WO2019117483A1 - 열처리 경화형 고탄소 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2019117483A1
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박경수
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet used for components requiring wear resistance and durability, and more particularly, to a heat-treated curing type high carbon steel sheet having increased strength and toughness through heat treatment and a method of manufacturing the same.
  • High carbon steels are commonly used in parts that require high strength and high hardness. For example, it is used variously for automobile parts, saw blades, spoon, chains, agricultural equipment. This is because high carbon steel has properties of high strength and high hardness.
  • Patent Documents 1 to 4 are known as methods for increasing the strength, hardness and toughness of such high carbon steels.
  • Patent Document 1 discloses a technique for producing tempered martensite by performing quenching and tempering heat treatment.
  • the conventional quenching and tempering heat treatment method is characterized in that tempered martensite structure is obtained through tempering heat treatment after quenching to room temperature to obtain martensite structure.
  • residual austenite remains above a certain percentage, which limits the strength.
  • Patent Document 2 discloses a technique of obtaining a structure of ferrite and pearlite by adding an alloy element such as Cr and then hot-rolling to secure strength and ductility.
  • the strength is only about 600 MPa, so that it can not be used for parts requiring abrasion resistance.
  • Patent Document 3 discloses a technique for producing fine pearlite through osse tempering heat treatment and increases the strength by cold rolling the fine pearlite at a reduction ratio of 80% or less. However, such a process requires an additional cold rolling process of 80% or more, which results in a significant increase in manufacturing cost.
  • Patent Document 4 is a technique for manufacturing high-strength and high-strength high-carbon steel sheet through microstructure control through two-stage cooling process during the osse tempering heat treatment, but there is a limit in increasing the strength to a level of 1200 MPa.
  • the parts require high strength and hardness, while minimizing damage due to impact. Therefore, in order to reduce the breakage, it is necessary to improve the toughness. That is, not only materials having high strength or high hardness but also materials having excellent toughness are demanded.
  • Patent Document 1 Korean Patent No. 10-1055390
  • Patent Document 2 Korean Patent No. 10-1615040
  • Patent Document 3 Korean Patent No. 10-1445868
  • Patent Document 4 Korean Patent No. 10-1300158
  • One aspect of the present invention is to provide a heat-curing high-carbon steel sheet having high hardness and high toughness by optimizing alloy composition and heat treatment conditions without adding expensive alloying elements and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is a steel sheet comprising, by weight, 0.65 to 1.0% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 0.1 to 2.0% of Mn, 0.05% or less of P and 0.03% or less of S, The remainder includes Fe and unavoidable impurities,
  • the microstructure includes an area fraction of not less than 85% of martensite, not more than 5% of retained austenite, not more than 10% of carbide and ferrite phase,
  • K IC which indicates the degree of material resistance to brittle fracture, provides a heat-treated curing type high carbon steel sheet of 15 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • Another aspect of the present invention is a steel sheet comprising, by weight, 0.65 to 1.0% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 0.1 to 2.0% of Mn, 0.05% or less of P and 0.03% or less of S And the remainder being Fe and inevitable impurities;
  • a heat-treated curing type high carbon steel sheet in which hardness and toughness are harmonized even if a large amount of expensive alloying elements are not added, and a method for manufacturing the same.
  • Fig. 1 schematically shows an example of the microstructure of the present invention.
  • the inventors of the present invention have studied a technique for solving the problems of the prior art described above and for improving the strength, hardness and toughness of the steel sheet and have found that the carbon content is optimized and the heat treatment temperature is appropriately controlled, It is possible to greatly improve the hardness and toughness of the steel sheet without adding expensive alloying elements by increasing the martensite fraction and lowering the retained austenite fraction.
  • Carbon is not only an essential element for improving the strength of the steel sheet but also properly added in order to secure the martensite structure and dislocation density to be realized in the present invention.
  • the carbon content is less than 0.65%, there is a problem that it is difficult to secure a martensite structure of at least 90% by area in the microstructure of the steel sheet after the heat treatment. In addition, even if a martensite structure is formed, sufficient dislocation density can not be ensured inside, and sufficient strength can not be obtained.
  • the carbon content exceeds 1.0% the martensite-forming temperature is lowered and a large amount of retained austenite remains. Cooling to a lower temperature to reduce such retained austenite causes cracking due to heat treatment impact. Therefore, the content of C in the present invention is preferably 0.65 to 1.0%.
  • Silicon not only acts as a deoxidizer but also improves the strength of the steel sheet. If the content of silicon exceeds 0.5%, there is a problem that the scale is formed on the surface of the steel sheet to deteriorate the surface quality of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the content of Si is preferably 0.5% or less (excluding 0) .
  • Manganese not only improves the strength and hardenability of steel but also binds sulfur (S), which is inevitably contained in the steel making process, to form MnS, thereby suppressing cracking by S.
  • the content of manganese is preferably 0.1% or more.
  • the content of Mn is preferably 0.1 to 2.0%.
  • Phosphorus (P) not more than 0.05%
  • Phosphorus is an impurity inevitably contained in the steel, and is an element which is a main cause of deteriorating the toughness of steel by being knitted into grain boundaries. Therefore, it is preferable to control phosphorus as low as possible. In theory, it is advantageous to limit the content of P to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of P is preferably 0.05%.
  • Sulfur is an impurity inevitably contained in the steel. It reacts with manganese to form MnS, thereby increasing the content of precipitates and becoming a main cause of brittle steel. Therefore, it is preferable to control as low as possible. In theory, it is advantageous to limit the content of S to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of S is preferably set to 0.03%.
  • the present invention includes Fe and unavoidable impurities.
  • the addition of an effective component other than the above-mentioned composition is not excluded.
  • the steel sheet of the present invention not only satisfies the above-mentioned component system, but also preferably contains at least 85% by area of martensite in the microstructure of the steel sheet.
  • the martensite content is less than 85% by area, it is difficult to sufficiently secure the required hardness.
  • the residual austenite contains 5% or less by area.
  • the martensite is preferably tempered martensite.
  • a part of the ferrite phase (a) may be further formed in the subsequent heat treatment process, and a part of the carbide may be formed in some cases.
  • the carbides and the ferrite phase maintain a high strength and at the same time have a high toughness.
  • the fraction of the carbide and ferrite is preferably 1% or more by area.
  • cementite, bainite and the like may be included as the remainder.
  • the average thickness of the martensite plate is preferably 0.25 ⁇ ⁇ or less.
  • the martensite plate will be described in detail with reference to FIG.
  • the martensite phase ( ⁇ ') formed in the present invention is formed in the shape shown in FIG. 1, and the martensite plate means the uniaxial length.
  • the size of the martensite plate exceeds 0.25 ⁇ , the strength of the martensite phase is lowered and the hardness of the steel sheet may be lowered. Therefore, it is preferable to control the average thickness of the martensite plate to 0.25 ⁇ or less.
  • FIG. 1 also shows that ferrite and carbide are present in addition to the above-mentioned martenite and retained austenite.
  • the martensite is formed into an acicular shape.
  • the thickness of the martensite plate is not less than 0.4 ⁇ and not less than 70%. In such a case, high hardness can be secured.
  • the heat-curing type steel sheet according to the present invention can secure a very high strength without adding expensive alloying elements.
  • the heat-cured steel sheet according to the present invention may have a hardness of 600 Hv or more.
  • the heat-curing type steel sheet according to the present invention has a K IC of 15 MPa ⁇ m 1/2 or more, which indicates the degree of material resistance to brittle fracture of the steel sheet.
  • the K IC means a brittle fracture resistance value.
  • the heat-cured steel sheet according to the present invention is characterized in that hardness and toughness are simultaneously improved and harmonized, and preferably the product of brittle fracture resistance and hardness (Hv) is 14,000 Hv ⁇ MPa ⁇ m 1/2 Or more.
  • a steel sheet satisfying the above composition is prepared.
  • the kind of the steel sheet applicable to the present invention is not particularly limited, and a steel sheet which can be used in the technical field to which the present invention belongs is sufficient, and it is not distinguished from a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the prepared steel sheet is heated to a temperature of Ae 3 ⁇ or higher.
  • the heating temperature is lower than Ae 3 ° C, austenite is not sufficiently formed and a martensite structure of not less than 90% by area after cooling can not be obtained. Therefore, the heating temperature is preferably 3 DEG C or higher.
  • the Ae3 temperature means a boundary temperature present in austenite single phase.
  • the temperature above Ae3 DEG C it is preferable to keep the temperature above Ae3 DEG C for 0.5 to 15 minutes after heating. This is for complete austenitization of the prepared steel sheet.
  • the holding time after heating is less than 0.5 minutes, uniform austenite is difficult to obtain, and when it exceeds 15 minutes, austenite is excessively coarse or the heat treatment cost is excessively increased.
  • the heated steel sheet is cooled to the cooling end temperature (Tc).
  • the cooling end temperature (Tc) preferably satisfies the following relational expression (1).
  • the cooling end temperature (Tc) does not satisfy the relational expression (1), martensite of not less than 90% by area can not be obtained, and the retained austenite remains in excess of 5% by area.
  • the above relational formula 1 is derived in consideration of the relationship between the martensite formation and the termination temperature. It is considered that the content of carbon and manganese can be formed into ferrite or carbide in the subsequent process and has an important influence on the formation of martensite will be.
  • the cooling is performed by cryogenic cooling in which the heated steel sheet is cooled to a sub-zero temperature. This is to ensure sufficient martensite. If the heated steel sheet does not fall to a subzero temperature, the transformation to martensite will not be complete and a large amount of austenite will remain, and the required hardness can not be secured.
  • cryogenic cooling there are various methods for the cryogenic cooling, but the present invention is not particularly limited thereto. As an example, it is cooled using liquid nitrogen.
  • the cooling rate in the step of cooling to the cooling termination temperature (Tc) is preferably 70 ° C / s or more.
  • phases such as ferrite, pearlite and bainite are formed in a large amount during the cooling process, so that a sufficient amount of martensite can not be obtained.
  • a subsequent heat treatment at a temperature of 100 ⁇ or higher. This is for imparting toughness while releasing the high-strength structure formed in the cooling, particularly the rapid cooling process.
  • the heat treatment temperature is preferably 300 ° C or lower, and if it exceeds 300 ° C, the strength and hardness are excessively lowered. As described above, some of the ferrite and the carbide may be formed in the subsequent heat treatment process.
  • the subsequent heat treatment has a holding time of 1 to 300 minutes. If the holding time is too short, it is difficult to secure sufficient toughness, and if it exceeds 300 minutes, excessive heat treatment cost is required.
  • FIG. 2 is a graph schematically showing the relation between the time and the temperature of the heat treatment process, which is one example of the present invention.
  • the prepared steel sheet is heated, Followed by heat treatment and cooling.
  • a steel sheet having the composition shown in Table 1 (weight%, the remainder being Fe and unavoidable impurities) was prepared, and then the steel sheet was heated and cooled under the conditions shown in Table 2 below. Thereafter, the microstructure of the steel sheet was observed, and the mechanical properties were measured and shown in Table 3 below.
  • microstructures were measured by electron backscatter diffraction (EBSD), and the martensite and retained austenite fractions and the average thickness of the martensite plate were measured by image analysis.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the Vickers hardness test of each microstructure was carried out under the condition that the hardness test was carried out at a load of 5 g for 10 seconds.
  • K IC which shows the degree of material resistance to brittle fracture, was measured by measuring the displacement of cracks according to load using CT (Compact Tension) specimen.
  • Tc * is the cooling end temperature (374-423 * C (wt%) - 30.4 * Mn (wt.%)
  • Example 5 Comparative Examples 5 and 6 were obtained by cooling to room temperature through water-cooling with controlled water pressure and water content, charging it into liquid nitrogen, and cooling it to subzero temperature.
  • a cooling rate of 500 ° C / s is an approximate speed calculated based on the fact that a heated steel sheet is cooled to a subzero temperature within 1 to 2 seconds after putting it into liquid nitrogen.
  • Examples 1 to 7 satisfying the alloy composition and the manufacturing conditions proposed by the present invention all had a brittle fracture resistance value of 15 MPa ⁇ m 1/2 or more, and the average thickness of the martensite plate Mu] m or less and at least 85% by area of martensite.
  • the brittle fracture resistance and multiplication 14,000 Hv ⁇ MPa ⁇ m 1/ 2 or more of the hardness value, it can be seen that with the excellent hardness and toughness of the blend.
  • Comparative Example 1 the carbon content in the steel was low, and the average thickness of the martensitic plate was large and the hardness was inferior.
  • Comparative Examples 2 and 3 have a problem in that hardness and toughness can not be secured at the same time when the subsequent heat treatment temperature is out of the range of the present invention.
  • Comparative Example 4 is a case in which martensite is not sufficiently formed due to a low steel sheet heating temperature
  • Comparative Examples 5 and 6 are cases where martensite is not sufficiently formed due to a slow cooling rate and the steel sheet has not sufficient hardness.
  • Comparative Examples 7 and 8 were higher than the manganese content of the present invention, and the retained austenite fraction was high, and sufficient hardness was not secured.

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Abstract

본 발명은 내마모나 내구성이 요구되는 부품 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열처리를 통해 강도 및 인성을 높인 열처리 경화형 고탄소 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

열처리 경화형 고탄소 강판 및 그 제조방법
본 발명은 내마모나 내구성이 요구되는 부품 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열처리를 통해 강도 및 인성을 높인 열처리 경화형 고탄소 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
고탄소강은 통상적으로 고강도, 고경도를 요구하는 부품에 많이 사용되고 있다. 예를 들면, 자동차 부품, 톱날, 제침, 체인, 농기구 등에 다양하게 사용된다. 이는 고탄소강이 고강도, 고경도의 특성을 갖기 때문이다.
위와 같은 고탄소강에 대해 강도, 경도 및 인성을 높이는 방법으로는 다음과 같은 특허문헌 1 내지 4가 알려져 있다.
특허문헌 1은 담금질과 템퍼링 열처리를 행하여 템퍼드 마르텐사이트를 제조하는 기술이 개시되어 있다. 위와 같은 통상의 담금질 및 템퍼링 열처리 방식은 담금질 시 상온까지 냉각하여 마르텐사이트 조직을 얻은 후 템퍼링 열처리를 통해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻는 것을 특징으로 한다. 그러나 이런 경우에 잔류 오스테나이트가 일정 분율 이상으로 남게 되어 강도를 높이는데 한계가 있다.
한편, 특허문헌 2는 Cr과 같은 합금원소를 첨가한 후, 열간압연을 통해 페라이트와 펄라이트의 조직을 얻어 강도와 연성을 확보하는 기술을 개시하고 있다. 그러나 이 경우 강도는 600MPa 정도밖에 되지 않아 내마모를 요구하는 부품에 사용할 수 없다.
특허문헌 3은 오스템퍼링 열처리를 통해 미세한 펄라이트를 제조하는 기술을 개시하고 있으며, 미세한 펄라이트를 80% 이하의 압하율로 냉간압연함으로써 강도를 높이고 있다. 그러나, 이러한 공정은 80% 이상의 추가적인 냉간압연 공정이 필요하여 제조비용을 크게 높이게 되는 문제점이 있다.
특허문헌 4는 오스템퍼링 열처리 시, 2단의 냉각 과정을 통한 미세조직 제어를 통해 고강도 고인성의 고탄소 강판을 제조하는 기술이나, 강도가 1200MPa 수준으로 강도를 크게 높이는 데에는 한계가 있다.
상기 부품들은 높은 강도와 경도를 요구하면서, 한편으로는 충격에 의한 파손을 최소화하는 것이 필요하다. 따라서, 파손을 줄이기 위해서, 인성을 향상시킬 필요가 있다. 즉, 단순히 강도나 경도가 높은 소재만이 아니라, 우수한 인성이 조화된 소재의 요구가 높아지고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 등록특허 제10-1055390호
(특허문헌 2) 한국 등록특허 제10-1615040호
(특허문헌 3) 한국 등록특허 제10-1445868호
(특허문헌 4) 한국 등록특허 제10-1300158호
본 발명의 일 측면은, 고가의 합금원소를 첨가하지 않고, 합금조성과 열처리 조건을 최적화하여 고경도를 갖는 동시에 우수한 인성을 확보한 열처리 경화형 고탄소 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.65~1.0%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하를 포함하고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직은 면적분율로, 마르텐사이트를 85% 이상 포함하고, 잔류 오스테나이트는 5% 이하, 탄화물 및 페라이트상 중 하나 이상을 10% 이하로 포함하며,
취성 파괴에 대한 재료 저항 정도를 나타내는 KIC는 15 MPa·m1/2 이상인 열처리 경화형 고탄소 강판을 제공한다.
본 발명의 또다른 일측면은 중량%로, C: 0.65~1.0%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하를 포함하고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 준비하는 단계;
상기 준비된 강판을 Ae3 이상의 가열온도까지 가열하는 단계;
상기 가열된 강판을 냉각종료온도(Tc)까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 100℃ 이상의 온도에서 후속 열처리하는 단계를 포함하며, 상기 냉각종료온도(Tc)는 하기 관계식 1을 만족하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
Tc ≤ 374 - 423*C(중량%) - 30.4*Mn(중량%)
본 발명에 의하면, 고가의 합금원소를 다량 첨가하지 않더라도 경도와 인성이 조화를 이룬 열처리 경화형 고탄소 강판과 이를 제조할 수 있는 방법을 제공한다.
도 1은 본 발명의 미세조직의 일예를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 제조방법인 열처리 프로파일을 그래프로 모식화한 것이다.
본 발명의 발명자들은 전술한 종래기술의 문제를 해결하고 강판의 강도, 경도 및 인성을 높이기 위한 기술에 대해서 깊이 연구한 결과, 탄소 함량을 최적화하고, 열처리 온도를 적절히 제어하여, 강판의 미세조직으로 마르텐사이트 분율을 높이고, 잔류 오스테나이트 분율을 낮춤으로써, 고가의 합금원소 첨가 없이도 강판의 경도와 인성을 크게 향상시킬 수 있다는 점을 인지하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 열처리 경화형 고탄소 강판에 대하여 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 강판에 대한 합금조성에 대해 상세히 설명한다(이하, 중량%).
탄소(C): 0.65~1.0%
탄소는 강판의 강도를 향상시키는 필수적인 원소일 뿐만 아니라, 본 발명에서 구현하고자 하는 마르텐사이트 조직 및 전위밀도를 확보하기 위해서 적정하게 첨가가 필요하다. 상기 탄소의 함량이 0.65% 미만인 경우에는 열처리 후 강판의 미세조직으로 90 면적% 이상의 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려운 문제가 있다. 뿐만 아니라, 마르텐사이트 조직을 형성하더라도 내부에 전위밀도가 충분히 확보되지 않아, 충분한 강도를 얻을 수 없다. 반면, 상기 탄소의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 형성 온도가 낮아져 잔류 오스테나이트가 많이 남게 된다. 이러한 잔류 오스테나이트를 줄이기 위해 더 낮은 온도로 냉각을 하게 되면 열처리 충격에 의한 균열이 발생하는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.65~1.0%로 하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5% 이하 (0%는 제외)
실리콘은 탈산제로 작용할 뿐만 아니라, 강판의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 실리콘의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 강판 표면에 스케일이 형성되어 강판의 표면품질이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서 Si의 함량은 0.5% 이하(0은 제외)로 하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~2.0%
망간은 강의 강도 및 경화능을 향상시킬 뿐만 아니라, 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 황(S)과 결합하여 MnS를 형성시킴으로써 S에 의한 크랙 발생을 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 상기 망간의 함량이 0.1% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 2.0%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트가 많이 남게되는 문제가 있으므로, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 0.1~2.0%로 하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하
인은 강 중의 불가피하게 함유되는 불순물로서, 결정립계에 편성되어 강의 인성을 저하시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P의 상한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.03% 이하
황은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 망간과 반응하여, MnS를 형성하여 석출물의 함량을 증가시키고, 강을 취화시키는 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 S의 상한을 0.03%로 하는 것이 바람직하다.
상기 조성이외에 본 발명은 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
다음으로, 본 발명 열처리 경화형 강판의 미세조직과 기계적 물성에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직으로 85 면적% 이상의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트가 85 면적% 미만인 경우에는 요구되는 경도를 충분히 확보하기 어려운 문제가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트는 5 면적% 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트가 5 면적% 초과인 경우에는 마르텐사이트 대비 경도가 낮은 오스테나이트로 인해 요구하는 경도를 충분히 확보하기 어려운 문제가 있다. 상기 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트인 것이 바람직하다.
또한, 후속 열처리 과정에서 추가로 페라이트상(α)이 일부 나타날 수 있고 경우에 따라 탄화물이 일부 형성될 수 있다. 상기 탄화물과 페라이트상은 높은 강도를 유지하면서, 동시에 높은 인성을 가질 수 있게 한다. 그러나 후속 열처리 과정에서 상기 탄화물이나 페라이트 상이 지나치게 많을 경우에는 강도와 인성을 모두 저하시키기 때문에, 10 면적% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 인성을 확보하기 위해서, 상기 탄화물과 페라이트의 분율은 1 면적% 이상인 것이 바람직하다.
한편, 상기 조직 이외에 잔부로서는 시멘타이트, 베이나이트 등이 포함될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 마르텐사이트 판의 평균 두께는 0.25㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트 판은 도 1을 참고하여 상세히 설명한다. 본 발명에 형성된 마르텐사이트상(α')은 도 1에 나타난 형태로 형성되며, 상기 마르텐사이트 판은 단축 길이를 의미한다. 상기 마르텐사이트 판의 크기가 0.25㎛를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 상의 강도가 낮아져 강판의 경도가 저하될 우려가 있다. 따라서, 마르텐사이트 판의 평균 두께는 0.25㎛ 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 도 1에서는 상기 마르테나이트와 잔류 오스테나이트 이외에 페라이트와 탄화물이 존재하는 것을 함께 표현하고 있다.
앞서 언급한 도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명에서 상기 마르텐사이트는 침상형으로 형성된다. 특히 마르텐사이트 판의 두께가 0.4㎛ 이하인 것이 70% 이상인 것이 바람직하다. 이러한 경우에 높은 경도를 확보할 수 있다.
본 발명에 의한 열처리 경화형 강판은 고가의 합금원소를 첨가하지 않더라도 매우 높은 강도를 확보할 있다. 일례로, 본 발명에 의한 열처리 경화형 강판은 경도가 600Hv 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에 의한 열처리 경화형 강판은 강판의 취성 파괴에 대한 재료 저항 정도를 나타내는 KIC가 15 MPa·m1/2 이상인 것이 바람직하다. 상기 KIC는 취성파괴 저항값을 의미한다.
한편, 본 발명에 의한 열처리 경화형 강판은 경도와 인성을 동시에 향상시켜, 조화를 갖는 점에서 특징이 있으며, 바람직하게는 취성파괴 저항값과 경도(Hv)의 곱이 14,000 Hv·MPa·m1/2이상이다.
이하, 본 발명의 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법에 대해서 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 조성을 만족하는 강판을 준비한다. 본 발명에서 적용될 수 있는 상기 강판의 종류는 특별히 한정되지 않으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 사용될 수 있는 강판이면 충분하고, 열연강판이나 냉연강판 등으로 구별하지 않는다.
상기 준비된 강판을 Ae3℃ 이상의 온도까지 가열한다. 상기 가열온도가 Ae3℃ 미만일 경우에는 오스테나이트가 충분히 형성되지 않아, 냉각 후 90 면적% 이상의 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 상기 가열 온도는 Ae3℃ 이상인 것이 바람직하다. 상기 Ae3 온도는 오스테나이트 단상으로 존재하는 경계온도를 의미한다.
상기 Ae3℃ 이상을 가열한 후 0.5~15분 동안 유지하는 것이 바람직하다. 이는 준비된 강판에서 완전한 오스테나이트화가 이루어지기 위한 것이다. 가열 후 유지시간이 0.5분 미만일 경우에는 균일한 오스테나이트를 이루기 어렵고, 15분을 초과하는 경우에는 오스테나이트가 지나치게 조대해지거나, 열처리 비용이 과도하게 상승하는 문제가 있다.
상기 가열된 강판을 냉각종료온도(Tc)까지 냉각한다. 상기 냉각종료온도(Tc)는 아래 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 냉각종료온도(Tc)가 관계식 1을 만족하지 않을 경우에는 90 면적% 이상의 마르텐사이트를 얻을 수 없고, 잔류 오스테나이트가 5 면적% 넘게 남게 되어, 본 발명에 의도하는 강도를 확보할 수 없다.
[관계식 1]
Tc ≤ 374 - 423*C(중량%) - 30.4*Mn(중량%)
상기 관계식 1은 마르텐사이트 생성 및 종료 온도의 관계를 고려하여 도출한 것으로서, 탄소와 망간의 함량이 후속과정에서 페라이트나 탄화물로 형성될 수 있고, 마르텐사이트 형성에 중요한 영향을 미치는 것을 고려하여 도출한 것이다.
본 발명에서 상기 냉각은 가열된 강판을 영하의 온도까지 냉각시키는 극저온 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이는 충분한 마르텐사이트를 확보하기 위한 것으로, 상기 가열된 강판이 영하의 온도까지 내려가지 않으면 마르텐사이트로의 변태가 완전하기 않고 오스테나이트가 많이 잔류하게 되어, 요구되는 경도를 확보할 수 없다.
상기 극저온 냉각을 위한 방식은 여러가지가 있으나, 본 발명에서는 특별히 한정하지 않는다. 일예로서, 액체 질소를 이용하여 냉각한다.
상기 냉각종료온도(Tc)까지 냉각하는 단계에서의 냉각속도는 70℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 70℃/s 미만일 경우에는 냉각하는 과정에서 페라이트, 펄라이트, 베이나이트와 같은 상이 다량 생겨 충분한 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없게 된다.
상기 냉각 후에는 100℃ 이상의 온도로 후속 열처리하는 것이 바람직하다. 이는 상기 냉각 특히, 급속한 냉각 과정에서 형성된 고강도의 조직을 풀어주면서 인성을 부여하기 위한 것이다. 상기 열처리 온도는 300℃ 이하인 것이 바람직하며, 300℃를 초과하게 되면 강도 및 경도가 지나치게 하락하게 된다. 전술한 바와 같이, 상기 후속 열처리 과정에서 일부 페라이트나 탄화물의 형성될 수 있다.
한편, 상기 후속 열처리는 1~300분 동안의 유지시간을 갖는 것이 바람직하다. 상기 유지시간인 1분 이내로 너무 짧으면 충부한 인성 확보가 어렵고, 300분을 초과하게 되면 과도한 열처리 비용이 소요된다.
한편, 도 2는 본 발명 일예인 열처리 공정 조건 시간과 온도의 관계로 모식적으로 나타낸 그래프이다, 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시하는 제조방법은 준비된 강판을 가열하고, 냉각한 후 후속 열처리하고 냉각하는 공정을 포함한다.
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 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강판을 준비한 후, 상기 강판을 하기 표 2의 조건을 가열하고, 냉각하였다. 그 후, 강판의 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
상기 미세조직은 EBSD(Electron backscatter diffraction)를 이용하여 측정한 후, 이미지 분석을 통해 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 분율과 마르텐사이트 판의 평균 두께를 측정하였다.
경도 시험은 5g 하중에서 10초간 유지하는 조건으로 각 미세조직의 비커스 경도시험을 수행하였다. 취성 파괴에 대한 재료 저항 정도를 나타내는 KIC는 C-T(Compact Tension) 시편을 이용하여 하중에 따른 균열의 변위를 측정하여 평가하였다.
강종 C Mn Si P S
비교강 1 0.61 0.39 0.20 0.013 0.002
발명강 1 0.86 0.41 0.19 0.012 0.003
비교강 2 0.85 3.1 0.2 0.015 0.003
강종 가열온도(℃) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃) Tc*(℃) 후속 열처리 온도(℃) 후속 열처리 시간(분) 비고
비교강 1 900 500 -40 104 200 120 비교예 1
발명강 1 900 500 -40 -2 200 120 발명예 1
발명강 1 900 500 -40 -2 250 120 발명예 2
발명강 1 900 500 -40 -2 150 120 발명예 3
발명강 1 900 500 -40 -2 50 120 비교예 2
발명강 1 900 500 -40 -2 400 120 비교예 3
발명강 1 950 500 -40 -2 200 120 발명예 4
발명강 1 900 100 -40 -2 200 120 발명예 5
발명강 1 900 500 -20 -2 200 120 발명예 6
발명강 1 900 500 -100 -2 200 120 발명예 7
발명강 1 700 500 -40 -2 200 120 비교예 4
발명강 1 900 50 -40 -2 200 120 비교예 5
발명강 1 900 10 -40 -2 200 120 비교예 6
비교강 2 900 500 -40 -80 200 120 비교예 7
비교강 2 900 500 -100 -80 200 120 비교예 8
상기 Tc*는 관계식 1에 의해 계산된 냉각종료온도(374-423*C(중량%)-30.4*Mn(중량%)
상기 표 2에서 발명예 5, 비교예 5 및 6의 냉각속도는 수압 및 수량을 조절한 수냉을 통해 상온까지 냉각하고, 액체질소에 투입하여 영하의 온도로 냉각한 것이다. 한편, 냉각속도가 500℃/s인 것은 가열된 강판을 액체질소에 투입하여 1~2초 이내에 영하의 온도까지 냉각된 것은 토대로 산출한 대략의 속도이다.
강종 마르텐사이트 분율(면적%) 잔류 오스테나이트(면적%) 마르텐사이트 판의 평균 두께(㎛) 마르텐사이트 판이 0.4㎛ 이하인 비율(%) 페라이트 분율(면적%) 취성파괴 저항값(MPa·m1/2) 경도(Hv) 취성파괴 저항값 x 경도(Hv·MPa·m1/2) 비고
비교강 1 77 11 0.35 54 11 22.1 589 13017 비교예 1
발명강 1 91 2 0.19 77 5 20.8 735 15288 발명예 1
발명강 1 88 4 0.21 74 7 23.1 681 15731 발명예 2
발명강 1 93 2 0.17 79 3 17.9 833 14911 발명예 3
발명강 1 97 3 0.16 80 0 4.5 951 4280 비교예 2
발명강 1 80 5 0.26 71 14 26.1 531 13859 비교예 3
발명강 1 91 2 0.2 76 6 19.6 771 15112 발명예 4
발명강 1 87 4 0.22 73 7 19.9 734 14607 발명예 5
발명강 1 88 3 0.21 73 7 20.1 755 15176 발명예 6
발명강 1 92 2 0.16 81 4 19.1 791 15108 발명예 7
발명강 1 5 7 0.91 18 14 37.1 307 11390 비교예 4
발명강 1 51 5 0.43 55 9 35.5 377 13384 비교예 5
발명강 1 12 4 0.81 33 11 41.9 260 10894 비교예 6
비교강 2 75 21 0.25 71 4 23.4 579 13549 비교예 7
비교강 2 88 9 0.19 74 3 22.6 591 13357 비교예 8
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금 조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7은 모두 취성파괴 저항값이 15 MPa·m1/2 이상이고, 마르텐사이트 판의 평균 두께자 0.25㎛ 이하인 동시에 마르텐사이트 85 면적% 이상의 분율을 포함한다. 특히, 600Hv 이상의 가짐과 동시에, 취성파괴 저항값과 경도값의 곱이 14,000 Hv·MPa·m1/ 2이상으로서, 우수한 경도와 인성의 조화를 가진 것을 확인할 수 있다.
이에 비해, 비교예 1은 강 중 탄소 함량이 낮아서, 마르텐사이트 판의 평균 두께가 크고, 경도가 열위하게 나타났다. 비교예 2 및 3은 후속 열처리 온도가 본 발명 범위를 벗어난 경우로서, 경도와 인성을 동시에 확보하지 못하는 문제가 있다. 비교예 4는 강판 가열온도가 낮아 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않은 경우이며, 비교예 5 및 6은 냉각속도가 느려서 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않아, 충분한 경도를 가지지 못한 경우이다. 한편, 비교예 7 및 8은 본 발명의 제시하는 망간 함량보다 높아서, 잔류 오스테나이트 분율이 높아, 충분한 경도를 확보하지 못하였다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.65~1.0%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하를 포함하고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직은 면적분율로, 마르텐사이트를 85% 이상 포함하고, 잔류 오스테나이트는 5% 이하, 탄화물 및 페라이트상 중 하나 이상을 10% 이하로 포함하며,
    취성 파괴에 대한 재료 저항 정도를 나타내는 KIC는 15 MPa·m1/2 이상인 열처리 경화형 고탄소 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판의 경도와 인성의 곱은 14,000 Hv·MPa·m1/2이상인 열처리 경화형 고탄소 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트 판의 평균 두께는 0.25㎛ 이하인 열처리 경화형 고탄소 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트 판의 두께가 0.4㎛ 이하인 것이 70% 이상인 열처리 경화형 고탄소 강판.
  5. 중량%로, C: 0.65~1.0%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하를 포함하고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 강판을 Ae3 이상의 가열온도까지 가열하는 단계;
    상기 가열된 강판을 냉각종료온도(Tc)까지 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각 후 100℃ 이상의 온도에서 후속 열처리하는 단계를 포함하며, 상기 냉각종료온도(Tc)는 하기 관계식 1을 만족하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    Tc ≤ 374 - 423*C(중량%) - 30.4*Mn(중량%)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 가열시 가열온도에서 0.5~15분 동안 유지하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉각단계에서 냉각속도는 70℃/s 이상으로 행하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉각은 액체 질소를 이용하여 행하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법.
  9. 청구항 5에 있어서,
    상기 후속 열처리는 1~300분 동안의 유지시간으로 행하는 열처리 경화형 고탄소 강판의 제조방법.
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