응이 조장되는 것이다.

이러한 문제점을 해결하기 위해서 탈탄 심화역인 2상역 부근을 빠르게 회피할 수 있는 제어냉각패턴이 도입되어 사용되어 왔다. 그러나, 소재 냉각시 적치밀도 차이로 인한 코일내 온도편차 등을 제어하기 어렵고, 특히 코일겹침부 등에서는 그 온도편차가 점점 심화되어 부분적인 탈탄조장을 완전히 억제하기 어렵다는 문제점이 지적되어 왔다. 또한, 고강도화를 위해 Si를 높은 함량으로 첨가하는 고 Si 강재에서는 2상역의 온도구간이 일반강재에 비하여 크게 확장되어 있어 이를 제어냉각속도만으로 완전히 회피하기 어렵기 때문에 근본적으로 강재자체의 탈탄 민감도가 억제된 강재를 개발하는 것이 시급하다.

이를 위해, Cr, Cu, Ni 등의 스케일 생성원소를 강재내에 첨가하여 고온가열시 필연적으로 생성되는 스케일의 치밀도를 높이고, 모재와의 밀착성을 개선하여 강재 표층의 C원자와 산화성 가스와의 접촉을 차단시키는 방법 등이 검토되었으나, 고온에서 장시간 유지시 모재와 스케일 간의 밀착성이 감소하여 탈탄반응을 완전히 제거할 수 없다는 기술적 문제점들이 지적되었다.

상기에서 살펴본 바와 같이 강재제조시 표면탈탄을 효과적으로 억제할 수 있는 강재는 아직까지 개발되지 못한 실정이다.

본 발명의 일측면에 따르면 강재 표면에 치밀한 농화층을 형성시켜 산화성 분위기와 강재 중 C와의 접촉을 차단시킬 수 있는 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 강재는 표면에 두께 3㎛ 이상의 B 농화층을 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 B 농화층은 B함량이 500ppm 이상인 영역을 의미한다.

상기 유리한 본 발명의 강재를 제공하기 위해서는 상기 강재는 B : 0.001~0.02중량%을 포함하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 성분에 더하여, N : 0.02중량% 이하, Ti : 0.005~0.5중량%를 더 포함하는 것이 유리하다.

본 발명의 유리한 효과를 얻기 위한 강재의 보다 바람직한 예에는 C : 0.2~1.0중량%, Si : 0.1~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하 및 S : 0.02중량% 이하가 더 포함될 수 있다.

상기 성분에 더하여 상기 강재는 Cr : 0.1~1.5중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, O : 0.0020중량% 이하, V : 0.005 ~ 0.5중량% 및 Nb : 0.005 ~ 0.5중량%를 더 포함할 수도 있다.

본 발명의 또하나의 측면인 탈탄이 억제된 강재의 제조방법은 B : 0.001~0.02중량%을 포함하는 강재를 오스테나이트 + 페라이트 이상역에서 0.5~25℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 성분에 더하여, N : 0.02중량% 이하, Ti : 0.005~0.5중량%를 더 포함하는 것이 유리하다.

본 발명의 유리한 효과를 얻기 위한 강재의 보다 바람직한 예에는 C : 0.2~1.0중량%, Si : 0.1~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하 및 S : 0.02중량% 이하가 더 포함될 수 있다.

상기 성분에 더하여 상기 강재는 Cr : 0.1~1.5중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, O : 0.0020중량% 이하, V : 0.005 ~ 0.5중량% 및 Nb : 0.005 ~ 0.5중량%를 더 포함할 수도 있다.

본 발명에서 제공하는 강재 및 그 제조방법에 따르면 표면에 B의 농화층이 형성됨으로써 강재 중 C와 분위기중 산화성 가스의 접촉이 차단될 수 있어 탈탄을 효과적으로 억제할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 강재 표면의 탈탄층이 형성되지 않기 위해서는 강재 중 C 성분과 분위기중 산화성 가스의 접촉이 차단되어야 한다는 점에 착안하여 본 발명에 이르게 되었다. 본 발명자들은 특히, 상기 강재 중 C 성분과 분위기 중 산화성 가스의 접촉을 차단하기 위해서는 B 성분이 효과적이라는 것을 발견할 수 있었다.

즉, B 성분은 강재의 표층에 치밀한 농화층을 형성하기 때문에 C 성분과 분위기중 산화성 가스의 접촉을 효과적으로 차단할 수 있다. 특히, 종래의 Cr, Cu, Ni 등의 스케일 형성원소에 비하여 미소 첨가량으로도 충분한 효과를 발휘할 수 있을 뿐만 아니라 탈탄 방지효과에도 효과적이다. 본 발명에서 B 농화층이라 함은 선재의 표층에 형성된 B 함량이 다른 부분보다 높은 영역을 의미하는 것으로서 주 로 선재의 최외각에 위치한 스케일층을 포함하고 경우에 따라서는 상기 스케일층 직하에 위치한 선재 내부 일정한 깊이까지 형성될 수도 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 B 농화층을 B함량이 500ppm 이상인 표층부터 일정한 깊이까지의 영역으로 정의한다.

본 발명자들의 연구결과에 다르면 상기 B 농화층의 두께는 3㎛ 이상이 되어야 한다. B 농화층의 두께가 너무 얇을 경우에는 그 자체가 쉽게 분절되어 버리는데 분절된 사이로는 산소원자의 침투를 제지할 수 없으므로 본 발명의 목적을 달성하기가 용이하지 않다. 상기 B 농화층은 C와 산화성 가스가 접촉하는 것을 억제하는데 유용한 역할을 하는 것이므로 상기 B 농화층의 두께의 상한은 본 발명에서 특별히 제한할 필요가 없다. 다만, 통상적으로 포함되는 B의 함량을 고려할 때에는 상기 B 농화층은 120㎛을 초과하여서는 생성되기 어렵다.

따라서, 본 발명의 일측면에 의한 강재는 상기 유리한 효과를 가지는 강재는 표면에 두께 3㎛ 이상의 B 농화층을 포함하는 것을 특징으로 한다. 이러한, B 농화층은 후속할 수도 있는 가열처리 및 냉각과정에서 일어난 탈탄을 억제하는 것에도 유리하지만, 이미 상기 강재의 제조과정에서 발생하는 탈탄을 억제하는 역할을 수행한 것이라는 점에 유의할 필요가 있다. 즉, 상기 농화층은 강재의 탈탄이 일어나기 쉬운 온도 영역 또는 그 이상의 온도 영역에서 형성되면서 냉각시에 강재의 탈탄을 억제한 것이다.

또한, 표면 탈탄이 억제된 강재이기만 하면 본 발명에서 제공하는 강재의 범주에 해당하기 때문에 다른 성분에 대하여 특별히 제한할 필요는 없다. 다만, 상기 B 농화층이 형성되기 위해서는 충분한 B 성분이 강재내에 포함되어야 하기 때문에 하기 하는 바와 같이 B의 함량을 일정한 범위내로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

B : 0.001~0.02중량%

상술한 바와 같이 상기 B는 B 농화층의 기원이 되는 것이기 때문에 0.001중량% 이상은 포함되어야 한다. 그러나, B는 농화층을 형성하는 역할 외에도 강재의 소입성을 향상시키는 역할도 하는데, 본 발명에서 대상으로 하는 바와 같은 기계 구조용 강재 등에서는 단조나 압조가공등의 가공을 행하기 전에는 충분한 가공성을 가지도록 강재가 연질일 필요가 있으므로 B가 지나치게 함유될 경우에는 서냉하여 제조한다 하더라도 강재 내부에 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직을 다량 형성하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 상기 B 함량의 상한을 0.02중량%로 정한다.

따라서, 상기 B의 함량을 적절히 제어할 경우에는 본 발명에서 유도하는 효과를 얻을 수 있으므로 본 발명의 보다 바람직한 일측면에 따르면 본 발명의 강재는 B농화층의 두께가 3㎛ 이상 이며 이를 위하여 B를 0.001~0.02중량% 포함하는 강 재인 것이다.

그런데, 상기 B는 강재 내에 존재하는 N 성분과 반응할 경우에는 BN등의 석출물을 형성하게되는데 이러한 석출물은 B가 강재 표면에 확산하지 못하도록 고정하는 역할을 하기 때문에 B 농화층을 형성하는데 장애로 작용한다. 따라서, B는 N에 의해 고정되지 않은 소위 유효 B(또는 Free B)의 상태로 존재하는 것이 바람직하다. 이를 위해서는 Ti와 N을 하기하는 이유에 의하여 하기하는 범위내로 제어하는 것이 보다 효과적이다.

N : 0.02중량% 이하

N은 대기중에 80% 정도 다량 포함된 기체로서 용강과 접촉할 경우 용강에 다량 포함될 수 있는 원소이다. 상기 N이 강 중에 포함될 경우 강중에 존재하는 B와 반응하여 BN을 형성사는데 이러할 경우에는 상술한 바와 같이 B의 확산을 억제하고 B를 고정함으로써 강재 표면에 농화층을 형성하는 것이 곤란해진다. 따라서, N의 첨가량은 제한할 필요가 있으나 제강과정 등의 공정부하를 고려할 경우 상기 N의 함량은 0.02중량% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.01중량% 이하로 제한하는 것이 좋다.

Ti : 0.005~0.5중량%

상술한 바와 같이 N은 가급적 억제하는 것이 바람직하나 공정부하를 고려하 여 완전히 제거할 수 없는 것이다. 이렇게 불가피하게 강중에 포함되는 N에 의한 악영향을 최소화하기 위해서는 Ti를 첨가하는 것이 바람직하다. 즉, Ti는 B에 우선하여 질화물(TiN, Ti(C,N) 등)을 형성할 수 있기 때문에 BN이 형성되는 것을 억제하여 유효 B가 많이 잔류할 수 있도록 한다. 강중에 포함되는 N의 양을 고려할 때에는 상기 Ti는 0.005중량% 이상은 포함되어야 유효 B 확보에 효과적이다. 이러한 Ti의 역할은 0.5중량% 정도까지면 충분하며 그이상 과량 첨가될 경우에는 제조단가가 상승하는 등의 문제가 발생할 수 있다.

따라서, 본 발명의 또하나의 바람직한 측면에 따르면 B 농화층의 두께 및 B 함량을 제어하는 동시에 Ti와 N을 상기한 비율로 포함하는 것을 특징으로 하는 강재가 제공될 수 있다. 따라서, 이러한 조건만 충족한다면 강재의 나머지 성분에 관계 없이 본 발명의 유리한 효과를 향유할 수 있는 것이다.

다만, 본 발명을 보다 구체화하기 위하여 본 발명의 유리한 효과를 얻기에 적합한 강재의 조성에 대한 비제한적인 예를 이하에서 설명한다. 즉, 본 발명의 효과를 얻기에 적합한 강재의 조성의 한가지 예는 상기 B, Ti, N을 상술한 범위로 제어하는 동시에 강재를 구성하는 기본적인 성분인 C, Si, Mn, Al, P, S 등을 하기하는 범위로 포함하는 조성을 들 수 있다.

C : 0.2~1.0중량%

C는 고강도 강재의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 충분한 강도가 확보되지 않아 고강도용 강재에 요구되는 강도를 확보하기 어렵다. 반대로 상기 C 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 초석 세멘타이트 조직이 결정립계를 따라 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로강도가 현저히 저하할 수 있다. 그뿐만 아니라, 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어렵기 때문에 C 함량은 0.2~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 0.1~3.5중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키는 효과를 가진다. 그런데, 상기 Si 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 0.1중량%로 제한될 필요가 있다. 그리고, Si 함량이 3.5중량%를 초과하는 경우에는 중심편석이 발생할 가능성이 높아지며, 열처리시 C의 activity를 높여 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 0.1~3.5중량%으로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~1.0중량%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서, 상기 Mn 함량이 0.3중량% 미만인 경우에는 고강도 강재로서 요구되는 충분한 강도를 얻기 어렵고, 반대로 1.0중량%를 초과하는 경우에는 인성이 저하하므로 상 기 Mn의 함량은 0.3~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al : 0.1중량% 이하

상기 Al의 첨가는 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. 그러나, Al 함량이 0.1중량%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다. 다만, 본 발명의 강재에서는 상기 Al은 반드시 포함되어야 하는 필수 성분은 아니므로 그 함량의 하한을 정하지 아니한다.

P : 0.02중량% 이하

상기 P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 가급적 포함시키지 않는 것이 바람직하다. 그러나, 여러가지 기원에 의해 강중에 포함된 P를 완전히 제거하기 위해서는 정련과정에 다대한 부하를 가할 수 밖에 없으므로 아주 큰 문제를 야기하지 않는 범위인 0.02중량% 까지는 허용할 수 있다. 정련 부하가 크지 않다면 상기 P는 0.01중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

S : 0.02중량% 이하

상기 S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 고강도재의 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에 역시 가급적 첨가하지 않는 것이 바람직하나 정련공정의 부하 등을 감안할 때에는 그 상한을 0.02중량%로 제한하 는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 유리한 효과를 얻기 위한 강재의 조성의 한가지 예는 B 농화층의 두께를 상술한 범위로 제어하고, B, Ti, N 등의 원소를 적절한 범위로 포함하는 것 외에, C : 0.2~1.0중량%, Si : 0.1~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하 및 S : 0.02중량% 이하를 포함하는 조성을 가지는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기한 본 발명에 적합한 강재의 조성의 한가지 예에는 상술한 성분 외에도 강재의 물성을 확보하기 위하여 Cr, Ni, Cu, O, V, Nb 등 중 1종 이상이 하기하는 범위로 더 포함될 수 있다.

Cr : 0.1~1.5중량%

Cr은 표면탈탄 방지, 내산화성, 템퍼 연화성 등을 확보하는데 유용한 원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 방지 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 1.5중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 바람직한 Cr의 첨가량은 0.1~1.5중량%이다.

Ni : 0.01~1.0중량%

Ni는 모재와 밀착성이 높은 스케일층을 생성하여 표면탈탄을 효율적으로 억제시키기 위해 첨가되는 원소로서 그외에 강재의 인성을 효율적으로 개선할 수 있다. Ni의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 그 효과가 충분하지 못하고, 1.0 중량% 이상의 경우에는 잔류오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~1중량%로 제한할 필요가 있다.

Cu : 0.01~1.0중량%

Cu의 첨가는 상기 Ni와 더불어 모재와 밀착성이 높은 스케일층을 생성하여 탈탄방지에 효과적이며 이와 더불어 내식성 향상에도 유효하다. 이러한 효과는 0.01중량% 미만에서는 미약하고, 1.0중량%를 초과하여 첨가하면 취화에 의한 압연결함의 원인이 되기 쉽다.

O : 0.0020중량% 이하

상기 O의 함량은 0.0020중량% 이하로 한정하는데, 0.0020중량%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다.

V : 0.005 ~ 0.5중량%, Nb : 0.005 ~ 0.5중량%

상기 V 및 Nb는 단독 또는 복합첨가에 의해 탄/질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 고강도 강재의 강도 특성을 개선하는 원소로서, 그 함량을 각 각 0.005 ~ 0.5중량% 이하와 0.005 ~ 0.5중량% 범위로 한정한다. 함량이 낮은 경우에는 V 및 Nb계 탄/질화물의 석출이 줄어들어 결정립 강화와 피로특성의 개선효과가 충분하지 못하게 된다. 그 함량이 높은 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

상술한 조건의 강재는 알려진 공지의 열간압연 방법에 의하여 제조될 수 있다. 그러나, 본 발명의 한가지 측면에서는 이러한 강재를 보다 효과적으로 제조할 수 있는 한가지 예를 제공하고자 한다. 이하, 본 발명의 효과적인 제조방법에 대하여 설명한다.

냉각조건 : 오스테나이트 + 페라이트 이상역을 0.5~25℃/s의 냉각속도로 냉각

앞에서도 설명하였듯이 탈탄반응은 온도가 높고 페라이트가 생성되기 시작하는 온도인 2상역에서 많이 발생되므로 상기 온도범위에서 탈탄을 방지할 수 있는 B 농화층이 생성되어 탈탄을 억제할 수 있어야 한다. 본 발명자들의 연구결과에 따르면, 상기의 효과를 얻기 위해서는 상술한 바와 같이 B 농화층이 일정 두께 이상 분절없이 형성되어야 하는데 이를 위해서는 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각할 필요가 있다. 상기 냉각속도 이하로 냉각할 경우에는 B 농화층이 형성되더라도 그 두께가 얇아 분절되기 쉬울 뿐만 아니라 모재와의 밀착성이 부족하여 모재로부터 탈락해 버리기 쉬워진다. 반대로, 냉각속도가 높아질 경우에는 충분한 두께로 B 농화층이 형성되나 너무 빠른 냉각속도 하에서는 강재 내부에 저온조직이 형성되기 때문에 후속하는 강재의 가공에 바람직하지 않다. 강재의 미세조직 중에는 저온조직인 베이나이트와 마르텐사이트 등의 면적분율이 5% 미만인 것이 바람직하기 때문이다. 따라서, 냉각속도의 상한은 25℃/s로 정한다. 보다 바람직하게는 상기 냉각속도의 상한은 20℃/s로 정하는 것이 좋다.

상술한 냉각과정의 전/후에는 강재를 제조하기 위한 통상의 제조방법이 함께 이용될 수도 있다. 즉, 강재에 압하를 가하여 강재의 형상을 제어하기 위한 열간압연공정 이나 기타 열간가공공정 또는 냉각이후 추가적인 열처리 공정 등은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자가 용이하게 선택하여 추가할 수 있다는 것에 유의할 필요가 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성(단, 상기 표 1에서 각 성분들의 함량은 중량%를 의미함(단, N과 O는 ppm 단위))을 가지는 강들을 주조하여 강편을 제작한 후 선재압연시 60% 이상의 압하비율로 압연하고, 압연종료온도는 700~1000?에서 냉각을 실시한후, 하기 표 2에 나타낸 다양한 냉각패턴을 통해 상온까지 냉각함으로써 강재를 제조하였다. 이와 같은 조건으로 제조된 강재로부터 미세조직 관찰을 실시하였으며 저온조직 및 탈탄층 깊이를 정량적으로 측정하기 위해 편의상 30개 시야에서 무작위 관찰을 실시하여 저온조직 분율 및 평균 페라이트 탈탄층 깊이를 측정하여, 그 상세 값들을 표 2에 나타내었다.

페라이트 탈탄층은 선재의 C단면으로부터 5개 시야이상에서 측정하여 그 평균값을 가지고 판정하였다.

또한, 표 1의 조건에 의해 제조된 선재의 B에 의한 스케일층을 관찰하기 위해서 중성자 조사를 통한 B 분포 분석법인 PTA(Particle Tracking Auto-radiography)법을 이용하여 시험하였다. 이 시험법은 B가 함유된 재료에 열중성자를 조사시킬 경우, 핵반응을 통해 발생되는 중이온이 시료표면에 밀착시킨 필름에 감광되도록 하는 방법으로 이를 통해 각 화학성분 및 냉각조건에 따른 B 농화층의 분절여부 및 B 농화층의 평균 두께 등을 측정하였고, 그 상세결과를 표 2와 도 1 및 도 2에 함께 나타내었다. 단, 표 2에서 저온조직 분율이라 함은 베이나이트와 마르텐사이트 조직의 면적분율을 합한 것을 의미한다.

구분	C	Si	Mn	Ni	Cr	V	Ti	Cu	Nb	B	P	S	Al	N	O
비교예1	0.55	1.5	0.7	-	0.7	-	-	-	-	-	0.01	0.03	0.001	50	16
비교예2	0.40	2.2	0.7	-	1.0	0.1	-	-	0.007	-	0.008	0.008	0.01	49	16
비교예3	0.50	2.3	0.7	0.3	1.0	0.2	0.03	0.4	0.008	-	0.009	0.007	0.06	55	14
비교예4	0.48	2.0	0.7	0.4	0.8	0.1	0.02	0.3	-	0.002	0.008	0.009	0.03	49	18
비교예5	0.52	2.1	0.5	0.5	1.0	0.10	0.02	0.5	-	0.003	0.009	0.015	0.05	53	17
실시예1	0.53	1.5	0.7	-	0.7	-	0.02	-	-	0.002	0.008	0.009	0.03	49	18
실시예2	0.52	2.1	0.5	0.5	1.0	0.10	0.02	0.5	0.01	0.003	0.009	0.015	0.05	53	17
실시예3	0.53	2.4	0.7	0.3	0.7	0.13	0.05	0.4	0.007	0.006	0.015	0.009	0.06	52	17
실시예4	0.55	2.2	0.7	0.4	1.0	0.2	0.07	0.4	0.02	0.005	0.007	0.006	0.06	50	15

구분	가열온도 온도,℃	평균냉각 속도,℃/s	품질실적
			Ferrite 탈탄층깊이,mm	B 스케일층 평균두께,㎛	B 스케일층 분절유무	저온조직 분율,%
비교예1	1350	1	0.05	-	-	0
비교예2	1050	3	0.06	-	-	0
비교예3	1100	5	0.04	-	-	0
비교예4	1200	0.3	0.03	0.2	분절	0
비교예5	1350	30	0	70	분절무	82
실시예1	1350	0.5	0	98	분절무	0
실시예2	1350	10	0	120	분절무	0
실시예3	1100	3	0	3	분절무	0
실시예4	1000	5	0	23	분절무	0

상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 비교예1 내지 비교예3은 B가 전혀 첨가되지 않아 B농화층이 형성되기 어려운 조건을 강재의 조성을 대표하고 있으며, 비교예4, 5 및 실시예는 본 발명에서 제안하는 유리한 조성을 충족하는 강재를 나타내는 것이다. 다만, 비교예4와 비교예5는 표 2에서 볼 수 있듯이, 가열후 냉각속도가 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위를 벗어나는 것이다.

상기 표 2의 결과로부터 알 수 있듯이, B 첨가재와의 비교로부터 비교예1 내지 비교예3 은 B 미첨가로 인해 냉각중 B 농화층이 거의 형성되지 못하였다. 따라서, 페라이트 탈탄 억제가 효율적이지 못하였으며 그 결과 페라이트 강재 표면으로부터 깊은 부분까지 페라이트 탈탄이 발생하였다. 특히, 비교예3은 종래와 같이 Cu, Ni 등의 성분을 첨가하여 이들 성분에 의한 농화층이 주로 형성되도록 한 것인데, 페라이트 탈탄을 방지하는 효과는 거의 기대하기 어려웠다. 또한, 비교예4는 강재의 조성은 본 발명의 범위를 충족하나 냉각속도를 0.3℃/s로 느리게 냉각하였던 것으로서 느리게 냉각함에 따라 도 1에서 확인할 수 있는 바와 같이 B 농화층의 두께가 적고, 모재와 스케일층의 밀착성이 감소할 뿐만 아니라 곳곳에서 분절되어 버림으로써 상기 분절된 틈을 통하여 산화성 가스 원소와 탄소가 접촉하게 되어 탈탄이 진행된 것으로 판단되었다. 30℃/s라는 높은 냉각속도로 냉각한 비교예5의 경우에는 약 70㎛의 B 농화층이 형성되어 탈탄 방지에는 매우 효과적이었으나 저온조직의 면적분율이 82%에 달하기 때문에 바람직하지 않았다.

반면, B를 20~60ppm첨가하고 냉각조건도 본 발명에서 규정하는 범위를 충족하는 실시예1 내지 실시예4의 경우에는 도 1과 표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이(도면에서는 실시예3과 실시예4에 대한 결과만 나타냄) B 스케일층의 분절이 관찰되지 않았으며 그 스케일층의 평균 두께도 3~120㎛에 달하고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 탈탄층도 거의 형성되지 않아 B 농화층으로 인하여 페라이트 탈탄이 현저히 억제되었음을 알 수 있었다.

도 2에 B 농화층의 형성에 따른 페라이트 탈탄층의 생성여부를 관찰한 현미경 사진을 나타내었다. 도면에서 볼 수 있듯이, 농화층이 형성되지 못하였던 비교예3의 경우는 표면에 약 50㎛ 내외의 페라이트 탈탄층이 뚜렷하게 형성된 것을 확인할 수 있었다. 또한, 비교예5는 약 70㎛의 B 농화층으로 인하여 탈탄은 거의 일어나지 않았으나, 마르텐사이트 등의 저온조직이 다량 형성된 것을 확인할 수 있었다. 그러나, 본 발명의 조건에 따라 제조된 실시예4의 경우는 페라이트 탈탄이 방지됨은 물론이고 저온조직이 거의 형성되지 않아 후가공에 사용하기 적합한 강재임을 확인할 수 있었다.

따라서, 본 발명의 유리한 조건을 확인할 수 있었다.

도 1은 비교예4, 실시예3 및 실시예4에서 B 농화층이 형성된 결과를 확인하기 위한 PTA 사진, 그리고

도 2는 냉각속도에 따른 B농화층과 저온조직 및 페라이트 탈탄간의 관계를 나타낸 현미경 사진이다.

Claims (10)

1. B : 0.001~0.02중량%을 포함하고,

   표면에 B함량이 500ppm 이상이고, 두께가 3~120㎛인 B 농화층을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면 탈탄이 억제된 강재.
2. 삭제
3. 삭제
4. 제 1 항에 있어서, N : 0.02중량% 이하, Ti : 0.005~0.5중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 표면 탈탄이 억제된 강재.
5. 제 4 항에 있어서, C : 0.2~1.0중량%, Si : 0.1~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하 및 S : 0.02중량% 이하를 더 포함하 는 것을 특징으로 하는 표면 탈탄이 억제된 강재.
6. 제 5 항에 있어서, Cr : 0.1~1.5중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, O : 0.0020중량% 이하, V : 0.005 ~ 0.5중량% 및 Nb : 0.005 ~ 0.5중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 표면 탈탄이 억제된 강재.
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