KR102327928B1 - 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면으로부터 0.05D에서 0.95D까지 영역의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 12~18%, 베이나이트: 80% 이상, 잔부 마르텐사이트를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
(단, 상기 D는 강재의 직경이며, 단위는 mm임.)
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면으로부터 0.05D에서 0.95D까지 영역의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 12~18%, 베이나이트: 80% 이상, 잔부 마르텐사이트를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
(단, 상기 D는 강재의 직경이며, 단위는 mm임.)
Description
본 발명은 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일본, 유럽 등에서는 초고층 건물에 고온에서 강도저하가 상대적으로 낮은 내화강(판)을 사용하는데, 시공적인 측면에서는 내화피복량 경감(일반적으로 30~40㎜t 도료처리), 시공편리 및 기간 단축, 안정성이 확보되며, 가장 중요한 화재 발생 시 인명이 건물 밖으로 피할 수 있는 시간을 크게 늘릴 수 있기 때문이다.
국내는 내화강에 대한 KS 등록은 되어 있으나, 성능설계 기준이 있지 않기 때문에 사용하지 못하고 있다. 다만, 이를 적용하는 활동이 국내에서 진행되고 있기 때문에 새로운 시장환경이 형성될 가능성은 높다. 내화강판 사용 시, 이를 체결하는 볼트 또한 내화특성을 가져야 한다. 일본(KOBE, NSSMC, JFE 등)은 이미 90년대부터 내화강 사용에 대한 규정이 있어서 내화 볼트의 개발도 이미 진행되었는데, 이러한 내화 볼트는 600℃의 온도를 기준으로 하여, 상온대비 항복강도비(고온연화저항성)가 0.30~0.35인 특성을 갖고 있다. 따라서, 국내도 내화강 적용이 확대된다면, 내화 볼트의 개발이 필요하고, 이에 대한 KS 등록이 따라야 할 것으로 판단된다.
한편, 중동, 유럽 등을 중심으로 미래도시를 위한 건물 대형화가 진행되고 있다. 초대형 빌딩에 필요한 중요한 항목 중 하나는 건물의 경량화로, 뼈대역할을 하는 내화용 구조물의 강도 증가가 이루어지고 있고, 이를 체결하는 내화 볼트 또한 고온연화저항성이 향상될 필요가 있다.
고온에서의 연화저항성을 향상시키는데 효과적인 방법 중 하나는 미세탄화물을 석출시키는 것이다. Cr, Mo 및 미량 합금원소인 Nb, V 등의 첨가를 통해 미세한 Mo2C 및 미량 원소 탄질화 석출물 등을 고온에서 형성시켜 페라이트 입내의 전위를 피닝(pinning)함에 따라 고온강도를 확보할 수 있기 때문이다.
이러한 기술들의 예로는, 특허문헌 1 및 2가 있다. 특허문헌 1은 600℃에서 337~348MPa 수준의 항복강도를 확보하기 위해, C: 0.15~0.30%, Mn: 0.30~0.60%, Cr: 1.0~2.0%, Mo: 0.30~0.80%, S: 0.015%이하, P: 0.015%이하, Ti: 0.10%이하로 구성되는 합금조성을 이용하고 있으며, 특허문헌 2는 600℃에서 367~385MPa 수준의 항복강도를 확보하기 위해, C: 0.15~0.25%, Si≤ 0.2%, Mn: 0.1~0.7%, Cr: 0.2~1%, Mo: 0.3~0.5%, Al: 0.01~0.05%, N: 0.007~0.03%로 구성되는 합금조성을 이용하고 있다. 그러나, 이들 기술은 고온 항복강도가 낮기 때문에 초고층건물용으로 적합하지 않아, 신규한 합금조성을 갖는 강재의 개발이 필요한 상황이다.
본 발명의 일측면은, 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면으로부터 0.05D에서 0.95D까지 영역의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 12~18%, 베이나이트: 80% 이상, 잔부 마르텐사이트를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재를 제공한다.
(단, 상기 D는 강재의 직경이며, 단위는 mm임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1000~1150℃가 되도록 사상압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 830~880℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 선재를 300℃ 이하까지 2℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 선재를 780~820℃에서 구상화 소둔 열처리하는 단계; 상기 열처리된 선재를 신선하는 단계; 상기 신선된 선재를 냉간성형하는 단계; 상기 냉간성형된 선재를 880~920℃에서 가열 후 ??칭하는 단계; 및 상기 ??칭된 선재를 520~580℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 고온연화저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 1을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고온연화저항성이 우수한 강재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 다만, 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한, 중량%로 간주한다.
C: 0.15~0.35%
C는 강도를 확보하기 위한 주요 원소이다. 상기 C의 함량이 0.15% 미만인 경우에는 충분한 강도를 얻기가 쉽지 않고, QT 열처리 후 충분한 소입성 확보가 용이하지 않다. 반면, 0.35%를 초과하는 경우에는 높은 함량의 Cr 및 Mo 첨가에 의해 중심 편석과 조대 탄화물이 형성될 가능성이 높다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.15~0.35%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.18%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.22%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.32%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.28%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.4~0.6%
Si은 페라이트 고용강화를 통해 QT 후 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한, Si은 페라이트와 탄화물 계면에 존재하기 때문에 열처리 시 C 확산을 억제하는 역할을 하며, 도금 시 강도저하를 억제하는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 0.4% 미만인 경우에는 강도 증가 및 도금 시 강도 저하 억제 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 0.6%를 초과하는 경우에는 냉간단조 시 다이스 성형이 어려울 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.4~0.6%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.43%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.48%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.57%인 것이 보다 바람직하고, 0.55%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.52%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.85~1.25%
Mn은 강도 증가 역할도 하지만, 고객사에서 QT 열처리 할 때 변태 노즈를 충분히 지연시켜주는 소입성 확보 목적으로도 첨가된다. 상기 Mn의 함량이 0.85% 미만인 경우에는 소입성 및 목표 강도 확보에 어려움이 있고, 1.25%를 초과하는 경우에는 편석에 의한 신선 중 가공 단선이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.85~1.25%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.90%인 것이 보다 바람직하고, 0.95%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.0%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.20%인 것이 보다 바람직하고, 1.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.1%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.80~1.10%
Cr은 고온에서 유지 시 미세한 Cr계 탄화물을 형성시키는 주요 원소이다. 다만, 본 발명에 따르면, 탄화물 형성원소 중 Cr만을 단독 첨가하는 경우에는 고온 연화저항성 확보에 어려움이 있을 수 있다. 상기 Cr의 함량이 0.80% 미만인 경우에는 600℃에서의 항복강도가 낮아질 수 있으며, 1.10%를 초과하는 경우에는 중심 편석 및 조대 탄화물이 형성될 가능성이 있고, 마르텐사이트가 다량 형성될 가능성이 높다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.80~1.10%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.85%인 것이 보다 바람직하고, 0.88%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.90%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.05%인 것이 보다 바람직하고, 1.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.00%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.65~1.05%
Mo는 고가이나 Cr과 더불어 고온연화저항성을 크게 올리는 원소이다. 상기 Cr과 마찬가지로 Mo만을 단독 첨가하는 경우에는 고온 연화저항성 확보에 어려움이 있을 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.65% 미만인 경우에는 600℃에서의 항복강도가 낮아질 수 있으며, 1.05%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 다량 형성될 가능성이 높고, 원가경쟁력 측면에서도 불리하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.65~1.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.75%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.80%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.95%인 것이 보다 바람직하고, 0.90%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.85%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.03% 이하
P는 강재의 인성을 저하시키는 역할을 하기 때문에 2차 정련공정에서 탈인 처리를 한다. 상기 P의 함량이 0.03%를 초과하는 경우 FeP 등이 입계에 형성되어 충격 특성 등의 저하가 발생하고, 집중적인 탈인처리를 통해 강내 P 함량을 낮추기 위해서는 원가가 상승하기 때문에, 상기 P의 함량은 0.03%이하인 것이 바람직하다.
S: 0.03% 이하
S는 다량 함유 시 입계에 MnS 개재물을 형성하여 가공성을 저하시키므로, 상기 S의 함량은 0.03%이하인 것이 바람직하다.
본 발명 강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 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.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 표면으로부터 0.05D에서 0.95D까지 영역의 미세조직이 면적%로, 페라이트: 12~18%, 베이나이트: 80% 이상, 잔부 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 여기서 언급되는 상기 D는 강재의 직경이며, 단위는 mm이다. 상기 페라이트는 연성이 우수하기 때문에 신선 및 단조 가공성 확보에 효과적인 미세조직이다. 상기 페라이트의 분율이 12% 미만인 경우에는 가공중 단선이 발생할 가능성이 있으며, 18%를 초과하는 경우에는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 상기 베이나이트는 강도 확보에 효과적인 미세조직이다. 상기 베이나이트의 분율이 80% 미만인 경우에는 목표 강도달성에 어려운 단점이 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물의 개수가 100㎛2 당 120개 이상인 것이 바람직하다. 상기 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물의 수가 100㎛2 당 120개 미만인 경우에는 강도 및 연성 확보에 어려움이 있을 수 있다. 한편, 상기 탄화물은 (Fe,Cr,Mn)23C6, (Fe,Cr)7C3, Mo6C로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상일 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 인장강도: 1000MPa 이상, 항복강도: 900MPa 이상, 연신율: 14% 이상, 상온 항복강도와 600℃ 항복강도의 비: 0.47 이상일 수 있다. 이와 같이, 본 발명의 강재는 우수한 강도, 연신율 및 고온연화저항성을 확보할 수 있다. 한편, 강재에 내화특성을 부여하기 위해서는, 강재가 내화특성을 갖도록 하거나 도료량을 많이 사용해야 하는데, 본 발명의 강재는 우수한 내화특성을 가짐으로써 건축물에 적용시 기존 강재에 비하여 도료량을 대략 2/3 수준으로 절감시킬 수 있어 공사비용 절감을 기대할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 상술한 합금조성을 갖는 빌렛을 1000~1100℃에서 가열한다. 상기 빌렛 가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 조대탄화물이 잔존하게 되는 단점이 있으며, 1100℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립도가 커지기 때문에 선재의 연성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 빌렛 가열온도는 1000~1100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 빌렛 가열 온도의 하한은 1010℃인 것이 보다 바람직하고, 1030℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1040℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 빌렛 가열 온도의 상한은 1090℃인 것이 보다 바람직하고, 1070℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1060℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 빌렛 가열시, 가열시간은 90~120분일 수 있다. 상기 가열시간이 90분 미만인 경우에는 조대탄화물이 잔존할 수 있으며, 120분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화될 수 있다. 따라서, 상기 가열시간은 90~120분인 것이 바람직하다. 상기 빌렛 가열시간의 하한은 95분인 것이 보다 바람직하고, 100분인 것이 보다 더 바람직하며, 103분인 것이 가장 바람직하다. 상기 빌렛 가열시간의 상한은 115분인 것이 보다 바람직하고, 110분인 것이 보다 더 바람직하며, 108분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1000~1150℃가 되도록 사상압연하여 선재를 얻는다. 상기 사상압연시 출측온도가 1000℃ 미만인 경우에는 압연 부하에 의해 압연설비의 교체주기가 증가하는 단점이 있으며, 1150℃를 초과하는 경우에는 빌렛 가열온도를 과도하게 높이거나 압연속도를 과도하게 높여야 하는 단점이 있다. 따라서, 상기 사상압연시 출측온도는 1000~1150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 사상압연시 출측온도의 하한은 1020℃인 것이 보다 바람직하고, 1040℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1060℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 사상압연시 출측온도의 상한은 1130℃인 것이 보다 바람직하고, 1110℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1090℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 작은 직경의 선재를 얻기 위하여 압연속도를 증가시켜야 할 뿐만 아니라, 소재와 압연설비와의 마찰로 인해 압연온도가 빌렛가열 온도에 유사하거나 높을 수 있다.
이후, 상기 선재를 830~880℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 830℃ 미만인 경우에는 권취코일의 형상이 불량해지는 단점이 있으며, 880℃를 초과하는 경우에는 스케일 두께 증가로 인해 중량 손실이 큰 단점이 있다. 따라서, 상기 권취온도는 830~880℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 835℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 870℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하며, 850℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 권취된 선재를 300℃ 이하까지 2℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각정지온도가 300℃를 초과하는 경우에는 저온조직이 형성될 수 있는 단점이 있다. 따라서, 상기 냉각정지온도는 300℃ 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각정지온도는 290℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 270℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 260℃ 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각정지온도의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 200℃ 미만의 냉각정지온도에서는 선재 물성에 크게 영향을 미치지 않으므로, 상기 냉각정지온도의 하한은 200℃일 수 있다. 상기 냉각정지온도의 하한은 210℃인 것이 보다 바람직하고, 230℃인 것이 보다 더 바람직하며, 240℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도가 2℃/s를 초과하는 경우에는 저온조직이 형성되는 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 2℃/s 이하인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 1.5℃/s 이하인 것이 보다 바람직하고, 1℃/s 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.8℃/s 이하인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 선재를 780~820℃에서 구상화 소둔 열처리한다. 상기 구상화 소둔 열처리 온도가 780℃ 미만인 경우에는 충분히 구상화가 되지 않아 강도가 높은 단점이 있으며, 820℃를 초과하는 경우에는 조대 결정립이 부분적으로 섞여 재질편차를 야기하는 단점이 있다. 따라서, 상기 열처리온도는 780~820℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 구상화 소둔 열처리 온도의 하한은 785℃인 것이 보다 바람직하고, 790℃인 것이 보다 더 바람직하며, 795℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 구상화 소둔 열처리 온도의 상한은 815℃인 것이 보다 바람직하고, 810℃인 것이 보다 더 바람직하며, 805℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 구상화 소둔 열처리시, 열처리 시간은 10~22시간일 수 있다. 상기 열처리 시간이 10시간 미만인 경우에는 구상화가 충분히 되지 않을 수 있으며, 22시간을 초과하는 경우에는 구상화가 거의 완료되어 효과가 없고, 열처리비용이 크게 증가하는 단점이 있다. 따라서, 상기 열처리 시간은 10~22시간인 것이 바람직하다. 상기 열처리 시간의 하한은 12시간인 것이 보다 바람직하고, 14시간인 것이 보다 더 바람직하며, 15시간인 것이 가장 바람직하다. 상기 열처리 시간의 상한은 20시간인 것이 보다 바람직하고, 18시간인 것이 보다 더 바람직하며, 17시간인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열처리된 선재를 신선한다. 상기 신선을 통해 최종적으로 얻고자 하는 제품에 적용 가능하도록 상기 냉각된 선재의 직경을 감소시킬 수 있다. 본 발명에서는 상기 신선 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 신선 공정을 적용할 수 있다.
이후, 상기 신선된 선재를 냉간성형한다. 상기 냉간성형 공정을 통해 본 발명이 적용하고자 하는 제품의 형태로 가공할 수 있다. 본 발명에서는 상기 냉간성형 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 냉간성형 공정을 적용할 수 있다.
이후, 상기 냉간성형된 선재를 880~920℃에서 가열 후 ??칭한다. 상기 ??칭시, 가열온도가 880℃ 미만인 경우에는 조대 탄화물이 존재하게 될 수 있다. 한편, 열처리 설비의 한계로 인해 상기 가열온도의 상한은 920℃일 수 있다. 따라서, 상기 ??칭시, 가열온도는 880~920℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열온도의 하한은 885℃인 것이 보다 바람직하고, 890℃인 것이 보다 더 바람직하며, 895℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 ??칭시, 가열온도의 상한은 915℃인 것이 보다 바람직하고, 910℃인 것이 보다 더 바람직하며, 905℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 ??칭된 선재를 520~580℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 520℃ 미만인 경우에는 연성이 감소되는 단점이 있으며, 580℃를 초과하는 경우에는 강도 저하 폭이 크기 때문에, 강도가 낮아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 520~580℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 525℃인 것이 보다 바람직하고, 530℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 570℃인 것이 보다 바람직하고, 560℃인 것이 보다 더 바람직하며, 550℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 연속주조한 뒤, 강편 압연하여 160×160mm2의 크기를 갖는 빌렛을 제조하였다. 상기 빌렛을 1030℃에서 95분간 가열하고, 이후, 출측온도가 1045℃가 되도록 마무리 압연하고, 845℃에서 권취한 뒤, 1.5℃/s의 냉각속도로 280℃까지 냉각하여 17mm의 직경을 갖는 선재를 제조하였다. 상기 선재의 인장강도를 측정한 후, 하기 표 1에 나타내었다. 이후, 상기 선재를 805℃에서 구상화 소둔 열처리한 후, 신선 및 냉간성형하여 볼트로 제작한 뒤, 이 볼트를 900℃에서 가열 후 ??칭하고, 이어서, 540℃에서 템퍼링하였다. 이와 같이 제조된 볼트에 대하여 미세조직, 탄화물 수 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
이 때, 상기 미세조직은 광학현미경을 이용하여 ×200배 시야에서 촬영, 총 10장을 확보한 후 결정립이 원형임을 가정, 평균값을 이용하여 측정하였고, 상기 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 분율은 레플리카 석출물 추출법을 이용하여 시험편을 제작, 투과전자현미경을 통해 임의의 100㎛2 영역을 측정하였다. 항복강도, 인장강도의 기계적 물성은 인장 시험을 통해 측정하였다. 이 때, 600℃에서의 항복강도 측정시 cross head 속도는 12m/m으로 유지하였다.
구분 | 합금조성(중량%) | 인장강도 (MPa) |
||||||
C | Si | Mn | Cr | Mo | P | S | ||
비교예1 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0 | 0 | 0.02 | 0.01 | 320 |
비교예2 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.8 | 0 | 0.02 | 0.01 | 610 |
비교예3 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0 | 0.8 | 0.02 | 0.01 | 650 |
발명예1 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.8 | 0.8 | 0.02 | 0.01 | 820 |
발명예2 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 1.1 | 0.8 | 0.02 | 0.01 | 910 |
비교예4 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 1.4 | 0.8 | 0.02 | 0.01 | 970 |
비교예5 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.8 | 0.5 | 0.02 | 0.01 | 760 |
발명예3 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.8 | 1 | 0.02 | 0.01 | 890 |
비교예6 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.8 | 1.4 | 0.02 | 0.01 | 1010 |
비교예7 | 0.2 | 0.5 | 0.85 | 0.6 | 0.8 | 0.02 | 0.01 | 780 |
구분 | 선재 미세조직(면적%) |
신선시 단선 여부 |
인장강도 (MPa) |
항복강도 (MPa) |
600℃ 항복강도 /상온 항복강도 |
20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 (개/100㎛2) |
|||||
페라 이트 |
펄라 이트 |
베이 나이트 |
마르텐 사이트 |
||||||||
비교예1 | 41 | 59 | 0 | 0 | 미단선 | 760 | 660 | 0.18 | 0 | ||
비교예2 | 32 | 47 | 20 | 1 | 미단선 | 910 | 810 | 0.19 | 25 | ||
비교예3 | 30 | 44 | 25 | 1 | 미단선 | 930 | 830 | 0.29 | 32 | ||
발명예1 | 18 | 0 | 80 | 2 | 미단선 | 1120 | 1040 | 0.48 | 127 | ||
발명예2 | 12 | 0 | 86 | 2 | 미단선 | 1195 | 1095 | 0.55 | 152 | ||
비교예4 | 0 | 0 | 38 | 62 | 단선 | 단선으로 인한 미측정 | 89 | ||||
비교예5 | 28 | 19 | 52 | 1 | 미단선 | 1030 | 930 | 0.32 | 91 | ||
발명예3 | 13 | 0 | 85 | 2 | 미단선 | 1180 | 1080 | 0.50 | 165 | ||
비교예6 | 0 | 0 | 22 | 78 | 단선 | 단선으로 인한 미측정 | 90 | ||||
비교예7 | 22 | 0 | 77 | 1 | 미단선 | 990 | 870 | 0.32 | 78 |
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우에는 본 발명의 미세조직을 만족할 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 이상임을 알 수 있다. 이로 인해, 인장강도 및 항복강도가 우수할 뿐만 아니라, 상온 항복강도와 600℃ 항복강도의 비가 0.47 이상으로서, 우수한 고온연화저항성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
비교예 1은 Cr 및 Mo가 미첨가된 경우이고, 비교예 2 및 3은 각각 Mo 및 Cr이 미첨가된 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 미만임을 알 수 있다. 이로 인해, 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성이나 고온연화저항성 또한 확보하고 있지 못함을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명이 제안하는 Cr 함량을 초과하는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 미만임을 알 수 있다. 아울러, 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라 신선시 단선이 발생하였다.
비교예 5는 본 발명이 제안하는 Mo 함량에 미달하는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 미만임을 알 수 있다. 아울러, 600℃에서의 항복강도가 낮아 고온연화저항성이 낮음을 알 수 있다.
비교예 6은 본 발명이 제안하는 Mo 함량을 초과하는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 미만임을 알 수 있다. 아울러, 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라 신선시 단선이 발생하였다.
비교예 7은 본 발명이 제안하는 Cr 함량에 미달하는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물 수 또한 120개/100㎛2 미만임을 알 수 있다. 아울러, 600℃에서의 항복강도가 낮아 고온연화저항성이 낮음을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우 본 발명이 제안하는 적절한 분율의 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트가 형성되어 있음을 알 수 있다.
Claims (7)
- 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면으로부터 0.05D에서 0.95D까지 영역의 미세조직은 면적%로, 페라이트: 12~18%, 베이나이트: 80% 이상, 잔부 마르텐사이트를 포함하며,
인장강도: 1000MPa이상, 항복강도: 900MPa이상, 상온 항복강도와 600℃ 항복강도의 비: 0.47 이상인 고온연화저항성이 우수한 강재.
(단, 상기 D는 강재의 직경이며, 단위는 mm임.)
- 청구항 1에 있어서,
상기 강재는 20~100nm의 크기를 갖는 탄화물의 개수가 100㎛2 당 120개 이상인 고온연화저항성이 우수한 강재.
- 청구항 2에 있어서,
상기 탄화물은 (Fe,Cr,Mn)23C6, (Fe,Cr)7C3, Mo6C로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상인 고온연화저항성이 우수한 강재.
- 삭제
- 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.4~0.6%, Mn: 0.85~1.25%, Cr: 0.80~1.10%, Mo: 0.65~1.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 출측온도가 1000~1150℃가 되도록 사상압연하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 830~880℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 선재를 300℃ 이하까지 2℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 선재를 780~820℃에서 구상화 소둔 열처리하는 단계;
상기 열처리된 선재를 신선하는 단계;
상기 신선된 선재를 냉간성형하는 단계;
상기 냉간성형된 선재를 880~920℃에서 가열 후 ??칭하는 단계; 및
상기 ??칭된 선재를 520~580℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 빌렛 가열시, 가열 시간은 90~120분인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 구상화 소둔 열처리시, 열처리 시간은 10~22시간인 고온연화저항성이 우수한 강재의 제조방법.
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---|---|---|---|
E701 | Decision to grant or registration of patent right |