KR101304670B1 - Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same - Google Patents
Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR101304670B1 KR101304670B1 KR1020110076487A KR20110076487A KR101304670B1 KR 101304670 B1 KR101304670 B1 KR 101304670B1 KR 1020110076487 A KR1020110076487 A KR 1020110076487A KR 20110076487 A KR20110076487 A KR 20110076487A KR 101304670 B1 KR101304670 B1 KR 101304670B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel
- cooling
- heat treatment
- cementite
- spheroidized
- Prior art date
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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
-
- 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
- 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
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
Abstract
본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.4％, 보론(B): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%를 포함하고, 실리콘(Si): 1.0~3.0％, 망간(Mn): 0.3~0.7％, 크롬(Cr): 1.0~2.0% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900℃ 이상에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 빌렛을 A1(공석 변태온도)~Acm에서 압연하는 단계, 상기 압연된 강재를 3~20℃/s의 냉각속도로 A1~A1+20℃까지 냉각하는 1차냉각단계 및 상기 1차냉각된 강재를 3℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 2차냉각단계를 포함하는 구상화 열처리 생략형 강재의 제조방법을 제공한다.The present invention comprises, by weight, carbon (C): 0.9 to 1.4%, boron (B): 0.001 to 0.01%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, silicon (Si): 1.0 to 3.0%, Reheating a billet containing one or two or more of manganese (Mn): 0.3 to 0.7% and chromium (Cr): 1.0 to 2.0%, and the balance of Fe and other unavoidable impurities at 900 ° C or higher. Rolling the reheated billet at A 1 (vacancy transformation temperature) ~ Acm, the first cooling step of cooling the rolled steel to A 1 ~ A 1 +20 ℃ at a cooling rate of 3 ~ 20 ℃ / s and the It provides a method for producing a spheroidized heat treatment omitted steel comprising a secondary cooling step of cooling the primary cooled steel at a cooling rate of less than 3 ℃ / s.
Description
본 발명은 고탄소 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 합금원소와 냉각조건을 제어하여, 구상화 열처리를 생략할 수 있는 구상화 열처리 생략형 강재와 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high carbon steel and a method for manufacturing the same, and relates to a spheroidized heat treatment omitted steel and a method for manufacturing the spheroidized heat treatment can be omitted by controlling the alloying elements and cooling conditions.
통상 상업적으로 많이 사용되는 철강재의 탄소 함유량은 0.8 중량% 이하이다. 그리고, 특히 탄소 함유량이 0.2~0.4중량%인 아공석강에 집중되어 있다. 상업용 철강재의 탄소함유량이 한정된 주된 이유는 탄소 함유량을 높인 경우 소재의 강도가 급격히 증가하기 때문에, 연화 열처리 없이 직접적인 성형 및 가공이 어렵고, 냉각시 구오스테나이트 결정립계를 따라 석출되는 초석 세멘타이트로 인해 소재의 연성 또는 인성이 급격히 저하되기 때문이었다. 이러한 원인으로, 제품화되어 있는 과공석강은 구상화 등의 추가적 열처리 공정을 통해 소재의 강도를 낮추고, 입계 초석세멘타이트를 구상화하여 사용하여 왔다.Usually, the carbon content of commercially used steels is 0.8 wt% or less. In particular, it is concentrated in the masonry steel whose carbon content is 0.2 to 0.4 weight%. The main reason for the limited carbon content of commercial steels is that the strength of the material increases rapidly when the carbon content is increased, making it difficult to form and process directly without softening heat treatment. It was because the ductility or toughness of drastically decreased. For this reason, the roughened steels that have been commercialized have been used to lower the strength of materials through additional heat treatment processes such as spheroidization, and to spheroidize grain boundary cementite.
이러한 구상화 열처리는 크게 2가지로 분류되는데, 첫째는 공석온도 이하에서 장시간 가열하여 구상화를 실시하는 방법(Sub-critical Annealing)과, 둘째로 공석온도와 오스테나이트화 온도 사이의 2상 온도 구간에서 가열 후 극서냉하여 구상화 조직을 얻는 방법(Inter-critical Annealing) 이 있다.
There are two types of spheroidization heat treatment, firstly, sub-critical annealing by heating for a long time below the vacancy temperature, and secondly, heating in the two phase temperature section between vacancy and austenitization temperature. There is an inter-critical annealing method to obtain globular tissue by ultra-cooling.
각 과정별 구상화 진행을 살펴보면 다음과 같다. 구상화 과정은 높은 온도에서 확산에 의하여 주로 이루어지며, 라멜라(lamellar)내 세멘타이트의 결함부 또는 끝부분에서 주로 시작되며, 끝부분과 옆의 평평한 계면과의 곡률차에 의한 탄소 농도 구배에 의해 라멜라(lamellar)내 세멘타이트가 분절된 형태를 갖게 되며, 이후 표면 에너지를 줄이기 위해 구상화된다고 알려져 있다.
The process of visualization in each process is as follows. The spheroidization process is predominantly by diffusion at high temperatures and begins mainly at the defects or ends of the cementite in the lamellar, and the lamellae by the gradient of carbon concentration due to the difference in curvature between the ends and the flattened interface between them. Cementite in the lamellar has a segmented form and is later known to be spherical to reduce surface energy.
이와 같이 형성된 구형 입자는, 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)이론과 유사한 과정을 거쳐 성장하게 되며, 이를 통하여 구상화 조직을 형성한다. 이러한 구상화 과정은 공석변태 온도 직하에서 주로 관찰되며, 초기 조직에서 페라이트로 존재하던 부분은 그대로 페라이트 형상으로 잔존하나, 펄라이트로 존재하던 부분은 페라이트와 구형 세멘타이트로 변화하여 존재하게 되므로, 전체 미세조직은 페라이트와 구형 세멘타이트로 구성된다.
The spherical particles thus formed are grown through a process similar to Ostwald ripening theory, thereby forming spheroidized tissue. This spheroidization process is mainly observed directly under the vacancy transformation temperature, and the part existing as ferrite in the initial tissue remains in the form of ferrite, but the part existing as pearlite is changed into ferrite and spherical cementite, and thus the whole microstructure Consists of ferrite and spherical cementite.
2상 영역에서 가열하여 구상화를 실시하는 방법은 공석온도 이하에서의 구상화하는 방법과는 근본적으로 다르다. 초기 조직이 펄라이트와 페라이트로 구성된 경우, 2상 영역에서 가열하게 되면 높은 온도에서 펄라이트 부위와 페라이트의 일부 부위가 오스테나이트로 변태하며, 펄라이트가 존재하던 부위에 존재하는 오스테나이트 영역에 세멘타이트 입자가 완전히 용해되지 않고 일부 잔존하여 오스테나이트 + 잔류 세멘타이트의 형태를 유지한다. 이 후 서냉시 잔존 세멘타이트가 핵으로 작용하여, 오스테나이트로부터 펄라이트 변태가 아닌 페라이트와 잔존 세멘타이트 입자의 성장 형태로 변태가 진행되며, 변태 이후 서냉시 이미 형성된 구형 입자는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)과 유사한 과정을 거쳐 성장하게 되어 구상화 조직을 형성하게 된다.
The method of spheroidizing by heating in a two-phase region is fundamentally different from the method of spheroidizing below a vacancy temperature. When the initial tissue is composed of perlite and ferrite, when heated in a two-phase region, the perlite region and a portion of the ferrite are transformed into austenite at high temperatures, and the cementite particles are formed in the austenite region in the perlite region. It does not completely dissolve but remains partially to maintain the form of austenite plus residual cementite. Subsequently, the remaining cementite acts as a nucleus during slow cooling, and the transformation proceeds from austenite to a growth form of ferrite and remaining cementite particles instead of perlite transformation. It grows through a process similar to) and forms a globular tissue.
이러한 구상화 열처리의 개념으로부터 구상화 연화 열처리 생략형 기술들은 크게 2가지 형태로 나눌 수 있다. 첫 번째는 오스테나이트 단상역 이상으로 빌렛을 재가열한 뒤, Acm(세멘타이트 석출 또는 용해 온도)부터 A1(공석 변태 온도) 이하까지 연속적으로 압연을 실시하여 구상화 탄화물 시드(seed)를 생성시키고, 이후 극서냉 패턴을 적용하여 이 시드들을 성장시키는 방법이다. 또한 이러한 압연패턴을 반복적으로 적용하여 그 탄화물 시드들의 개수를 늘릴 수 있다. 두 번째는 고온 탄화물 형성 원소들을 적극적으로 첨가하여, 냉각 중 이를 구상화 탄화물 시드로 성장시키는 방법이다. 그러나, 이러한 방법들은 충분한 구상화 탄화물 시드를 확보하기 위해 저온역 압연을 실시해야 하기 때문에 롤파손 또는 높은 압연부하가 걸리는 문제점이 있다. From the concept of spheroidization heat treatment, the spheroidization softening abbreviation-type techniques can be largely divided into two types. The first is to reheat the billet above the austenite single phase zone, followed by rolling continuously from Acm (cementite precipitation or dissolution temperature) to A1 (vaccanization transformation temperature) to produce spheroidized carbide seeds. It is a method of growing these seeds by applying an ultra-cold pattern. In addition, the rolling pattern may be repeatedly applied to increase the number of carbide seeds. The second is a method of actively adding hot carbide forming elements to grow them into spheroidized carbide seeds during cooling. However, these methods suffer from roll breakage or high rolling load because low-temperature reverse rolling must be performed to secure sufficient spheroidized carbide seeds.
본 발명은 보론 등의 합금원소를 제어하여, 강재의 Acm 변태점을 900℃ 이상의 온도영역으로 상승시켜, 빌렛 재가열시 미용해 세멘타이트 잔류를 유도하고, 시드의 효율적 성장을 위해 압연 및 냉각조건을 제어함으로서, 구상화 열처리 생략형 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.The present invention controls alloying elements such as boron, raises the Acm transformation point of steel to a temperature range of 900 ° C. or higher, induces unsintered cementite residue when the billet is reheated, and controls rolling and cooling conditions for efficient growth of seeds. By providing a spherical heat treatment omitted steels and a method of manufacturing the same.
본 발명의 일측면은 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.4％, 보론(B): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%를 포함하고, 실리콘(Si): 1.0~3.0％, 망간(Mn): 0.3~0.7％, 크롬(Cr): 1.0~2.0% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트 및 구상화 세멘타이트 2상조직인 구상화 열처리 생략형 강재를 제공한다.
One aspect of the present invention is a weight%, containing carbon (C): 0.9 ~ 1.4%, boron (B): 0.001 ~ 0.01%, titanium (Ti): 0.01 ~ 0.05%, silicon (Si): 1.0 ~ 3.0%, manganese (Mn): 0.3-0.7%, chromium (Cr): 1 or 2 or more of 1.0-2.0%, containing the balance Fe and other unavoidable impurities, the microstructure is ferrite and spheroidized cement Provides a spherical heat treatment omitted steel that is a tight two-phase structure.
상기 강재의 Acm(세멘타이트 생성 또는 석출온도)는 900℃ 이상인 것이 바람직하다.
It is preferable that Acm (cementite formation or precipitation temperature) of the said steel is 900 degreeC or more.
상기 강재내의 탄화물간 평균거리는 50㎛ 이하인 것이 바람직하다.
It is preferable that the average distance between carbides in the said steel material is 50 micrometers or less.
본 발명의 일측면은 중량%로, 탄소(C): 0.9~1.4％, 보론(B): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%를 포함하고, 실리콘(Si): 1.0~3.0％, 망간(Mn): 0.3~0.7％, 크롬(Cr): 1.0~2.0% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 빌렛을 A1(공석 변태온도)~Acm(세멘타이트 생성 또는 석출온도)에서 압연하는 단계, 상기 압연된 강재를 3~20℃/s의 냉각속도로 A1~A1 +20℃까지 냉각하는 1차냉각단계 및 상기 1차냉각된 강재를 3℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 2차냉각단계를 포함하는 구상화 열처리 생략형 강재의 제조방법을 제공한다.
One aspect of the present invention is a weight%, containing carbon (C): 0.9 ~ 1.4%, boron (B): 0.001 ~ 0.01%, titanium (Ti): 0.01 ~ 0.05%, silicon (Si): 1.0 ~ Reheat billets containing one or two or more of 3.0%, manganese (Mn): 0.3 to 0.7%, and chromium (Cr): 1.0 to 2.0%, and the balance Fe and other unavoidable impurities at 900 to 1100 ° C. the method comprising, the said reheated billets a 1 (vacancy transformation temperature) ~ Acm step of rolling at (cementite generated or precipitation temperature), a 1 ~ the said rolled steel at a cooling rate of 3 ~ 20 ℃ / s a 1 It provides a method for producing spherical heat treatment omitted steels including a primary cooling step of cooling to +20 ℃ and a secondary cooling step of cooling the primary cooled steel at a cooling rate of less than 3 ℃ / s.
상기 재가열단계는 1시간 이내로 실시되는 것이 바람직하다.
The reheating step is preferably carried out within 1 hour.
상기 압연된 강재내의 탄화물간 평균거리는 50㎛ 이하인 것이 바람직하다.The average distance between the carbides in the rolled steel is preferably 50 μm or less.
본 발명의 일측면에 의하면, 별도의 열처리공정을 거치지 않아도 제품의 직접 성형이 가능하다. 따라서, 가공 후 급냉, 소려, 납조 등의 추가적 열처리를 실시하지 않아도 된다.According to one aspect of the invention, it is possible to form the product directly without going through a separate heat treatment step. Therefore, it is not necessary to perform additional heat treatment such as quenching, shaving, and lead bath after processing.
도 1은 본 발명의 일실시예 강재(보론 0.001중량% 첨가강)의 상태도이다.1 is a state diagram of one embodiment steel materials (boron 0.001% by weight steel) of the present invention.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
본 발명자들은 연구와 실험을 통해 합금성분의 제어를 통해 강재의 Acm 변태점(세멘타이트 석출 또는 용해 온도)을 900℃ 이상으로 상승시킬 수 있음에 착안하여, 본 발명을 완성하게 되었다.
The inventors have focused on the fact that the Acm transformation point (cementite precipitation or dissolution temperature) of the steel can be raised to 900 ° C. or more through the control of the alloying component through research and experiment, thereby completing the present invention.
본 발명은 보론 등의 합금원소 조정을 통하여 강재의 Acm 변태점을 900℃ 이상의 온도역으로 상승시켜, 빌렛을 재가열할 때 미용해 세멘타이트의 잔류를 유도하고, 이 잔류 세멘타이트 시드의 개수를 극대화한 후, 그 효율적 성장을 위해 압연 및 냉각패턴을 제어하여 그 미세조직이 완전 펄라이트 조직이 아닌 구상화 세멘타이트와 페라이트 조직으로 존재할 수 있도록 고안한 것이다. 더불어, 최적 냉각패턴을 도출하여 초석 세멘타이트 생성과 표면 페라이트 탈탄을 억제하여 최종적으로 구상화 미세조직을 얻을 수 있다. 이를 통해 본 발명은 구상화 연화 열처리를 생략할 수 있는 방안을 제공할 수 있는 것이다.
The present invention raises the Acm transformation point of steel to a temperature range of 900 ° C. or higher through adjustment of alloying elements such as boron, inducing undesired cementite residue when reheating the billet, and maximizing the number of residual cementite seeds. After that, by controlling the rolling and cooling patterns for efficient growth, the microstructures are designed to exist as spheroidized cementite and ferrite tissues rather than as full pearlite tissues. In addition, it is possible to derive an optimal cooling pattern to suppress the formation of cementite cementite and surface ferrite decarburization to finally obtain spheroidal microstructure. Through this, the present invention can provide a way to omit the spheroidizing softening heat treatment.
이하 본 발명의 강 성분의 조성범위를 설명한다. 본 조성범위는 Acm을 최대한 증가시키려는 목적이며, 통상의 미세조직(오스테나이트, 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트) 외에 새로운 상이 형성되는 것을 방지하기 위함이다.
Hereinafter, the composition range of the steel component of the present invention will be described. This composition range is intended to increase the Acm as much as possible, and to prevent the formation of a new phase in addition to the usual microstructure (austenite, ferrite, pearlite and cementite).
탄소(C): 0.9~1.4중량％, Carbon (C): 0.9-1.4 weight%,
탄소는 Acm 온도를 증가시키는 역할을 한다. 그러나, 탄소의 함량이 0.9중량% 미만인 경우에는 Acm의 상승효과가 그리 크지 않고, 세멘타이트와의 정합성이 크게 떨어지는 Fe23(C,B)6, Fe2B 등의 탄화물이 용이하게 생성되어 구상화 탄화물 시드(seed)로서 역할을 할 수 없다. 반면에, 탄소의 함량이 1.4중량%를 초과하는 경우에는 M7C3 등과 같은 새로운 상의 석출물이 생성되어, 블룸 혹은 빌렛 등의 주편 응고시 중심편석 등의 문제를 일으킬 수 있다. 따라서 상기 탄소의 함량은 0.9~1.4중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Carbon serves to increase the Acm temperature. However, when the carbon content is less than 0.9% by weight, the synergistic effect of Acm is not so great, and carbides such as Fe 23 (C, B) 6 and Fe 2 B, which are poorly matched with cementite, are easily formed and spheroidized. It cannot serve as a carbide seed. On the other hand, when the carbon content exceeds 1.4% by weight, precipitates of a new phase such as M 7 C 3 may be generated, which may cause problems such as central segregation during solidification of casts such as bloom or billet. Therefore, the content of the carbon is preferably limited to 0.9 to 1.4% by weight.
보론(B): 0.001~0.01중량%, Boron (B): 0.001-0.01% by weight,
보론도 상술한 탄소와 동일하게 Acm 온도를 증가시키는 역할을 할 수 있다. 그러나, 보론의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 Acm 상승효과가 그리 크지 않다. 반면에, 보론의 함량이 0.01중량%를 초과하는 경우에는 오스테나이트 상과 액상 공존역이 1000℃ 부근까지 낮아져, 빌렛 등의 강편 가열시 중심부 용융 등의 열화가 발생하여 가열 중 빌렛이 붕괴될 수 있는 문제점이 있다. 따라서, 보론의 함량은 0.001~0.01중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Boron may also serve to increase the Acm temperature in the same manner as the above-described carbon. However, when the boron content is less than 0.001% by weight, the Acm synergy is not so great. On the other hand, when the boron content exceeds 0.01% by weight, the austenite phase and the liquid phase coexisting zone are lowered to around 1000 ° C, and deterioration such as melting of the core may occur during heating of billets such as billets, thereby causing the billet to collapse. There is a problem. Therefore, the content of boron is preferably limited to 0.001 to 0.01 wt%.
티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%Titanium (Ti): 0.01 ~ 0.05 wt%
티타늄은 강력한 탄화물 형성 원소로서 압연시 결정립 미세화를 통한 Acm을 상승시키고, 이와 함께, 결정립계를 따라 석출하는 초석 세멘타이트를 억제하는데도 크게 기여할 수 있다. 또한, 티타늄은 강재내에서 질소를 고정시켜 TiN을 형성하여 프리(Free) 보론이 용이하게 형성하도록 한다. 티타늄의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 형성되는 탄화물 개수가 적어 상술한 효과를 기대하기 어렵고, 반면에, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 탄화물 형성 목적 이외에 고용강화 효과로 인한 소재의 연성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 티타늄의 함량은 0.01~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Titanium is a strong carbide-forming element, which increases Acm through grain refinement upon rolling, and can also contribute greatly to suppressing cornerstone cementite that precipitates along grain boundaries. In addition, titanium is fixed to nitrogen in the steel to form TiN to facilitate free boron formation. If the content of titanium is less than 0.01% by weight, the number of carbides formed is difficult to expect the above-described effect, while if it exceeds 0.05% by weight, the ductility of the material due to solid solution strengthening effect in addition to the purpose of carbide formation is reduced. Can be. Therefore, the content of titanium is preferably limited to 0.01 to 0.05% by weight.
더불어, 본 발명의 강재는 하기 설명하는 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 크롬(Cr) 중 1종 또는 2종 이상의 원소를 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다.
In addition, the steel of the present invention can further improve the effect of the present invention when one or two or more elements of silicon (Si), manganese (Mn) and chromium (Cr) described below are added.
실리콘(Si): 1.0~3.0중량％, Silicon (Si): 1.0-3.0% by weight,
실리콘은 대표적인 페라이트 형성제(ferrite former)로서 그 첨가량에 따라 Acm 변태점을 상승시키는 역할을 주도한다. 또한, 실리콘은 세멘타이트내 고용도가 거의 없으며, 강재 내부의 탄소 원자의 활동도(activity 또는 chemical potential)를 크게 올리는 역할을 한다. 따라서, 가열 전 빌렛의 초기 조직인 완전 펄라이트 조직내에 페라이트 상에만 선택적으로 농축되어 가열시 세멘타이트의 고온 안정성을 확보하여 그 용해속도를 크게 지연시키는 효과가 있다. 실리콘의 함량이 1.0중량% 미만인 경우에는 상기의 효과가 미흡하고, 반면에, 실리콘의 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 모재의 강도가 크게 증가하여 구상화 열처리 생략 효과가 크게 감소될 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 1.0~3.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Silicon is a representative ferrite former and leads to raising the Acm transformation point depending on the amount added. In addition, silicon has little solubility in cementite and plays a role in greatly increasing the activity or chemical potential of carbon atoms in steel materials. Therefore, it is selectively concentrated only on the ferrite phase in the complete pearlite structure, which is the initial structure of the billet before heating, to secure the high temperature stability of cementite during heating, thereby greatly delaying the dissolution rate. When the content of silicon is less than 1.0% by weight, the above effect is insufficient. On the other hand, when the content of silicon is more than 3.0% by weight, the strength of the base material is greatly increased, so that the effect of omission of the spheroidization heat treatment may be greatly reduced. Therefore, the content of silicon is preferably limited to 1.0 to 3.0% by weight.
망간(Mn): 0.3~0.7중량％, Manganese (Mn): 0.3-0.7 wt%,
망간은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로서 연성의 저하 없이도 목표하고자 하는 강도를 확보할 수 있는 원소이며 대표적인 오스테나이트 형성제(austenite former)이다. 상기 망간의 함량이 0.7중량%를 초과하는 경우에는 Acm 변태점의 저하로 인해 충분한 구상화 시드(seed)의 확보가 어렵고, 망간 편석이 발생하는 문제점이 있다. 상기 망간이 0.3중량% 미만으로 첨가될 경우 망간 편석에 의한 편석대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 강도가 보장되지 않으며, 인성의 개선효과를 기대하기 어렵다. 따라서, 망간의 함량은 0.3~0.7중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Manganese is an element that forms a solid solution to form a solid solution to strengthen the solid solution, and is capable of securing the desired strength without deterioration of ductility, and is a representative austenite former. When the content of the manganese exceeds 0.7% by weight, it is difficult to secure sufficient spheroidized seeds due to a decrease in the Acm transformation point, and manganese segregation occurs. When the manganese is added in less than 0.3% by weight, there is little influence of segregation zone due to manganese segregation, but strength by solid solution strengthening is not guaranteed, and improvement in toughness is difficult to expect. Therefore, the content of manganese is preferably limited to 0.3 to 0.7% by weight.
크롬(Cr): 1.0~2.0중량%Chromium (Cr): 1.0-2.0 wt%
크롬 함량이 1.0중량% 미만인 경우에는, 흑연화가 진행되어 구상화 시드를 확보하기 어려울 수 있고, Acm 온도를 증가시키기 어렵다. 반면에 크롬의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 과공석강의 탄소 함량범위 1.1~1.4중량% 영역에서 M7C3가 형성되는 문제점이 있다. 따라서, 크롬의 함량은 1.0~2.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
If the chromium content is less than 1.0% by weight, graphitization may proceed to make it difficult to secure spheroidized seeds, and it is difficult to increase the Acm temperature. On the other hand, if the content of chromium exceeds 2.0% by weight, there is a problem that M 7 C 3 is formed in the carbon content range 1.1 ~ 1.4% by weight of the rough steel. Therefore, the content of chromium is preferably limited to 1.0 to 2.0% by weight.
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.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the ordinary manufacturing process, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
본 발명의 강재의 미세조직은 페라이트 및 구상화 세멘타이트 2상조직인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 구상화 세멘타이트를 확보하기 위하여 상술한 바와 같이, 보론 등 저가형 합금원소를 최적화하여 Acm 변태점(세멘타이트 석출 또는 용해 온도)을 직접 조압연이 가능한 900℃ 이상의 온도역까지 끌어 올리고, 후술할 최적 냉각패턴을 통하여 초석 세멘타이트의 생성과 표면 페라이트 탈탄을 억제하여 최종적으로는 본 발명이 의도하고자하는 페라이트 및 구상화 세멘타이트를 얻을 수 있는 것이다.
The microstructure of the steel of the present invention is preferably a ferrite and spheroidized cementite two-phase structure. In the present invention, as described above in order to secure the spheroidized cementite, by optimizing a low-cost alloy element such as boron to raise the Acm transformation point (cementite precipitation or dissolution temperature) to a temperature range of 900 ℃ or more capable of direct rough rolling, which will be described later. The optimum cooling pattern suppresses the formation of saltpeter cementite and surface ferrite decarburization, and finally, the ferrite and spheroidized cementite intended by the present invention can be obtained.
또한, 탄화물간 평균거리(inter-particle spacing)는 50㎛ 이하인 것이 바람직하다. 여기서 상기 탄화물은 구상화 세멘타이트인 것이 바람직하다. 탄화물간 평균거리 50㎛를 초과하는 경우 구상화 세멘타이트가 형성되지 못하고 펄라이트가 생성되어 본 발명이 의도하고자 하는 구상화 생략형 강재를 제공할 수 없다.
In addition, the inter-particle spacing of carbides is preferably 50 μm or less. Preferably, the carbide is spheroidized cementite. If the average distance between the carbides exceeds 50㎛ spheroidized cementite is not formed and pearlite is produced can not provide the spheroidized omitted steels intended for the present invention.
더불어, 본 발명 강재의 Acm 변태점은 900℃ 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 후술하는 바와 같이, 빌렛을 900℃ 이상에서 재가열하는데, 이 때, 강재의 Acm 변태점을 거치게 되어, 세멘타이트의 잔류를 유도하게 된다. 이 잔류 세멘타이트 시드의 개수를 극대화하고, 그 효율적 성장을 위해 압연 및 냉각패턴을 제어하여 그 미세조직이 완전 펄라이트 조직이 아닌 구상화 세멘타이트와 페라이트 조직으로 존재할 수 있도록 한다.
In addition, the Acm transformation point of the steel of the present invention is preferably 900 ℃ or more. In the present invention, as will be described later, the billet is reheated at 900 ° C. or higher, at which time, the Acm transformation point of the steel is passed, leading to the retention of cementite. The number of residual cementite seeds is maximized and the rolling and cooling patterns are controlled for efficient growth so that the microstructures can be present as spheroidized cementite and ferrite tissues rather than fully pearlite.
이하 본 발명의 열처리 생략형 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of manufacturing a heat treatment omitted steel material of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일측면은 상술한 성분계를 만족하는 빌렛을 재가열한 후 다단냉각(Step Cooling)을 실시할 수 있다.
One aspect of the present invention may be subjected to step cooling after reheating the billet satisfying the above-described component system.
재가열단계: 900~1100℃ 및 1시간 이하Reheating step: 900 ~ 1100 ℃ and less than 1 hour
상술한 성분계를 만족하는 빌렛을 재가열한다. 재가열시 빌렛내에 미용해 보로 세멘타이트(Boro-cementite)가 균질하게 잔류될 수 있도록 온도 및 시간을 제어하는 것이 바람직하다. 900℃ 미만으로 가열하는 경우에는 충분한 잔류 세멘타이트 분율 확보를 위해 장시간 가열하여야 하므로 높은 압연부하로 인해 롤파손 등이 일어날 수 있다. 또한, 재가열시간이 1시간을 초과하는 경우에는 잔류 구상화 보로 세멘타이트가 조대화되어, 탄화물간 평균거리(inter-particle spacing)가 50㎛를 초과하게 되며, 이로 인하여 냉각시 펄라이트 조직의 생성을 억제하기 어렵다. 또한, 1100℃를 초과하여 가열하는 경우 경제성이 떨어지고, 빌렛에 편석된 부분이 재용해에 의해 빌렛 깨짐 현상이 발현될 수 있다. 따라서, 상기 재가열시 온도의 상한은 1100℃로 한정하는 것이 바람직하다.
The billet which satisfies the component system mentioned above is reheated. It is desirable to control the temperature and time so that the bolo-cementite remains homogenous in the billet upon reheating. In the case of heating below 900 ° C., heating must be performed for a long time to secure a sufficient residual cementite fraction, and thus a roll breakage may occur due to a high rolling load. In addition, when the reheating time exceeds 1 hour, the residual spheroidized boro cementite becomes coarse, and the inter-particle spacing of carbides exceeds 50 µm, thereby suppressing the formation of pearlite tissue upon cooling. Difficult to do In addition, when heated to more than 1100 ° C economic efficiency is lowered, the billet cracking phenomenon may be expressed by re-dissolution of the portion segregated in the billet. Therefore, the upper limit of the temperature at the time of reheating is preferably limited to 1100 ℃.
압연단계: A1~Acm 변태 온도Rolling stage: A 1 ~ Acm transformation temperature
상기 재가열된 빌렛을 A1~Acm 변태 온도사이에서 압연하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위에서 압연시 구상화 세멘타이트 분율을 극대화할 수 있으며, 재결정을 조장하여 초석 세멘타이트 생성을 억제할 수 있다. A1 온도 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 미세조직을 얻을 수 없으며 높은 압연부하로 인해 추가적인 설비도입이 필요하다.
Preferably, the reheated billet is rolled between A 1 and Acm transformation temperatures. It is possible to maximize the spheroidized cementite fraction during rolling in the above temperature range, and to promote recrystallization to suppress the formation of cornerstone cementite. If the temperature is less than A 1, the microstructure intended to be obtained in the present invention cannot be obtained, and additional facility introduction is necessary due to the high rolling load.
여기서, 압연된 강재의 탄화물간 평균거리(inter-particle spacing)는 50㎛ 이하인 것이 바람직하다. 더불어, 상기 탄화물은 구상화 세멘타이트인 것이 바람직하다. 탄화물간 평균거리 50㎛를 초과하는 경우 구상화 세멘타이트가 형성되지 못하고 펄라이트가 생성되어 본 발명이 의도하고자 하는 구상화 생략형 강재를 제공할 수 없다.
Here, the inter-particle spacing of the rolled steel is preferably 50 μm or less. In addition, the carbide is preferably spheroidized cementite. If the average distance between the carbides exceeds 50㎛ spheroidized cementite is not formed and pearlite is produced can not provide the spheroidized omitted steels intended for the present invention.
다단냉각단계Multi-stage cooling stage
상기 A1~Acm 변태 온도사이에서 압연된 강재를 A1~A1+20℃까지 1차냉각을 실시할 수 있으며, 이 때, 냉각속도는 3~20℃/s로 제어하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 3℃/s 미만인 경우에는 냉각속도가 너무 느려서 입계 초석 세멘타이트가 생성되거나 표면 페라이트 탈탄이 발생할 수 있다. 이러한 서냉 조직을 억제하기 위해 스텝쿨링을 실시하며, 초석 세멘타이트와 페라이트 탈탄이 심화되는 A1~Acm 구간을 비교적 빠른 속도의 급냉을 통해 회피할 수 있다. 상기 냉각속도가 20℃/s를 초과하는 경우 본 발명에서 의도하지 않는 마르텐사이트와 같은 저온경조직이 생성될 수 있다.
The steel rolled between the A 1 ~ Acm transformation temperature can be subjected to primary cooling to A1 ~ A1 + 20 ℃, at this time, the cooling rate is preferably controlled to 3 ~ 20 ℃ / s. If the cooling rate is less than 3 ° C./s, the cooling rate may be too slow to produce grain boundary cementite or surface ferrite decarburization. Step cooling is performed to suppress such a slow cooling structure, and the section A1 to Acm where the cornerstone cementite and ferrite decarburization is intensified can be avoided through rapid cooling at a relatively high speed. If the cooling rate exceeds 20 ° C / s may be a low-temperature hard tissue such as martensite not intended in the present invention.
상기 1차 냉각을 실시한 후 2차 냉각을 실시할 수 있으며, 이 때, 냉각속도는 3℃/s 미만으로 제어하는 것이 바람직하다. A1 변태점 직상에서부터 느린 냉각속도를 통해서 구상화 미세조직을 확보할 수 있다. 2차 냉각의 최종 목표 온도는 본 발명에서 반드시 한정하는 것은 아니며, 후공정에 따라 적절하게 제어될 수 있다.
Secondary cooling may be performed after the primary cooling, and at this time, the cooling rate is preferably controlled to less than 3 ° C / s. The spherical microstructure can be secured through a slow cooling rate just above the A 1 transformation point. The final target temperature of the secondary cooling is not necessarily limited in the present invention, and may be appropriately controlled according to the post process.
추가적으로 보론이 0.001중량% 첨가된 강재에 대한 상태도를 도1에 나타내었고, 이를 통하여, 제조공정시 온도범위에 대하여 생성될 수 있는 미세조직을 확인할 수 있다. 여기서 α는 α-Fe, γ는 γ-Fe 및 θ는 세멘타이트를 나타낸다.
In addition, the state diagram for the steel added boron 0.001% by weight is shown in Figure 1, through this, it can be confirmed the microstructure that can be generated for the temperature range during the manufacturing process. Α is α-Fe, γ is γ-Fe and θ is cementite.
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.
Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples. It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate the invention in more detail and not to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.
(실시예)(Example)
하기 표 1에 나타낸 성분계를 만족하는 강재를 소재의 균질화와 연주시 발생한 편석조직을 없애기 위해 900℃ 이상의 온도에서 1시간 가열한 뒤, 열간 압연을 20mm까지 실시한 후 하기 표1에 기재된 다양한 속도로 냉각하여 각각의 미세조직의 변화를 관찰하여, 탄화물간 평균거리, 구상화 여부를 판단하여 하기 표 1에 나타내었다.The steels satisfying the component system shown in Table 1 were heated at a temperature of 900 ° C. or higher for 1 hour to remove the segregation generated during homogenization of the material and the performance, followed by hot rolling up to 20 mm, followed by cooling at various speeds shown in Table 1 below. Observation of the change in each microstructure, and the average distance between the carbides, to determine whether spheroidal are shown in Table 1 below.
(℃)Acm
(℃)
냉각
속도
(℃/s)Primary
Cooling
speed
(° C / s)
냉각
속도
(℃/s)Secondary
Cooling
speed
(° C / s)
(㎛)Average distance between carbides
(탆)
여부Visualization
Whether
(단, 표1에 기재된 원소들의 단위는 중량%임)
(However, the unit of the elements listed in Table 1 is weight percent).
본 발명에서 구한 Acm 계산 방법은 첨가 원소를 기준으로 열역학적 계산을 통하여 산출하였으며, 상기 표1에 나타낸 탄화물 간격 및 냉각속도는 실제로 각각 측정된 그 평균값을 의미한다.
The Acm calculation method obtained in the present invention was calculated through thermodynamic calculation based on the added element, and the carbide spacing and cooling rate shown in Table 1 refer to the average values actually measured respectively.
화학성분에 의해 결정되는 Acm 온도는 비교예1을 제외한 모든 강종에서 조압연이 가능한 900℃ 이상을 나타내었다. 또한, 900℃ 이상에서 1시간 이상 가열시, 보론 또는 티타늄 미첨가재인 비교예1과 2에서는 각각 낮은 Acm과 프리(free) 보론량이 미흡하여 충분한 거리의 탄화물 간격이 얻어지지 않았다. 또한, 비교예 3과 4는 보론과 티타늄을 충분히 첨가하였지만, 다단계냉각을 본 발명이 제어하는 속도범위 이내에서 실시하지 않아 최종 미세조직내에 입계 초석세멘타이트 혹은 표면 페라이트 조직이 생성을 억제할 수 없었다.The Acm temperature determined by the chemical composition showed more than 900 ℃ capable of rough rolling in all steels except Comparative Example 1. In addition, when heating at 900 degreeC or more for 1 hour or more, in Comparative Examples 1 and 2 which are boron or a titanium-free additive, low Acm and the amount of free boron were insufficient, respectively, and sufficient distance carbide was not obtained. In addition, in Comparative Examples 3 and 4, boron and titanium were sufficiently added, but multi-step cooling was not performed within the speed range controlled by the present invention, so that grain boundary cementite or surface ferrite structure could not be suppressed in the final microstructure. .
따라서, 최종 구상화 미세조직을 얻기 위해서는 보론 등의 첨가를 통해 가열온도 이상에서 Acm 변태점이 형성되도록 하여 충분한 탄화물을 형성하여 냉각시 펄라이트 생성을 억제할 필요가 있으며, 냉각시 다단계냉각을 통해 입계 초석세멘타이트와 표면부 페라이트 탈탄을 억제할 필요가 있음을 알 수 있다.Therefore, in order to obtain the final spheroidized microstructure, it is necessary to form enough carbides by adding boron to the Acm transformation point at the heating temperature or higher to suppress the generation of pearlite during cooling, and to cool the grain boundary cement through multistage cooling. It can be seen that it is necessary to suppress the tight and surface ferrite decarburization.
Claims (6)
By weight%, it contains carbon (C): 0.9-1.4%, boron (B): 0.001-0.01%, titanium (Ti): 0.01-0.05%, silicon (Si): 1.0-3.0%, manganese (Mn) ): 0.3 to 0.7%, chromium (Cr): 1.0 to 2.0% of one or two or more, including the remaining Fe and other unavoidable impurities, the microstructure is a ferrite and spheroidized cementite two-phase structure, spheroidized heat treatment Abbreviated steel.
상기 강재의 Acm(세멘타이트 생성 또는 석출온도)는 900℃ 이상인 것을 특징으로 하는 구상화 열처리 생략형 강재.
The method according to claim 1,
Acm (cementite generation or precipitation temperature) of the steel is spherical heat treatment omitted steel, characterized in that more than 900 ℃.
상기 강재내의 탄화물간 평균거리는 50㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 구상화 열처리 생략형 강재.
The method according to claim 1,
The spheroidized heat treatment omitted steel, characterized in that the average distance between the carbides in the steel is 50㎛ or less.
상기 재가열된 빌렛을 A1(공석 변태온도)~Acm(세멘타이트 생성 또는 석출온도)에서 압연하는 단계;
상기 압연된 강재를 3~20℃/s의 냉각속도로 A1~A1+20℃까지 냉각하는 1차 냉각단계; 및
상기 1차냉각된 강재를 3℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각단계를 포함하는 구상화 열처리 생략형 강재의 제조방법.
By weight%, it contains carbon (C): 0.9-1.4%, boron (B): 0.001-0.01%, titanium (Ti): 0.01-0.05%, silicon (Si): 1.0-3.0%, manganese (Mn) ): 0.3 to 0.7%, chromium (Cr): reheating the billet containing one or two or more of 1.0 to 2.0%, the balance Fe and other unavoidable impurities at 900 ~ 1100 ℃;
Rolling the reheated billet at A 1 (vacancy transformation temperature) to Acm (cementite formation or precipitation temperature);
A first cooling step of cooling the rolled steel to A 1 ~ A 1 +20 ℃ at a cooling rate of 3 ~ 20 ℃ / s; And
Method for producing a spheroidized heat treatment omitted steel comprising a secondary cooling step of cooling the primary cooled steel at a cooling rate of less than 3 ℃ / s.
상기 재가열단계는 1시간 이내로 실시되는 것을 특징으로 하는 구상화 열처리 생략형 강재의 제조방법.
The method of claim 4,
The reheating step is a method for producing a spheroidized heat treatment omitted steel, characterized in that performed within 1 hour.
상기 압연된 강재내의 탄화물간 평균거리는 50㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 구상화 열처리 생략형 강재의 제조방법.The method of claim 4,
The method of producing a spheroidized heat treatment omitted steel, characterized in that the average distance between the carbide in the rolled steel is 50㎛ or less.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020110076487A KR101304670B1 (en) | 2011-08-01 | 2011-08-01 | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020110076487A KR101304670B1 (en) | 2011-08-01 | 2011-08-01 | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20130014807A KR20130014807A (en) | 2013-02-12 |
| KR101304670B1 true KR101304670B1 (en) | 2013-09-06 |
Family
ID=47894756
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020110076487A KR101304670B1 (en) | 2011-08-01 | 2011-08-01 | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101304670B1 (en) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000290752A (en) | 1999-02-01 | 2000-10-17 | Nippon Steel Corp | Tempered martensitic rail excellent in wear resistance and its production |
| JP2001049393A (en) | 1999-06-04 | 2001-02-20 | Nippon Steel Corp | Tempered martensitic rail excellent in wear resistance, and its manufacture |
| JP2010528189A (en) | 2007-06-05 | 2010-08-19 | ポスコ | High carbon steel sheet having excellent fatigue life and method for producing the same |
-
2011
- 2011-08-01 KR KR1020110076487A patent/KR101304670B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000290752A (en) | 1999-02-01 | 2000-10-17 | Nippon Steel Corp | Tempered martensitic rail excellent in wear resistance and its production |
| JP2001049393A (en) | 1999-06-04 | 2001-02-20 | Nippon Steel Corp | Tempered martensitic rail excellent in wear resistance, and its manufacture |
| JP2010528189A (en) | 2007-06-05 | 2010-08-19 | ポスコ | High carbon steel sheet having excellent fatigue life and method for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20130014807A (en) | 2013-02-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN106811698A (en) | A kind of high strength steel plate and its manufacture method based on tissue precise controlling | |
| JP2013501147A (en) | High toughness non-tempered rolled steel and method for producing the same | |
| JP2018537584A (en) | Non-tempered wire rod excellent in cold workability and manufacturing method thereof | |
| KR102065264B1 (en) | Wire rod for chq capable of reducing softening treatment time, and method for manufaturing the same | |
| KR101977499B1 (en) | Wire rod without spheroidizing heat treatment, and method for manufacturing thereof | |
| JP2022512514A (en) | Wire rod that can omit softening heat treatment and its manufacturing method | |
| KR101758490B1 (en) | Non-quenched and tempered wire rod having excellent strength and impact toughness and method for manufacturing same | |
| JP2015183265A (en) | Method for producing steel material excellent in cold workability or machinability | |
| CN102549174B (en) | High-carbon soft wire rod not requiring softening treatment and manufacturing method thereof | |
| JPH06299240A (en) | Manufacture of steel material for bearing having excellent spheroidizing characteristic | |
| KR101518571B1 (en) | Non heat treated wire rod having excellent high strength and impact toughness and method for manafacturing the same | |
| JP2018165408A (en) | Production method of steel material excellent in cold workability or machinability | |
| KR101568494B1 (en) | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same | |
| KR101304670B1 (en) | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same | |
| KR101736590B1 (en) | Non heat treated wire rod having excellent high strength and method for manafacturing thereof | |
| JP6997855B2 (en) | Hot-rolled steel sheet with excellent strength and elongation and manufacturing method | |
| JP6108924B2 (en) | Manufacturing method of steel for cold forging | |
| KR100478088B1 (en) | A method for manufacturing spring steel without ferrite decaburization | |
| KR101322972B1 (en) | Martensitic stainless steel and method for manufacturing the same | |
| KR101289118B1 (en) | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same | |
| JPH1025521A (en) | Method to spheroidizing wire rod | |
| KR101696095B1 (en) | Method for manufacturing heat treated wire rod having excellent drawability | |
| JP7221478B6 (en) | Cold heading wire rod for shortening soft heat treatment time and its manufacturing method | |
| KR101461713B1 (en) | Wire rod having high toughness and method for manufacturing the same | |
| KR101253813B1 (en) | Steel without spheroidizing heat treatment and method for manufacturing the same |
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: 20160822 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170828 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20180829 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20190828 Year of fee payment: 7 |