KR101568494B1 - Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same - Google Patents
Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR101568494B1 KR101568494B1 KR1020130157964A KR20130157964A KR101568494B1 KR 101568494 B1 KR101568494 B1 KR 101568494B1 KR 1020130157964 A KR1020130157964 A KR 1020130157964A KR 20130157964 A KR20130157964 A KR 20130157964A KR 101568494 B1 KR101568494 B1 KR 101568494B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- less
- present
- steel
- wire rod
- content
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- 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
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
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 중탄소 연질 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 충격특성 및 연질화 특성이 우수한 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
이에, 본 발명에서는 합금성분 중 Ti와 N의 관계를 제어함으로써, 고가의 합금원소의 첨가는 저감시키면서 연질화 처리를 생략하더라도 충격특성 및 연질특성이 우수한 중탄소 연질 선재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.TECHNICAL FIELD The present invention relates to a medium carbon soft wire, and more particularly, to a wire having excellent impact characteristics and softening characteristics, and a method of manufacturing the same.
Accordingly, in the present invention, by controlling the relationship between Ti and N in the alloy component, it is possible to provide a medium carbon soft wire having excellent impact characteristics and softness characteristics, and a method of manufacturing the same, even if softening treatment is omitted while reducing the addition of expensive alloying elements I would like to.
Description
본 발명은 중탄소 연질 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 충격특성 및 연질화 특성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
BACKGROUND OF THE
일반적으로, 선재를 연질화하기 위해 구상화 열처리를 행하며, 이러한 구상화 열처리는 다음의 2가지 목적을 달성하기 위해 소재의 연질화 개념으로서 이용되고 있다. 첫 번째는 냉간 성형시 냉간가공성을 향상시키기 위해 세멘타이트를 구형화하고 균일한 입자 분포를 유도하는 것이고, 두 번째는 가공 다이스의 수명을 향상시키기 위하여 가공되는 소재의 경도를 가능한 한 낮추어 주는 것이다. 이에 더하여, 부가적으로 절삭가공이 필요한 경우 일반 페라이트 + 펄라이트 강보다 절삭성을 향상시킬 수 있다.Generally, spheroidizing heat treatment is performed to soften a wire rod. Such spheroidizing heat treatment is used as a softening concept of a material in order to achieve the following two purposes. The first is to spheroidize the cementite to induce a uniform particle distribution in order to improve the cold workability in cold forming and the second is to lower the hardness of the material to be processed in order to improve the life of the processing die. In addition, machining performance can be improved more than general ferrite + pearlite steel when additional cutting is required.
이러한 구상화 열처리는 크게 2가지로 분류된다. 하나는 공석온도 이하에서 장시간 가열하는 방법(sub-critical annealing)으로서, 주로 열연 제품의 구상화 처리에 이용되고 있으며, 다른 하나는 공석온도와 오스테나이트화 온도 사이에서 가열 후 극서냉하여 구상화 조직을 얻는 방법이다 (inter-critical annealing).
These spheroidizing heat treatments are classified into two types. One is sub-critical annealing at a temperature below the vacancy temperature (sub-critical annealing), mainly used for the spheroidizing treatment of hot-rolled products, and the other is heating between the vacancy temperature and the austenitizing temperature, (Inter-critical annealing).
초기 조직이 펄라이트로 구성된 경우, 구상화 열처리 온도에서 구상화가 진행되는 과정은, 높은 온도에서의 확산에 의하여 세멘타이트의 결함 또는 끝 부분에서의 평평한 계면과의 곡률 차이에 의한 탄소 농도 구배가 발생하여 세멘타이트가 분절되고, 이후 계면 에너지를 줄이기 위해 구상화된다고 알려져 있다.
In the case where the initial structure is composed of pearlite, the process of spheroidization at the spheroidizing heat treatment temperature is a process in which a carbon concentration gradient due to a defect of cementite due to diffusion at a high temperature or a curvature difference from a flat interface at the end portion occurs, It is known that tight is segmented and then spheroidized to reduce interfacial energy.
이와 같이 형성된 구형 입자는 오스왈트 리페닝(Ostwald ripening)과 유사한 과정을 거쳐 성장하게 되어 구상화 조직을 형성한다. 이러한 구상화 과정은 오스테나이트로 변태온도 직하에서 주로 관찰되어 소재의 기지조직이 페라이트와 펄라이트로부터 페라이트에 구상 세멘타이트가 존재하는 형태로 변화한다. 즉, 초기 조직에서 펄라이트로 존재하던 부분이 페라이트와 구형 세멘타이트로 변하게 되어, 전체 미세조직이 페라이트와 구형 세멘타이트로 이루어진다.
The spherical particles thus formed grow through a process similar to Ostwald ripening to form spherical tissue. This spheroidization process is mainly observed under the austenite transformation temperature, and the base texture of the material changes from ferrite and pearlite to ferrite and spherical cementite. That is, the portion existing as pearlite in the initial structure is changed into ferrite and spherical cementite, and the whole microstructure is composed of ferrite and spherical cementite.
한편, 최근들어 종래의 방법에 의하여 연질화 열처리를 행하지 않고서도 연질의 선재를 제공하는 것이 가능하게 되었으나, 충격인성이 저하되어 선재의 활용도가 다양하지 못하는 문제가 있다.
On the other hand, in recent years, it has become possible to provide a soft wire without performing the softening heat treatment by the conventional method, but there is a problem that the impact toughness is reduced and the utilization of the wire is not diversified.
본 발명의 일 측면은, 합금성분 중 Ti와 N의 관계를 제어함으로써, 고가의 합금원소의 첨가는 저감시키면서 연질화 처리를 생략하더라도 충격특성 및 연질특성이 우수한 중탄소 연질 선재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
One aspect of the present invention is to provide a medium carbon soft wire having excellent impact characteristics and softness characteristics even when the softening treatment is omitted while controlling the relationship between Ti and N in the alloy component, .
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.001~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.05%, N: 0.003~0.015%, Ti: 0.003~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 Ti 및 N의 비(Ti/N)는 3.42 이하, 곱(Ti*N)은 9.68×10-5 이하를 만족하고,An aspect of the present invention relates to a steel sheet comprising, by weight, 0.3 to 0.6% of C, 0.001 to 0.5% of Si, 0.5 to 1.8% of Mn, 0.01 to 0.05% of Al, 0.003 to 0.015% of N, (Ti / N) of not more than 3.42 and a product (Ti * N) of not more than 9.68 x 10 < -5 or less,
TiN 석출물을 포함하고, 상기 TiN 석출물의 평균 직경은 10~80㎚인 중탄소 연질 선재를 제공한다.
TiN precipitates, and the TiN precipitates have an average diameter of 10 to 80 nm.
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 성분조성을 만족하는 빌렛을 950~1150℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 빌렛을 마무리 압연하는 단계; 및 상기 마무리 압연 후 0.1℃/초 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 마무리 압연 직전의 온도는 780~850℃인 중탄소 연질 선재의 제조방법을 제공한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a billet, comprising: reheating a billet satisfying the composition of the composition at 950 to 1150 캜; Finishing the reheated billet; And cooling the steel sheet at a cooling rate of 0.1 DEG C / second or less after the finish rolling, wherein the temperature immediately before the finish rolling is 780 to 850 DEG C.
본 발명에 의하면, 종래 고가의 합금성분을 함유한 선재에 비하여, 고가의 합금성분을 감소시키고도 종래 선재와 동등 이상의 인장강도, 충격인성 및 연질화 특성을 갖는 선재를 제공할 수 있다. 또한, 선재 제조 후 별도의 가공 열처리를 행하지 않으므로 생산성이 우수한 선재의 제조방법을 제공할 수 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a wire rod having tensile strength, impact toughness and softening characteristics equal to or higher than that of a conventional wire rod, even when a high-priced alloy component is reduced as compared with a wire rod containing a conventionally expensive alloy component. Further, since a separate processing heat treatment is not performed after manufacturing the wire rod, a method of manufacturing a wire rod excellent in productivity can be provided.
도 1의 (a)는 비교예 3의 미세조직 사진이며, (b)는 발명예 3의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2의 (a)는 포정반응의 상태도를 나타낸 것이며, (b)는 1500℃ 에서의 용해도 곡선으로서 액체 상태의 용해도 곡선(실선)과 고체 상태의 용해도 곡선(점선)을 나타낸 것이다. FIG. 1 (a) is a microstructure photograph of Comparative Example 3, and FIG. 1 (b) is a microstructure photograph of Inventive Example 3.
Fig. 2 (a) shows a state diagram of the entrapping reaction, and Fig. 2 (b) shows a solubility curve (solid line) in a liquid state and a solubility curve (dotted line) in a solid state as a solubility curve at 1500 캜.
본 발명의 발명자들은 기존 연질화 처리 생략이 가능한 선재를 충격특성이 요구되는 현장에 적용하는 경우 충격특성이 매우 열위한 것을 확인하고, 이를 해결하기 위한 방안을 고안한 결과, 본 발명을 도출하게 되었다.
The inventors of the present invention have found that when a wire rod capable of omitting conventional softening treatment is applied to a site requiring impact characteristics, the inventors of the present invention have found that the impact characteristics are very favorable, and have devised a solution to solve the problem, .
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면은 충격특성이 우수한 중탄소 연질 선재에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.001~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.05%, N: 0.003~0.015%, Ti: 0.003~0.015%, P: 0.02% 이하, S: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하다.
An aspect of the present invention relates to a medium carbon soft wire having excellent impact properties, comprising 0.3 to 0.6% of C, 0.001 to 0.5% of Si, 0.5 to 1.8% of Mn, 0.01 to 0.05% of Al, 0.003 to 0.015% of N, 0.003 to 0.015% of Ti, 0.02% or less of P, 0.1% or less of S, and the balance Fe and other unavoidable impurities.
이하, 본 발명의 중탄소 연질 선재의 합금 조성을 상기와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
Hereinafter, the reason why the alloy composition of the medium carbon soft wire of the present invention is limited as described above will be described in detail. Here, the content of each component means weight%.
C: 0.3~0.6%C: 0.3 to 0.6%
탄소(C)는 강도를 확보하는데 매우 중요한 원소이다. 상기 C의 함량이 0.3% 미만인 경우에는 이미 페라이트 분율이 충분히 형성되어 제어압연에 의해 생성되는 페라이트가 충격치 향상에 기여하는 바가 미미하다. 반면, 상기 C의 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 모든 조직이 펄라이트로 형성되어 목표로 하는 페라이트 형성에 의한 본 발명의 효과를 확보하는데 어려움이 있다.
Carbon (C) is a very important element in ensuring strength. When the content of C is less than 0.3%, the ferrite fraction is sufficiently formed, and the ferrite produced by the controlled rolling contributes little to the improvement of the impact value. On the other hand, when the content of C exceeds 0.6%, all the structures are formed into pearlite, and it is difficult to secure the effect of the present invention due to formation of target ferrite.
Si: 0.001~0.5%Si: 0.001-0.5%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용되고, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 특히, 연화 열처리 공정이 없고 신선 후 바로 냉간 압조를 행하는 강에서 Si 함량의 증가는 가공 경화를 증가시켜 다이스 수명 악화를 가져온다. 본 발명에서는 Si의 함량이 0.5%를 초과하는 경우 가공 경화량이 증가하여 강의 연성을 저하시키고 충격인성의 열화를 가져오므로 그 상한을 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다. 그리고, 제강상황을 고려하여 Si의 하한을 0.001%로 제한하는 것이 바람직하다.
Silicon (Si) is used as a deoxidizer and is an element added for strength enhancement by solid solution strengthening. Especially, the increase of the Si content in the steel subjected to the cold pressing immediately after the drawing without the softening heat treatment step increases the work hardening, resulting in deterioration of the die life. In the present invention, when the content of Si exceeds 0.5%, the work hardening amount is increased to lower the ductility of the steel and deteriorate the impact toughness, so that the upper limit is preferably limited to 0.5%. It is preferable to limit the lower limit of Si to 0.001% in consideration of steelmaking conditions.
Mn: 0.5~1.8%Mn: 0.5 to 1.8%
망간(Mn)은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하고, A1 온도를 낮춰 펄라이트 층간간격을 미세화하여 조직의 건전성을 증가시킨다. 이러한 Mn이 0.5% 미만인 경우 망간편석에 의한 편석대의 영향은 감소되나 펄라이트 층간간격이 커지게 되어 비조질강 충격인성에 악영향을 미친다. 반면에, 1.8%를 초과하는 경우 펄라이트 층간간격 미세화 효과보다는 Mn 편석에 의해 조직이 불균일하게 된다. 이에, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이하며, 편석대를 조장하여 경화능 향상에 영향을 주는 중심부 저온조직을 형성하는데 방해한다.
Manganese (Mn) forms a substitutional solid solution in the matrix and lowers the A1 temperature, thereby increasing the soundness of the structure by refining the interval between the pearlite layers. When the Mn content is less than 0.5%, the effect of segregation due to mesostructures decreases, but the pearlite interlayer spacing becomes large and adversely affects the toughness of the unstructured steel. On the other hand, if it exceeds 1.8%, the structure becomes uneven due to the Mn segregation rather than the effect of refining the pearlite interlayer spacing. Therefore, it is easy to cause macro segregation and micro segregation depending on the segregation mechanism in the solidification of the steel, and it hinders formation of the core low-temperature structure affecting the hardening ability by promoting segregation.
Al: 0.01~0.05%Al: 0.01 to 0.05%
알루미늄(Al)은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만이면 본 발명에서 의도하고자 하는 탈산효과를 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 저온 충격인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
Aluminum (Al) is added as a deoxidizer together with Si during steelmaking, and has a solid solution strengthening effect. If the content of Al is less than 0.01%, the effect of deoxidation to be intended in the present invention can not be secured. On the other hand, when the content of Al exceeds 0.05%, the impact resistance at low temperature is deteriorated.
N: 0.003~0.015%N: 0.003 to 0.015%
본 발명에서 질소(N) 함량을 한정하는 것은 후속해서 설명하는 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 질소는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. In the present invention, the limitation of the nitrogen (N) content is due to the Ti addition described below. In general, nitrogen is dissolved in the steel and precipitates to increase the strength of the steel, which is much greater than carbon. However, on the other hand, it is known that the greater the presence of nitrogen in the steel, the lower the toughness is, and the general tendency is to reduce the nitrogen content as much as possible.
그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti와 반응시켜 TiN 석출물을 형성시키고, 이는 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하기 때문에 N의 함량을 지나치게 감소시키는 것은 바람직하지 않다. 상기 N의 함량이 0.003% 미만인 경우에는 TiN이 너무 적게 형성되어 오스테나이트 입계의 이동을 제한할 수 있는 충분한 양을 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 N의 함량이 0.015%를 초과하는 경우에는 본 발명에서 한정하는 탄소 함량에서 응고 완료 전 액상 정출이 될 수 있으며, 이러할 경우 조대한 TiN 석출물을 생성하는 문제가 있다.
However, in the present invention, it is not preferable to excessively reduce the content of N because a proper amount of nitrogen is present and reacted with Ti to form a TiN precipitate, which restrains grain growth during reheating. When the content of N is less than 0.003%, too little TiN is formed and it is difficult to secure a sufficient amount to restrict the movement of the austenite grain boundary. On the other hand, if the content of N exceeds 0.015%, the carbon content defined in the present invention may be subjected to liquid phase crystallization prior to completion of solidification, which may lead to formation of coarse TiN precipitates.
Ti: 0.003~0.015%Ti: 0.003 to 0.015%
티타늄(Ti)은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브의 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직의 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 큰 역할을 하는 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.003% 미만인 경우에는 TiN 석출물이 불충분하여 오스테나이트 입계의 이동을 제한할 수 있는 충분한 양을 확보하기 어렵다. 반면에, 0.015%를 초과하는 경우에는 응고 완료 전 액상 정출이 될 수 있으며, 이러할 경우 조대한 티타늄 질화물이 생성되는 문제가 있다.
Titanium (Ti) is an element that plays a major role in improving the toughness of a steel by forming a TiN precipitate during the solidification process of steel to suppress the growth of austenite grains during the heating and hot rolling process of the slab, thereby finely finishing the grain size of the final structure. When the content of Ti is less than 0.003%, it is difficult to ensure a sufficient amount of TiN precipitates to restrict the movement of the austenite grain boundaries. On the other hand, if it exceeds 0.015%, liquid phase crystallization may occur prior to completion of solidification, and there is a problem that coarse titanium nitride is produced.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 선재는, 본 발명에서 목적하는 효과를 더욱 향상시키고자 할 경우 다음의 성분을 추가적으로 더 포함할 수 있다.The wire rod of the present invention satisfying the above-described composition may further include the following components in order to further improve the effect of the present invention.
보다 구체적으로, 크롬(Cr), 바나듐(V) 및 니오븀(Nb)로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
More specifically, it may further include one or more species selected from the group consisting of chromium (Cr), vanadium (V), and niobium (Nb).
Cr: 0.2% 이하Cr: not more than 0.2%
크롬(Cr)은 강의 소입성을 강화시켜주는 효과가 있으며, 특히 펄라이트가 포함된 강에서 Cr은 변태곡선을 뒤로 미루는 효과가 있고, 이로 인해 펄라이트의 층간간격을 미세화시키는 효과가 있다. 상기 Cr의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 CCT 커브(curve)에서 페라이트 형성이 지연되어 강 중 저온 조직을 발생시키는 문제가 있다. 따라서, Cr을 추가적으로 더 첨가하는 경우, 그 함량은 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Chromium (Cr) has an effect of strengthening the ingotability of steel. In particular, in a steel containing pearlite, Cr has an effect of delaying the transformation curve backward, thereby reducing the interlayer spacing of pearlite. If the content of Cr exceeds 0.2%, formation of ferrite in the CCT curve is delayed, and low temperature structure is generated in the steel. Therefore, when Cr is additionally added, the content thereof is preferably limited to 0.2% or less.
V: 0.1% 이하V: not more than 0.1%
바나듐(V)은 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한한다. 다만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 용해도 한계(solubility limit)를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 V의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 고용한계를 넘게 되어 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, V을 추가적으로 더 첨가하는 경우, 그 함량은 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Vanadium (V) forms carbides and carbonitrides to limit the intergranular movement of austenite and ferrite. However, since the carbonitride acts as a breaking point, it may lower the impact toughness, particularly, the impact resistance at low temperature, so it is preferable to keep the solubility limit. In the present invention, when the content of V is more than 0.1%, the solubility limit is exceeded and coarse precipitates are formed. Therefore, when V is further added, the content thereof is preferably limited to 0.1% or less.
Nb: 0.02% 이하Nb: 0.02% or less
니오븀(Nb)은 상기 바나듐과 같이 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하지만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로 역시 용해도 한계를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 Nb의 함량이 0.02%를 초과하게 되면 고용한계를 넘게 되어 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, Nb을 추가적으로 더 첨가하는 경우, 그 함량은 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Niobium (Nb) forms carbides and carbonitrides such as vanadium to limit intergranular movement of austenite and ferrite. However, since the carbonitride serves as a fracture starting point, impact toughness, particularly, low-temperature impact toughness can be lowered Therefore, it is also desirable to keep the solubility limit. In the present invention, when the content of Nb exceeds 0.02%, the solubility limit is exceeded and coarse precipitates are formed. Therefore, when Nb is further added, the content thereof is preferably limited to 0.02% or less.
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.
다만, 그 중 인(P) 및 황(S)은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
However, since phosphorus (P) and sulfur (S) are generally referred to as impurities, they will be briefly described as follows.
P: 0.02% 이하P: not more than 0.02%
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하시키기 때문에, 후물재의 중심부 저온 충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P의 상한은 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Phosphorus (P) is an impurity inevitably contained in the steel, and is segregated mainly in the center portion of the steel sheet to lower the toughness. Therefore, it is desirable to control the phosphorus content as low as possible in order to secure low-temperature impact toughness in the center portion of the post- In theory, it is advantageous to limit the content of P to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of P is preferably limited to 0.02%.
S: 0.1% 이하S: not more than 0.1%
황(S)은 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온 충격인성을 크게 저하시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.
Sulfur (S) is an impurity which is inevitably contained, and forms a nonmetallic inclusion by binding with Mn or the like, thereby significantly lowering the impact resistance at low temperatures of the steel. Therefore, it is desirable to suppress the content to the maximum. In theory, it is advantageous to limit the content of S to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the S content is preferably limited to 0.1%.
또한, 본 발명에 따른 선재는 성분조성 중 Ti와 N의 함량을 적절히 제어하는 것이 바람직하다.In addition, it is preferable to appropriately control the content of Ti and N in the composition of the wire according to the present invention.
이미 언급한 바와 같이, Ti와 N은 TiN 또는 (Ti(C,N)) 등의 석출물을 형성하고, 이들 석출물은 오스테나이트 입계의 이동을 제한하는 역할을 한다. 본 발명에서는 상기 석출물들의 효과를 얻기 위해서는, Ti 및 N의 비(Ti/N)는 3.42 이하, 곱(Ti*N)은 9.68×10-5 이하로 제한하는 것이 바람직하다.As already mentioned, Ti and N form precipitates such as TiN or (Ti (C, N)), and these precipitates serve to limit the movement of the austenite grain boundaries. In the present invention, in order to obtain the effects of the precipitates, it is preferable that the ratio (Ti / N) of Ti and N is 3.42 or less and the product (Ti * N) is 9.68 × 10 -5 or less.
본 발명에서 Ti 및 N의 비(Ti/N)가 3.42를 초과하게 되면 강 중에 과포화 티타늄이 존재하게 되며, 이러할 경우 열처리시 티타늄 질화물의 급격한 성장을 가져와 오스테나이트 입계의 이동을 제한하는 효과를 발현하는데 어려움이 있다. 또한, 그 곱(Ti*N)이 9.68×10-5를 초과하게 되면 티타늄 질화물의 석출이 고온에서 발생하게 되어 조대한 석출물이 형성되며, 이러한 조대한 석출물은 조직 입경을 제어하는 효과가 없고, 강의 충격특성을 저하시키므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 Ti 및 N의 함량을 고려하여, 질량비로 Ti/N의 비는 최소 0.2에서 최대 3.42를 만족하는 것이 바람직하고, Ti*N은 최소 9.0×10-6에서 최대 9.68×10-5를 만족하는 것이 바람직하다.
In the present invention, supersaturated titanium exists in the steel when the Ti / N ratio (Ti / N) exceeds 3.42. In this case, the titanium nitride is rapidly grown during the heat treatment and the effect of restricting the migration of the austenite grain boundary is exhibited. . Further, when the product (Ti * N) exceeds 9.68 x 10 < -5 & gt ;, precipitation of titanium nitride occurs at a high temperature and coarse precipitates are formed. Such coarse precipitates have no effect of controlling the grain size, It is undesirable because it deteriorates impact characteristics of the steel. Therefore, in consideration of the contents of Ti and N added in the present invention, the ratio of Ti / N in the mass ratio is at least 0.2 It is preferable that the maximum value of Ti * N is at most 3.42, and that Ti * N satisfies at least 9.0 × 10 -6 and at most 9.68 × 10 -5 .
그리고, 도 2의 (a)에 나타난 바와 같이 포정점(C: 0.18중량%) 이상의 탄소 함량을 가진 강에서는 탄소의 함량이 증가할수록 응고 완료 온도가 저하되고 이에 (Ti(C,N))의 고용온도(solubility temperature)도 저하되는 것을 확인할 수 있다. 이와 같이 응고 완료 온도가 저하됨에 따라, Ti의 고용온도가 저하되어 강의 주조시에 TiN의 석출에 영향을 주는 것을 확인할 수 있다. As shown in FIG. 2 (a), in a steel having a carbon content of at least a pore (C: 0.18 wt%) or more, the coagulation completion temperature decreases as the carbon content increases, And the solubility temperature is also lowered. As described above, as the solidification completion temperature is lowered, the solid-solution temperature of Ti is lowered and it is confirmed that the precipitation of TiN is affected during the casting of the steel.
본 발명에서는 C를 0.3~0.6%로 함유하고 있으므로 Ti와 N의 성분이 제한되지 않는다면 조대한 TiN을 석출하여 강의 충격인성 및 결정립 사이즈(grain size)에 영향을 주게 된다. 따라서, 상술한 바와 같이 Ti와 N의 조성을 제어하는 것이 바람직하다.
In the present invention, since the content of C is 0.3 to 0.6%, if the components of Ti and N are not limited, coarse TiN precipitates to affect impact toughness and grain size of the steel. Therefore, it is preferable to control the composition of Ti and N as described above.
상기와 같이 Ti와 N의 조건을 만족하여 형성된 TiN 석출물의 평균 직경은 10~80nm인 것이 바람직하며, 면적분율로 9.0×10-6~4.5×10-4% 포함하는 것이 바람직하다.As described above, the average diameter of the TiN precipitates formed by satisfying the conditions of Ti and N is preferably 10 to 80 nm, and it is preferable that the TiN precipitates include 9.0 × 10 -6 to 4.5 × 10 -4 % in the area fraction.
상기 TiN의 평균 직경이 10nm 미만이면 너무 미세한 석출물로 인해 결정입계(grain boundary)에의 고정이 어려우며, 반면 TiN의 평균 직경이 80nm를 초과하게 되면 조대한 TiN에 의해 본 발명에서 의도하는 TiN 효과를 충분히 얻을 수 없게 된다.If the average diameter of the TiN is less than 10 nm, it is difficult to fix it to the grain boundary due to too fine precipitates. On the other hand, when the average diameter of the TiN exceeds 80 nm, the TiN effect intended by the present invention is sufficiently Can not be obtained.
또한, 상기 TiN의 분율이 면적분율로 9.0×10-6% 미만이면 TiN 석출물에 의한 오스테나이트 입계의 이동을 충분히 억제하지 못하게 되며, 반면 4.5×10-4%를 초과하게 되면 강에 응력이 작용할 때 상기 TiN 석출물이 균열 기점으로 작용하게 되는 문제점이 있다.If the fraction of TiN is less than 9.0 × 10 -6 %, the movement of the austenitic grain boundary due to the TiN precipitates can not be sufficiently suppressed. On the other hand, when the content of TiN exceeds 4.5 × 10 -4 %, stress acts on the steel There is a problem that the TiN precipitate acts as a crack origin.
상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 본 발명의 선재는 그 미세조직이 면적분율로 20~40%의 페라이트 및 잔부 펄라이트로 이루어지는 것이 바람직하다.It is preferable that the wire material of the present invention satisfying the above-described composition and composition relationship is composed of 20 to 40% of ferrite and the remaining pearlite in an area fraction of the microstructure.
본 발명 선재의 미세조직 중 페라이트의 분율이 20% 미만이면 충격인성이 크게 저하되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다. 특히, 본 발명은 연질화 열처리를 행하지 않는 선재로서, 이와 같이 열처리를 행하지 않은 강재의 경우 강의 안정성 측면에서 충격인성이 중요한 물성으로 작용한다. 이에, 미세조직으로 펄라이트에 비해 연질상인 페라이트를 포함하는 것이 바람직하며, 상기 페라이트의 분율 증가는 강도는 저하되는 반면에, 인성이 증가하는 작용을 한다. 따라서, 강의 충격인성을 확보하면서도 충분한 강도를 얻기 위해서, 페라이트의 분율을 20~40%로 제한하는 것이 바람직하다.
If the fraction of the ferrite in the microstructure of the wire of the present invention is less than 20%, there is a problem that impact toughness is largely lowered, which is not preferable. Particularly, the present invention is a wire which does not undergo softening heat treatment. In the case of a steel material not subjected to the heat treatment as described above, impact toughness is an important property in terms of steel stability. Accordingly, it is preferable that the microstructure contains ferrite which is soft phase compared to pearlite, and the percentage increase of the ferrite has an effect of increasing the toughness while lowering the strength. Therefore, it is preferable to limit the fraction of ferrite to 20 to 40% in order to secure sufficient impact strength while ensuring impact toughness of steel.
이하, 본 발명의 중탄소 연질 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the method for producing the medium carbon soft wire of the present invention will be described in detail.
본 발명의 중탄소 연질 선재를 제조하는 방법은, 상술한 성분조성 및 성분계를 만족하는 빌렛을 재가열 - 마무리 압연 - 냉각의 공정을 통해 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각 단계에 대해 구체적으로 설명한다.
The method for producing the medium carbon soft wire of the present invention can produce the billets satisfying the above-described composition and composition system through the reheating-finishing rolling-cooling process, and each step will be described in detail below .
빌렛Billet 재가열 단계 Reheat step
본 발명에서 제안하는 성분계를 만족하는 빌렛을 재가열하는 것은 그 미세조직을 오스테나이트화 하기 위한 것으로서, 이를 위해 950~1150℃에서 실시하는 것이 바람직하다.The reheating of a billet satisfying the component system proposed in the present invention is for austenitizing the microstructure, and it is preferably carried out at 950 to 1150 占 폚.
재가열 온도가 950℃ 미만이면 표면에 흠이 형성될 가능성이 있으며, 반면 1150℃를 초과하게 되면 스케일 및 석출물이 용해될 수 있으므로, 바람직하지 못하다.
If the reheating temperature is lower than 950 DEG C, there is a possibility that the surface is scratched. If the reheating temperature is higher than 1150 DEG C, the scale and the precipitate may be dissolved, which is not preferable.
압연 단계Rolling step
상기 재가열된 빌렛을 열간압연하여 선재로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 마무리 압연 직전의 선재의 온도는 780~850℃를 만족하는 것이 바람직하다.It is preferable that the reheated billet is hot rolled to produce a wire, and the temperature of the wire immediately before the finish rolling is preferably 780 to 850 ° C.
마무리 압연 직전의 온도가 780℃ 미만이면 이상영역으로 되어 조직 불균일이 일어날 가능성이 있으며, 850℃를 초과하게 되면 페라이트 결정립 크기가 조대화 되어 충격인성이 저하될 우려가 있다. If the temperature immediately before the finish rolling is lower than 780 DEG C, there will be an abnormal region and unevenness of the structure may occur. If the temperature exceeds 850 DEG C, the ferrite grain size will be coarsened and the impact toughness may be lowered.
상기 온도범위에서 마무리 압연시, 15% 이상의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 그 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자가 압연 설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
It is preferable to perform the reduction at a reduction ratio of 15% or more at the time of finish rolling in the above temperature range. At this time, the upper limit is not particularly limited, and can be appropriately selected by an ordinary technician in consideration of rolling facilities.
냉각 단계Cooling step
상기 압연에 의해 제조된 선재를 냉각하여, 원하는 미세조직을 갖는 선재를 제조할 수 있다. 이때, 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 극서냉하는 것이 바람직하며, 이는 페라이트 미세화를 위한 것이다. 만일, 냉각속도가 0.1℃/s를 초과하게 되면 조대한 페라이트가 형성되어 강의 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
The wire rod produced by the rolling can be cooled to produce a wire rod having a desired microstructure. At this time, it is preferable to cool to a very low temperature at a cooling rate of 0.1 ° C / s or less, which is for ferrite refinement. If the cooling rate exceeds 0.1 DEG C / s, coarse ferrite is formed and the impact toughness of the steel is deteriorated.
상기와 같이 제안하는 본 발명의 선재는 충격특성 및 연질화 특성이 우수한 강재로서, 60J 이상의 충격인성 및 20% 이상의 연신율을 갖는다. 또한, 상기 선재의 직경은 30mm 이상이다.
The wire material of the present invention as described above is excellent in impact properties and softening characteristics, and has an impact toughness of 60 J or more and an elongation of 20% or more. Further, the diameter of the wire rod is 30 mm or more.
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 from them.
(( 실시예Example ))
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분조성을 갖는 빌렛을 1050℃로 재가열 한 후, 마무리 압연 직전의 온도가 850℃가 되도록 한 다음 마무리 압연을 행하여 각각의 선재를 제조하였다. 이때, 비교강 3에 대해서만 900℃에서 실시하였다. 이후, 0.1℃/s의 냉각속도로 냉각하였다.
The billets having the composition shown in the following Table 1 were reheated at 1050 占 폚, and the temperature immediately before finish rolling was 850 占 폚, followed by finish rolling to produce respective wires. At this time, only the
이후, 각각의 제조된 선재의 미세조직 분율 및 기계적 특성(충격인성, 연신율 및 인장강도)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.Then, the microstructure fraction and the mechanical properties (impact toughness, elongation and tensile strength) of each produced wire rod were measured and are shown in Table 2 below.
이때, 미세조직 분율은 광학현미경을 이용하여 측정하였으며, 충격인성은 10×10×55mm 시편을 U-노치(notch)로 가공하여 KS 규격 시험으로 실시하였다.
At this time, the microstructure fraction was measured using an optical microscope, and a 10 × 10 × 55 mm impact tough specimen was processed into a U-notch and subjected to a KS standard test.
(면적분율 %)Microstructure
(Area fraction%)
(J)Impact toughness
(J)
(%)Elongation
(%)
(MPa)The tensile strength
(MPa)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 4는 미세한 TiN이 적정분율로 형성됨에 따라 추가적인 열처리 없이도 충격인성 및 연신율이 우수하면서, 고강도를 갖는 선재를 얻을 수 있다.
As shown in Tables 1 and 2, Examples 1 to 4, which satisfy both the component system and the manufacturing conditions proposed in the present invention, are excellent in impact toughness and elongation without additional heat treatment as fine TiN is formed in an appropriate fraction, Can be obtained.
반면, N의 함량에 비해 너무 많은 양으로 Ti를 첨가한 비교예 1 및 2의 경우 Ti와 N의 성분관계가 본 발명을 만족하지 못함에 따라 조대한 TiN이 너무 많이 형성되어 충격인성이 열위한 결과를 보였다. 또한, 너무 높은 온도에서 마무리 압연을 행한 비교예 3의 경우에는 페라이트 분율이 충분하지 못함에 따라 충격인성이 열위하고, 연성이 저하된 것을 확인할 수 있다.On the other hand, in the case of Comparative Examples 1 and 2 in which Ti was added in an excessively large amount relative to the content of N, the compositional relationship between Ti and N did not satisfy the present invention, so that too much TiN was formed, Results. In the case of Comparative Example 3 in which finish rolling was performed at a too high temperature, it was confirmed that the impact toughness was lowered due to insufficient ferrite fraction and the ductility was lowered.
특히, 비교예 1 및 2는 150nm 이상의 조대한 TiN이 형성되어 오스테나이트 입계의 이동을 충분히 억제하지 못하여, 발명예들에 비해 상대적으로 낮은 분율로 페라이트가 형성되었다.
Especially, in Comparative Examples 1 and 2, coarse TiN of 150 nm or more was formed and the movement of the austenite grain boundary was not sufficiently suppressed, and ferrite was formed at a relatively low fraction as compared with the inventive examples.
비교를 위하여, 비교예 3(a)과 발명예 3(b)의 미세조직을 관찰해본 결과, 도 1에 보이는 바와 같이 페라이트 분율에 차이가 있음을 확인할 수 있다.
For comparison, microstructures of Comparative Examples 3 (a) and 3 (b) were observed. As a result, it can be seen that there is a difference in the ferrite fraction as shown in FIG.
Claims (8)
TiN 석출물을 포함하고, 상기 TiN 석출물의 평균 직경은 10~80㎚이고, 상기 TiN 석출물은 면적분율로 9.0×10-6~4.5×10-4% 포함하고,
미세조직은 면적분율로 20~40%의 페라이트 및 잔부 펄라이트를 포함하는 중탄소 연질 선재.
0.001 to 0.5% of Mn, 0.5 to 1.8% of Mn, 0.01 to 0.05% of Al, 0.003 to 0.015% of N, 0.003 to 0.015% of Ti, 0.02 to 0.02% of P, (Ti / N) of not more than 3.42 and a product (Ti * N) of not more than 9.68 x 10 < -5 >
TiN precipitates, the TiN precipitates having an average diameter of 10 to 80 nm, the TiN precipitates having an area fraction of 9.0 x 10 -6 to 4.5 x 10 -4 %
The microstructure is a medium carbon soft wire comprising 20 to 40% of ferrite and the remaining pearlite in an area fraction.
상기 선재는 중량%로, Cr: 0.2% 이하, V: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 중탄소 연질 선재.
The method according to claim 1,
Wherein the wire rod further comprises at least one selected from the group consisting of 0.2% or less of Cr, 0.1% or less of V, and 0.02% or less of Nb in weight%.
상기 선재는 60J 이상의 충격인성 및 20% 이상의 연신율을 갖는 것인 중탄소 연질 선재.
The method according to claim 1,
Wherein said wire rod has impact toughness of 60 J or more and elongation of 20% or more.
상기 재가열된 빌렛을 마무리 압연하는 단계; 및
상기 마무리 압연 후 0.1℃/초 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 마무리 압연 진입 직전의 온도는 780~850℃인 중탄소 연질 선재의 제조방법.
0.001 to 0.5% of Mn, 0.5 to 1.8% of Mn, 0.01 to 0.05% of Al, 0.003 to 0.015% of N, 0.003 to 0.015% of Ti, 0.02 to 0.02% of P, , Reheating the billet containing S: 0.1% or less, the balance Fe and other unavoidable impurities at 950 to 1150 캜;
Finishing the reheated billet; And
And after the finish rolling, cooling at a cooling rate of 0.1 DEG C / second or less,
Wherein the temperature immediately before the finish rolling is 780 to 850 캜.
상기 빌렛은 중량%로, Cr: 0.2% 이하, V: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 중탄소 연질 선재의 제조방법.
The method according to claim 6,
Wherein the billet further comprises at least one selected from the group consisting of 0.2% or less of Cr, 0.1% or less of V, and 0.02% or less of Nb in weight percent.
상기 마무리 압연은 15% 이상의 압하율로 실시하는 것인 중탄소 연질 선재의 제조방법.
The method according to claim 6,
Wherein the finishing rolling is performed at a reduction ratio of 15% or more.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130157964A KR101568494B1 (en) | 2013-12-18 | 2013-12-18 | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130157964A KR101568494B1 (en) | 2013-12-18 | 2013-12-18 | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20150071216A KR20150071216A (en) | 2015-06-26 |
| KR101568494B1 true KR101568494B1 (en) | 2015-11-11 |
Family
ID=53517550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020130157964A KR101568494B1 (en) | 2013-12-18 | 2013-12-18 | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101568494B1 (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101758470B1 (en) * | 2015-11-12 | 2017-07-17 | 주식회사 포스코 | Non-quenched and tempered wire rod having excellent cold workability and method for manufacturing same |
| KR102318035B1 (en) * | 2019-12-17 | 2021-10-27 | 주식회사 포스코 | Non-heat treated wire rod having excellent drawability and impact toughness and method for manufacturing thereof |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100833079B1 (en) | 2006-12-22 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing soft wire material having excellent cold forging characteristics |
-
2013
- 2013-12-18 KR KR1020130157964A patent/KR101568494B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100833079B1 (en) | 2006-12-22 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing soft wire material having excellent cold forging characteristics |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20150071216A (en) | 2015-06-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4018905B2 (en) | Hot rolled wire rod and bar for machine structure and manufacturing method thereof | |
| KR101665783B1 (en) | Non-quenched and tempered steel wire rod having excellent room-temperature formability and low-temperature impact toughness and manufacturing method thereof | |
| KR20140084772A (en) | Non-quenched and tempered steel wire rod having excellent toughness and manufacturing method thereof | |
| KR101758490B1 (en) | Non-quenched and tempered wire rod having excellent strength and impact toughness and method for manufacturing same | |
| KR101977499B1 (en) | Wire rod without spheroidizing heat treatment, and method for manufacturing thereof | |
| JP6600412B2 (en) | Non-heat treated wire excellent in strength and cold workability and method for producing the same | |
| KR101568494B1 (en) | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same | |
| KR101726074B1 (en) | High carbon rolled steel sheet with excellent temper embrittlement resistance properties, and method for producing the same | |
| KR102131523B1 (en) | Steel wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties and method of manufacturing the same | |
| KR102131530B1 (en) | Steel wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties and method of manufacturing the same | |
| KR101677350B1 (en) | Multiple heat treatment steel having excellent low temperature toughness for energyand manufacturing method thereof | |
| KR101518571B1 (en) | Non heat treated wire rod having excellent high strength and impact toughness and method for manafacturing the same | |
| KR102321319B1 (en) | Steel sheet having excellent ductility and low-temperature impact toughness and method for manufacturing thereof | |
| KR20140084771A (en) | Non-quenched and tempered steel wire rod having excellent toughness and manufacturing method thereof | |
| KR101736590B1 (en) | Non heat treated wire rod having excellent high strength and method for manafacturing thereof | |
| KR102131529B1 (en) | Steel wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties and method of manufacturing the same | |
| KR101505292B1 (en) | High strength steel and manufacturing method of the same | |
| KR101696095B1 (en) | Method for manufacturing heat treated wire rod having excellent drawability | |
| KR101461713B1 (en) | Wire rod having high toughness and method for manufacturing the same | |
| KR102109278B1 (en) | Steel wire rod enabling omission of softening heat treatment and method of manufacturing the same | |
| KR20200061920A (en) | Hot-rolled steel sheet for oil pipe with excellent heat treatment characteristics and method for manufacturing the same | |
| JP7506158B2 (en) | Wire rod with excellent spheroidizing heat treatment properties and its manufacturing method | |
| KR102470032B1 (en) | Manufacturing method for alloy steel having excellent strength and elongation | |
| KR102318035B1 (en) | Non-heat treated wire rod having excellent drawability and impact toughness and method for manufacturing thereof | |
| JP7530427B2 (en) | Wire rod with excellent spheroidizing heat treatment properties and its manufacturing method |
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: 20181106 Year of fee payment: 4 |