KR101253852B1 - 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법 - Google Patents

고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101253852B1
KR101253852B1 KR1020090071586A KR20090071586A KR101253852B1 KR 101253852 B1 KR101253852 B1 KR 101253852B1 KR 1020090071586 A KR1020090071586 A KR 1020090071586A KR 20090071586 A KR20090071586 A KR 20090071586A KR 101253852 B1 KR101253852 B1 KR 101253852B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
rolled material
less
high toughness
rolled
pearlite
Prior art date
Application number
KR1020090071586A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20110013889A (ko
Inventor
이유환
김동현
이상윤
김하늬
박용식
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020090071586A priority Critical patent/KR101253852B1/ko
Priority to JP2012523563A priority patent/JP5771609B2/ja
Priority to PCT/KR2010/005117 priority patent/WO2011016676A2/en
Priority to EP10806650.7A priority patent/EP2462252B9/en
Priority to CN201080034847.1A priority patent/CN102471851B/zh
Priority to US13/384,779 priority patent/US8715429B2/en
Publication of KR20110013889A publication Critical patent/KR20110013889A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101253852B1 publication Critical patent/KR101253852B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 열처리 단계를 생략하더라도, 성분계 중 Mn의 함량 및 냉각조건을 제어하여 C의 확산을 억제하고, 이를 통하여 압연재 내부조직에 불완전 펄라이트 조직을 확보함으로써 인성을 향상시킨 압연재, 상기 압연재를 신선한 신선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 압연재는 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.8~3.0%, P: 0.035%이하, S: 0.040% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 두께가 150nm 이하의 시멘타이트를 포함하는 펄라이트와 페라이트로 이루어진 것을 특징으로 한다.
비조질, 구조용강, 고인성, 불완전 펄라이트

Description

고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법{Non-heat Treatment Rolled Steel and Drawn Wire Rod Having High Toughness and Method Of Manufacturing The Same}
본 발명은 구조용강으로 사용될 수 있는 압연재 및 신선재에 관한 것으로서, 열처리 단계를 생략하더라도 Mn의 함량과 냉각조건을 제어하여 미세조직내에 불완전 펄라이트 조직을 확보한 인성이 우수한 압연재 및 신선재에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 상기 압연재 및 신선재의 제조방법에 관한 것이다.
대부분의 구조용강은 열간 가공후 재가열, 소입, 소려하여 강도와 인성을 높여 사용하는 조질강(Quench and Tempered Steel, 調質鋼)이다. 이에 반하여, 비조질강(Non-Heat Treated Steel, 非調質鋼)이란 열간 가공후 열처리를 하지 않은 강으로서, 열처리(조질처리)한 재질과 거의 비슷한 인성과 강도를 얻을 수 있는 강을 말한다. 영문 명칭으로는 열처리를 하지 않고 사용하는 강이라고 하여 Non-Heat Treated Steel이라고도 하고, 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만드는 강이라고 하 여 Micro-Alloyed Steel 이라고 하기도 한다. 이하, 본 발명에서는 상기 특징을 갖는 강을 비조질강이라고 부른다.
일반적으로 선재 제품은 아래와 같은 단계로 최종 제품까지 만들어진다. 압연선재 → 냉간 신선 → 구상화 열처리 → 냉간 신선 → 냉간 압조 → 급냉 및 소려 → 제품 순으로 제조된다. 그러나 비조질강은 열간 압연선재 → 냉간 신선 → 냉간 압조 → 제품 순으로 제조되어, 열처리 공정을 생략한 경제적 제품을 생산할 수 있고 동시에 최종 급냉 및 소려단계 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용되고 있다.
그러나, 열처리 공정이 생략되고 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 인성은 지속적으로 하락하게 된다. 따라서, 국내외 선제 제조사는 비조질강의 인성을 개선한 고인성형 비조질강 제조에 기술을 집중하고 있다. 이와 같은 비조질강을 제조하는 방법으로는 석출물을 이용하여 결정립을 미세화시키거나, 합금원소를 첨가하여 복합 미세조직을 확보하는 방법 등이 있다.
일본 특허공개번호 제1995-054040호는 중량％로，C: 0.1~0.2％，Si: 0.05~0.5％，Mn: 1.0~2.0％，Cr: 0.05~0.3％，Mo: 0.1％이하，V: 0.05~0.2％，Nb: 0.005~0.03％ 및 잔부 Fe로 이루어진 합금강을 열간 압연한 후 냉각 과정에 있어서 800~600℃의 사이를 60초 이내에 냉각하고 450~600℃로 가열하거나, 또는，계속하여 600~450℃의 사이를 20분간 이상 유지한 후 냉각하며, 그 후 신선 가공을 행하여 항장력 750~950MPa의 비조질 강선재를 제공할 수 있는 방법을 고안한 것이다. 제어압연이라는 과정을 통하여 제품을 열간압연하고, 고가의 Cr, Mo 및 V 등을 첨가하므로 비경제적이다.
그리고, 일본 특허공개번호 제1998-008209호는 냉간 가공성 및 열간 가공후의 강도가 우수한 비조질강 및 그 제조방법과 비조질강을 이용한 단조 부재의 제조방법에 관한 것으로서, C, Si, Mn, Cr, V, P, O, S, Te, Pb, Bi, Ca의 함량을 제어한 강에 있어, 페라이트상의 체적율이 40％이상이고, 경도가 90HRB 이하인 냉간 가공성이 우수한 비조질강 및 이 강재를 제조하는 방법에 관한 것이다. 상세하게는 최종 가공 온도가 800~950℃로 되도록 열간 압연 후 곧 매분 120℃이하의 냉각 속도로 A1점 이하의 온도까지 연속 냉각하는 방법 및 열간 압연 강재를 800~950℃에 10분 이상 가열한 후 공기 중에서 방냉하는 방법, 또한, 상기 강재에 냉간 가공 또는 600℃이하의 온도로 온간 가공을 하고 예비 성형체를 제조하고, 상기 예비 성형체를 1000℃~1250℃의 온도로 열간 단조한 후 공기 중에 방냉한 것에 의하고, 경도 20~35HRB의 구조부재를 제조하는 방법에 관한 것이다. 상기 기술은 통상적으로 사용하지 않은 원소를 포함하는 특정 강으로 성분을 한정하였고 냉간 단조용에 적용되는 것은 아니다.
또한, 일본 특허공개번호 제2006-118014호에는 냉간 가공성이 우수하고 또한 신장선감면율이 높은 가공을 행한 경우에도 열처리후의 결정립 조대화가 억제되는 볼트 등의 제조에 적합한 표피 경화용 강철의 제조 방법을 제공하며, 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.5%이하(0%제외), Mn: 0.3~1.0%, P: 0.03%이하(0%제외) S: 0.03%이하(0%제외), Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.1%, N: 0.005~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 강재를 이용하고, 700~850℃의 온도로 열간 마무리 압연 또는 열간 마무리 단조를 행한 뒤, 0.5℃/sec 이하의 냉각 속도 600℃까지 냉각을 행하고, 실온까지 방냉하여 신장선의 감면율을 20% 미만으로 억제하여 고인성 비조질 선재를 제조하는 방법을 제시하고 있다. 상기 기술은 고가의 Cr을 사용하여 비경제적이다.
본 발명은 압연재, 신선재 및 그 제조방법으로서, 열처리 단계를 생략하더라도 성분계 중 Mn의 함량 및 냉각조건을 제어하여 탄소의 확산을 억제하고, 이를 통하여 압연재에 불완전 펄라이트 조직을 확보함으로써 인성이 우수한 압연재, 신선재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명은 일구현례로서, 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.8~3.0%, P: 0.035%이하, S: 0.040% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 펄라이트와 페라이트로 이루어진 고인성 비조질 압연재를 제공한다.
상기 압연재의 미세조직은 펄라이트 40~60%와 잔부 페라이트로 이루어진 것이 바람직하다.
상기 펄라이트는 두께가 150nm 이하의 시멘타이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 펄라이트내에 포함된 시멘타이트의 종횡비(폭:두께)가 30 : 1 이하인 것이 바람직하다.
상기 펄라이트내에 포함된 시멘타이트는 불연속적인 형태를 갖는 것이 바람직하다.
상기 펄라이트는 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)인 것이 바람직하다.
상기 압연재의 인장강도는 650~750MPa, 단면감소율(RA)은 60~70%인 것이 바람직하다.
본 발명은 다른 구현례로서, 상기의 압연재를 냉간 신선한 신선재로서, 상기 신선재의 인장강도가 800~900MPa인 신선재를 제공한다.
본 발명은 다른 구현례로서, 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.8~3.0%, P: 0.035%이하, S: 0.040% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 빌릿(billet)을 Ae3+150℃~Ae3+250℃ 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 빌릿을 Ae3+50℃~Ae3+100℃ 범위로 1차 냉각하는 단계; 상기 냉각된 빌릿을 Ae3+50℃~Ae3+100℃에서 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 및 상기 압연재를 600℃ 이하까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 고인성 비조질 압연재의 제조방법을 제공한다.
상기 가열단계에서 상기 빌릿의 가열은 30분~1시간 30분 동안 이루어지는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각단계에서 냉각속도는 5~15℃/s 범위인 것이 바람직하다.
상기 2차 냉각단계에서 냉각속도는 0.5~1.5℃/s 범위인 것이 바람직하다.
본 발명은 다른 구현례로서, 상기의 압연재를 냉간 신선하는 단계를 포함하 는 고인성 비조질 신선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 고가의 합금원소 첨가 없이 Mn의 함량을 높이고 냉각속도를 제어하여 압연재 및 신선재의 미세조직 중 불완전 펄라이트를 생성함으로써 열처리를 생략하더라도 우수한 고인성 및 냉간압조성을 확보할 수 있는 비조질 압연재 및 신선재를 제공할 수 있다.
비조질 압연재는 열간 압연재 제조 이후 구상화 열처리 및 급냉(quenching) 및 소려(tempering) 등의 열처리과정을 전혀 부여하지 않기 때문에 경제성이 우수하고, 특히, 본 발명에서는 고가의 합금원소를 첨가하지 않고도 저가의 Mn의 첨가와 더불어 적절한 서냉의 방법을 이용하여 고인성을 확보할 수 있는 방법을 제안한다.
본 발명은 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법에 관한 것으로써, Mn의 함량을 종래의 비조질강에서의 Mn의 함량 이상으로 첨가하고, 상기 Mn의 함량에 따른 C 확산 저지 효과가 가장 잘 나타날 수 있는 냉각속도를 제어한 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 상기와 같은 방법을 통하여 압연재 내부에 기존 펄라이트와는 상이한 불완전 펄라이트가 존재하게 되고 이를 이용하여 제품의 인성(또는 충격인성)을 향상시킬 수 있다.
본 발명에서 압연재는 빌릿을 압연한 후의 소재를 의미하는 것이고, 신선재는 냉간신선한 후의 소재를 의미하는 것이다.
불완전 펄라이트(de-generated pearlite)란 통상의 펄라이트와는 달리 페라이트 및 시멘타이트의 혼합상이면서도 층상구조를 가지지 않으며, 불연속적이고 얇은 시멘타이트를 포함한다. 인성 저하의 원인인 층상의 시멘타이트 대신에 불완전 층상의 시멘타이트를 형성하여 충격인성을 증대시킬 수 있다.
일반적으로 강도와 충격인성은 반비례하는 경향을 보이는데, 본 발명의 압연재, 신선재는 상기와 같은 불완전 펄라이트에 의하여 강도와 충격인성을 동시에 증가시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 압연재 및 신선재의 성분계 및 조성범위에 대하여 상세히 설명한다.
C(탄소): 0.15~0.30중량%
C는 압연재의 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. C의 함량이 0.15중량% 미만인 경우에는 열간 압연 후 압연재의 인장강도를 충분히 확보할 수 없다. 반면에, C의 함량이 0.30중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 및 펄라이트 미세조직 형성의 경향성이 강해지기 때문이며, 필요 이상의 강도를 확보하게 되어 인성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.15~0.30중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Si(규소): 0.1~0.2중량%
Si의 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 열간압연재와 최종 제품에 요구되는 강도 수준에 도달할 수 없는 문제점이 있다. Si의 함량이 0.2중량%를 초과하는 경우에는 냉간 인발 및 압조 공정 중 가공경화 현상이 급격하게 일어나 가공성 떨어진다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.2중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Mn(망간): 1.8~3.0중량%
Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하는 고용강화원소이며, 이를 통하여 인성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 본 발명에서는 통상의 비조질강에 비하여 Mn의 함량을 높이는 것을 특징으로 한다. Mn의 함량이 1.8중량% 미만인 경우에는 Mn의 편석에 의한 편석대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 강도 확보 및 인성의 개선효과는 기대하기 어렵다. Mn의 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 고용강화 효과보다는 Mn 편석에 의하여 제품특성에 더 유해한 영향을 미친다.
강의 응고시 편석 기구에 따라 거시 편석과 미시 편석이 일어나기 용이한데, Mn 편석은 타 원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)을 생성하는 주원인이 된다. 상기 열거한 원인에 의하여 중심부 저온 조직이 발생한다. 이 경우 인장강도는 매우 높아지게 되고, 인성은 급격하게 감소하게 된다.
P(인): 0.035중량% 이하
P은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키는 주요 원인이므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 상기 P의 함량의 상한은 0.035중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
S(황): 0.040중량% 이하
S은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 저 융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 상기 S의 함량의 상한은 0.040중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 압연재의 미세조직은 펄라이트와 페라이트이며, 펄라이트 상분율은 40~60%이고 잔부는 페라이트이다. 상기 펄라이트는 상술한 불완전 펄라이트이며, 상기 불완전 펄라이트는 시멘타이트와 페라이트로 이루어져 있고, 시멘타이트와 페라이트 상간에 평행하게 배열되어 있으나, 일반적인 펄라이트와 상이하게 시멘타이트는 불연속적으로 이루어져 있다. 도1은 실시예 중 발명예1의 미세조직을 나타내는 SEM 사진으로서, 상기 도1을 통하여도 불연속적인 시멘타이트의 형태를 확인할 수 있다.
일반적으로 펄라이트는 층간 간격 즉, 라멜라 간격으로 조직을 정의할 수 있다. 본 발명에서의 펄라이트(불완전 펄라이트)는 시멘타이트의 두께(층상간격)가 150nm 이하이며, 평균 시멘타이트의 종횡비(폭:두께)는 30:1이하인 것이 바람직하다.
상기와 같은 성분계 및 조성범위, 그리고 미세조직을 갖는 압연재에 대하여, 본 발명이 의도하고자 하는 상기 압연재의 인장강도는 650~750MPa범위이고, 단면감소율(RA)은 60~70%인 것이 바람직하다. 또한, 상기 압연재를 냉간신선한 신선재의 인장강도는 800~900MPa인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명 압연재 및 신선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
빌릿(billet) 가열: Ae3+150℃~Ae3+250℃
상기 온도 범위에서 빌릿의 가열을 행함으로써 오스테나이트 단상을 유지하고, 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지할 수 있으며, 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물을 효과적으로 용해할 수 있다. 빌릿의 가열온도가 Ae3+250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후 형성되는 최종 미세조직이 조대화 되는 경향이 강하므로 고강도 및 고인성 선재를 획득할 수 없다. 반면에, 빌릿의 가열온도가 Ae3+150℃ 미만인 경우에는 가열에 의한 상기 효과를 얻을 수 없다.
가열 시간이 30분 미만인 경우에는 전체 온도가 균일하게 될 수 없는 문제가 있으며, 가열 시간이 1시간 30분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대해지고 생산성이 현저하게 감소한다.
냉각(1차): Ae3+50℃~Ae3+100℃ 5~15℃/s로 냉각
상기 냉각속도는 열간압연 전 냉각 단계에서 미세조직의 변태를 최소화할 목적으로 제한한 것이다. 열간압연 전 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 생산성이 감소하고, 서냉을 유지하기 위해서는 추가적인 장치가 필요하다. 또한, 가열시간을 장시간 유지한 경우와 같이 열간압연 완료 후 압연재의 강도와 인성이 저하될 수 있다. 반면에, 냉각속도가 15℃/s를 초과하는 경우에는 압연 전 빌릿이 가지는 변 태의 구동력이 증가하여 압연 중 새로운 미세조직이 출현할 가능성이 커지게 되고, 압연 온도를 낮은 온도로 재설정해야 하는 심각한 문제를 초래하게 된다.
압연: Ae3+50℃~Ae3+100℃
Ae3+50℃~Ae3+100℃의 범위에서 압연하는 경우 압연 중 변형에 의한 미세조직의 출현이 억제되며, 재결정이 발생하지 않고 사이징(sizing) 압연만이 가능하다. 압연온도가 Ae3+50℃ 미만인 경우에는 동적 재결정 온도에 근접하여 본 발명이 의도하고자 하는 미세조직을 획득하기 어려우며, 일반 연질의 페라이트가 확보될 가능성이 매우 크다. 반면에, 압연온도가 Ae3+100℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 다시 가열해야 하는 문제가 발생한다.
냉각(2차): 0.5~1.5℃/s로 600℃ 이하까지 냉각
상기 냉각속도는 Mn 첨가에 의하여 C의 확산이 저지되고 불완전 펄라이트가 가장 효과적으로 생성될 수 있는 냉각속도를 의미하는 것이다. 냉각속도가 0.5℃/s 미만인 경우에는 냉각속도가 너무 느려 층상 또는 불완전 펄라이트가 생성되지 않고 구상화 형태를 가지는 시멘타이트가 생성되어 강도가 급격하게 감소하게 된다. 이 경우 인성이 매우 높아져서 다른 제품에는 효과적으로 적용할 수도 있으나, 본 발명에서는 의도하고자하는 것이 아니다. 그러나, 냉각속도가 1.5℃/s를 초과하는 경우에는 Mn 첨가에 의한 경화능 향상으로 인하여 페라이트/펄라이트 변태가 지연 되어 마르텐사이트/베이나이트와 같은 저온 조직이 발생할 수 있다.
상기 냉각 단계(2차) 이후 통상적인 냉간신선 공정을 거쳐 신선재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표1에 나타낸 강종1 내지 9를 하기 표2에 나타난 제조조건에 따라 압연재를 제조하였다. 강종1-3, 강종8 및 9는 본 발명이 제어하는 성분계 및 조성범위를 만족하지 못하고, 강종4-7은 본발명이 제어하는 성분계 및 조성범위를 만족한다.
더불어, 각 강종별 Ae3(℃)를 하기 표1에 나타내었으며, 상기 제조조건에 의하여 제조된 압연재의 인장강도 및 V-충격인성을 측정하여 하기 표2에 나타내었다.
그리고, 발명예1, 비교예1 및 비교예7의 미세조직의 SEM사진을 도면에 나타내었다.
강종 C(중량%) Si(중량%) Mn(중량%) P(중량%) S(중량%) Ae3(℃)
강종1 0.14 0.11 1.9 0.031 0.023 863
강종2 0.22 0.05 1.8 0.030 0.032 855
강종3 0.21 0.10 1.5 0.031 0.039 851
강종4 0.20 0.10 1.8 0.035 0.040 842
강종5 0.20 0.15 1.9 0.031 0.031 838
강종6 0.26 0.14 2.0 0.021 0.022 836
강종7 0.30 0.20 3.0 0.027 0.039 835
강종8 0.31 0.20 3.4 0.029 0.034 833
강종9 0.35 0.19 2.6 0.029 0.028 829

구분
 빌릿가열온도(℃) 가열시간(분) 냉각속도
(℃/s)		 압연온도(℃) 압연후
냉각속도
(℃/s)		 압연재의
인장강도
(MPa)		 압연재의
V-충격인성
(J)
발명예1 강종4 1082 80 9.7 989 1.3 652 256
비교예1 강종4 1090 62 13.2 956 0.2 531 326
발명예2 강종4 1015 71 11.9 978 0.5 653 261
발명예3 강종4 1065 65 10.2 988 0.9 676 235
발명예4 강종4 1011 88 9.6 990 1.5 681 221
비교예2 강종4 1083 78 13.9 991 2.3 897 32
발명예5 강종5 1038 19 10.2 972 0.8 663 248
비교예3 강종5 1082 82 11.7 965 0.3 546 365
발명예6 강종5 1053 82 12.4 978 0.6 659 223
발명예7 강종5 1065 89 10.2 981 1.1 675 232
비교예4 강종5 1071 79 9.1 980 1.7 873 41
비교예5 강종5 1069 80 14.2 968 1.9 901 15
비교예6 강종1 1063 82 7.5 1005 0.6 520 340
비교예7 강종2 1055 89 8 998 0.9 558 352
비교예8 강종3 1051 75 9.3 965 1.2 589 312
발명예8 강종6 1036 88 10.6 976 0.7 678 252
발명예9 강종7 1035 71 9.5 962 1.1 102 234
비교예9 강종8 1033 69 12.1 980 1.0 892 46
비교예10 강종9 1029 68 11.5 968 0.9 920 13
비교예1 및 3은 압연 후 냉각속도가 낮아 불완전 펄라이트가 생성되지 못하고 구상화 형태의 시멘타이트가 생성되어 강도가 감소한다. 또한, 상기 비교예1의 미세조직 사진을 도4에 나타내었으며, 상기 도4를 통하여 구상화된 시멘타이트를 확인할 수 있다. 비교예2, 4 및 5는 압연 후 냉각속도가 높아서 저온조직이 발생하게 되어 인성이 나쁘다.
비교예6은 C의 함량이 낮아 압연 후에도 인장강도를 충분히 확보할 수 없다. 비교예7은 Si의 함량이 낮아 충분한 강도를 확보할 수 없다. 비교예8은 Mn의 함량이 낮아 고용강화에 의한 강도 향상이 어렵다. 비교예9는 Mn의 함량이 높아 저온조직이 발생하여 인성이 급격히 감소됨을 확인할 수 있으며 도3을 통하여 저온조직을 확인할 수 있다. 비교예10은 C의 함량이 높아 일반적인 페라이트 및 펄라이트 미세조직의 형성이 강해져 강도는 향상되나, 인성은 감소되었다.
반면에, 발명예1 내지 9는 압연재의 인장강도는 650~750MPa 범위이고, 충격인성도 V-충격인성값은 221-261J로 나타났으며, 인장강도와 인성이 우수한 것이 확인되었다. 이를 통하여, 성분계 및 조성범위를 제어하고 제조조건을 제어하여 적절한 인장강도 및 고인성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도1은 발명예1의 미세조직을 나타내는 SEM사진;
도2는 통상적인 펄라이트 및 페라이트의 미세조직을 나타내는 SEM사진;
도3은 Mn의 함량이 본 발명에서 한정하는 범위를 초과한 비교예9의 미세조직을 나타내는 SEM사진; 및
도4는 비교예1의 미세조직을 나타내는 SEM사진이다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.8~3.0%, P: 0.035%이하, S: 0.040% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 펄라이트와 페라이트로 이루어진 고인성 비조질 압연재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 압연재의 미세조직은 펄라이트 40~60%와 잔부 페라이트로 이루어진 고인성 비조질 압연재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 펄라이트는 두께가 150nm 이하의 시멘타이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 펄라이트내에 포함된 시멘타이트의 종횡비(폭:두께)가 30 : 1 이하인 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재.
  5. 제1항에 있어서, 상기 펄라이트내에 포함된 시멘타이트는 불연속적인 형태를 갖는 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재.
  6. 제1항에 있어서, 상기 펄라이트는 불완전 펄라이트(de-generated pearlite)인 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재.
  7. 제1항에 있어서, 상기 압연재의 인장강도는 650~750MPa, 단면감소율(RA)은 60~70%인 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항의 압연재를 냉간 신선한 신선재로서, 상기 신선재의 인장강도는 800~900MPa인 고인성 비조질 신선재.
  9. 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.8~3.0%, P: 0.035%이하, S: 0.040% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 빌릿(billet)을 Ae3+150℃~Ae3+250℃ 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌릿을 Ae3+50℃~Ae3+100℃ 범위로 1차 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 빌릿을 Ae3+50℃~Ae3+100℃에서 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 및
    상기 압연재를 600℃ 이하까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 고인성 비조질 압연재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 가열단계에서 상기 빌릿의 가열은 30분~1시간 30분 동안 이루어지는 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 1차 냉각단계에서 냉각속도는 5~15℃/s 범위인 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서, 상기 2차 냉각단계에서 냉각속도는 0.5~1.5℃/s 범위인 것을 특징으로 하는 고인성 비조질 압연재의 제조방법.
  13. 제9항 내지 제12항 중 어느 한 항의 압연재를 냉간 신선하는 단계를 포함하 는 고인성 비조질 신선재의 제조방법.
KR1020090071586A 2009-08-04 2009-08-04 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법 KR101253852B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090071586A KR101253852B1 (ko) 2009-08-04 2009-08-04 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
JP2012523563A JP5771609B2 (ja) 2009-08-04 2010-08-04 高靭性非調質圧延鋼材及びその製造方法
PCT/KR2010/005117 WO2011016676A2 (en) 2009-08-04 2010-08-04 Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same
EP10806650.7A EP2462252B9 (en) 2009-08-04 2010-08-04 Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same
CN201080034847.1A CN102471851B (zh) 2009-08-04 2010-08-04 具有优异韧性的非热处理轧钢和拉制线材及二者的制备方法
US13/384,779 US8715429B2 (en) 2009-08-04 2010-08-04 Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090071586A KR101253852B1 (ko) 2009-08-04 2009-08-04 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20110013889A KR20110013889A (ko) 2011-02-10
KR101253852B1 true KR101253852B1 (ko) 2013-04-12

Family

ID=43544788

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020090071586A KR101253852B1 (ko) 2009-08-04 2009-08-04 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US8715429B2 (ko)
EP (1) EP2462252B9 (ko)
JP (1) JP5771609B2 (ko)
KR (1) KR101253852B1 (ko)
CN (1) CN102471851B (ko)
WO (1) WO2011016676A2 (ko)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101262462B1 (ko) * 2010-11-19 2013-05-08 주식회사 포스코 냉간 신선형 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법
KR101325317B1 (ko) * 2011-07-15 2013-11-08 주식회사 포스코 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법
KR101449111B1 (ko) * 2012-08-09 2014-10-08 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법
US20140261918A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Exxonmobil Research And Engineering Company Enhanced wear resistant steel and methods of making the same
JP2015025162A (ja) * 2013-07-25 2015-02-05 大同特殊鋼株式会社 フェライト・パーライト型非調質鋼
WO2016063867A1 (ja) * 2014-10-20 2016-04-28 新日鐵住金株式会社 伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材
KR101714903B1 (ko) * 2014-11-03 2017-03-10 주식회사 포스코 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
CN104525561A (zh) * 2015-01-15 2015-04-22 唐山钢铁集团有限责任公司 具有退化的伪珠光体组织的低碳热轧带钢的生产方法
KR101676201B1 (ko) * 2015-12-07 2016-11-15 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법
WO2017170756A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 非調質ボルト用線材、非調質ボルト用鋼線およびそれらの製造方法、ならびに非調質ボルト
EP3533898B1 (en) * 2016-10-28 2020-12-02 Nippon Steel Corporation Wire rod and manufacturing method therefor
KR101917447B1 (ko) 2016-12-20 2018-11-09 주식회사 포스코 고온연신 특성이 우수한 고강도 강판, 온간프레스 성형부재 및 이들의 제조방법
KR101917461B1 (ko) * 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재 및 이들의 제조방법
KR101977467B1 (ko) * 2017-05-29 2019-05-13 주식회사 포스코 강도 및 냉간가공성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법
EP4079909A4 (en) * 2019-12-20 2023-03-29 Posco STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT SPHEROIDIZATION HEAT TREATMENT PROPERTIES AND METHOD FOR MAKING THE SAME

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR870003211A (ko) * 1985-09-18 1987-04-16 안병화 대입열 용접특성이 우수하며 충격인성 이방성이 없는 비조질 고장력강의 제조방법
JPH0617126A (ja) * 1992-06-30 1994-01-25 Aichi Steel Works Ltd 低温靱性に優れた非調質棒鋼の製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6035981B2 (ja) * 1981-06-25 1985-08-17 住友金属工業株式会社 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材
JPS61147818A (ja) * 1984-12-19 1986-07-05 Nippon Steel Corp 冷間加工用棒鋼・線材の製造方法
JPH0754040A (ja) 1993-08-18 1995-02-28 Daido Steel Co Ltd 非調質鋼線材の製造方法
JPH083640A (ja) 1994-06-21 1996-01-09 Nippon Steel Corp 高張力非調質ボルトの製造方法
JP3622188B2 (ja) 1996-06-14 2005-02-23 大同特殊鋼株式会社 冷間加工性に優れた非調質鋼とその製造方法ならびに非調質鋼鍛造部材の製造方法
JPH10195530A (ja) * 1996-12-28 1998-07-28 Daido Steel Co Ltd 高強度・高靱性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法
JP3887461B2 (ja) 1997-06-24 2007-02-28 株式会社神戸製鋼所 非調質ボルト用鋼
US6264759B1 (en) 1998-10-16 2001-07-24 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Wire rods with superior drawability and manufacturing method therefor
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP3895986B2 (ja) * 2001-12-27 2007-03-22 新日本製鐵株式会社 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3780999B2 (ja) 2002-10-17 2006-05-31 住友金属工業株式会社 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法
JP4393344B2 (ja) 2004-10-22 2010-01-06 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼き用鋼の製造方法
DE102005054847B3 (de) * 2005-11-15 2007-10-04 Benteler Automobiltechnik Gmbh Hochfestes Stahlbauteil mit gezielter Deformation im Crashfall
JP5064240B2 (ja) 2006-07-28 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 表層細粒鋼部品とその製造方法
KR100815709B1 (ko) * 2006-12-12 2008-03-20 주식회사 포스코 내후성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
JP4356950B2 (ja) * 2006-12-15 2009-11-04 株式会社神戸製鋼所 耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板
JP4295314B2 (ja) * 2006-12-28 2009-07-15 株式会社神戸製鋼所 高速冷間加工用鋼及びその製造方法、並びに高速冷間加工部品の製造方法
JP5121282B2 (ja) * 2007-04-03 2013-01-16 株式会社神戸製鋼所 高速冷間加工用鋼及びその製造方法、並びに高速冷間加工部品およびその製造方法
US20080156403A1 (en) 2006-12-28 2008-07-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) Steel for high-speed cold working and method for production thereof, and part formed by high-speed cold working and method for production thereof
US8404060B2 (en) 2007-02-02 2013-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot-rolled sheet having fine-grained ferrite, and hot-rolled sheet
KR100957962B1 (ko) * 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR870003211A (ko) * 1985-09-18 1987-04-16 안병화 대입열 용접특성이 우수하며 충격인성 이방성이 없는 비조질 고장력강의 제조방법
JPH0617126A (ja) * 1992-06-30 1994-01-25 Aichi Steel Works Ltd 低温靱性に優れた非調質棒鋼の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN102471851A (zh) 2012-05-23
US20120118443A1 (en) 2012-05-17
JP2013501147A (ja) 2013-01-10
EP2462252A4 (en) 2014-10-29
EP2462252B1 (en) 2016-01-06
WO2011016676A2 (en) 2011-02-10
EP2462252B9 (en) 2016-05-04
KR20110013889A (ko) 2011-02-10
EP2462252A2 (en) 2012-06-13
WO2011016676A3 (en) 2011-06-30
US8715429B2 (en) 2014-05-06
JP5771609B2 (ja) 2015-09-02
CN102471851B (zh) 2014-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101253852B1 (ko) 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
US5658400A (en) Rails of pearlitic steel with high wear resistance and toughness and their manufacturing methods
KR102065264B1 (ko) 연질 열처리 시간 단축형 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법
KR20010060772A (ko) 강도 및 인성이 우수한 비조질강 및 이를 이용한 선재의제조방법
JP2001220647A (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100782785B1 (ko) 초세립 열연 이상조직강 및 그의 제조 방법
EP2641989B1 (en) High-toughness cold-drawn non-heat-treated wire rod, and method for manufacturing same
KR101318383B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조방법
JP3554506B2 (ja) 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法
KR101518571B1 (ko) 고강도 및 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법
KR102424956B1 (ko) 소입성 및 연화저항성이 향상된 저탄소 보론강 선재 및 그 제조방법
JP3750737B2 (ja) 非調質高強度・高靭性鍛造品の製造方法
JP2003147481A (ja) 非調質高強度・高靭性鍛造用鋼およびその製造方法並びに鍛造品の製造方法
KR101353551B1 (ko) 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법
JP2756535B2 (ja) 強靭棒鋼の製造方法
KR102448751B1 (ko) 충격인성 및 성형성이 향상된 선재, 강선 및 이들의 제조방법
KR102065265B1 (ko) 연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법
KR100311785B1 (ko) 연질 냉간압조용 합금강 선재의 제조방법
KR20230092132A (ko) 충격인성이 우수한 열간 단조용 비조질강, 이의 제조방법, 및 이를 포함하는 부품
KR20010064845A (ko) 재질편차가 적은 냉간압조용 강재의 제조방법
KR101298699B1 (ko) 고강도 강재 및 그 제조방법
KR20220074475A (ko) 절삭성 및 충격인성이 향상된 중탄소 비조질 선재 및 그 제조방법
JPH04228519A (ja) 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法
KR19980053468A (ko) 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연 변태유기소성강 제조방법
JPH04224635A (ja) 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160331

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180405

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190403

Year of fee payment: 7