WO2021125435A1 - 베어링용 선재 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a bearing wire rod and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a bearing wire rod applicable to automobiles, construction parts, etc. by shortening and omitting subsequent softening heat treatment, and a method for manufacturing the same.
  • the strength of the material rapidly increases, making direct forming and processing difficult, and the ductility or toughness of the material rapidly decreases due to proeutectoid cementite precipitated along the prior austenite grain boundary during cooling.
  • Spheroidizing heat treatment spheroidizes cementite to improve cold workability during cold forming and induces a homogeneous particle distribution.
  • the hardness of the material to be machined may be lowered.
  • CHQ cold-rolling wire rods
  • a wire rod for bearing steel into a steel wire it is subjected to one or more softening heat treatments. Thereafter, in order to improve cold forgeability, a wire drawing and heat treatment process is additionally performed, and cold forgeability is secured by tensile strength and spheroidization rate after soft nitriding heat treatment.
  • An object of the present invention is to provide a wire rod for a bearing capable of shortening or omitting soft nitriding heat treatment required for cold working of automobiles and construction parts, and a method for manufacturing the same.
  • the wire rod for bearing according to an embodiment of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.2%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 0.1 to 0.6%, Cr: 1.0 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.06% , N: 0.02% or less (excluding 0), containing the remaining Fe and unavoidable impurities, the prior austenite grain size of the microstructure is 3 to 10 ⁇ m, and the high-hardness grain boundary having a misorientation angle of 15° or more The sum of the lengths is 1,000 to 4,000 mm/mm 2 per unit area.
  • the sum of the lengths of the low-inclination grain boundaries having an azimuth angle of 15° or less is 250 to 800 mm/mm 2 per unit area, and the ratio of the grain boundaries having an azimuth angle of 5° or less among the low-inclination grain boundaries may be 40 to 80%.
  • the microstructure may be composed of reticulated proeutectoid cementite at the grain boundary and pearlite within the grain.
  • the layer spacing in the pearlite may be 0.05 to 0.2 ⁇ m.
  • the tensile strength may be 1,200 MPa or more, and the cross-sectional area reduction ratio (RA) may be 20% or more.
  • the average aspect ratio of cementite may be 2.5 or less.
  • the tensile strength may be 750 MPa or less.
  • a method of manufacturing a bearing wire according to another embodiment of the present invention is, in weight%, C: 0.8 to 1.2%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 0.1 to 0.6%, Cr: 1.0 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.02% or less (excluding 0), heating the billet containing the remaining Fe and unavoidable impurities in a temperature range of 950 to 1,050 °C; manufacturing a wire rod by finish hot rolling in a temperature range of Ae1 to Acm°C with a deformation amount greater than or equal to the critical deformation amount expressed by the following formula (1); and cooling the wire rod at a rate of 3° C./sec or more to a temperature range of 500 to 600° C., and then cooling the wire rod at a rate of 1° C./sec or less.
  • Equation (1) -1.6Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.48
  • Ceq C + Mn/6 + Cr/5, and C, Mn, and Cr mean weight % of each element.
  • the wire rod may satisfy the following equation (2).
  • Equation (2) Tpf - Tf ⁇ 50°C
  • Tpf is the average surface temperature of the wire rod before finishing hot rolling
  • Tf is the average surface temperature of the wire rod after finishing hot rolling
  • the heating time may be less than 90 minutes.
  • the austenite grain average size (AGS) before the finish hot rolling may be 5 to 20 ⁇ m.
  • a softening heat treatment step of heating the wire rod to Ae1 to Ae1+40° C. and maintaining it for 5 to 8 hours may further include.
  • cooling to 660°C at a rate of 20°C/hr or less may further include.
  • the wire rod for bearing and the method for manufacturing the same according to the embodiment of the present invention can shorten or omit the softening heat treatment time, thereby reducing the cost in the manufacturing process.
  • Example 1 and 2 are microstructure photographs taken with an optical microscope (Optical Microscope, OM) before finishing hot rolling of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • 3 and 4 are microstructure photographs taken with a scanning electron microscope (SEM) after finish hot rolling and cooling of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • Example 5 and 6 are photographs of observing grain boundary characteristics through SEM-EBSD after finish hot rolling and cooling of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • Example 7 and 8 are microstructure photographs taken with a scanning electron microscope (SEM) after spheroidizing heat treatment of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • the wire rod for bearing according to an embodiment of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.2%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 0.1 to 0.6%, Cr: 1.0 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.06% , N: 0.02% or less (excluding 0), containing the remaining Fe and unavoidable impurities, the prior austenite grain size of the microstructure is 3 to 10 ⁇ m, and the high-hardness grain boundary having a misorientation angle of 15° or more The sum of the lengths is 1,000 to 4,000 mm/mm 2 per unit area.
  • Bearing wire rods are sometimes subjected to spheroidizing heat treatment to secure workability.
  • the spheroidizing heat treatment is an additional process, and since it takes a lot of heat treatment cost and time, it causes an increase in manufacturing cost.
  • the present inventors have studied in depth a method for shortening or omitting the spheroidization softening heat treatment in manufacturing the bearing wire rod. As a result, it was confirmed that the softening heat treatment time can be shortened or omitted by deriving the characteristics of grain boundaries by optimizing the alloy composition and manufacturing conditions, and the present invention has been completed.
  • the wire rod for a bearing according to an aspect of the present invention is, by weight, C: 0.8 to 1.2%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 0.1 to 0.6%, Cr: 1.0 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.02% or less (excluding 0), including remaining Fe and unavoidable impurities.
  • % for the following components means % by weight.
  • the content of C is 0.8 to 1.2%.
  • C carbon
  • C is an element added to secure product strength.
  • the content of C is less than 0.8%, it is difficult to secure sufficient strength after the quenching and tempering heat treatment performed after the softening heat treatment and forging process due to the decrease in the strength of the base material.
  • the content is excessive, new precipitates such as M 7 C 3 are formed, and there is a problem that central segregation occurs during solidification of cast slabs such as blooms or billets, so the upper limit may be limited to 1.2%.
  • the content of C is 0.8 to 1.1%.
  • the content of Si is 0.01 to 0.6%.
  • Si silicon is a representative substitution-type element and is advantageous in securing strength through solid solution strengthening.
  • the content of Si is less than 0.01%, it is difficult to secure the strength and sufficient hardenability of the wire rod.
  • the content is excessive, there is a problem in that it is difficult to secure cold forgeability due to an increase in strength during forging after soft nitriding heat treatment, and the upper limit thereof may be limited to 0.6%.
  • the content of Mn is 0.1 to 0.6%.
  • Mn manganese
  • the content of Cr is 1.0 to 2.0%.
  • Cr chromium
  • Mn manganese
  • Cr chromium
  • the content of Cr is less than 1.0%, it is difficult to obtain a martensitic microstructure during quenching and tempering heat treatment performed after soft nitriding heat treatment and forging process.
  • the content is excessive, there is a problem in that a large amount of low-temperature structure is formed in the wire rod due to central segregation, and the upper limit may be limited to 2.0%.
  • the content of Al is 0.01 to 0.06%.
  • Aluminum (Al) is added in an amount of 0.01% or more to suppress the growth of austenite grains by precipitating Al-based carbonitrides as well as deoxidizing effects, and to secure the proeutectoid ferrite fraction close to the equilibrium phase.
  • the content is excessive, the occurrence of hard inclusions such as Al2O3 increases, and there is a problem in that nozzles are clogged by inclusions, especially during playing, so the upper limit may be limited to 0.06%.
  • the content of N is 0.02% or less (excluding 0).
  • Nitrogen (N) has a solid solution strengthening effect, but if the content is excessive, there is a problem in that the toughness and ductility of the material are inferior due to the solid solution nitrogen not bound to nitride, and it is managed as an impurity in the present invention, and the upper limit is 0.02% can be limited to
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • these impurities are known to anyone skilled in the art of manufacturing processes, all details thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • the microstructure of the wire rod for bearing according to an embodiment of the present invention is along the old austenite grains, reticulated proeutectoid cementite at the grain boundaries, and complete pearlite is present in the grains.
  • the prior austenite grain size of the microstructure is 3 to 10 ⁇ m.
  • the cementite in the pearlite structure changes from plate to spherical shape, and the strength of the wire rod gradually decreases according to the degree of spheroidization.
  • metal atoms move through various diffusion paths through the defect space in the material. spread through Because the space of dislocations and grain boundaries is relatively wide compared to atomic defects, rapid diffusion is possible.
  • the heat treatment time is determined by the diffusion rate of each atom, and the most important factor controlling the diffusion rate is the grain boundary.
  • the present invention it was attempted to classify high- and low-angle grain boundaries through misorientation between grain boundaries in a grain boundary structure, and to control their respective distributions. Specifically, the interrelationship with neighboring grains was quantified as a misorientation angle value, and 15° was divided into high-hardness grain boundaries of 15° or more and low-inclination grain boundaries of 15° or less.
  • the distribution of each crystal grain specified in the present invention corresponds to not only the surface layer portion of the wire rod, but also the entire region up to the center portion.
  • the prior austenite grain size (AGS) of the wire rod for bearing according to the disclosed embodiment is 3 to 10 ⁇ m, and the sum of the high hardness grain boundary lengths having an azimuth angle of 15° or more is 1,000 to 4,000 mm/mm per unit area 2 to be.
  • the low-hardness grain boundary with an azimuth angle of 15° or less distributed within the high-hardness grain boundary is a place where the dislocations generated by deformation during hot rolling gather, and it can contribute to the improvement of cold forgeability by helping the spheroidizing behavior during soft nitriding heat treatment.
  • the sum of the lengths of the low angle grain boundary having an azimuth angle of 15° or less is 250 to 800 mm/mm per unit area 2 to be.
  • the dislocation density during rolling increases
  • the dislocation density is rather decreased due to partial recrystallization, or the grain size is not uniform and develops into a bimodal form of different sizes.
  • the ratio of grain boundaries having an azimuth angle of 5° or less among low-inclination grain boundaries is 40 to 80%.
  • the wire rod of the present invention can be manufactured by manufacturing a billet having the above-described alloy composition, and then reheating it - rolling the wire rod - and cooling it in multiple stages.
  • the method for manufacturing a wire rod for a spring is, by weight, C: 0.8 to 1.2%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 0.1 to 0.6%, Cr: 1.0 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.02% or less (excluding 0), heating the billet containing the remaining Fe and unavoidable impurities in a temperature range of 950 to 1,050 °C; manufacturing a wire rod by finish hot rolling in a temperature range of Ae1 to Acm°C with a deformation amount greater than or equal to the critical deformation amount expressed by the following formula (1); and cooling the wire rod at a rate of 3° C./sec or more to a temperature range of 500 to 600° C., and then cooling the wire rod at a rate of 1° C./sec or less.
  • Equation (1) -1.6Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.48
  • Ceq C + Mn/6 + Cr/5, and C, Mn, and Cr mean weight % of each element.
  • the present invention undergoes a step of heating the billet having the above-described composition in a temperature range of 950 to 1,050 °C.
  • the heating temperature is less than 950° C.
  • the load applied to the rolling roll becomes large, and thus there is a problem in that the roll replacement cycle is shortened.
  • the heating temperature exceeds 1,050° C., rapid cooling is required for rolling, so it is difficult to control cooling and cracks occur, so that good product quality cannot be secured.
  • the heating is preferably performed for 90 minutes or less.
  • the depth of the decarburized layer on the surface of the wire becomes thick, and there is a problem that the decarburized layer remains after the end of rolling.
  • a wire rod is manufactured by performing hot rolling sequentially consisting of rough rolling, intermediate rough rolling/finishing rolling, and finish rolling on a heated billet.
  • the hot rolling is preferably a ball rolling in which the billet has the shape of a wire rod.
  • the billet is finished hot-rolled in a temperature range of Ae1 to Acm°C with a deformation amount greater than or equal to the critical deformation amount expressed by the following formula (1) to finish hot rolling the wire rod. to manufacture
  • the rolling speed is very fast, which corresponds to a dynamic recrystallization region.
  • the austenite grain size depends only on the strain rate and strain temperature.
  • the interpass time between the rolls is controlled within 1 minute to secure the austenite grain size (AGS) immediately before the finish rolling in the range of 5 to 20 ⁇ m, and then finishing It is preferable to control the finish rolling temperature to Ae1 to Acm°C during rolling.
  • AGS austenite grain size
  • the deformation amount during hot rolling in the above temperature range can be controlled to be greater than or equal to the critical deformation amount expressed by the following formula (1).
  • Equation (1) -1.6Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.48
  • Ceq C + Mn/6 + Cr/5, and C, Mn, and Cr mean weight % of each element.
  • the present inventors derived the critical deformation amount expressed by Equation (1) in consideration of the correlation between Ceq and the amount of deformation.
  • the amount of deformation is defined as -ln(1-RA), where RA is the reduction in area by the rolling pass (RA ⁇ 1).
  • RA is the reduction in area by the rolling pass
  • the wire rod satisfies the following formula (2).
  • Equation (2) Tpf - Tf ⁇ 50°C
  • Tpf is the average surface temperature of the wire rod before finishing hot rolling
  • Tf is the average surface temperature of the wire rod after finishing hot rolling
  • the above-described cooling step is an essential process to secure a fine grain distribution.
  • the cooling end temperature and cooling rate are controlled to secure a microstructure capable of shortening the heat treatment time through diffusion acceleration.
  • a softening heat treatment step may be further included.
  • various heat treatment patterns can be applied according to the degree of softening required at a temperature near Ae1°C of the wire rod.
  • the wire rod is heated to Ae1 to Ae1+40° C. and soft nitriding heat treatment is performed for 5 to 8 hours.
  • the heating temperature is less than Ae1 °C, there is a problem in that the softening heat treatment time becomes long.
  • the heating temperature exceeds Ae1+40°C, the spheroidized carbide seeds are reduced, so that a sufficient softening heat treatment effect cannot be obtained.
  • the heating is preferably performed for 5 to 8 hours. In the case of heating for more than 8 hours, there is a problem in that the manufacturing process cost increases. On the other hand, in the case of heating for less than 5 hours, there is a problem in that the aspect ratio of cementite increases because the heat treatment does not proceed sufficiently.
  • a step of cooling to 660° C. at a rate of 20° C./hr or less is performed. At this time, when the cooling rate exceeds 20° C./hr, there is a problem in that pearlite is formed again due to the excessive cooling rate.
  • the tensile strength of the wire rod may be 750 MPa or less, and the average aspect ratio of cementite in the wire rod may be 2.5 or less. Specifically, 80% or more of carbides having an average aspect ratio of cementite of 2.5 or less can be secured in the entire area up to the center as well as the surface layer of the wire rod.
  • the tensile strength of the wire rod can be controlled as low as 740 MPa or less with only one soft nitriding heat treatment, cold forging or cold forging for manufacturing a final product is easy. Accordingly, it is possible to shorten or omit the spheroidizing heat treatment time, which is an additional process after manufacturing the wire, thereby reducing costs.
  • a billet was prepared by casting a steel material having the composition shown in Table 1 below, and then hot-rolled and cooled under the conditions shown in Table 2 to prepare a wire rod having a diameter of 10 mm.
  • Table 2 the average austenite grain size (Austenite Grain Size, hereinafter 'AGS') before finish rolling was measured through a cutting crop performed before finish hot rolling.
  • T pf is the average surface temperature of the wire rod before finishing rolling
  • T f is the average surface temperature of the wire rod after finishing rolling.
  • Example 1 Invention lecture 1 950/90 7 760 1.2 40 5 0.5 Example 2 Invention lecture 2 1,000/80 11 750 0.8 38 4 One Example 3 Invention lecture 3 1,020/90 9 730 0.95 43 6 0.7 Comparative Example 1 Comparative lecture 1 1,000/90 15 780 0.1 44 2 3 Comparative Example 2 Comparative lecture 2 950/80 11 850 0.6 63 4 2 Comparative Example 3 Invention lecture 1 1,100/90 24 880 0.85 85 One One Comparative Example 4 Invention lecture 2 1,000/90 13 770 0.32 55 3 2
  • microstructure and grain boundary characteristics and mechanical properties were measured and shown in Table 3 below.
  • Tensile strength was measured by processing a hot-rolled wire rod into a tensile specimen according to ASTM E8 standard, and then performing a tensile test according to the method for manufacturing a steel wire described above.
  • RA means the reduction ratio, and it is a measure of the change in the cross-sectional area of a tensile specimen that is fractured during a tensile test of the material, and expresses the ductility of the material as a numerical value.
  • the average grain size (AGS) was measured using the ASTM E112 method. After the wire rod was prepared by hot rolling, the uncooled part was removed, and three arbitrary points were measured on the surface, 1/4 point from the diameter, and 1/2 point from the diameter, respectively, and expressed as an average value.
  • the grain boundary characteristics are 130 x 130 at a magnification of x700 at the surface, 1/4 point from the diameter, and 1/2 point from the diameter using SEM-EBSD after taking a specimen in the same way as the grain size (AGS) measurement method.
  • the area of ⁇ m 2 was measured with a 0.1 ⁇ m step-size and expressed as an average value, and the average value of the Confidence Index was 0.57 or more.
  • the cementite average aspect ratio of the wire rod is taken in a 3 field of view of 1/4 to 1/2 in the radial direction of the wire, and the long/short axis of cementite in the field of view is automatically measured using an image measurement program. It is measured through statistical processing after measurement.
  • Comparative Examples 1 to 4 although the alloy composition satisfies the suggestion of the present invention, the following manufacturing process conditions are out of the present invention, so they are indicated as Comparative Examples.
  • Example 1 and 2 are microstructure photographs taken with an optical microscope (Optical Microscope, OM), respectively, of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention before finish hot rolling, and FIGS. 3 and 4 are, respectively, of the present invention.
  • SEM scanning electron microscope
  • Example 1 has a relatively fine prior austenite grain size (AGS) before finish hot rolling compared to Comparative Example 1, and thus it can be confirmed that the grains are fine even after finish hot rolling and cooling. have.
  • AGS prior austenite grain size
  • the wire rods of Examples 1 to 3 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention had a prior austenite grain size (AGS) of 3 to 10 ⁇ m, and a misorientation angle.
  • the length distribution of the high-hardness grain boundary of 15° or more was 1,000 to 4,000 mm/mm 2 , and it was possible to secure fine grains.
  • the wire rods of Examples 1 to 3 showed a reduction in cross-sectional area of 20% or more while securing a high tensile strength of 1,200 MPa or more compared to Comparative Examples.
  • Example 5 and 6 are photographs of observing grain boundary characteristics through SEM-EBSD after finish hot rolling and cooling of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • Example 1 has a higher distribution of low-inclination-angle grain diameters with a misorientation angle of 15° or less, indicated in green and red, compared to Comparative Example 1.
  • the wire rods of Examples 1 to 3 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention not only have a low tensile strength of 740 MPa or less, but also secure fine grains after one-time softening heat treatment. By doing so, it was possible to secure spheroidized cementite having an average aspect ratio of 2.5 or less with only a spheroidizing heat treatment shorter than a conventional heat treatment of 30 hours or more.
  • Example 7 and 8 are microstructure photographs taken with a scanning electron microscope (SEM) after spheroidizing heat treatment of the wire rods of Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention, respectively.
  • Example 1 compared to Comparative Example 1, spherical cementites are evenly distributed, and it can be confirmed that spheroidization is performed at a faster rate.
  • the finish hot rolling temperature was 850 ° C., exceeding the temperature above the Acm ° C transformation point, and as the cooling time required until the end of the phase transformation became longer, the effect of refining the grains was greatly reduced. Accordingly, even after the softening heat treatment, the cementite average aspect ratio was 6.2, so a spheroidized structure could not be obtained, and the tensile strength value was as high as 790 MPa.
  • Comparative Example 3 it satisfies the component range suggested by the present invention, but the Tpf - Tf value greatly exceeds 50° C. at 85° C., and the internal/external temperature deviation of the material during rolling increases significantly, so that the average grain size in the center is A coarse microstructure of 15 ⁇ m was derived. Accordingly, even after the softening heat treatment, the cementite average aspect ratio was 7.5, so a spheroidized structure could not be obtained, and the tensile strength value was as high as 810 MPa.
  • Comparative Example 4 Although it satisfies the component range suggested by the present invention, the deformation amount was 0.32, which was significantly less than the critical deformation amount of 0.69, so a sufficient reduction amount could not be secured, so that the crystal grains could not be sufficiently refined. Accordingly, even after the softening heat treatment, the cementite average aspect ratio was 5.5, so a spheroidized structure could not be obtained, and the tensile strength value was as high as 770 MPa.
  • fine grain distribution was derived by controlling the alloy component and the manufacturing method. Accordingly, the spheroidizing heat treatment process involved for softening after manufacturing the wire can be shortened or omitted, so that the product price competitiveness can be secured.
  • the wire rod and the steel wire for bearings according to the present invention and the method for manufacturing the same can shorten or omit the softening heat treatment time, thereby reducing the cost in the manufacturing process.

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Abstract

인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재가 개시된다. 개시된 선재는 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 결정립 크기가 13.2 ㎛ 이하이며, 샤르피충격에너지가 38 J/㎠ 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

베어링용 선재 및 이의 제조방법
본 발명은 베어링용 선재 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 후속하는 연질화 열처리의 단축 및 생략이 가능하여 자동차, 건설용 부품 등에 적용 가능한 베어링용 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
선재의 탄소 함유량이 높아질수록, 소재의 강도가 급격히 증가하기 때문에, 직접적인 성형 및 가공이 어렵고, 냉각시 구오스테나이트 결정립계를 따라 석출되는 초석 시멘타이트로 인해 소재의 연성 또는 인성이 급격히 저하된다.
선재의 연질화를 위하여 일반적으로 구상화 열처리를 행한다. 구상화 열처리는 냉간 성형시 냉간 가공성을 향상 시키기 위하여 시멘타이트를 구형화하고 균질한 입자 분포를 유도한다. 또한, 가공 다이스의 수명을 향상시키기 위하여 가공되는 소재의 경도를 낮출 수 있다.
한편, 냉간 압조용 선재(CHQ)는 구상화 가속을 위해 먼저 신선가공을 채택하지만, 탄소 함유량이 상대적으로 높은 베어링용 선재는 신선가공을 먼저 도입하는 경우, 내부결함에 의한 단선이 발생하는 문제가 있다.
통상적으로 베어링강용 선재를 강선으로 제조하기 위해서는 1회 이상의 연질화 열처리를 거치게 된다. 이후 냉간 단조성을 향상시키기 위해 신선 및 열처리 공정을 추가로 거치게 되며, 냉간 단조성은 연질화 열처리 후 인장강도 및 구상화율에 의해 확보된다.
그러나, 베어링용 선재의 연질화를 위해서는 700 내지 800℃의 고온에서 30시간 이상의 장시간이 소요되어, 많은 열처리 비용 및 생산시간이 들어가므로 제품의 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 이에, 추가 연질화 열처리 공정을 단축 또는 생략할 수 있는 베어링용 선재 및 이의 제조방법에 대한 개발이 요구된다.
본 발명은 자동차, 건설용 부품 등의 냉간 가공시 필요한 연질화 열처리를 단축하거나 생략할 수 있는 베어링용 선재 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 베어링용 선재는 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 구오스테나이트 결정립 크기는 3 내지 10 ㎛이고, 방위차 각도(Misorientation angle)가 15°이상인 고경각 입계 길이의 합이 단위면적당 1,000 내지 4,000mm/mm2이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 방위차 각도가 15°이하인 저경각 입계 길이의 합이 단위면적당 250 내지 800mm/mm2이고, 상기 저경각 입계 중 방위차 각도가 5°이하인 입계의 비율은 40 내지 80%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직은 입계에는 망상형 초석 시멘타이트로, 입내에는 펄라이트로 구성될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 펄라이트 내 층상간격은 0.05 내지 0.2㎛일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 인장강도는 1,200MPa 이상, 단면적 감소율(RA)은 20% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 1회 연질화 열처리 후, 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 1회 연질화 열처리 후, 인장강도가 750MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 베어링용 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950 내지 1,050℃의 온도범위에서 가열하는 단계; Ae1 내지 Acm℃의 온도범위에서, 하기 식(1)로 표현되는 임계 변형량 이상의 변형량으로 마무리 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 및 상기 선재를 3℃/sec 이상의 속도로 500 내지 600℃ 온도범위까지 냉각한 후, 1℃/sec 이하의 속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
식(1): -1.6Ceq2 + 3.11Ceq - 0.48
여기서, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이고, C, Mn, Cr은 각 원소의 중량%를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 선재는 하기 식(2)를 만족할 수 있다.
식(2): Tpf - Tf ≤ 50℃
여기서, Tpf 는 마무리 열간압연 전 선재의 평균 표면온도이고, Tf 는 마무리 열간압연 후 선재의 평균 표면온도이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 가열시간은 90분 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 마무리 열간압연 전 오스테나이트 결정립 평균 크기(AGS)는 5 내지 20㎛일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 냉각 후, 상기 선재를 Ae1 내지 Ae1+40℃로 가열하고 5 내지 8시간 유지하는 연질화 열처리 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 연질화 열처리 후, 20℃/hr 이하의 속도로 660℃까지 냉각하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 베어링용 선재 및 이의 제조방법은 연질화 열처리 시간을 단축하거나 생략할 수 있어, 제조 공정상의 비용 절감이 가능하다.
도 1과 도 2는 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 전, 광학현미경(Optical Microscope,　OM)으로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 3과 도 4는 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 및 냉각 후, 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope,　SEM)으로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 5와 도 6은 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 및 냉각 후, SEM-EBSD를 통해 결정립계 특성을 관찰한 사진이다.
도 7과 도 8은 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 구상화 열처리 후, 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope,　SEM)으로 촬영한 미세조직 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 베어링용 선재는 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 구오스테나이트 결정립 크기는 3 내지 10 ㎛이고, 방위차 각도(Misorientation angle)가 15°이상인 고경각 입계 길이의 합이 단위면적당 1,000 내지 4,000mm/mm2이다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
베어링용 선재는 가공성을 확보하기 위해 구상화 열처리를 거치는 경우가 있다. 구상화 열처리는 추가적인 공정으로, 많은 열처리 비용과 시간이 소요되기 때문에 제조 원가를 상승시키는 원인이 된다.
본 발명자들은 베어링용 선재를 제조함에 있어서, 구상화 연화 열처리를 단축 또는 생략할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 결정립계의 특징을 도출함으로써 연질화 열처리 시간을 단축 또는 생략할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 측면에 따른 베어링용 선재는 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 베어링용 선재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 하기 성분에 대한 %는 중량%를 의미한다.
C의 함량은 0.8 내지 1.2%이다.
C(탄소)는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. C의 함량이 0.8% 미만일 경우에는 모재의 강도 저하로 인해 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, M7C3 등과 같은 새로운 석출물이 형성되어, 블룸 또는 빌렛 등의 주편 응고시 중심편석이 발생하는 문제가 있으므로, 그 상한을 1.2%로 한정할 수 있다. 바람직하게, C의 함량은 0.8 내지 1.1%이다.
Si의 함량은 0.01 내지 0.6%이다.
Si(실리콘)는 대표적인 치환형 원소로서 고용 강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. Si의 함량이 0.01% 미만일 경우에는 선재의 강도 및 충분한 소입성을 확보하기 어렵다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 연질화 열처리 후 단조 시 강도가 상승하여 냉간 단조성을 확보하기 어려운 문제가 있어, 그 상한을 0.6%로 한정할 수 있다.
Mn의 함량은 0.1 내지 0.6%이다.
Mn(망간)은. 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로 연성의 저하 없이도 목표하고자 하는 강도를 확보하기 위해 첨가하는 오스테나이트 형성 원소이다. Mn의 함량이 0.1% 미만일 경우에는 선재의 고용강화에 의한 강도 및 인성을 확보하기 어렵다. 다만, 오스테나이트 형성원소인 Mn의 함량이 과다할 경우, 연질화 열처리 후 단조시 냉간 Acm 변태점이 낮아지고, 중심 편석이 발생하여 선재 조직이 불균일해지는 문제가 있어, 그 상한을 0.6%로 한정할 수 있다.
Cr의 함량은 1.0 내지 2.0%이다.
Cr (크롬)은 Mn과 마찬가지로 선재의 소입성을 향상시켜 마르텐사이트 조직을 확보하는데 유리한 원소이다. Cr의 함량이 1.0% 미만일 경우에는 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입(Quenching), 소려(Tempering) 열처리 시 마르텐사이트 미세조직을 얻기 어렵다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 중심편석이 발생하여 선재 내 저온조직이 다량 형성되는 문제가 있어, 그 상한을 2.0%로 한정할 수 있다.
Al의 함량은 0.01 내지 0.06%이다.
알루미늄(Al)은 탈산 효과뿐만 아니라, Al계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 초석 페라이트 분율을 평형상에 가깝게 확보하기 위해 0.01% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, Al2O3 등의 경질 개재물의 발생이 증가하고, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생하는 문제가 있어, 그 상한을 0.06%로 한정할 수 있다.
N의 함량은 0.02% 이하(0은 제외)이다.
질소(N)는 고용 강화 효과가 있으나, 그 함량이 과다하면 질화물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재의 인성 및 연성이 열위해지는 문제가 있어, 본 발명에서 불순물로 관리하며, 그 상한을 0.02%로 한정할 수 있다.
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. 불가피한 불순물로는 예를 들면, P(인), S(황) 등을 들 수 있다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 베어링용 선재의 미세조직은 구오스테나이트 결정립을 따라, 입계에는 망상형 초석 시멘타이트로, 입내에는 완전 펄라이트가 존재한다.
또한, 또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면 미세조직의 구오스테나이트 결정립 크기는 3 내지 10 ㎛ 이다.
연질화 열처리 시, 펄라이트 조직 내 시멘타이트는 판상에서 구상으로 그 형태가 변화하고, 구상화 진행 정도에 따라 선재의 강도는 점차 낮아진다.
연질화 열처리 시, 금속원자들은 재료 내 결함공간을 통해 다양한 확산경로로 이동하게 되는데, 원자단위의 결함인 체확산(vacancy)과 선결함의 일종인 전위(dislocation or pipe)와 결정립계(grain boundary)를 통해 확산한다. 원자결함 대비 전위와 결정립계는 공간이 상대적으로 넓기 때문에 빠른 속도의 확산이 가능하다.
한편, 연질화 열처리시 열처리 시간은 각 원자들의 확산속도에 의해 결정되며, 이러한 확산속도를 율속하는 가장 주요한 인자는 결정립계이다.
본 발명에서는 입계 구조(grain boundary structure)에서 입계를 사이에 둔 결정립간 방위차(misorientation)를 통해 고경각 입계와 저경각 입계를 구분하고, 각각의 분포를 제어하고자 하였다. 구체적으로, 이웃 결정립과의 상호 관계를 방위차 각도(Misorientation angle) 값으로 정량화 하였고, 15°를 기준으로 15°이상의 고경각 입계와 15°이하의 저경각 입계로 구분하였다. 본 발명에서 특정하는 각 결정립의 분포는, 선재의 표층부뿐만 아니라 중심부까지의 전 영역에서 해당한다.
연질화 열처리 시간을 효과적으로 단축하기 위해서는, 결정립을 최대한 미세화하여 상대적인 입계 면적을 증가시킴으로써 고경각 입계를 다량 확보하는 것이 이상적이나, 결정립을 미세화하기 위해서는 압연부하가 증가하여 설비 수명이 단축되고, 생산성이 저하되는 문제가 발생한다.
이에 본 발명에서는 구오스테나이트 결정립 크기를 제어하면서도, 방위차 각도가 15°이상인 고경각 입계의 단위면적당 총 길이를 제어하고자 하였다. 구체적으로, 개시된 실시예에 따른 베어링용 선재의 구오스테나이트 결정립 크기(AGS)는 3 내지 10 ㎛이고, 방위차 각도가 15°이상인 고경각 입계 길이의 합이 단위면적당 1,000 내지 4,000mm/mm2이다.
한편, 고경각 입계 내에 분포하는 방위차 각도가 15°이하인 저경각 입계는 열간압연시 변형에 의해 생성된 전위가 모이는 곳으로, 연질화 열처리 시 구상화 거동에 도움을 주어 냉간 단조성 향상에 기여할 수 있다. 본 발명에서 방위차 각도가 15°이하인 저경각 입계 길이의 합이 단위면적당 250 내지 800mm/mm2 이다.
저경각 입계의 길이 분포가 250mm/mm2 미만인 경우에는, 연질화 열처리 시간 단축의 효과가 미비하고, 저경각 입계의 길이 분포가 800mm/mm2 초과인 경우에는, 압연 중 전위밀도가 높아짐에 따라 부분적으로 재결정이 발생하여 전위밀도가 오히려 감소하거나, 결정립 크기가 균일하지 않고 서로 다른 크기의 bimodal 형태로 발전하는 문제가 있다.
한편, 방위차 각도가 작을수록 다량의 전위를 포함하고 있는 것을 의미하는데, 본 발명에서 저경각 입계 중 방위차 각도가 5°이하인 입계의 비율은 40 내지 80%이다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면인 베어링용 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 상술한 합금조성을 가지는 빌렛(Billet)을 제작한 후, 이를 재가열 - 선재 압연 - 다단 냉각 과정을 거쳐 제조할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 스프링용 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950 내지 1,050℃의 온도범위에서 가열하는 단계; Ae1 내지 Acm℃의 온도범위에서, 하기 식(1)로 표현되는 임계 변형량 이상의 변형량으로 마무리 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 및 상기 선재를 3℃/sec 이상의 속도로 500 내지 600℃ 온도범위까지 냉각한 후, 1℃/sec 이하의 속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
식(1): -1.6Ceq2 + 3.11Ceq - 0.48
여기서, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이고, C, Mn, Cr은 각 원소의 중량%를 의미한다.
합금원소 함량의 수치 한정 이유에 대한 설명은 상술한 바와 같다.
먼저, 본 발명은 상술한 조성성분을 갖는 빌렛을 950 내지 1,050℃의 온도범위에서 가열하는 단계를 거친다.
상기 가열온도가 950℃ 미만인 경우, 압연 롤에 인가되는 부하가 커지게 되며, 이로 인해 롤 교체주기가 짧아지는 문제점이 있다. 반면에, 상기 가열 온도가 1,050℃를 초과하는 경우에는, 압연을 위하여 급격한 냉각이 필요하므로, 냉각 제어가 어려울 뿐만 아니라 균열 등이 발생하여 양호한 제품 품질을 확보할 수 없다.
더불어, 상기 가열은 90분 이하로 행하는 것이 바람직하다. 90분을 초과하여 가열을 행할 경우에는 선재 표면의 탈탄층 깊이가 두꺼워져 압연종료 후 탈탄층이 잔존하는 문제점이 있다.
가열된 빌렛에 조압연, 중간 조압연/사상압연 및 마무리 압연으로 순차적으로 구성된 열간압연을 수행하여 선재를 제조한다. 열간압연은 빌렛을 선재의 형태를 갖도록 하는 공형압연인 것이 바람직하며, 구체적으로, 빌렛을 Ae1 내지 Acm℃의 온도범위에서, 하기 식(1)로 표현되는 임계 변형량 이상의 변형량으로 마무리 열간압연하여 선재를 제조한다.
선재 제조 시, 압연 속도는 매우 빨라 동적재결정 영역에 해당한다. 동적재결정 영역에서는 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 변형 속도와 변형 온도에만 의존한다. 본 발명에서는 압연 중 발생하는 동적 재결정을 통해 결정립을 미세화하고, 이후 빠른 속도의 냉각을 통해 압연 중 확보된 미세한 결정립을 상온까지 그대로 유지하고자 하였다.
최종 마무리 압연시 결정립을 미세화하기 위해서는, 롤과 롤 사이의 인터패스(interpass) 시간을 1분 이내로 제어하여 마무리 압연 직전의 오스테나이트 결정립 크기(AGS)를 5 내지 20㎛ 범위로 확보하고, 이후 사상압연 시 마무리 압연온도를 Ae1 내지 Acm℃로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연 시 온도가 Ae1℃ 미만이면 압연부하가 증가하여 설비 수명이 단축되는 문제가 있고, 반면 Acm℃를 초과하게 되면 높은 온도로 인하여 빠른 냉각에도 상변태 종료까지 유지시간이 길어져, 본 발명에서 얻고자 하는 결정립 미세화 효과가 크게 감소하는 문제가 있다.
또한, 위 온도범위에서 열간압연시 변형량을 하기 식(1)로 표현되는 임계 변형량 이상으로 제어할 수 있다.
식(1): -1.6Ceq2 + 3.11Ceq - 0.48
여기서, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이고, C, Mn, Cr은 각 원소의 중량%를 의미한다.
본 발명자들은 Ceq와 변형량간의 상관관계를 고려하여, 식(1)로 표현되는 임계 변형량을 도출하였다.
변형량은 -ln(1-RA)로 정의되며, 이때 RA는 압연패스에 의한 감면률(RA<1)이다. 변형량이 임계 변형량에 미달하는 경우, 압하량이 충분하지 않아 선재 중심부에서의 결정립을 충분히 미세화시키기 어렵고, 이로 인해 연질화 열처리 시 선재의 구상화 거동에 악영향을 미친다.
한편, 열간압연 시 선재는 하기 식(2)를 만족한다.
식(2): Tpf - Tf ≤ 50℃
여기서, Tpf 는 마무리 열간압연 전 선재의 평균 표면온도이고, Tf 는 마무리 열간압연 후 선재의 평균 표면온도이다.
Tpf - Tf 값이 50℃를 초과하는 경우에는, 선재 미세조직의 편차가 매우 커져 균일한 미세조직을 확보할 수 없고, 선재 표면에 과냉이 일어나 경질상 발생하거나 결정립이 조대화되는 문제가 있다.
상술한 온도범위에서 열간압연한 후, 3℃/sec 이상의 속도로 500 내지 600℃ 온도범위까지 냉각한 후, 1℃/sec 이하의 속도로 냉각하는 단계를 거쳐 본 발명의 베어링용 선재를 제조할 수 있다.
전술한 냉각 단계는 미세한 결정립 분포를 확보하기 위해 필수적인 공정으로, 본 발명에서는 냉각 종료 온도 및 냉각속도를 제어하여 확산 가속화를 통해 열처리 시간 단축이 가능한 미세조직을 확보하고자 하였다.
500 내지 600℃ 온도범위까지의 냉각속도가 3℃/sec 미만인 경우에는, 열간압연을 통해 확보한 미세한 결정립을 변태점 이하까지 유지하기 어려우며, 방위차 각도가 15°이하인 저경각 입계의 분율이 크게 감소하는 문제가 있다. 한편, 500 내지 600℃ 온도범위 도달 후의 냉각속도가 1℃/sec 초과인 경우에는 베이나이트 등의 저온조직이 발생하여, 구상화 열처리에도 불구하고 연질화가 충분히 진행되지 못하는 문제가 있다.
다음으로, 냉각 단계를 거친 선재를 권취한 후, 연질화 열처리 단계;를 더 포함할 수 있다.
연질화 열처리 과정은 선재의 Ae1℃ 부근의 온도에서 요구하는 연질화 정도에 따라 다양한 열처리 패턴을 적용할 수 있다. 본 발명에서는 냉각 후, 상기 선재를 Ae1 내지 Ae1+40℃로 가열하고 5 내지 8시간 유지하는 연질화 열처리를 수행하였다.
상기 가열온도가 Ae1℃ 미만인 경우, 연질화 열처리 시간이 길어지게 되는 문제점이 있다. 반면에, 상기 가열 온도가 Ae1+40℃를 초과하는 경우에는, 구상화 탄화물 시드가 줄어들어 충분한 연질화 열처리 효과를 얻을 수 없다. 더불어, 상기 가열은 5시간 내지 8시간 동안 행하는 것이 바람직하다. 8시간을 초과하여 가열하는 경우에는 제조공정 비용이 증가하는 문제가 있다. 반면, 5시간 미만으로 가열하는 경우에는 열처리가 충분히 진행되지 않아 시멘타이트의 종횡비가 커지는 문제점이 있다.
연질화 열처리 단계 후, 20℃/hr 이하의 속도로 660℃까지 냉각하는 단계를 거친다. 이 때, 냉각속도가 20℃/hr를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인하여 펄라이트가 다시 형성되는 문제점이 있다.
연질화 열처리를 수행한 이후, 선재의 인장강도는 인장강도는 750MPa 이하이고, 선재 내 시멘타이트의 평균 종횡비는 2.5 이하일 수 있다. 구체적으로, 선재의 표층부뿐만 아니라 중심부까지의 전 영역에서 시멘타이트 평균 종횡비가 2.5 이하인 탄화물을 80% 이상 확보할 수 있다.
본 발명에서는 1회의 연질화 열처리만으로도 선재의 인장강도를 740MPa 이하로 낮게 제어할 수 있으므로, 최종 제품 제조를 위한 냉간압조 또는 냉간단조 가공이 용이하다. 이에 따라, 선재 제조 후 추가 공정인 구상화 열처리 시간을 단축하거나 생략할 수 있어 비용의 절감이 가능하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 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 1]의 조성을 가지는 강재를 주조하여 빌렛을 제조한 뒤, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열간압연 및 냉각하여 직경이 10mm인 선재를 제조하였다. 표 2에서, 마무리 압연 전 오스테나이트 결정립 평균 크기(Austenite Grain Size, 이하 'AGS')는 마무리 열간압연 전 수행하는 절단 crop을 통해 측정하였다. 또한, Tpf는 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도이고, Tf는 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도이다.
강종 합금 성분 식(1)
C Si Mn Cr Al N -1.6Ceq2 + 3.11Ceq - 0.48
발명강1 0.98 0.32 0.45 1.45 0.035 0.015 0.81
발명강2 1.05 0.24 0.51 1.50 0.023 0.001 0.69
발명강3 0.98 0.25 0.45 1.43 0.035 0.015 0.81
비교강1 1.20 0.25 0.75 2.00 0.005 0.005 0.12
비교강2 0.93 0.25 0.33 1.22 0.005 0.005 0.93
강종 가열온도(℃) /가열시간(분) 마무리 압연 전 평균 AGS (㎛) 마무리 압연온도(℃) 변형량 Tpf - Tf(℃) 500℃까지 냉각속도(℃/s) 500℃이후 냉각속도(℃/s)
실시예 1 발명강1 950/90 7 760 1.2 40 5 0.5
실시예 2 발명강2 1,000/80 11 750 0.8 38 4 1
실시예 3 발명강3 1,020/90 9 730 0.95 43 6 0.7
비교예 1 비교강1 1,000/90 15 780 0.1 44 2 3
비교예 2 비교강2 950/80 11 850 0.6 63 4 2
비교예 3 발명강1 1,100/90 24 880 0.85 85 1 1
비교예 4 발명강2 1,000/90 13 770 0.32 55 3 2
이후, 제조된 각각의 실시예와 비교예의 미세조직 및 결정립계 특징과 기계적 특성(인장강도, 단면감소율)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
인장강도는, 열간압연된 선재를 ASTM E8 규격에 맞게 인장시편을 가공한 후, 전술한 강선 제조방법에 따른 후 인장시험을 실시하여 측정하였다.
RA는 단면감소율(Reduction Ratio)을 의미하며, 소재의 인장시험시 파단된 인장시편에서 단면적의 변화를 측정한 것으로 소재의 연성을 수치로 표현한 것이다.
결정립 평균 크기(AGS)는 ASTM E112법을 이용하여 측정하였다. 열간압연하여 선재를 제조한 후, 미수냉부를 제거하고 채취한 시편에 대하여 각각 표면, 직경으로부터 1/4 지점, 직경으로부터 1/2 지점에서 임의의 3지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
결정립계 특징은, 결정립 크기(AGS) 측정방법과 동일한 방법으로 시편을 채취한 뒤, SEM-EBSD를 사용하여 표면, 직경으로부터 1/4 지점, 직경으로부터 1/2 지점에서 x700의 배율로 130 x 130㎛2의 면적을 0.1㎛ Step-size로 측정하여 평균값으로 나타내었으며, Confidence Index의 평균값은 0.57 이상이었다.
미세조직 및 결정립계 특징 기계적 특성
AGS (㎛) 라멜라 간격 (㎛) ≥15°입계길이 분포 (mm/mm2) ≤15°입계길이 분포(mm/mm2) ≤15°입계 중 ≤5°입계비율(%) 인장강도 (MPa) 단면적 감소율(%)
실시예 1 4 0.12 2500 420 60 1250 25
실시예 2 5.5 0.11 3500 650 55 1260 32
실시예 3 5 0.15 3700 550 63 1210 27
비교예 1 12 0.21 2150 210 35 1020 13
비교예 2 11 0.22 850 120 17 980 11
비교예 3 15 0.29 1450 150 22 1020 14
비교예 4 13 0.21 1200 160 25 1030 13
한편, 각각의 실시예와 비교예의 선재를 하기 표 4의 조건으로 1회 구상화 열처리한 뒤, 시멘타이트의 평균 종횡비와 인장강도를 측정하여 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 이 때, 구상화 열처리는 제조된 선재의 시편을 1차 연질화 처리 및 1차 신선 가공 공정없이 수행하고, 구상화 여부를 판단하였다.
이 때, 구상화 열처리 후 선재의 시멘타이트 평균 종횡비는 선재의 직경 방향으로 1/4 내지 1/2 영역을 3000배 SEM을 3시야 촬영하고, 이미지 측정 프로그램을 사용하여 시야 내 시멘타이트의 장축/단축을 자동측정 후 통계처리를 통해 측정한 것이다.
구상화 여부의 판단은 랜덤하게 10개 이상에서 SEM 전자현미경을 통해 촬영한 후, ×5,000 시야에서 관찰한 모든 탄화물 중 종횡비(Aspect ratio)가 2.5 이하인 구상화 탄화물의 점유율이 80% 이상일 경우 구상화가 이루어진 것으로 판단하였다.
구분 Ae1(℃)　 열처리 온도(℃) 열처리 시간(Hr) 660℃까지 냉각속도(℃/Hr) 열처리 후시멘타이트 평균 종횡비　 열처리 후인장강도(MPa)
실시예 1 743.6 765 8 15 1.6 720
실시예 2 741.6 780 7 17 2.1 733
실시예 3 739.7 770 6 10 1.5 730
비교예 1 738.4 700 7 30 8.5 820
비교예 2 734.8 740 10 20 6.2 790
비교예 3 740.2 800 7.5 15 7.5 810
비교예 4 740.2 765 4 25 5.5 770
비교예 1 내지 4는 합금조성은 본 발명에서 제안하는 바를 만족하나, 하기 제조공정 조건이 본 발명을 벗어나므로 비교예로 표기한 것이다.
도 1과 도 2는 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 전, 광학현미경(Optical Microscope,　OM)으로 촬영한 미세조직 사진이고, 도 3과 도 4는 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 및 냉각 후, 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope,　SEM)으로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 1 내지 도 4를 참조하면, 실시예 1은 비교예 1에 비하여 마무리 열간압연 전 구오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 상대적으로 미세하고, 이에 따라 마무리 열간압연 및 냉각 후에도 결정립이 미세함을 확인할 수 있다.
표 3을 참조하면, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 실시예 1 내지 3의 선재는 구오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 3 내지 10 ㎛이고, 방위차 각도(Misorientation angle)가 15°이상인 고경각 입계의 길이 분포가 1,000 내지 4,000mm/mm2로 나타나 미세한 결정립을 확보할 수 있었다. 또한, 실시예 1 내지 3의 선재는 비교예들에 비해 1,200MPa 이상의 높은 인장강도를 확보하면서도, 단면적 감소율이 20% 이상으로 나타났다.
도 5와 도 6은 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 마무리 열간압연 및 냉각 후, SEM-EBSD를 통해 결정립계 특성을 관찰한 사진이다.
도 5 및 도 6을 참조하면, 실시예 1은 비교예 1에 비하여 초록색과 빨간색으로 표시되어 있는 방위차 각도(Misorientation angle)가 15°이하인 저경각 결정립경의 분포도가 높은 것을 확인할 수 있다.
표 4를 참조하면, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 실시예 1 내지 3의 선재는 1회 연질화 열처리 후, 인장강도가 740MPa 이하로 낮게 도출될 뿐만 아니라, 미세한 결정립을 확보함으로써 종래 30시간 이상이었던 열처리보다 짧은 구상화 열처리만으로도 평균 종횡비가 2.5 이하인 구상화 시멘타이트를 확보할 수 있었다.
도 7과 도 8은 각각 본 발명의 실시예 1, 비교예 1 선재를 구상화 열처리 후, 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope,　SEM)으로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 7 및 도 8을 참조하면, 실시예 1은 비교예 1에 비하여 구상 시멘타이트들이 고르게 분포되어 있어, 빠른 속도로 구상화가 이루어짐을 확인할 수 있다.
비교예 1의 경우, Mn 함량이 과다하여 Acm 변태점이 상승함에 따라 압연 시 결정립의 충분히 미세화가 이루어지지 못하였다. 이에 따라, 연질화 열처리 후에도, 시멘타이트 평균 종횡비가 8.5로 나타나 구상화된 조직을 얻을 수 없었으며 인장강도 값이 820MPa로 높게 도출되었다.
비교예 2의 경우, 마무리 열간압연 온도가 850℃로 Acm℃ 변태점 이상의 온도를 초과하여 상변태 종료까지 필요한 냉각시간이 길어짐에 따라, 결정립 미세화 효과가 크게 감소하였다. 이에 따라, 연질화 열처리 후에도, 시멘타이트 평균 종횡비가 6.2로 나타나 구상화된 조직을 얻을 수 없었으며 인장강도 값이 790MPa로 높게 도출되었다.
비교예 3의 경우, 본 발명이 제시하는 성분 범위를 만족하나, Tpf - Tf 값이 85℃로 50℃를 크게 초과하여, 압연시 소재 내/외부 온도편차가 크게 증가하여 중심부에서는 평균 결정립 크기가 15㎛인 조대한 미세조직이 도출되었다. 이에 따라, 연질화 열처리 후에도, 시멘타이트 평균 종횡비가 7.5로 나타나 구상화된 조직을 얻을 수 없었으며 인장강도 값이 810MPa로 높게 도출되었다.
비교예 4의 경우, 본 발명이 제시하는 성분 범위를 만족하나, 변형량이 0.32로 임계 변형량인 0.69에 크게 미달함에 따라 충분한 압하량을 확보하지 못하여, 결정립의 충분히 미세화가 이루어지지 못하였다. 이에 따라, 연질화 열처리 후에도, 시멘타이트 평균 종횡비가 5.5로 나타나 구상화된 조직을 얻을 수 없었으며 인장강도 값이 770MPa로 높게 도출되었다.
이와 같이 본 발명의 실시예에 따르면, 합금성분 및 제조방법을 제어하여 미세한 결정립 분포를 도출하였다 이에 따라, 선재의 제조 후 연질화를 위해 수반되는, 구상화 열처리 공정을 단축하거나 생략할 수 있어 제품의 가격 경쟁력을 확보할 수 있다.
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.
본 발명에 따른 선재 및 강선은 베어링용 선재 및 이의 제조방법은 연질화 열처리 시간을 단축하거나 생략할 수 있어, 제조 공정상의 비용 절감이 가능하다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직의 구오스테나이트 결정립 크기는 3 내지 10 ㎛이고,
    방위차 각도(Misorientation angle)가 15°이상인 고경각 입계 길이의 합이 단위면적당 1,000 내지 4,000mm/mm2인 베어링용 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    방위차 각도가 15°이하인 저경각 입계 길이의 합이 단위면적당 250 내지 800mm/mm2이고, 상기 저경각 입계 중 방위차 각도가 5°이하인 입계의 비율은 40 내지 80%인 베어링용 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직은, 입계에는 망상형 초석 시멘타이트로, 입내에는 펄라이트로 구성되는 베어링용 선재.
  4. 제3항에 있어서,
    펄라이트 내 층상간격은 0.05 내지 0.2㎛인 베어링용 선재.
  5. 제1항에 있어서,
    인장강도는 1,200MPa 이상, 단면적 감소율(RA)은 20% 이상인 베어링용 선재.
  6. 제1항에 있어서,
    1회 연질화 열처리 후, 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하인 베어링용 선재.
  7. 제1항에 있어서,
    1회 연질화 열처리 후, 인장강도가 750MPa 이하인 베어링용 선재.
  8. 중량%로, C: 0.8 내지 1.2%, Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.1 내지 0.6%, Cr: 1.0 내지 2.0%, Al: 0.01 내지 0.06%, N: 0.02% 이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950 내지 1,050℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    Ae1 내지 Acm℃의 온도범위에서, 하기 식(1)로 표현되는 임계 변형량 이상의 변형량으로 마무리 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 선재를 3℃/sec 이상의 속도로 500 내지 600℃ 온도범위까지 냉각한 후, 1℃/sec 이하의 속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 베어링용 선재의 제조 방법.
    식(1): -1.6Ceq2 + 3.11Ceq - 0.48
    (여기서, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이고, C, Mn, Cr은 각 원소의 중량%를 의미한다.)
  9. 제8항에 있어서,
    상기 선재는 하기 식(2)를 만족하는 베어링용 선재의 제조 방법.
    식(2): Tpf - Tf ≤ 50℃
    (여기서, Tpf 는 마무리 열간압연 전 선재의 평균 표면온도이고, Tf 는 마무리 열간압연 후 선재의 평균 표면온도이다.)
  10. 제8항에 있어서,
    가열시간은 90분 이하인 베어링용 선재의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서,
    마무리 열간압연 전 오스테나이트 결정립 평균 크기(AGS)는 5 내지 20㎛인 베어링용 선재의 제조 방법.
  12. 제8항에 있어서,
    냉각 후, 상기 선재를 Ae1 내지 Ae1+40℃로 가열하고 5 내지 8시간 유지하는 연질화 열처리 단계;를 더 포함하는 베어링용 선재의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서,
    연질화 열처리 후, 20℃/hr 이하의 속도로 660℃까지 냉각하는 단계;를 더 포함하는 베어링용 선재의 제조 방법.
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