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KR101839238B1 - 연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법 - Google Patents

연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR101839238B1
KR101839238B1 KR1020160149434A KR20160149434A KR101839238B1 KR 101839238 B1 KR101839238 B1 KR 101839238B1 KR 1020160149434 A KR1020160149434 A KR 1020160149434A KR 20160149434 A KR20160149434 A KR 20160149434A KR 101839238 B1 KR101839238 B1 KR 101839238B1
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박준학
최석환
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주식회사 포스코
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Abstract

본 발명은 연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법 {HIGH-CARBON WIRE ROD HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
선경 10~20mm로 생산되는 고강도 선재는 열처리 및 가공하여 선경 10mm 이하의 고강도 강선으로 제조하며, 이는 다양한 형태로 산업 전반 곳곳에 걸쳐 하중 지지를 위해 사용되고 있다.
대표적인 형태로 현수교, 사장교 등의 교량용 케이블, 콘크리트 교각 등에 콘크리트 보강용으로 사용되는 PC 강선, 대형 건축물이나 구조물용 케이블, 해상 유전이나 각종 구조물을 지지하는 앵커로프(Anchor rope) 등이 있다.
한편, 고강도 선재를 강선으로 가공하는 경우, 가공 경화 효과가 우수한 신선(drawing) 공정을 거치는데, 이때 소재의 연성(ductility)이 우수한 경우 신선 가공성 확보에 매우 유리하다.
이러한 신선 공정에 앞서 신선 초기 강도 및 가공 경화율을 높이기 위하여 고온 오스테나이징 후 납조 항온 열처리(LP 열처리)를 행하는 것이 일반적인데, 이와 같은 열처리를 행하기 전 소재의 연성이 열위하면 열처리 후 연성 확보가 어렵다.
그러므로, 초기 소재의 연성이 중요하며, 특히 DLP(Direct-Line-Patenting)과 같은 열처리 생략형 소재의 경우에는 초기 소재의 연성이 더욱 중요하다.
최근들어, 강선의 고강도화를 위하여 C, Si, Mn, Cr 등의 합금원소의 함량을 증가시키고 있는 추세이지만, 상기 합금원소들에 의한 중심 편석이 심화되어 연성을 저해하는 초석 세멘타이트가 조장되는 문제가 있다.
또한, 소재 자체가 고강도화 되는 경우 선재 내부에 미량으로 존재하는 수소 및 냉각 과정에서 발생할 수 있는 잔류 응력 등에 의해 취성 민감도가 증가하는 경향이 있으며, 이 또한 초기 소재의 연성을 열위시키는 요인으로 작용한다.
따라서, 연성이 우수한 고강도 선재를 얻기 위해서는 C, Si, Mn, Cr 등의 고합금 조건에서 초석 세멘타이트의 생성을 억제하여 연성 확보에 유리한 미세조직을 구현하고, 더불어 소재 내부의 잔류 수소량, 잔류 응력 등을 최소화할 수 있는 방안이 요구된다.
한국공개특허 제10-2014-0185000호
본 발명의 일 측면은, 고합금 조건에서도 우수한 연성을 갖는 고탄소 선재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.1%, 실리콘(Si): 0.6~1.5%, 망간(Mn): 0.2~0.8%, 크롬(Cr): 0.2~0.8%, 알루미늄(Al): 0.08% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장 파면시 파면 꼭지(개시 영역)의 크기가 1.4mm 이상이고, 상기 파면 꼭지(개시 영역)의 연성 파괴 분율이 35% 이상인 연성이 우수한 고탄소 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 선재를 제조하는 단계; 상기 선재를 580~750℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 선재를 예비 냉각하는 단계; 상기 예비 냉각된 선재 표면의 온도가 상승한 후 500℃까지 3~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 400~500℃까지 1.2℃/s 이하의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 연성이 우수한 고탄소 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 단면 감소율이 15% 이상으로 연성이 우수하면서, 잔류 수소 함량이 1.2ppm 이하로 수소 취성 민감도가 우수한 선재를 제공하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명재 1과 비교재 1의 인장 파면 후 파면 꼭지를 스테레오 광학 현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명재 2와 비교재 2의 파면 꼭지 부분을 전자주사현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다
본 발명자들은 선재의 강도 향상을 위해 합금성분으로서 C, Si, Mn, Cr 등을 일정량 이상으로 함유하면서도 연성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금성분과 더불어 제조조건을 최적화하여, 연성 확보에 유리한 미세조직을 확보함으로써, 단면 감소율이 15% 이상으로 연성이 우수한 선재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 고탄소 선재는 중량%로 탄소(C): 0.9~1.1%, 실리콘(Si): 0.6~1.5%, 망간(Mn): 0.2~0.8%, 크롬(Cr): 0.2~0.8%, 알루미늄(Al): 0.08% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 강선의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.9~1.1%
탄소(C)는 강선에서 세멘타이트를 형성하는 원소로서, 상기 세멘타이트는 페라이트와 함께 층상 구조의 펄라이트를 형성한다. 이는 페라이트에 비해 고강도 이므로, 세멘타이트의 분율이 높을수록 소재의 강도가 증가하게 된다. 또한, 층상 구조의 간격이 균일하고 미세할수록 소재의 강도를 더 향상시킬 수 있다.
이러한 C의 함량을 증가시키면 세멘타이트의 분율이 증가하고, 라멜라 층간 간격이 미세해지므로 선재의 강도를 향상시키는데에 매우 효과적이다. 이를 위해서 본 발명에서는 상기 C를 0.9% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 C의 함량이 1.1%를 초과하게 되면 초석 세멘타이트의 분율이 과다해져 연성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.9~1.1%로 제어하는 것이 바람직하다.
Si: 0.6~1.5%
실리콘(Si)은 기지조직인 페라이트에 고용되어 강을 강화시키는 원소이며, 선재를 강선으로 가공하는 경우 최종 강도 확보에 필수적인 원소이다. 이는, 상기 Si이 펄라이트 중의 페라이트/세멘타이트 계면에 Si 농화층을 형성하여 신선시 세멘타이트의 붕괴(분해)를 억제하는 역할을 하기 때문이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.6% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 1.5%를 초과하게 되면 소입성을 크게 증가시켜 선재 압연 후 연속냉각 공정시 마르텐사이트를 생성시킬 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.6~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.2~0.8%
망간(Mn)은 펄라이트 변태를 지연시키는 원소로서, 다소 느린 냉각속도에서도 미세한 펄라이트가 용이하게 생성될 수 있도록 하는 효과가 있다.
상술한 효과를 위해서는 상기 Mn을 0.2% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Mn의 함량이 0.8%를 초과하게 되면 소입성이 크게 증가되어 연속냉각 공정 중에 마르텐사이트를 생성시킬 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.2~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.2~0.8%
크롬(Cr)은 펄라이트의 라멜라 층간간격을 미세화시키며 상기 Si과 마찬가지로 신선시 세멘타이트의 분절(fragmentation)을 억제하여 강도저하를 최소화하는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.2% 이상으로 Cr을 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 소입성을 크게 증가시켜 연속냉각 과정에서 마르텐사이트를 생성시킬 우려가 있으며, 고가의 원소로서 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.2~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서 C, Si, Mn 및 Cr은 초기 소재의 강도 확보 및 신선 가공시 가공 경화율의 확보를 위해서 일정량 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 이 중, Si 및 Cr은 세멘타이트 분절을 억제하는 효과가 있으므로 각각 0.6% 이상, 0.2% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.
Al: 0.08% 이하(0%는 제외)
알루미늄(Al)은 산소와 반응하기 쉬운 원소로, 제강의 탈산 반응에 활용되는 대표적인 원소이다. 다만, 이러한 Al이 강 중에 존재하는 경우 개재물의 형성을 조장할 우려가 있으므로, 가능한 강 중에 잔존하지 않도록 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 Al은 고온에서 탄소의 확산 거동에 관여하여 오스테나이징 가열 및 고온 유지시에 C가 세멘타이트에서 페라이트로 용해되는 반응을 억제하여 미용해 세멘타이트가 잔존하는 현상을 조장할 수 있다.
이를 고려하여, 본 발명에서는 0.08% 이하로 상기 Al을 첨가하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
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.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 고탄소 선재는 미세조직으로 펄라이트 상을 기지조직으로 하며, 이때 중심부 내 오스테나이트 결정립 크기가 15~45㎛이고, 펄라이트 노듈(Nodule) 크기가 5~15㎛를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 중심부란, 선재의 선경을 D(diameter)라고 할 때, 상기 D의 1/2D 지점(영역)을 의미한다.
통상, 선재에서 펄라이트 노듈의 크기가 미세하면 크랙 전파에 불리하므로 선재의 연성 향상에 유리한 것으로 알려져 있다.
이러한 펄라이트 노듈의 크기는 오스테나이트 결정립 크기와 연관되어 있으며, 구 오스테나이트 결정립 크기가 미세한 경우 펄라이트 노듈 역시 미세하다.
그런데, 과공석강(hyper eutectoid steel)에서는 오스테나이트의 크기가 지나치게 미세할 경우 입계에서 초석 세멘타이트의 형성이 조장되어 연성을 저해하는 현상이 발생하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 오스테나이트 결정립 크기 및 펄라이트 노듈의 크기를 각각 15㎛ 이상, 5㎛ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 오스테나이트 결정립 크기 및 펄라이트 노듈의 크기가 각각 15㎛ 미만, 5㎛ 미만이면 오히려 초석 세멘타이트의 형성이 조장되어 단면 감소율을 15% 이상으로 확보하기 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 오스테나이트 결정립 크기 및 펄라이트 노듈의 크기가 각각 45㎛ 초과, 15㎛ 초과하게 되면 입도 미세화에 의한 크랙 전파 억제 효과가 미비하여 역시 단면 감소율 15% 이상의 연성 확보가 이루어지지 못하게 된다.
상기와 같이, 오스테나이트 결정립 크기 및 펄라이트 노듈 크기가 제어된 본 발명의 선재는 인장 파면시 파면 꼭지(개시 영역)의 크기를 1.4mm 이상, 상기 파면 꼭지(개시 영역)의 연성 파괴 분율을 35% 이상으로 확보할 수 있다.
상기 파면 꼭지는 파면 인장시 가장 먼저 파단이 일어나는 영역으로, 이 영역은 다른 영역에 비해 응력 집중에 따른 미세공공 결집에 의해 연성 파괴 분율이 상대적으로 높다. 즉, 파면 꼭지의 크기가 크다는 것은 소재의 연성이 높다는 것을 의미한다.
본 발명에서는 상기 파면 꼭지의 크기가 1.4mm 이상일 경우, 파면 전체에서 연상 파괴 분율이 35% 이상으로 높아 연성이 우수한 선재를 제공할 수 있는 것이다.
만일, 상기 파면 꼭지의 연성 파괴 분율이 35% 미만이면 파면 꼭지의 크기가 1.4mm 이상이더라도 소재의 연성에 기여하는 정도가 미미하여 선재의 단면 감소율이 15% 미만으로 얻어질 우려가 있다.
또한, 본 발명의 선재는 1200~1600MPa의 인장강도를 갖고, 잔류 수소 함량이 1.2ppm 이하로 확보됨으로써 목표로 하는 고강도 및 고연성을 확보할 수 있는 것이다.
선재를 가공하여 강선의 제조시 충분한 강도를 확보하기 위해서는, 초기 소재 즉, 선재의 강도가 일정 수준으로 확보되는 것이 바람직하다.
이에, 본 발명에서는 1200MPa 이상으로 인장강도를 확보하는 것이 바람직하며, 다만 1600MPa을 초과하게 되면 강도가 지나치게 높아 단면 감소율을 15% 이상으로 확보하기 어려운 문제가 있다.
또한, 강 내 존재하는 수소는 취성을 유발하는 잠재적인 요인이 되므로, 가능한 강 내 수소함량을 낮추는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 선재 내 수소 함량을 1.2ppm 이하로 제어함으로써, 수소 취성 민감도가 낮아 건전한 조직을 확보할 수 있으며, 연성을 우수하게 확보할 수 있다. 만일, 상기 수소 함량이 1.2ppm를 초과하게 되면 조직이 건전하더라도 수소 취성을 일으켜 단면 감소율을 15% 이상으로 확보하기 어려운 문제가 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 연성이 우수한 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 상술한 합금조성을 만족하는 선재를 일련의 공정으로 제조한 다음, 이것을 제어된 온도조건에서 권취한 후 단계적으로 냉각하는 공정을 거침으로써 제조할 수 있다.
상기 선재는 당해 기술분야에서 통상적으로 널리 알려진 다양한 선재 제조 기술을 통해 제조할 수 있으나, 바람직하게는 후술하는 일련의 공정을 거쳐 제조하는 것이 바람직하다.
먼저, 상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 제조한 후 이를 균질화하는 가열 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기 가열 공정을 통해서 빌렛의 미세조직이 오스테나이트 단상이 되도록 하는 것이 바람직하다.
이를 위해서는 950~1100℃의 온도범위에서 가열을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 가열 온도가 950℃ 미만이면 후속하는 선재압연시 온도 영역의 확보가 어려워지며, 반면 그 온도가 1100℃를 초과하게 되면 스케일 생성 및 탈탄 현상이 심해져 표면 품질이 열위하게 되는 문제가 있다.
상기에 따라 가열된 빌렛을 선재 압연한 후 냉각하여 선재를 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 선재 압연은 900~1000℃의 온도범위에서 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 압연 온도가 900℃ 미만이면 압연 부하에 의해 압연롤이 파손될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
상기 선재 압연 이후에는 통상적인 수냉의 방법을 통하여 후속하는 권취 공정을 위한 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다.
상술한 바에 따라 제조된 선재에 대해서 권취 및 냉각 공정을 거쳐 최종적으로 목표로 하는 미세조직 및 물성을 갖는 선재를 제조하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 권취 공정은 580~750℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 여기서 권취온도는 선재 표면의 온도를 기준으로 한다.
선재 압연 이후 행해지는 권취시 그 온도범위는 오스테나이트 크기 제어에 중요한 인자이다. 통상적으로, 선재의 오스테나이트 크기는 압연 직후에는 핵생성 상태로 남아있다가 권취 후 냉각 과정에서 성장하는 것으로 알려져 있다. 따라서, 권취 온도가 높으면 오스테나이트 성장이 가능한 온도 영역대가 상대적으로 고온이므로, 오스테나이트 역시 조대하게 된다.
본 발명에서는 선재 중심부 내 오스테나이트 결정립 크기가 15~45㎛로 제어되어야 하므로, 580~750℃ 온도범위에서 권취를 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 590~730℃에서 권취를 행하는 것이 유리하다.
만일, 권취 온도가 580℃ 미만이면 선재 중심부에서 오스테나이트 결정립 크기가 지나치게 미세해져 초석 세멘타이트가 조장되고 일부 탈탄 영역에서는 저온 조직이 발생하게 되어 단면 감소율 15% 이상의 연성을 확보하기 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 선재 중심부 내 오스테나이트 미세화 효과가 미비하다.
상기 권취 공정을 완료한 후에는 단계적으로 냉각을 실시함이 바람직하다.
선재를 냉각하는 공정은 균일하고 미세한 펄라이트를 얻기 위한 것이며, 통상 냉각시 선재의 표면(표면부)은 선재 내부로부터의 복열 및 변태 발열 현상에 의해 냉각 후에 표면 온도가 증가하는 현상을 수반한다. 즉, 본 발명에서는 상기에 따라 권취된 선재에 대해 예비 냉각을 실시하는 경우, 위와 같이 선재 표면에서 온도 증가 현상이 발생하는 것이다. 이때, 상기 예비 냉각은 통상의 냉각 공정으로 실시할 수 있으므로 그 조건에 대해 특별히 한정하지 아니하며, 예컨대 공냉, 송풍 냉각, 미스트 냉각 등의 방법을 이용할 수 있다.
이에, 본 발명의 발명자들은 상기와 같이 선재 표면에서 온도 증가 현상이 일어난 이후의 냉각공정에 대해서 냉각속도 및 냉각종료온도를 제어함으로써 미세한 펄라이트를 확보함에 기술적 특징이 있다.
구체적으로, 상기에 따라 권취된 선재 표면의 온도가 상승한 후, 보다 바람직하게는 상기 선재 표면의 온도가 600~820℃의 온도범위로 상승한 후, 그 온도범위에서 상기 선재 표면의 온도가 500℃로 될 때까지 3~10℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 3.5~9.5℃/s의 냉각속도로 냉각을 행하는 것이 유리하다. 이때의 냉각을 본 발명에서는 1차 냉각 단계로 규명한다.
상기 1차 냉각 단계의 냉각속도가 3℃/s 미만이면 선재 중심부 냉각속도가 충분히 빠르지 않아 미세한 펄라이트가 확보되지 못할 우려가 있으며, 강도가 1200MPa 미만으로 확보될 우려가 있다. 반면, 상기 냉각속도가 10℃/s를 초과하게 되면 선재 중심부 냉각속도가 과도해져 펄라이트가 분절된 형태로 생기는 등 균일한 펄라이트를 얻지 못하는 문제가 있다. 또한, 연성 확보에도 불리하여 단면 감소율이 15% 미만으로 얻어질 가능성이 높다.
상기 1차 냉각 단계를 완료한 후 400~500℃ 온도범위에서의 냉각속도를 1.2℃/s 이하(0℃/s는 제외)로 제어하여 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이때의 냉각을 본 발명에서는 2차 냉각 단계로 규명하며, 상기 온도범위는 선재 표면 온도를 기준으로 한다.
본 발명에서 상기 2차 냉각은 선재 내 잔류 수소 함량을 낮추기 위한 것으로서, 상기 1차 냉각을 완료한 후 2차 냉각시 냉각속도를 느리게 제어하여 고온에서 머무르는 시간을 늘림으로써 선재 내 수소를 용이하게 확산시켜 결과적으로 선재 내 잔류 수소 함량을 낮출 수 있는 것이다.
만일, 상기 냉각속도가 1.2℃/s를 초과하게 되면 선재 내 잔류 수소 함량이 1.2ppm을 초과하게 되어 단면 감소율을 15% 이상으로 확보할 수 없게 된다.
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 합금조성을 만족하는 잉곳(70Kg)을 주조한 후 1100℃의 가열로에서 약 2시간 동안 가열한 다음, 상기 가열로에서 추출하여 900℃ 이상의 온도에서 선경 13mm로 선재압연을 행하였다. 이후, 압연된 선재를 수냉하여 표 1에 나타낸 권취온도까지 냉각하였다. 그 다음, 스텔모어(stelmor) 라인 위에 권취된 선재를 세운 후 송풍량을 조절하여 상기 선재의 표면 온도를 제어하면서, 하기 표 1에 나타낸 냉각속도로 500℃까지 1차 냉각을 행한 다음, 2차 냉각을 실시하였다. 이때, 400~500℃ 온도구간에서의 2차 냉각속도는 송풍량 조절, 보온 커버를 활용하여 제어하였다. 이때, 상기 1차 및 2차 냉각은 상기 스텔모어 라인 위에 세운 권취된 선재의 표면 온도가 변태 발열에 의하여 620~800℃까지 상승한 이후에 실시하였다.
상기 단계적 냉각을 완료한 각각의 선재에 대해서 미세조직을 확인하고, 인장 시편을 제작하여 인장강도를 측정하였으며, 파면 꼭지의 크기 및 연성 파괴 분율을 측정하였다. 또한, 선재 제조 후 잔류 수소 함량을 측정하였다.
상기 인장시험은 선경 13mm의 각각의 선재를 400mm 길이로 절단하여 시편을 제작한 후, 그립 간격 130mm, 20mm/min의 속도로 상온에서 실시하였다. 단면 감소율은 인장파면을 맞대었을 때 파면부위에서 측정한 소재의 선경을 Di , 시험 전의 선경을 D0 라 하였을 때 [단면감소율 = 100 × (Di/ D0)2]로 정의되는 값을 사용하였다.
이후, 스테레오 광학 현미경 및 주사전자현미경을 이용하여 인장시험 후 시편의 파면 꼭지 및 연성 파괴 분율을 측정하였다.
또한, 파면 직하 5mm 부분의 단면 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰하여 결정립 크기를 측정하였다. 펄라이트 노듈(nodule) 사이즈의 경우 상기의 단면에서 EBSD(Electron Backscatter Diffraction) 장비를 사용하여 페라이트 조직의 결정방위를 측정한 다음, 인접한 페라이트 결정의 misorientation이 15° 이상인 경우를 노듈(nodule) 경계로 정의하고, 이때 그려지는 Boundary들의 크기를 측정한 값을 나타내었다.
잔류 수소량의 경우 스케일 이물질 등을 제거한 소재에 대해 질량분석기 (Quadrupole mass analyzer)를 사용하여 800℃ 까지 가열하면서 방출되는 수소량을 측정한 값을 사용하였다.
구분 합금조성 (중량%) 제조조건
C Si Mn Cr Al 권취온도
(℃)		 1차
냉각속도		 2차
냉각속도
발명재 1 0.9 0.6 0.2 0.2 0.08 750 3.5 1.2
발명재 2 0.9 0.6 0.2 0.8 0.04 700 5.3 1.0
발명재 3 0.9 1.5 0.2 0.8 0.06 650 7.2 0.8
발명재 4 0.9 1.5 0.8 0.2 0.02 580 9.8 1.1
발명재 5 0.9 1.5 0.8 0.8 0.08 750 3.1 1.1
발명재 6 1.0 0.6 0.2 0.5 0.02 700 5.6 1.0
발명재 7 1.0 0.6 0.2 0.8 0.01 650 7.1 1.2
발명재 8 1.0 0.6 0.5 0.5 0.04 580 9.4 0.7
발명재 9 1.0 0.6 0.8 0.2 0.01 750 3.5 0.9
발명재 10 1.0 0.9 0.5 0.8 0.04 700 4.9 1.0
발명재 11 1.0 0.9 0.8 0.8 0.02 650 6.6 1.1
발명재 12 1.0 1.5 0.2 0.2 0.04 580 9.4 1.0
발명재 13 1.0 1.5 0.8 0.2 0.01 750 3.2 0.9
발명재 14 1.0 1.5 0.8 0.5 0.04 700 4.7 0.9
발명재 15 1.1 0.6 0.8 0.2 0.01 650 6.5 0.8
발명재 16 1.1 0.6 0.8 0.2 0.08 580 9.2 1.1
발명재 17 1.1 1.5 0.8 0.8 0.04 720 7.0 1.2
비교재 1 0.9 0.6 0.2 0.8 0.04 755 7.2 1.1
비교재 2 1.0 0.6 0.5 0.5 0.04 760 7.4 1.0
비교재 3 1.1 0.6 0.8 0.2 0.01 753 6.8 1.2
비교재 4 0.9 1.5 0.2 0.8 0.06 575 5.6 0.7
비교재 5 1.0 0.9 0.5 0.8 0.04 570 6.2 0.9
비교재 6 1.1 0.6 0.8 0.2 0.08 577 8.5 1.1
비교재 7 0.9 1.5 0.2 0.8 0.06 650 10.5 1.0
비교재 8 1.0 0.9 0.5 0.8 0.04 600 10.3 1.2
비교재 9 0.9 1.5 0.2 0.8 0.06 650 2.8 0.7
비교재 10 1.0 0.9 0.5 0.8 0.04 680 2.7 0.9
비교재 12 0.9 1.5 0.2 0.8 0.06 680 7.0 1.3
비교재 12 1.0 0.9 0.2 0.8 0.04 680 7.6 1.5
(표 1에서 비교재 1 내지 12는 합금조성이 본 발명을 만족하나, 제조공정이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 이에 비교재로서 나타낸 것이다.)
구분 미세조직 (㎛) 기계적 물성 잔류수소
함량
(ppm)		 단면
감소율
(%)
γ 결정립크기 P 노듈
크기		 인장강도
(MPa)		 파면꼭지
크기(mm)		 파면꼭지
연성파괴분율(%)
발명재 1 43 14 1235 2.1 45 1.0 30
발명재 2 36 12 1270 1.9 43 1.1 35
발명재 3 30 10 1450 2.0 38 0.8 25
발명재 4 25 8 1463 1.5 39 0.7 23
발명재 5 42 14 1508 1.6 35 1.1 19
발명재 6 38 13 1340 2.0 38 0.9 28
발명재 7 36 12 1395 1.6 40 1.0 26
발명재 8 23 5 1375 2.2 36 1.0 26
발명재 9 44 15 1366 2.1 38 0.6 27
발명재 10 40 13 1439 1.8 36 1.1 22
발명재 11 32 11 1500 1.5 35 1.1 21
발명재 12 26 9 1510 1.5 35 1.0 18
발명재 13 40 13 1465 1.6 35 0.6 19
발명재 14 37 12 1590 1.8 39 0.8 19
발명재 15 30 10 1463 2.0 37 1.2 23
발명재 16 22 5 1458 1.8 38 1.2 24
발명재 17 35 12 1598 1.4 35 1.0 15
비교재 1 46 16 1215 1.2 30 1.0 14
비교재 2 49 17 1343 0.8 25 1.1 12
비교재 3 46 16 1462 0.8 20 0.8 14
비교재 4 14 4 1473 0.8 20 0.8 13
비교재 5 13 4 1475 1.1 22 1.0 14
비교재 6 14 4 1454 0.6 25 1.1 13
비교재 7 37 12 1615 1.1 33 1.0 14
비교재 8 35 10 1610 0.9 28 1.0 14
비교재 9 36 14 1195 1.6 38 1.1 19
비교재 10 33 12 1198 1.8 36 1.0 18
비교재 11 35 13 1465 0.9 32 1.3 14
비교재 12 34 14 1464 1.0 30 1.5 14
(표 2에서 γ는 오스테나이트, P는 펄라이트를 의미한다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 합금조성 및 제조조건이 본 발명을 모두 만족하는 발명재 1 내지 17은 인장강도가 1200~1600MPa을 만족하면서, 선재 중심부의 오스테나이트 크기 및 펄라이트 노듈 크기와 더불어 연성 파괴 분율 및 단면 감소율이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족함에 따라, 연성이 우수한 선재를 제공함을 확인할 수 있다.. 또한, 상기 본 발명의 선재는 강 내 잔류 수소 함량이 1.2ppm 미만으로 수소 취성 민감도가 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 권취시 온도가 750℃를 초과하는 비교재 1 내지 3은 오스테나이트 및 펄라이트 노듈 크기가 각각 45㎛, 15㎛를 초과하였으며, 이에 인장 파면시 파면 꼭지의 크기가 1.4mm 미만이면서 파면 꼭지의 연성 파괴 분율이 35% 미만으로 나타나 단면 감소율이 15% 미만으로 연성이 열위하였다.
또한, 권취시 온도가 580℃ 미만인 비교재 4 내지 6은 오스테나이트 및 펄라이트 노듈 크기가 너무 미세하게 형성됨에 따라, 선재 중심부에서 초석 세멘타이트의 생성이 조장되었다. 그로 인해, 인장 파면시 파면 꼭지의 크기가 1.4mm 미만이면서 파면 꼭지의 연성 파괴 분율이 35% 미만으로 나타나 단면 감소율이 15% 미만으로 연성이 열위하였다.
한편, 1차 냉각 속도가 10℃/s를 초과하는 비교재 7 및 8은 선재의 강도가 1600MPa를 초과하게 되어, 인장 파면시 파면 꼭지의 크기 및 연성 파괴 분율이 본 발명을 벗어나게 됨에 따라, 단면 감소율이 15% 미만으로 연성이 열위하였다.
또한, 1차 냉각속도가 3℃/s 미만인 비교재 9 및 10은 선재의 강도가 1200MPa 미만으로 나타나 목표로 하는 고강도를 확보할 수 없었다.
비교재 11 및 12는 2차 냉각속도가 1.2℃/s를 초과하게 됨에 따라 선재 내 잔류 수소 함량이 1.2ppm을 초과하였으며, 인장 파면시 파면 꼭지의 크기 및 연성 파괴 분율이 본 발명을 벗어나게 됨에 따라, 단면 감소율이 15% 미만으로 연성이 열위하였다.
도 1은 발명재 1과 비교재 1의 인장 파면 후 파면 꼭지를 스테레오 광학 현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이고, 도 2는 발명재 2와 비교재 2의 파면 꼭지 부분을 전자주사현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 발명재 1의 파면 꼭지가 비교재 1 대비 더 큰 것을 확인할 수 있다.
또한, 도 2에 나타낸 바와 같이, 발명재 2의 연성 파괴 분율이 비교재 2 보다 더 높은 것을 확인할 수 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.1%, 실리콘(Si): 0.6~1.5%, 망간(Mn): 0.2~0.8%, 크롬(Cr): 0.2~0.8%, 알루미늄(Al): 0.08% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    인장 파면시 파면 꼭지(개시 영역)의 크기가 1.4mm 이상이고, 상기 파면 꼭지(개시 영역)의 연성 파괴 분율이 35% 이상이며, 1200~1600MPa의 인장강도를 갖고, 단면 감소율이 15% 이상이며, 잔류 수소 함량이 1.2ppm인 연성이 우수한 고탄소 선재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 선재는 미세조직으로 펄라이트 상을 기지조직으로 포함하며, 중심부 내 오스테나이트 결정립 크기가 15~45㎛이고, 상기 펄라이트 노듈(Nodule)의 크기가 5~15㎛인 연성이 우수한 고탄소 선재.
  3. 삭제
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.1%, 실리콘(Si): 0.6~1.5%, 망간(Mn): 0.2~0.8%, 크롬(Cr): 0.2~0.8%, 알루미늄(Al): 0.08% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 제조하는 단계;
    상기 선재를 580~750℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 선재를 예비 냉각하는 단계;
    상기 예비 냉각된 선재 표면의 온도가 600~820℃의 온도범위로 상승한 후 500℃까지 3~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 400~500℃까지 1.2℃/s 이하의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계
    를 포함하는 연성이 우수한 고탄소 선재의 제조방법.
  5. 삭제
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 선재를 제조하는 단계는 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 950~1100℃에서 가열하는 단계; 가열된 빌렛을 900~1000℃에서 마무리 선재압연하여 선재를 제조하는 단계 및 상기 선재를 수냉하여 권취온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것인 연성이 우수한 고탄소 선재의 제조방법.
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