KR102326240B1 - 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 명세서에서는 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 타이어코드 등에 적용될 수 있는 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 개시한다.
개시되는 초고강도 선재의 일 실시예에 따르면 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직 내 면적분율로 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하고, 길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 미만일 수 있다.

Description

초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법 {ULTRA-HIGH STERNGTH STEEL WIRE ROD, STEEL WIRE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 타이어코드 등에 적용될 수 있는 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
타이어코드용 강선은 선경 4.5~5.5㎜의 고탄소강 선재의 미세조직을 완전(fully) 펄라이트 조직으로 제어한 후 연속적으로 신선 가공하여 최종 선경이 0.15~0.35㎜인 제품을 만들게 된다. 신선 가공이 진행됨에 따라 펄라이트는 신선 가공 방향으로 배향되고, 선경이 줄어들면서 세멘타이트의 층간 간격도 미세화되어 인장강도가 증가하게 된다. 이때 일정 이상의 소성 가공이 부여되면 지속적으로 연성은 줄어들며 강도가 증가하기 때문에 더 이상 신선 가공을 할 수 없는 신선 가공 한계에 도달한다. 이 때문에 소재에 가공성을 부여하기 위하여 통상적으로 파텐팅(patenting) 열처리를 신선 가공 이전에 수행한다.
파텐팅 열처리는 강을 오스테나이트 단상역까지 가열하여 균질화하고, 550~650℃ 온도의 용융납, 염욕조 혹은 기타 항온유지를 통해 변태가 가능한 매질에 침지하여 미세한 라멜라 구조의 펄라이트 조직으로 제어하는 열처리이다. 종래에는 제철소 공정에서 선재 압연 후 스텔모(stelmor) 냉각 제어 기술이 미흡하여 선재 내의 재질 편차가 크고 인장강도의 제어가 정밀하지 못했다. 이에 따라, 통상적으로 타이어코드용 강선을 제조하기 위해서는 2~3차례 이상의 신선 가공 및 파텐팅 열처리가 수행되었다. 현재는 제철소 공정에서의 스텔모 냉각 제어가 정밀해져 코일 내 재질편차가 줄어들었으며 신선가공에 적합한 인장강도를 확보할 수 있게 되었다. 이에 따라, 탄소 함량이 약 0.7 내지 0.8%의 강선은 파텐팅 열처리를 1번만 적용하고도 최종 제품으로 제조할 수 있다.
그러나, 탄소 함량이 0.9중량% 이상이면서, 최종 제품의 인장강도가 4000MPa 이상인 초고강도 강선의 경우에는 과다한 탄소 함량과, 이에 따른 높은 세멘타이트 분율로 인하여 강재의 연성이 0.7 내지 0.8중량%의 강선에 비하여 상대적으로 떨어진다. 이에 따라, 현재에도 강재의 가공성 부여를 위하여 신선 가공 중 파텐팅 열처리를 2회 이상 수행하고 있어 추가 비용이 소요되며, 효율이 저하되는 문제점이 있다.
한국 공개특허공보 제10-2014-0040995호 (공개일자: 2014년04월04일)
상술한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명은 파텐팅 열처리가 생략 가능한 초고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 명세서는 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직 내 면적분율로 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하고, 길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 미만인 초고강도 선재를 개시한다.
본 발명의 각 초고강도 선재에 있어서, 인장강도가 1200 내지 1600MPa일 수 있다.
본 발명의 각 초고강도 선재에 있어서, 단면 감소율이 50% 이상일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 명세서는 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 블룸을 균열 처리한 다음, 열간 압연하여 빌렛을 마련하는 단계, 빌렛을 선재 압연하여 선경 4.5 내지 5.5mm의 선재를 마련하는 단계, 선재를 850 내지 950℃의 온도에서 권취하는 단계, 권취된 선재를 50℃/s 이상의 냉각속도로 400 내지 500℃까지 냉각한 다음, 항온 변태시키는 단계를 포함하는 초고강도 선재의 제조방법을 개시한다.
본 발명의 각 초고강도 선재의 제조방법에 있어서, 균열 처리하는 단계는 1,200℃ 내지 1,300℃의 온도에서 5시간 이상 균열 처리하는 것을 포함할 수 있다.
본 발명의 각 초고강도 선재의 제조방법에 있어서, 권취하는 단계 이후, 선재 내의 오스테나이트 결정립 크기가 10 내지 20㎛일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 명세서는 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직 내 면적분율로 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하는 선재를 1.0 내지 2.0mm 선경까지 1차 신선하는 단계, 파텐팅 열처리하는 단계 및 0.15 내지 0.35mm 선경까지 2차 신선하는 단계를 포함하는 초고강도 강선의 제조방법을 개시한다.
본 발명의 각 초고강도 강선의 제조방법에 있어서, 파텐팅 열처리는 2회 미만으로 수행될 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 초고강도 선재는 탄소 함량이 0.9중량% 이상 포함하고 있음에도 불구하고, 미세조직 내 면적분율로 상부 베이나이트 60% 이상을 포함하여 신선 가공 한계가 늘어난다. 이에 따라, 신선 가공 이전에 가공성을 확보하기 위한 파텐팅 열처리의 생략이 가능해진다. 본 발명은 신선 가공 이전에 파텐팅 열처리의 생략이 가능해짐에 따라 비용이 절감되고, 공정 효율이 개선되는 장점이 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 신선 가공 이후 펄라이트 대비 상대적으로 강도가 낮은 상부 베이나이트 조직을 파텐팅 열처리 단계를 통하여, 최종적으로 펄라이트를 기지조직으로 하는 강선을 제조할 수 있다. 이에 따라, 목적하는 4,000MPa 이상의 초고강도 강선을 제공할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명에 따른 초고강도 선재는 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다.
이하에서는 상기 합금조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.9 내지 1.1중량%
C는 강선에서 세멘타이트를 형성하는 원소이다. C를 첨가하면 세멘타이트의 분율이 증가하고, 펄라이트 조직의 라멜라 층간 간격이 미세해지므로 강도가 향상된다. 기지조직이 펄라이트인 강에서 C가 0.1중량% 증가될 때 약 100MPa 정도의 강도가 향상된다. 4,000MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위하여 본 발명에서 C함량은 0.9중량% 이상 첨가될 수 있다. 다만, C함량이 과다하면 중심 편석으로 인한 신선성이 악화되며, 선재 생산 시 초석 세멘타이트 형성의 제어가 어려운 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 C함량의 상한은 1.1중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
규소(Si): 0.1 내지 0.6중량%
Si은 오스테나이트에서 펄라이트로 변태 시 페라이트에 대부분 고용되어 세멘타이트에는 거의 분배되지 않으면서 C보다 확산속도가 느리다. 이로 인하여, Si은 첨가 시 오스테나이트에서 펄라이트로의 변태 속도를 느려지게 하여 펄라이트 라멜라 층간 간격을 미세화시키며, 페라이트를 고용 강화하므로, 강도를 증가시키는 효과가 있다. 초고강도를 확보하기 위하여 본 발명에서 Si함량은 0.1중량% 이상 첨가될 수 있다. 다만, Si함량이 과다하면 페라이트가 지나치게 고용 강화되어 신성가공성이 저하되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Si함량의 상한은 0.6중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.15 내지 0.6중량%
Mn은 완전 펄라이트 강재에서는 강도 증가 효과가 크지 않으나, 소입성을 적정 수준으로 유지하기 위하여 첨가한다. 소입성을 향상시키기 위하여 본 발명에서 Mn함량은 0.15중량% 이상 첨가될 수 있다. 다만, Mn함량이 과다하면 C와 함께 편석부에 마르텐사이트 조직을 형성하여 가공성을 저하시키는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Mn함량의 상한은 0.6중량%로 제한되는 것이 바람직하다. 가공성 확보를 위하여 보다 바람직하게는 Mn함량의 상한은 0.25중량%로 제한될 수 있다.
크롬(Cr): 0.15 내지 0.6중량%
Cr은 첨가 시 펄라이트의 라멜라 층간 간격을 미세화하여 인장강도를 높이고, 신선가공성을 향상시키는 등 펄라이트의 기계적 특성을 개선한다. 인장강도, 신선가공성의 향상을 위하여 본 발명에서 Cr함량은 0.15중량% 이상 첨가될 수 있다. 다만, Cr함량이 과다하면 소입성이 지나치게 증가하고, 펄라이트의 세멘타이트 성장이 원활하게 이루어지지 않기 때문에 오히려 기계적 특성이 저하되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Cr함량의 상한은 0.6중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 선재는 미세조직 내 면적분율로, 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함할 수 있다. 이하에서는 상기 미세조직에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
종래의 고강도 선재는 강도 확보를 위해 선재의 미세조직을 완전 펄라이트 조직으로 제어하였다. 그러나, 종래의 고강도 선재는 신선 가공이 진행됨에 따라 펄라이트가 신선 가공 방향으로 배향되고, 선경이 줄어들면서 세멘타이트의 층간 간격도 미세화되어 인장강도가 증가하게 된다. 이때 일정 이상의 소성 가공이 부여되면 지속적으로 연성은 줄어들며 강도가 증가하기 때문에 더 이상 신선 가공을 할 수 없는 신선 가공 한계에 도달한다. 이 때문에 소재에 가공성을 부여하기 위하여 통상적으로 파텐팅 열처리를 신선 가공 이전에 수행하며, 파텐팅 열처리로 인한 추가 비용이 소요되고 효율이 저하되는 문제점이 있다. 선재의 미세조직으로 연성이 우수한 페라이트 기지에 구상화된 탄화물이 분포하는 형태의 조직으로 제어하면 신선 가공 한계를 늘릴 수 있어 위와 같은 문제는 해결될 수 있다. 그러나, 탄화물의 구상화에 많은 비용 및 시간이 소요되어 비경제적이다.
상술한 문제를 해결하기 위하여 본 발명의 발명자들은 최종 제품의 기계적 특성은 파텐팅 열처리와 신선가공에 의해 결정되는 것에 착안하여, 파텐팅 열처리 이전의 미세조직을 펄라이트 조직 대비 연성이 우수한 상부 베이나이트 조직으로 제어하고자 하였다. 상부 베이나이트는 인장강도가 펄라이트 대비 열위하지만, 상대적으로 연성이 우수하고 가공 경화율이 낮기 때문에 신선 가공 한계를 늘릴 수 있게 되며, 신선 가공 이전에 가공성을 확보하기 위한 파텐팅 열처리의 생략이 가능해진다. 또한, 신선 가공 이후 파텐팅 열처리를 통하여 최종 제품의 미세조직을 펄라이트로 제어할 수 있기 때문에 목적하는 초고강도를 확보할 수 있다.
상술한 효과를 달성하기 위하여 본 발명에 따른 초고강도 선재는 미세조직 내 면적분율로, 상부 베이나이트 60% 이상인 것이 바람직하다. 상부 베이나이트의 면적분율이 60% 미만이면 기지조직의 물성이 펄라이트에 의해 결정되며, 신선 가공 시 강도가 상대적으로 낮은 상부 베이나이트 조직에 응력이 집중되어 균열이 발생할 수 있다. 이러한 관점에서 보다 바람직하게는 미세조직 내 상부 베이나이트의 면적분율은 70% 이상일 수 있다.
상부 베이나이트의 면적분율은 60% 이상으로 제어되면 충분하다. 일 예에 따르면, 상부 베이나이트의 분율을 확보하기 위하여 권취된 선재를 냉각한 다음, 항온 변태시킬 수 있다. 냉각한 다음 항온 변태시키는 단계는 다양한 방식으로 수행될 수 있다. 예를 들면 용융납, 염욕조 등 냉각 매질에 선재를 침지하여 수행될 수 있고, 또는 기타 항온유지가 가능한 냉각 설비 등을 활용할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 선재는 길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 미만일 수 있다. 길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 이상인 경우 신선가공성이 열위하여 신선 시 단선될 우려가 있다.
여기서, 입계 페라이트(Grain Boundary Ferrite, GBF)는 항온 변태시키는 단계 이전의 오스테나이트 단상역에서 핵 생성 구동력이 높은 오스테나이트 입계에서 생성하여 성장한다. 입계 페라이트는 항온 변태 이후의 선재 최종 조직 내에서는 펄라이트 입계에 존재하며, 입계 페라이트의 분율이 높을수록 신선가공성이 열위하다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 선재는 인장강도가 1200 내지 1600MPa일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 선재는 단면 감소율이 50% 이상일 수 있다.
본 발명의 초고강도 선재는 이후 파텐팅 열처리 및 신선 가공 등을 통해 강선으로 제조된다. 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 강선은 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다. 강선의 합금조성에 대한 한정 이유는 선재의 합금조성에 대한 한정 이유와 동일하므로, 편의상 생략한다.
본 발명에 따른 초고강도 강선은 인장강도가 4000MPa 이상으로 목적하는 초고강도 특성을 달성할 수 있다.
이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 선재, 강선의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 블룸을 균열 처리한 다음, 열간 압연하여 빌렛을 마련하는 단계, 빌렛을 선재 압연하여 선경 4.5 내지 5.5mm의 선재를 마련하는 단계, 선재를 850 내지 950℃의 온도에서 권취하는 단계 및 권취된 선재를 50℃/s 이상의 냉각속도로 400 내지 500℃까지 냉각한 다음, 항온 변태시키는 단계를 포함할 수 있다. 한편, 블룸의 합금조성에 대한 한정 이유는 선재의 합금조성에 대한 한정 이유와 동일하므로, 편의상 생략한다. 이하에서, 각 단계 별로 상술하도록 한다.
블룸을 균열 처리한 다음, 열간 압연하여 빌렛을 마련하는 단계
본 발명의 강재는 탄소 함량이 0.9중량% 이상이기 때문에 주조 공정 중에 발생한 중심 편석에 의해 선재 중심부에 오스테나이트 입계를 따라 초석 세멘타이트가 형성되기 쉽다. 이에 따라, 고온의 가열 공정에서 확산에 의해 중심 편석을 해소시켜주는 공정이 필요하다. 빌렛은 장시간 고온 균열 처리로 인하여 표면부에 탈탄층이 심화되기 때문에 이러한 확산 가열 공정을 적용하기 곤란하다. 중심 편석을 해소하는 확산 가열 공정을 적용하기 위하여 본 발명에서는 블룸을 균열 처리한 다음, 통상의 조건으로 열간 압연하여 빌렛을 제조한다.
균열(soaking) 처리는 탄소 확산을 고려하여 1,200℃ 내지 1,300℃의 온도에서 5시간 이상 수행될 수 있다. 온도가 1,200℃ 미만인 경우 탄소 확산에 소요되는 시간이 길어져 생산성이 떨어진다. 반면, 온도가 1,300℃를 초과하는 경우에는 탄소 확산에 소요되는 시간은 줄어들지만 과도한 고온으로 인해 가열로 운영에 어려움이 있다.
빌렛을 선재 압연하여 선재를 마련하는 단계
상술한 바와 같이 마련된 빌렛을 선재 압연한 후 냉각하여 선재를 마련할 수 있다.
이때, 선재 압연 시의 온도는 1,000 내지 1,100℃인 것이 바람직하다. 온도가 1,000℃ 미만이면 압연 부하에 의해 선재 표면에 흠이 발생하여 후속될 신선 가공을 적용하기 어렵다. 반면, 온도가 1,100℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하여 강도 및 연성이 저하될 우려가 있다. 열간 압연 이후에는 통상적인 수냉의 방법을 통하여 후속하는 권취 공정을 위한 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다.
마련되는 선재의 선경은 일 예에 따르면 4.5 내지 5.5mm일 수 있다.
선재를 권취하는 단계
상술한 바와 같이 마련된 선재를 권취할 수 있다.
본 발명의 선재를 권취하는 단계에서는 오스테나이트 결정립 크기를 제어할 수 있다. 오스테나이트 결정립 크기가 작으면 후속하는 냉각 공정으로 인한 변태조직이 미세해지기 때문에 연성을 높일 수 있다. 그러나, 오스테나이트 결정립 크기가 너무 작아지게 되면 상변태 속도가 빨라져서 높은 온도에서 상변태가 시작될 수 있고, 이에 따라 상부 베이나이트 상변태 온도역까지 냉각하는 도중에 오스테나이트에서 펄라이트 변태가 발생할 우려가 있다. 이에 따라, 목적하는 상부 베이나이트 분율을 얻지 못할 수 있다. 따라서, 본 발명은 상부 베이나이트 일정 수준 이상 분율을 확보하고, 충분한 연성을 확보하기 위하여 오스테나이트 결정립을 적절한 크기로 제어하여야 한다.
본 발명의 일 예에 따르면 오스테나이트 결정립의 직경은 10 내지 20㎛일 수 있다. 오스테나이트 결정립의 직경이 10㎛ 미만이면 펄라이트 변태가 발생하여 목적하는 상부 베이나이트 분율을 충분히 확보하지 못할 우려가 있다. 반면, 오스테나이트 결정립의 직경이 20㎛를 초과하면 연성이 저하되어 가공성이 저하될 우려가 있다.
권취 온도는 오스테나이트 결정립 크기 제어에 중요한 인자이다. 통상적으로, 선재의 오스테나이트 크기는 압연 직후에는 핵생성 상태로 남아있다가 권취 후 냉각 과정에서 성장하게 된다. 오스테나이트 성장이 가능한 온도 영역대가 상대적으로 고온이므로, 권취 온도가 높으면 오스테나이트 결정립은 조대해진다.
오스테나이트 결정립을 적정 크기로 제어하기 위하여 본 발명의 일 예에 따르면 권취 온도는 850 내지 950℃일 수 있다. 권취 온도가 850℃ 미만인 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 작아 후속하는 냉각 공정 중에 펄라이트 변태가 발생하며, 그 결과 목적하는 상부 베이나이트 분율을 충분히 확보하지 못한다. 반면, 권취 온도가 950℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 지나치게 조대해져 연성이 저하된다.
권취된 선재를 냉각한 다음, 항온 변태시키는 단계
상술한 바와 같이 권취된 선재를 냉각한 다음, 선재의 조직을 상부 베이나이트로 항온 변태시킬 수 있다.
냉각한 다음 항온 변태시키는 단계는 다양한 방식으로 수행될 수 있다. 예를 들면 용융납, 염욕조 등 냉각 매질에 선재를 침지하여 수행될 수 있고, 또는 기타 항온유지가 가능한 냉각 설비 등을 활용할 수 있다. 그러나, 이상에서 열거한 예시들은 본 발명을 이해를 돕기 위한 목적에서 예시를 든 것이며, 본 발명의 기술사상을 특별히 한정하는 것이 아님을 유의할 필요가 있다.
본 발명의 일 예에 따르면, 냉각속도는 50℃/s 이상일 수 있다. 냉각속도가 50℃/s 미만인 경우에는 탄소 함량이 높은 본 발명의 선재에서 중심 편석의 형성을 제어할 수 없고, 초석 세멘타이트의 형성을 충분히 억제할 수 없다.
본 발명의 일 예에 따르면, 권취된 선재를 400 내지 500℃까지 냉각한 다음 항온 변태시킬 수 있다. 여기서, 400 내지 500℃의 온도범위는 본 발명에서 항온 변태 온도에 해당한다. 항온 변태 온도는 열처리 조직을 결정짓는 가장 중요한 인자이다. 항온 변태 온도가 400℃ 미만인 경우에는 연성이 상대적으로 부족한 하부 베이나이트 분율이 증가하게 되어 연성이 저하된다. 반면, 항온 변태 온도가 500℃를 초과하는 경우에는 펄라이트 분율이 증가하게 되어 기지조직의 물성이 펄라이트에 의해 결정되며, 신선 가공 시 강도가 상대적으로 낮은 상부 베이나이트 조직에 응력이 집중되어 균열이 발생한다.
또한, 항온 변태되지 않은 미변태된 오스테나이트가 존재하는 경우 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태가 발생하여 가공성이 저하될 수 이으므로, 미변태된 오스테나이트가 존재하지 않도록 항온 유지 시간을 적절히 제어하여야 한다.
상술한 본 발명의 선재의 제조방법으로 마련되는 초고강도 선재는 미세조직 내 면적분율로, 상부 베이나이트 60% 이상을 포함할 수 있다. 상부 베이나이트 면적분율을 60% 이상 포함하도록 미세조직을 제어함으로써, 본 발명에 따른 초고강도 선재는 신선 가공 한계가 늘어나며, 신선 가공 이전에 가공성을 확보하기 위한 파텐팅 열처리의 생략이 가능해지며, 신선 가공 이후 파텐팅 열처리를 통하여 최종 제품의 미세조직을 펄라이트로 다시 제어할 수 있기 때문에 목적하는 초고강도를 확보할 수 있다.
상술한 제조방법으로 제조되는 본 발명의 초고강도 선재는 길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 미만일 수 있다.
또한, 상술한 제조방법으로 제조되는 본 발명의 초고강도 선재는 인장강도가 1200 내지 1600MPa일 수 있다.
또한, 상술한 제조방법으로 제조되는 본 발명의 초고강도 선재는 단면 감소율이 50% 이상일 수 있다.
상술한 제조방법으로 제조되는 선재를 강선으로 제조하는 방법에 대하여 상술한다. 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 강선의 제조방법은 상술한 방법으로 제조한 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직 내 면적분율로 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하는 선재를 1.0 내지 2.0mm 선경까지 1차 신선하는 단계, 파텐팅 열처리하는 단계, 0.15 내지 0.35mm 선경까지 2차 신선하는 단계를 포함할 수 있다.
1차 신선하는 단계
본 발명에 따라 제조되는 선재는 펄라이트 대비 신선 가공 한계가 높은 상부 베이나이트 면적분율을 60% 이상으로 포함하기 때문에, 본 발명의 1차 신선하는 단계는 제조된 선재에 대한 사전의 파텐팅 열처리 없이 수행될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면 1차 신선은 건식 신선 방식으로 수행될 수 있으며, 본 발명에 따른 선재를 1.0 내지 2.0mm 선경까지 사전의 파텐팅 열처리 없이 신선할 수 있다.
파텐팅 열처리하는 단계
본 발명에 따른 파텐팅 열처리는 1차 신선된 강선을 오스테나이징한 다음, 냉각하여 오스테나이트에서 펄라이트로 항온 변태시키고, 후속되는 2차 신선 가공 이전에 가공성을 부여하는 단계이다. 특히, 해당 단계로 최종 제품인 강선의 강도 등 기계적 특성이 결정되므로, 균일하고 미세한 펄라이트 조직을 얻기 위해 가열 온도, 가열 시간, 항온 변태 온도, 항온 변태 시간 등 적절히 제어될 필요가 있다. 예를 들면, 오스테나이징 온도는 950℃ 이상의 온도일 수 있으며, 항온 변태 온도는 580 내지 620℃일 수 있다.
또한, 파텐팅 열처리하는 단계의 1차 신선된 강선을 냉각하여 항온 변태하는 과정은 다양한 방식에 의해 수행될 수 있다. 예를 들면, 스텔모(stelmor) 냉각대에서 수행되거나, 또는 용융납, 염욕조 등 냉각 매질에 침지하여 수행될 수 있다.
본 발명에서 파텐팅 열처리는 2회 미만으로 수행될 수 있다. 통상적으로, 펄라이트 기지조직의 선재는 가공성을 부여하기 위하여 1차 신선 가공 이전에 파텐팅 열처리를 수행하여야 된다. 그러나, 본 발명에 따르면 펄라이트 대비 신선 가공 한계가 높은 상부 베이나이트 면적분율을 60% 이상으로 포함하는 선재를 1차 신선 가공하기 때문에, 1차 신선 가공 이전에 파텐팅 열처리를 생략할 수 있다. 이에 따라, 2차 신선 가공 이전에 가공성을 부여하기 위한 파텐팅 열처리를 2회 미만으로 수행하면 되며, 통상 2회 이상 요구되는 파텐팅 열처리의 횟수를 2회 미만으로 축소하여 제조 효율성을 높일 수 있다.
본 발명에 따르면, 상부 베이나이트 면적분율이 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하는 선재가 1차 신선된 다음, 파텐팅 열처리에 의해 1차 신선된 강선의 기지조직이 상부 베이나이트에서 펄라이트 조직으로 변경된다. 펄라이트 대비 상대적으로 강도가 낮은 상부 베이나이트 조직을 파텐팅 열처리 단계를 통하여, 최종적으로 펄라이트를 기지조직으로 하는 강선으로 제조할 수 있게 됨에 따라, 본 발명이 목적하는 4000MPa 이상의 초고강도 강선을 확보할 수 있다.
2차 신선하는 단계
전술한 파텐팅 열처리 단계로 가공성이 부여된 강선을 2차 신선하여 최종 제품을 제조할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면 2차 신선은 습식 신선 방식으로 수행될 수 있으며, 파텐팅 열처리된 1.0 내지 2.0mm 선경의 강선을 0.15 내지 0.35mm 선경까지 신선할 수 있다.
상술한 제조방법으로 제조되는 초고강도 강선은 인장강도가 4000MPa 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 기술적 사상이 하기의 실시예에 한정되는 것은 아니다.
{실시예}
이하의 각 발명예 및 비교예의 선재는 하기 표 1에 나타낸 합금성분을 갖는 블룸을 균열 처리한 다음, 열간 압연하여 빌렛을 마련하는 단계, 빌렛을 선재 압연하여 선재를 마련하는 단계, 마련된 선재를 권취하는 단계 및 권취된 선재를 냉각한 다음 항온 변태시키는 단계를 통해 제조되었다. 제조된 선재의 선경은 4.5 내지 5.5mm 였다.
하기 표 1에는 발명예 및 비교예의 합금성분, 균열 처리 여부(○/X), 권취 온도(℃), 항온 변태 온도(℃), 상부 베이나이트 면적분율(%), 인장강도(MPa), 단면 감소율(RA, %)을 나타내었다.
표 1에서, 균열 처리는 1,200℃ 내지 1,300℃의 온도에서 5시간 이상 수행되었다.
샘플 합금성분 (중량%) 균열
처리
여부
(○/X)		 권취
온도
(℃)		 항온
변태
온도
(℃)		 상부
베이나이트
면적분율
(%)		 인장
강도
(MPa)		 RA
(%)
C Si Mn Cr
발명예1 0.91 0.11 0.20 0.15 ○ 880 450 85 1269 61
발명예2 1.08 0.58 0.20 0.59 ○ 880 430 89 1575 51
발명예3 0.90 0.59 0.19 0.16 ○ 880 430 90 1313 57
발명예4 0.90 0.60 0.19 0.56 ○ 910 470 82 1349 56
발명예5 0.92 0.12 0.20 0.59 ○ 910 470 81 1344 55
발명예6 1.10 0.60 0.18 0.17 ○ 910 490 73 1457 52
발명예7 1.08 0.11 0.22 0.15 ○ 930 490 72 1401 52
발명예8 1.08 0.11 0.21 0.60 ○ 930 410 92 1566 50
비교예1 0.81 0.12 0.06 0.16 ○ 880 410 93 1191 61
비교예2 1.22 0.59 0.65 0.59 ○ 880 450 84 1697 32
비교예3 1.23 0.10 0.30 0.59 ○ 880 450 84 1635 49
비교예4 1.19 0.63 0.20 0.19 ○ 910 450 85 1592 48
비교예5 0.83 0.21 0.28 0.31 ○ 910 430 89 1246 59
비교예6 0.75 0.63 0.30 0.59 ○ 910 470 79 1205 47
비교예7 1.00 0.34 0.30 0.71 X 930 430 91 1300 59
비교예8 1.02 0.72 0.31 0.30 X 930 470 80 1207 59
비교예9 1.00 0.35 0.30 0.31 ○ 810 470 58 1386 43
비교예10 0.98 0.35 0.30 0.30 ○ 980 430 79 1404 49
비교예11 1.00 0.34 0.28 0.25 ○ 880 350 93 1494 36
비교예12 1.00 0.35 0.31 0.29 ○ 880 550 12 1503 41
각 발명예 및 비교예의 선재를 1차 신선 가공 이전의 파텐팅 열처리 없이 1.0 내지 2.0mm 선경까지 1차 신선하였다. 그 다음, 파텐팅 열처리를 수행하였으며, 총 감면율 85% 이상으로 2차 신선하였다. 이때의 2차 신선된 강선은 선경이 0.15 내지 0.35mm 였다. 각 1차, 2차 신선 공정은 패스 당 10 내지 20% 사이의 감면율로 연속 신선하여 수행되었다.
각 발명예의 경우에는 본 발명이 한정하는 합금성분 범위, 균열 처리, 권취 온도, 항온 변태 온도, 상부 베이나이트 면적분율을 만족하였다. 그 결과, 최종 2차 신선된 강선에서의 인장강도가 4,000MPa 이상으로서 본 발명이 목적하는 초고강도 강선을 확보할 수 있었다.
이와는 반면, 각 비교예의 경우에는 후술하는 이유와 같이 본 발명이 목적하는 인장강도가 4,000MPa 이상인 초고강도 강선을 확보할 수 없었다.
비교예 1, 5, 6의 경우 C 함량이 0.81중량%, 0.83중량%, 0.75중량%로서 본 발명이 한정하는 C 함량의 하한에 미달하였다.
이로 인해, 비교예 1, 5는 목적하는 4,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못하였다. 인장강도를 높이기 위하여 비교예 1, 5를 대상으로 신선 가공을 추가적으로 실시하였으나, 신선 가공 중 신선 가공 한계에 도달하여 딜라미네이션이 발생하였다.
비교예 6의 경우에는 인장강도를 높이기 위하여 Si 함량을 높였으나, 본 발명이 한정하는 Si 함량의 상한을 초과하여 신선 가공 중 신선 가공 한계에 도달하여 딜라미네이션이 발생하였다.
비교예 2, 3의 경우 C 함량이 각각 1.22중량%, 1.23중량%로서 본 발명이 한정하는 C 함량의 상한을 초과하여, 선재 압연 이후 냉각 시 중심 편석대의 초석 세멘타이트 형성을 억제할 수 없었다. 이로 인하여, 신선 가공성이 부족하여 신선 중 단선되었다.
비교예 4의 경우 Si 함량이 0.63중량%로서 본 발명이 한정하는 Si 함량의 상한을 초과하여, 신선 가공 중 신선 가공 한계에 도달하여 딜라미네이션이 발생하였다.
비교예 7, 8의 경우 균열 처리를 수행하지 않아 중심 편석에 의한 초석 세멘타이트 형성으로 신선 가공성이 충분히 확보되지 못했다. 특히, 비교예 7의 경우 소입성 확보를 위해 Cr 함량을 증가시켰으나, 초석 세멘타이트 형성을 억제하기에는 부족하였다.
비교예 9의 경우 권취온도가 810℃로서 본 발명이 한정하는 권취온도의 하한에 미달하여, 오스테나이트 결정립이 지나치게 미세해졌다. 이로 인하여, 권취 이후 후속하는 냉각 공정 중에 펄라이트 변태가 발생하여 펄라이트의 분율이 높고, 상부 베이나이트의 면적분율이 58%로서 목적하는 상부 베이나이트 면적분율을 달성하지 못하였다. 그 결과, 1차 신선 시 가공 경화율이 높아 딜라미네이션이 발생하였다.
비교예 10의 경우 권취온도가 980℃로서 본 발명이 한정하는 권취온도의 상한을 초과하여, 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대해졌다. 이로 인하여, 상부 베이나이트 면적분율은 충분히 확보되었지만, 연성이 부족하여 신선 중 단선되었다.
비교예 11의 경우 항온 변태 온도가 350℃로서 본 발명이 한정하는 항온 변태 온도의 하한에 미달하여, 하부 베이나이트 분율이 증가하게 되었다. 이로 인하여, 연성이 급격히 저하되었으며, 신선 중 단선되었다.
비교예 12의 경우 항온 변태 온도가 550℃로서 본 발명이 한정하는 항온 변태 온도의 상한을 초과하여, 펄라이트를 주조직으로 하며, 상부 베이나이트가 일부 혼재된 형태의 미세조직이 형성되었다. 이로 인하여, 신선 가공 시 강도가 상대적으로 낮은 상부 베이나이트에 응력이 집중되어 신선 가공성이 열위해지고, 내부 결함이 다수 발생하여 딜라미네이션이 발생하였다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직 내 면적분율로, 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하고,
    길이 방향에 수직한 단면 상의 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트 면적분율의 합이 5% 미만인 초고강도 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    인장강도가 1200 내지 1600MPa인 초고강도 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    단면 감소율이 50% 이상인 초고강도 선재.
  4. 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 블룸을 1,200℃ 내지 1,300℃의 온도에서 5시간 이상 균열 처리한 다음, 열간 압연하여 빌렛을 마련하는 단계;
    상기 빌렛을 선재 압연하여 선경 4.5 내지 5.5mm의 선재를 마련하는 단계;
    상기 선재를 850 내지 950℃의 온도에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 50℃/s 이상의 냉각속도로 400 내지 500℃까지 냉각한 다음, 항온 변태시키는 단계;를 포함하고,
    상기 권취하는 단계 이후,
    상기 선재 내의 오스테나이트 결정립 크기가 10 내지 20㎛인 초고강도 선재의 제조방법.
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 중량%로, C: 0.9 내지 1.1%, Si: 0.1 내지 0.6%, Mn: 0.15 내지 0.6%, Cr: 0.15 내지 0.6%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직 내 면적분율로, 상부 베이나이트 60% 이상, 나머지 펄라이트, 입계 페라이트 및 초석 세멘타이트를 포함하는 선재를 1.0 내지 2.0mm 선경까지 1차 신선하는 단계;
    2회 미만으로 파텐팅 열처리하는 단계; 및
    0.15 내지 0.35mm 선경까지 2차 신선하는 단계;를 포함하는 초고강도 강선의 제조방법.

  8. 삭제
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US6596098B1 (en) * 1999-01-28 2003-07-22 Nippon Steel Corporation Wire rod for high-fatigue-strength steel wire, steel wire and method of producing the same
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