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KR101767822B1 - 내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 - Google Patents

내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 Download PDF

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Publication number
KR101767822B1
KR101767822B1 KR1020160039008A KR20160039008A KR101767822B1 KR 101767822 B1 KR101767822 B1 KR 101767822B1 KR 1020160039008 A KR1020160039008 A KR 1020160039008A KR 20160039008 A KR20160039008 A KR 20160039008A KR 101767822 B1 KR101767822 B1 KR 101767822B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
rolling
wire
corrosion resistance
temperature
Prior art date
Application number
KR1020160039008A
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English (en)
Inventor
양요셉
김한휘
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020160039008A priority Critical patent/KR101767822B1/ko
Priority to CN201710202404.2A priority patent/CN107267878B/zh
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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하, Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 선재에 관한 것이다.

Description

내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 {HIGH STRENGTH WIRE ROD AND STEEL WIRE HAVING EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
아머 케이블(armor cable), 로크 코일 로프(locked coil rope) 등은 대표적인 해상 케이블로, 원유를 수송하는 플렉시블(flexible) 파이프, 플랫폼 지지용 등으로 사용된다. 이들은 인장 하중 지지, 내/외부 압력 유지를 위하여 고강도가 요구되며, 고강도 외에도 내부식성이 필수적으로 요구된다.
또한, 최근 대륙붕에서 심해로 사용 환경이 변화함에 따라 기존 강재 대비 고강도 및 우수한 내부식성이 요구되고 있다.
아머 케이블(armor cable), 로크 코일 로프(locked coil rope) 등에는 일반적으로 탄소 함량이 0.3% 이상인 피아노강(JIS 또는 ASTM)이 사용되는데 이들의 조직은 대부분 펄라이트이다. 펄라이트 조직을 갖는 강선의 고강도화는 1960년대 Embury-Fisher가 제안한 실험식에 따라 1) C, Cr 등 합금원소 증가시키거나, 2) 조직을 미세화함으로써 달성되고 있다.
이에 따라 최근에는 기존 해상 케이블을 심해에서 사용하기 위해서 탄소 함량을 0.7%로 증가시켜 고강도를 확보하는 방법이 사용되고 있다.
그러나, 상기 방법은 탄소 함량이 증가할수록 고강도는 확보할 수 있으나, 내부식성이 크게 저하되는 문제점이 있다. 그 이유는 아직까지 명확히 밝혀지지는 않았으나, 탄소 함량이 증가할수록 표면 부동태 층 형성이 원할하지 않기 때문에 내부식성이 약화되는 것으로 생각된다.
따라서, 고강도뿐만 아니라 우수한 내부식성을 확보하여 심해에서 사용되는 해상 케이블에 바람직하게 적용될 수 있는 내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은 내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하, Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 선재에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하, Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 120분 이상 유지하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 850~950℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
상기 권취된 선재를 480~520℃의 1차 냉각종료온도까지 5~10℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 180~220℃의 2차 냉각종료온도까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 선재의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하, Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하고,
표면에 50~100 nm 두께의 Cr 산화물층이 형성되어 있는 내부식성이 우수한 고강도 강선에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 본 발명의 선재를 총감면량 40% 이하로 신선하는 단계;
상기 신선 후 총압연량 50% 이상을 인가하여 판압연하는 단계; 및
상기 판압연 후 불활성 분위기에서 900~1000℃ 의 온도범위에서 5~10분 동안 유지한 후 ?칭하는 열처리 단계;를 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 강선의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 내부식성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있어 심해로 사용 환경이 변화되고 있는 해상 케이블 등에 바람직하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
또한, 침상형 마르텐사이트 조직을 확보함에 따라 LP 열처리 공정의 생략이 가능하여 제조 원가가 절감되어 제품 경쟁력에서 우위를 가질 수 있다.
도 1은 발명예2의 선재의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 (a)기존 제조방법과 (b)본 발명에 따른 제조방법의 일 예를 비교하여 나타낸 모식도이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 기존 해상 케이블을 심해에서 사용하기 위해서 탄소 함량을 0.7%로 증가시켜 고강도를 확보하는 방법의 경우, 탄소 함량이 증가할수록 고강도는 확보할 수 있으나, 내부식성이 크게 저하되는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
마르텐사이트는 일반적으로 경한 조직으로 가공성에 나쁘기 때문에, 후속 열처리를 통해 인성을 부여하여 가공량이 20% 이하 인가되는 제품군에 사용된다. 그러나 탄소 함량이 낮을 경우 침상형 마르텐사이트가 형성되며, 침상형 마르텐사이트는 인성이 우수하기 때문에 가공성에 큰 문제가 없다. 한편, 탄소 함량이 적을 경우, 소입성은 나쁘기 때문에 냉각시 급냉이 필요한데, Mn 등 소입성 원소 첨가시 큰 소입효과를 가져올 수 있으며, Mn 등이 많이 첨가되더라도 C 함량이 낮기 때문에 인성에는 큰 감소가 없다. 또한, Cr은 강도를 향상시키고, 1.0% 이상 첨가시 산소 친화력이 크기 때문에 Cr 산화층이 표면에 형성되고 이러한 산화물은 미려하고 단단하기 때문에 내부식성을 향상시킬 수 있다.
따라서, 저탄소강에 Mn: 5.0~8.5% 를 첨가하여 침상형 마르텐사이트 조직을 형성시키고, Cr: 1.0~2.0% 를 첨가하여 가공사에서 최종 압연 후 열처리를 통해 강선 표면에 Cr 산화층을 인위적으로 형성시킴으로써 고강도뿐만 아니라 우수한 내부식성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 내부식성이 우수한 고강도 선재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 내부식성이 우수한 고강도 선재는 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하, Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함한다.
먼저, 본 발명에 따른 내부식성이 우수한 고강도 선재의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
C: 0.1~0.2%
C는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로, 오스테나이트 상에서 ?칭 시 형성되는 마르텐사이트의 C축 방향으로 침입하여 격자 뒤틀림을 유발하여 높은 강도를 가지게 하는 역할을 한다.
C 함량이 0.1% 미만인 경우에는 신선 가공성은 우수하나 고강도를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 C 함량이 0.2% 초과인 경우에는 침상형 마르텐사이트보다는 경한 판상형 마르텐사이트 분율이 증가하기 때문에 가공성이 열위해지는 문제점이 있다.
Si: 0.1% 이하
Si은 페라이트 내 강화 원소로 페라이트 경화로 강도를 향상시키기 쉬우나, Si 함량이 0.1% 초과인 경우에는 마르텐사이트의 인성을 열화시켜 가공 중 단선을 유발시키기 때문에 그 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
한편 Si의 하한은 특별히 제한할 필요는 없으나, 슬래그로부터 유입되는 Si을 고려하여 그 하한은 0.06%일 수 있다.
Mn: 5.0~8.5%
Mn은 고안된 미세조직 내에 치환형 고용체로 고용되어 사용되며, 강도를 증가시키는 역할 외에도 소입성을 확보하기 위해 첨가된다. 이에 따라 스텔모아 냉각대에서 제어냉각을 통하여 본 발명에서 원하는 침상형 마르텐사이트를 형성시킬 수 있다. Mn 함량이 5.0% 미만인 경우에는 고강도를 확보하기 어려울 수 있으며, Mn 함량이 8.5% 초과인 경우에는 Mn 편석이 심하게 되어 압연 중 길이 방향으로 갈라져 단선 발생율이 증가하기 때문에 그 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
Cr: 1.0~2.0%
Cr은 0.1% 추가 첨가시 약 40MPa의 강도 향상을 기대할 수 있어, C 다음으로 강도를 효과적으로 향상시킬 수 있으며, 소입성 효과를 주는 원소이다. 또한, 본 발명에서는 Cr을 강도 증가 효과 외에도 in-line 열처리 후 냉각 시 표면에 50~100nm 두께의 Cr 산화물층을 형성시켜 내식성을 향상시키기 위해 첨가한다.
Cr 함량이 1.0% 미만인 경우에는 상술한 효과가 충분하지 않고, Cr 함량이 2.0% 초과인 경우에는 제조단가가 상승하고, 중심부에 조대한 Cr 탄화물이 형성될 수 있다.
P: 0.015% 이하
P는 불순물이며, 특별히 함유량을 규정하지는 않지만, 종래의 강선과 마찬가지로 연성을 확보하는 관점에서 0.015% 이하인 것이 바람직하다.
S: 0.015% 이하
S는 불순물이며, 특별히 함유량을 규정하지는 않지만, 종래의 강선과 마찬가지로 연성을 확보하는 관점에서 0.015% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명 선재의 미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함한다.
마르텐사이트는 일반적으로 경한 조직으로 가공성에 나쁘기 때문에, 후속 열처리를 통해 인성을 부여하여 가공량이 20% 이하 인가되는 제품군에 사용된다. 그러나, 본 발명 선재와 같이 탄소 함량이 낮을 경우 침상형 마르텐사이트가 형성되며, 침상형 마르텐사이트는 인성이 우수하기 때문에 가공성이 우수하다.
침상형 마르텐사이트가 99면적% 미만으로 경한 판상형 마르텐사이트가 포함되는 경우에는 가공성이 열위해질 수 있다.
이때, 상기 침상형 마르텐사이트의 패킷 안에 1~15nm 크기의 (Fe, Cr, Mn)23C6 탄화물이 5.4개/㎛2 이상일 수 있다. 침상형 마르텐사이트의 패킷(packet)이란 특정방위를 가지도록 형성된 집단 조직으로 블록(block)과 동일한 의미이다. 패킷 내 존재하는 탄화물이 미세할수록 고강도, 고인성 등의 특성이 확보될 수 있기 때문이며, 이들이 균일하면 균일할수록 흡사 분산강화와 같은 효과를 나타낼 수 있다.
또한, 본 발명 선재의 인장강도는 1500MPa 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 선재의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 120분 이상 유지하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 850~950℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 선재를 480~520℃의 1차 냉각종료온도까지 5~10℃/s 의 냉각속도로 냉각한 후, 180~220℃의 2차 냉각종료온도까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
빌렛 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 120분 이상 유지한다.
Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위는 오스테나이트 단상이 유지되고 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 온도범위이며, 잔존하는 탄화물 제거에 효과적인 온도범위이다. Ae3+250℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후의 형성되는 최종 미세조직의 조대화 경향이 강하므로 그 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 반면에 Ae3 + 150℃ 미만인 경우에는 가열에 의한 효과를 충분히 얻을 수 없다.
유지 시간이 120분 미만이면 잔존한 탄화물이 용해되기 부족한 시간이므로 그 이상으로 하는 것이 바람직하다. 특별히 그 상한을 한정할 필요는 없으나, 장시간 유지시 생산성이 현저하게 감소하기 때문에 유지 시간을 180분 이하로 할 수 있다.
압연 단계
상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 압연하여 선재를 얻는다. 압연 온도가 Ae3+100℃ 미만인 경우에는 압연 중 변형에 의한 미세조직이 형성될 수 있으며, 탄화물이 입계에 석출될 수 있다.
이때, 상기 압연은 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연(Reducing and sizing mill, RSM)을 순차적으로 행하고, 최종압연 입측 온도는 Ae3+100℃ ~ Ae3+150℃일 수 있다. 최종압연 입측 온도를 Ae3+100℃ ~ Ae3+150℃로 제어하는 것은 권취시 재질 편차를 최소화하기 위함이다.
권취 단계
상기 선재를 850~950℃의 온도범위에서 권취한다.
냉각 단계
상기 권취된 선재를 480~520℃의 1차 냉각종료온도까지 5~10℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 180~220℃의 2차 냉각종료온도까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한다.
상기와 같이 다단 냉각을 행하는 이유는 냉각이 행해지는 스텔모아 냉각대 길이에 한계가 있기 때문에 변태가 완료되지 않은 상태에서 코일링되어 선재 기계적 특성에 영향을 미칠 수 있기 때문이다.
1차 냉각종료온도까지의 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 완료되지 않을 수 있으며, 1차 냉각종료 후 2차 종료온도까지의 냉각속도는 1℃/s를 초과한다고 하더라도 기계적 특성에 향상이 없으므로 그 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 강선에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 강선은 상술한 합금조성을 가지며, 미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하고, 강선 표면에 50~100 nm 두께의 Cr 산화물층이 형성되어 있다.
Cr 산화물층의 두께가 50nm 미만인 경우에는 내부식성이 열위할 수 있다.
상기 강선의 미세조직은 선재와 마찬가지로 침상형 마르텐사이트 99%이상이다. 다만 선재와 달리 신선 및 압연 공정을 거치게 되므로 길이 방향으로 연신된 조직이 관찰된다.
이때, 상기 Cr 산화물층은 균열이 존재하지 않는 것이 바람직하다.
Cr 산화물층에 균열이 존재하는 경우에는 Cr 산화물층의 두께가 50~100 nm라도 내부식성이 열위할 수 있기 때문이다.
한편, 본 발명 강선의 인장강도는 1700MPa 이상이고, 균일연신율은 10% 이상일 수 있으며, 5% H2SO4 조건에서 부식 평가 시 부식량이 200 g/m2/hr이하로 내부식성이 우수하다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 강선의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 내부식성이 우수한 고강도 강선의 제조방법은 상술한 본 발명 선재의 제조방법에 의해 제조된 선재를 총감면량 40% 이하로 신선하는 단계; 상기 신선 후 총압연량 50% 이상을 인가하여 판압연하는 단계; 및 상기 판압연 후 불활성 분위기에서 900~1000℃ 의 온도범위에서 5~10분 동안 유지한 후 ?칭하는 열처리 단계;를 포함한다.
신선 단계
본 발명 선재의 제조방법에 의해 제조된 선재를 총감면량 40% 이하(0% 포함)로 신선한다.
본 발명의 선재는 침상형 마르텐사이트의 미세조직을 가져 인장강도가 높기 때문에 도 2에 나타낸 바와 같이, 판압연 전 행하는 신선 가공시 총감면량을 기존의 제조방법(도 2의 (a))보다 낮게 할 수 있으며, 판압연만으로도 충분한 인장강도를 확보할 수 있는 경우에는 신선 공정을 생략할 수도 있다.
또한, 현재 플렉시블 파이프(Flexible pipe)에 사용되는 고탄소강 선재의 경우 LP(Lead Patenting) 열처리가 필수적으로 행해져야 하나, 본 발명에서는 생략 가능하다.
판압연 단계
상기 신선 후 총압연량 50% 이상을 인가하여 판압연한다. 최종제품의 형상 및 인장강도를 확보하기 위함이다.
열처리 단계
상기 판압연 후 불활성 분위기에서 900~1000℃ 의 온도범위에서 5~10분 동안 유지한 후 ?칭하여 강선 표면에 균일한 Cr 산화물층을 형성한다.
불활성 분위기에서 행하는 것은 Cr 산화물 외 기타 산화물 형성을 방지하기 위함이다.
열처리 온도가 900℃ 미만인 경우에는 Cr 산화물층이 형성되지 않을 수 있으며, 1000℃ 초과인 경우에는 Cr 산화물층 성장이 포화되기 때문에 그 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 5분 미만 유지시 Cr 산화물층 두께가 얇을 수 있어 내부식성이 불충분할 수 있으며, 10분 초과 유지시 Cr 산화물층 성장이 포화되기 때문에 그 이하로 하는 것이 바람직하다.
이때, 900~1000℃ 의 온도범위로 가열하는 승온속도는 20℃/s 이상일 수 있으며, 유지 후 냉각속도는 50℃/s 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 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 1에 나타낸 성분조성을 갖는 빌렛을 1150℃에서 125분 유지한 후, 1050℃에서 압연하고, 910℃에서 권취하여 500℃까지 10℃/s 로 냉각한 후, 200℃까지 1℃/s로 냉각하여 선재를 얻었다.
단, 비교예 1은 현재 제품으로 사용되는 JIS 규격강 SWRS72B으로 기존 제조방법을 적용하여 권취 후 5℃/s로 균일 냉각하였다.
상기 제조된 선재의 인장강도 및 미세조직을 관찰하여 하기 표 1에 기재하였다. 단, 하기 표 1에서 (Fe, Mn, Cr)23C6는 1~15 nm 크기를 갖는 (Fe, Mn, Cr)23C6 개수/㎛2을 측정하여 기재하였다.
상기 제조된 선재를 총감면량 35%로 신선한 후, 총압연량 60%로 판압연하고, 질소 분위기 950℃에서 7분 유지한 후 ?칭하여 열처리하여 강선을 제조하였다.
단, 비교예 1의 경우 기존 제조방법을 적용하여 LP 열처리 후 총감면량 60 %로 신선한후, 총압연량 50%로 압연하여 최종 강선을 제조하였다.
상기 제조된 강선의 인장강도, 균일연신율, 내부식성, Cr 산화물층 두께 및 균열 존재유무를 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
내부식성은 5% H2SO4 조건에서 부식 평가 시 부식량(g/m2/hr)을 측정하여 평가하였다.
구분 중량 (%) 선재 미세조직
C Si Mn Cr P S TS
(MPa)		 펄라이트 마르텐사이트 (Fe, Mn, Cr)23C6
(개수/um2)
비교예1 0.72 0.25 0.80 0.00 0.0100 0.0080 980 O X X
비교예2 0.05 0.07 6.05 1.02 0.0120 0.0095 1490 X 침상 4.6
발명예1 0.11 0.08 6.02 1.01 0.0098 0.0085 1550 X 침상 5.4
발명예2 0.20 0.07 6.04 1.02 0.0100 0.0095 1615 X 침상 5.8
비교예3 0.3 0.08 6.01 1.02 0.0080 0.0095 1667 X 침상
+판상( 20면적 %) 		3.1
비교예4 0.12 0.07 4.80 1.01 0.0070 0.0080 1530 X 침상 4.7
발명예3 0.13 0.08 8.04 1.00 0.0094 0.0095 1840 X 침상 6.8
비교예5 0.12 0.07 9.05 1.01 0.0080 0.0090 1905 X 침상 4.5
비교예6 0.13 0.07 6.02 0.50 0.0070 0.0080 1510 X 침상 5.5
발명예4 0.12 0.08 6.01 1.70 0.0094 0.0080 1650 X 침상 5.4
비교예7 0.13 0.09 6.00 2.32 0.0080 0.0070 1710 X 침상 5.6
구분 열처리재 신선 후 강선
TS
(MPa)		 TS
(MPa)		 TS
(MPa)		 균일연신율(%) Cr 산화물 두께(nm) Cr 산화물
내 균열		 부식량(g/m2/hr)
비교예1 1080 1500 1620 9 없음 없음 1055
비교예2 생략 1558 1605 12 64 없음 192
발명예1 생략 1622 1700 13 62 없음 190
발명예2 생략 1686 1766 11 61 없음 191
비교예3 생략 1739 1680 4 66 없음 195
비교예4 생략 1603 1677 8 62 없음 194
발명예3 생략 1910 1982 10 65 없음 195
비교예5 생략 1973 파단 2 62 없음 189
비교예6 생략 1583 1655 8 37 없음 201
발명예4 생략 1722 1795 12 92 없음 175
비교예7 생략 1785 1790 1 91 존재 358
비교예 1은 현재 사용중인 상용강으로 펄라이트 조직을 가지며, 1600MPa 이상의 강도를 가지나 내부식성이 매우 열위한 것을 알 수 있다.
발명예 2는 상기 표 1, 2 및 도 1을 보면 알 수 있듯이, 미세조직이 침상형 마르텐사이트이고, 침상형 마르텐사이트의 패킷 안에 1~15nm 크기의 (Fe, Cr, Mn)23C6 탄화물이 5.8개/㎛2 이었으며, 인장강도가 1766MPa로 우수하고, 내부식성도 우수한 것을 확인할 수 있다.
비교예 2, 3 및 발명예 1, 2는 탄소 함량에 따른 변화를 보여준다.
비교예 2는 탄소 함량이 0.1% 미만으로 강선의 인장강도가 낮았다. 비교예 3은 탄소 함량이 0.3%로 과다하여 침상형 마르텐사이트와 판상형 마르텐사이트가 혼재한 미세조직을 가졌으며, 인장강도가 낮고, 균일 연신율이 4%로 매우 열위하였다. 이는 침상형 마르텐사이트(80면적%)와 판상형 마르텐사이트(20면적%)가 혼재한 미세조직을 가져 신선 및 판압연 중 침상형 마르텐사이트와 판상형 마르텐사이트의 계면 경계부에 균열이 형성되어 가공성 및 연성을 낮춘 것으로 생각된다.
비교예 4, 발명예 1, 3 및 비교예 5는 망간 함량에 따른 변화를 보여준다.
Mn 함량이 5 % 미만인 경우에는 목표 강도 확보가 어렵고, 9 % 이상 포함된 경우에는 판압연 중 파단이 발생하였다. 이는 Mn이 다량 첨가됨에 따라 중심 편석이 발생하여 가공성에 영향을 준 것으로 생각된다.
비교예6, 발명예1, 4 및 비교예7은 Cr 함량 변화에 따른 변화를 보여준다.
Cr 함량이 낮은 비교예 6은 목표 강도 확보가 어렵고, 비교예 7은 Cr함량이 2% 초과 첨가되어 강도는 목표 강도에 포함되지만, 균일 연신율이 1%로 연성이 거의 없었다.
또한, Cr 함량이 1% 이상인 경우에는 비교예와 발명예의 경우 거의 유사한 61~92 nm 두께의 Cr 산화물층이 형성되었으나, Cr 함량이 1% 미만인 경우에는 Cr 산화물층 두께가 50nm 미만으로 충분한 두께를 확보하지 못하였다.
반면에, Cr 함량이 2% 초과인 경우에는 두께는 충분히 확보할 수 있었으나, Cr 산화물층 내에 균열이 형성되어 내부식성이 열위한 것을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하(0% 제외), Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하고, 상기 침상형 마르텐사이트의 패킷 안에 1~15nm 크기의 (Fe, Cr, Mn)23C6 탄화물이 5.4개/㎛2 이상인 내부식성이 우수한 고강도 선재.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서,
    상기 선재의 인장강도는 1500MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 선재.
  4. 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하(0% 제외), Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 120분 이상 유지하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 850~950℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 480~520℃의 1차 냉각종료온도까지 5~10℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 180~220℃의 2차 냉각종료온도까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 선재의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 압연은 조압연, 중간 조압연, 중간 사상압연, 사상압연 및 최종압연을 순차적으로 행하고,
    상기 최종압연의 입측 온도는 Ae3+100℃ ~ Ae3+150℃인 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 선재의 제조방법.
  6. 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1% 이하(0% 제외), Mn: 5.0~8.5%, Cr: 1.0~2.0%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직은 침상형 마르텐사이트를 99면적% 이상 포함하고,
    표면에 50~100 nm 두께의 Cr 산화물층이 형성되어 있는 내부식성이 우수한 고강도 강선.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 Cr 산화물층은 균열이 존재하지 않는 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 강선.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 강선의 인장강도는 1700MPa 이상이고, 균일연신율은 10% 이상인 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 강선.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 강선은 5% H2SO4 조건에서 부식 평가 시 부식량이 200 g/m2/hr이하인 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 강선.
  10. 제4항 또는 제5항에 의해 제조된 선재를 총감면량 40% 이하로 신선하는 단계;
    상기 신선 후 총압연량 50% 이상을 인가하여 판압연하는 단계; 및
    상기 판압연 후 불활성 분위기에서 900~1000℃ 의 온도범위에서 5~10분 동안 유지한 후 ?칭하는 열처리 단계;를 포함하는 내부식성이 우수한 고강도 강선의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 열처리 단계는 900~1000℃ 의 온도범위로 가열하는 승온속도가 20℃/s 이상이며, 상기 유지한 후의 냉각속도가 50℃/s 이상인 것을 특징으로 하는 내부식성이 우수한 고강도 강선의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001234242A (ja) 2000-02-22 2001-08-28 Nippon Steel Corp 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63317626A (ja) * 1987-06-19 1988-12-26 Kobe Steel Ltd 超高強度極細線の製造方法
JP4850444B2 (ja) * 2005-06-27 2012-01-11 新日鐵住金ステンレス株式会社 延性に優れる高強度・高耐食性の安価オーステナイト系ステンレス鋼線

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001234242A (ja) 2000-02-22 2001-08-28 Nippon Steel Corp 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190064898A (ko) 2017-12-01 2019-06-11 주식회사 포스코 우수한 ｓｓｃ 저항 특성을 갖는 고강도 강선 및 그 제조 방법

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