KR20170032918A

KR20170032918A - 고강도 비조질 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20170032918A
Application number: KR1020150130229A
Authority: KR
Inventors: 이형직
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-09-15
Filing date: 2015-09-15
Publication date: 2017-03-24
Also published as: KR101736590B1

Abstract

본 발명은 비조질 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 다양한 외부 부하 환경에 노출되는 산업기계, 자동차 등의 기계 부품에 적합하게 사용될 수 있는 강재로서, 우수한 강도를 갖는 비조질 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

고강도 비조질 선재 및 그 제조방법 {NON HEAT TREATED WIRE ROD HAVING EXCELLENT HIGH STRENGTH AND METHOD FOR MANAFACTURING THEREOF}

최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소(CO₂)의 배출을 줄이기 위한 노력이 전 세계적으로 이슈가 되고 있다.

그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임이 활발해지고 있는 실정이며, 이에 대한 대책으로 자동차의 연비를 향상시킬 수 있는 방안이 지속적으로 연구되고 있다.

이와 같이 자동차의 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되며, 이에 따라 자동차용 소재 또는 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다.

한편, 선재에 있어서, 페라이트 또는 펄라이트 조직으로 높은 강도를 확보하는데에는 한계가 있다. 이들 미세조직을 갖는 소재는 통상 강도가 상대적으로 낮은 특징이 있으며, 강도를 높이기 위해서는 추가적으로 냉간신선을 행하여야만 한다.

이에, 우수한 강도를 확보하기 위하여 일반적으로 베이나이트 조직이나 템퍼드 마르텐사이트 조직을 활용한다.

베이나이트 조직은 열간압연한 강재에 항온변태 열처리를 행함으로써 얻을 수 있고, 템퍼드 마르텐사이트 조직은 담금질(quenching) 및 뜨임(tempering) 열처리를 통해 얻을 수 있다. 하지만, 통상의 열간압연 및 연속냉각 공정만으로는 위와 같은 저온 조직을 안정적으로 얻을 수 없기 때문에, 열간압연된 강재에 추가적인 열처리 공정이 행해져야 하는 단점이 있다.

위와 같은 추가적인 열처리를 행하지 않고서도 고강도를 확보할 수 있다면 소재에서부터 부품 생산에 이르기까지 수많은 공정의 일부가 생략되거나 단순해질 수 있어, 생산성을 향상시키고 제조원가를 낮추는 등의 장점이 있다.

그렇지만, 현재까지 추가적인 열처리 없이 열간압연 및 연속냉각 공정을 이용하여 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 안정적으로 갖는 비조질 선재의 개발이 이루어지고 있지 않아, 이에 대한 기술개발의 요구가 대두되고 있다.

본 발명의 일 측면은, 항온변태, 담금질 및 뜨임 등의 추가 열처리 없이 열간압연 및 연속냉각 공정만으로 강도 특성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직이 면적분율로 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)로 이루어지는 고강도 비조질 선재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강재를 준비한 후 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 공냉하는 단계를 포함하는 고강도 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 추가적인 열처리 공정 없이도 산업기계 및 자동차용 소재 또는 부품 등에서 요구되는 강도를 우수하게 겸비한 비조질 선재를 제공할 수 있다.

또한, 추가적인 열처리 공정이 요구되지 않으므로 제조비용을 절감하는데 유리한 효과가 있다.

본 발명의 발명자들은 베이나이트, 마르텐사이트 등과 같은 저온 조직의 확보를 위해 행해지는 열처리(항온변태, 담금질 및 뜨임 공정 등)를 생략하더라도 저온 조직의 확보가 가능하고, 이에 강도 특성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금성분 및 제조조건의 최적화로부터 저온 조직의 확보뿐만 아니라, 결정립의 미세화를 도모하는 경우, 강도 특성이 우수한 비조질 선재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 고강도 비조질 선재는, 강 성분조성으로, 중량%로 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.15%

탄소(C)는 강도 확보를 위해 필수적인 원소로서, 강 중에 고용되거나 탄화물 또는 세멘타이트 형태로 존재한다. 강도 향상을 위해 가장 손쉬운 방법은 강 중 C의 함량을 증가시켜 탄화물이나 세멘타이트를 형성시키는 것이지만, 그러할 경우 연성 및 충격인성이 저하하는 문제가 있으므로, C의 첨가량을 일정 범위 내로 제한할 필요가 있다.

본 발명의 경우 0.05~0.15%로 C의 함량을 제어하는 것이 바람직한데, 만일 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표로 하는 강도의 확보가 곤란하고, 반면 0.15%를 초과하게 되면 충격인성이 급격히 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

Si: 1.0~2.0%

실리콘(Si)은 페라이트에 고용되어 강재의 고용 강화를 통한 강도 향상에 매우 효과가 큰 원소이다. 이러한 Si의 함량이 1.0% 미만이면 Si에 의한 고용 강화 효과를 충분히 얻지 못하기 때문에 강도 상승이 작으며, 반면 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 강도 상승이 너무 크고, 그에 따라 연성이 지나치게 저하되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 1.0~2.0%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 1.1% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Mn: 1.5~2.5%

망간(Mn)은 강의 강도를 증가시키고, 경화능을 향상시켜 넓은 범위의 냉각속도에서도 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다.

이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 경화능이 충분하지 못해 열간압연 이후 연속냉각 공정에서 저온 조직을 안정적으로 확보하기 곤란해지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경화능이 과도하게 높아져 냉각속도가 빠를 경우 마르텐사이트 조직이 과다하게 형성될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~2.5%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 1.6% 이상, 보다 더 유리하게는 1.7% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Cr: 0.05~0.25%

크롬(Cr)은 상기 Mn과 유사하게 강재의 강도와 경화능을 증가시키는데 유효한 원소이다.

그러나, 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 강도 및 경화능 향상 효과가 크지 않다. 또한, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 강도와 경화능 확보에는 유리한 반면, 연성이 저하하는 문제가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.05~0.25%로 제한함이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.25%

몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 생성을 용이하게 하는 원소이다. 즉, 페라이트의 형성을 억제하고, 베이나이트의 변태 온도를 낮추어 강도 및 저온 인성의 확보를 유리하게 한다. 또한, 보론(B)과 함께 첨가하는 경우, 그 효과가 더욱 증대되는 경향이 있다.

상술한 효과를 유리하게 확보하기 위해서는 0.05% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 탄화물의 형성으로 인해 충격인성을 저하시킬 우려가 있다.

이를 고려하여 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.05~0.25%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.020% 이하로 제한함이 바람직하다.

S: 0.020% 이하

황(S)은 상기 P과 유사하게 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간압연을 저해하는 주요 원인이므로, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.020% 이하로 제한함이 바람직하다.

B: 0.001~0.003%

보론(B)은 경화능을 향상시키는 원소로서, 오스테나이트 결정립계로 확산되어 냉각시 페라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 형성을 용이하게 한다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 B을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.003%를 초과하여 너무 과도하면 B을 통해 얻을 수 있는 효과가 포화되고, 오히려 입계에 보론계 질화물을 석출함으로써 입계 강도가 저하되어 열간가공성을 저하시킬 우려가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 B의 함량을 0.001~0.003%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.03%

티타늄(Ti)은 질소와 반응성이 가장 커 가장 먼저 질화물을 형성하는 원소이다. 상기 Ti의 첨가로 TiN을 형성하여 강 중 질소를 대부분 소진하게 되면, BN의 석출을 억제하여 보론이 용해(soluble) 상태 즉, 자유 보론(free B) 상태로 존재하게 됨으로써 경화능 향상에 유리하다.

이러한 Ti의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없게 되며, 반면 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 형성함으로써 강의 물성이 열위해지는 문제가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.01~0.03%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.0050% 이하

질소(N)는 본 발명에 첨가되는 보론이 용해(soluble) 상태로 유지되어 경화능 향상 효과를 충분히 발휘할 수 있도록 그 함량을 0.0050% 이하로 제한함이 바람직하다.

상술한 성분조성 중, Mn, Cr 및 Mo은 강의 경화능을 높여 냉각속도가 상대적으로 느린 경우에도 베이나이트가 용이하게 생성되도록 돕는 역할을 한다. 또한, Ti은 N와 결합하여 질화물을 형성함으로써, B이 강 중에 충분히 고용되게 함으로써 페라이트 생성을 억제하고, 베이나이트 형성을 용이하게 하는 데에 유리한 역할을 한다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 비조질 선재는 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 잔부 조직인 도상 마르텐사이트(M/A)는 주상인 베이나이트의 결정립계를 따라 형성되는데, 그 분율이 높을 경우 강재의 강도는 높아지는 반면, 충격인성이 저하될 수 있으므로, 상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 면적분율 10% 이하(0%는 제외)로 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율을 제어함이 바람직하며, 이러한 도상 마르텐사이트(M/A)의 평균 결정립 크기는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명에서 상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 분율은 강재의 제조조건 특히, 열간압연 후 냉각시 냉각속도를 제어함으로써 달성될 수 있다.

상기와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 비조질 선재는 800~1000MPa의 인장강도와 더불어 10% 이상으로 연성을 확보할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 비조질 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 비조질 선재는, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강재를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 공냉 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.

재가열 공정

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서, 준비된 강재를 재가열하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.

이때, 재가열은 1000~1100℃ 온도범위에서 행함이 바람직하다. 만일, 재가열 온도가 1000℃ 미만이면 후속 공정인 열간압연시 강재의 온도가 너무 낮아져 표면결함이 유발될 가능성이 있으며, 반면 1100℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대하게 성장되어 물성을 열위하게 하는 문제가 있다.

열간압연 공정

상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재로 제조함이 바람직하며, 이때 850~ 950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.

마무리 열간압연 온도가 850℃ 미만이면 표면결함이 유발될 가능성이 높아지는 문제가 있으며, 반면 950℃를 초과하게 되면 결정립이 미세하게 되지 않아 목표로 하는 물성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

냉각 공정

상기 열간압연된 강재를 냉각함이 바람직하며, 이때 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 실시하는 것이 바람직하다.

냉각시 냉각종료온도가 Bf(베이나이트 변태종료온도)를 초과하게 되면 목표로 하는 베이나이트를 충분한 분율로 형성시키기 어려우며, 반면 Bf-50℃ 미만이면 취급은 용이하나 생산성이 저하되는 문제가 있어 바람직하지 못하다.

또한, 상술한 냉각종료온도까지 냉각을 행함에 있어서, 냉각속도가 3℃/s 미만이면 초석 페라이트 및 펄라이트의 형성이 과다해지는 문제가 있으며, 반면 8℃/s 초과하게 되면 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 충격인성이 열위하게 되는 문제가 있다.

상기한 바에 따라 냉각공정을 행한 후 상온까지 공냉을 행함으로써 냉각공정을 완료하는 것이 바람직하다.

상기 공정을 모두 거쳐 제조된 본 발명의 비조질 선재는 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 베이나이트를 확보하게 됨으로써, 강도 특성을 우수하게 확보할 수 있는 효과가 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 1의 성분조성을 갖는 용강을 잉곳(ingot)으로 주조한 후, 1250℃에서 12시간 동안 균질화 처리를 실시하였다. 그 후, 균질화 처리된 강재를 1000~1100℃의 온도범위로 재가열한 다음, 마무리 열간압연 온도를 850~950℃로 제어하여 최종 두께 25mm로 열간압연한 후 공냉하였다. 이후, 상기 각각의 제조된 강재들을 900℃에서 용체화 처리한 다음, 하기 표 2에 나타낸 냉각속도로 냉각하여, 각각의 비조질 선재를 제조하였다.

상기 제조된 비조질 선재에 대해 미세조직의 분율 및 평균 결정립 크기를 측정하고, 또한 기계적 물성(인장강도 및 연성)을 측정하여, 하기 표 2에 나타내었다.

이때, 미세조직의 분율 및 결정립 크기는 화상 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였으며, 상온 인장시험은 크로스헤드 스피드(crosshead speed)를 항복점까지는 0.9mm/min의 속도로, 그 이후로는 6mm/min의 속도로 실시하여 측정하였다.

구분	성분조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ti	B	N
발명강1	0.13	1.1	1.5	0.012	0.012	0.10	0.24	0.016	0.0020	0.0047
발명강2	0.07	1.5	2.3	0.010	0.017	0.15	0.10	0.019	0.0015	0.0043
발명강3	0.09	1.6	2.1	0.015	0.013	0.12	0.08	0.017	0.0026	0.0045
발명강4	0.06	1.8	1.9	0.016	0.011	0.23	0.12	0.023	0.0028	0.0046
발명강5	0.12	1.2	2.0	0.018	0.015	0.10	0.11	0.028	0.0022	0.0038
발명강6	0.05	1.7	2.5	0.012	0.014	0.05	0.07	0.013	0.0019	0.0039
발명강7	0.08	1.3	1.7	0.009	0.012	0.16	0.16	0.020	0.0017	0.0037
비교강1	0.23	1.5	1.8	0.012	0.013	0.17	0.19	0.019	0.0025	0.0046
비교강2	0.13	0.4	2.0	0.017	0.015	0.09	0.10	0.023	0.0020	0.0039
비교강3	0.12	1.7	0.8	0.011	0.012	0.15	0.21	0.017	0.0005	0.0042
발명강8	0.10	1.9	2.1	0.011	0.008	0.11	0.08	0.016	0.0025	0.0049
발명강9	0.08	1.5	1.6	0.014	0.007	0.23	0.16	0.025	0.0021	0.0033
비교강4	0.07	1.4	1.9	0.014	0.016	0.22	0.15	0.005	0.0027	0.0036
비교강5	0.06	1.6	3.2	0.013	0.011	0.19	0.11	0.015	0.0018	0.0035
비교강6	0.09	1.8	1.9	0.010	0.014	0.50	0.23	0.020	0.0016	0.0047
비교강7	0.11	1.2	2.3	0.017	0.010	0.08	0.62	0.022	0.0019	0.0045
비교강8	0.08	3.5	2.2	0.015	0.007	0.16	0.13	0.018	0.0016	0.0048

강종	제조조건	미세조직		기계적 특성		구분
강종	냉각속도 (℃/s)	M/A분율 (%)	M/A 결정립크기(㎛)	인장강도 (MPa)	연성 (%)	구분
발명강1	4	4	2.8	845	26	발명예1
발명강2	5.5	5	2.5	891	23	발명예2
발명강3	3	4	3.1	918	19	발명예3
발명강4	8	8	1.8	954	16	발명예4
발명강5	6	5	2.3	886	22	발명예5
발명강6	7.5	7	1.9	927	18	발명예6
발명강7	7	6	2.1	905	20	발명예7
비교강1	8	14	2.0	1090	9	비교예1
비교강2	5.5	6	2.7	784	29	비교예2
비교강3	4	5	2.9	712	32	비교예3
발명강8	11	14	1.3	1156	7	비교예4
발명강9	0.5	3	5.6	756	30	비교예5
비교강4	5	1	2.6	740	30	비교예6
비교강5	7.5	12	2.0	1135	7	비교예7
비교강6	7	11	2.2	1110	8	비교예8
비교강7	6	13	2.3	1089	9	비교예9
비교강8	5	6	2.9	1153	6	비교예10

(상기 표 2에서 발명예 1 내지 7은 상기 M/A 분율 이외의 잔부 상으로 모두 베이나이트상을 포함하였다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하여 제조된 비조질 선재는 모두 면적분율 90% 이상의 베이나이트 조직이 얻어짐으로써, 인장강도가 800~1000MPa로 고강도를 갖고, 최대 26%의 연성을 확보할 수 있다.

이에 반해, 반면, C의 함량이 본 발명의 범위를 만족하지 아니하고 과다하게 첨가된 비교예 1의 경우에는 강도가 과도하게 증가하고, 연성이 열위한 것을 확인할 수 있는데, 이는 탄소가 M/A상에 고용되어 안정한 M/A의 상 분율을 증가시킴에 기인한 것이다.

Si의 함량이 불충분한 비교예 2의 경우에는 Si에 의한 고용강화 효과를 충분히 얻지 못하게 되어 800MPa 미만의 강도가 얻어졌다.

한편, Mn 및 B의 함량이 불충분한 비교예 3의 경우에는 강의 경화능의 확보가 불충분함에 따라 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 조직이 혼립되어 강도가 크게 감소하였다.

강 성분조성은 본 발명을 만족하였지만, 냉각속도가 8℃/s을 초과하여 과도하게 적용된 비교예 4의 경우에는 마르텐사이트가 형성되어 강도가 과도하게 증가하고, 연성이 열위하였다.

또한, 너무 느린 냉각속도가 적용된 비교예 5의 경우에는 페라이트와 펄라이트가 생성되고, 조대한 M/A상이 형성됨에 따라 800MPa 미만의 강도가 얻어졌다.

Ti의 함량이 불충분한 비교예 6의 경우에는 용해(soluble) B의 양이 적어 경화능을 충분히 확보할 수 없었으며, 페라이트와 펄라이트 변태량이 많아짐에 따라 800MPa 미만의 강도가 얻어졌다.

각각 Mn, Cr, Mo의 함량이 과다하게 첨가된 비교예 7, 8, 9의 경우 경화능이 과도하게 증가하여 본 발명의 조건으로 냉각을 실시하더라도 마르텐사이트가 생성되었으며, 이로 인해 강도가 과도하게 증가하고, 연성이 열위하였다.

Si이 너무 과도하게 첨가된 비교예 10의 경우에는 Si에 의한 고용강화 효과가 너무 커 강도가 과도하게 증가하고, 연성이 열위하였다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직이 면적분율로 90% 이상의 베이나이트 및 잔부 도상 마르텐사이트(M/A)로 이루어지는 고강도 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 도상 마르텐사이트(M/A)의 평균 결정립 크기는 5㎛ 이하인 고강도 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 선재는 800~1000MPa의 인장강도 및 10% 이상의 연성을 갖는 것인 고강도 비조질 선재.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 크롬(Cr): 0.05~0.25%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.25%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 보론(B): 0.001~0.003%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비한 후 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강재를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 Bf ~ Bf-50℃의 온도범위까지 3~8℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 공냉하는 단계
를 포함하는 고강도 비조질 선재의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 재가열시 온도범위는 1000~1100℃인 고강도 비조질 선재의 제조방법.