KR102153195B1 - 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102153195B1
KR102153195B1 KR1020180163837A KR20180163837A KR102153195B1 KR 102153195 B1 KR102153195 B1 KR 102153195B1 KR 1020180163837 A KR1020180163837 A KR 1020180163837A KR 20180163837 A KR20180163837 A KR 20180163837A KR 102153195 B1 KR102153195 B1 KR 102153195B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
wire rod
heat treatment
less
average
soft nitriding
Prior art date
Application number
KR1020180163837A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20200075305A (ko
Inventor
이재승
이병갑
이상윤
민세홍
최우석
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 KR1020180163837A priority Critical patent/KR102153195B1/ko
Priority to US17/414,063 priority patent/US20220033920A1/en
Priority to CN201980084396.3A priority patent/CN113195768B/zh
Priority to JP2021534917A priority patent/JP2022512514A/ja
Priority to EP19899919.5A priority patent/EP3901310A4/en
Priority to PCT/KR2019/017687 priority patent/WO2020130506A1/ko
Publication of KR20200075305A publication Critical patent/KR20200075305A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102153195B1 publication Critical patent/KR102153195B1/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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

Landscapes

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

Abstract

본 발명은 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법{STEEL WIRE ROD ENABLING OMISSION OF SOFTENING HEAT TREATMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차, 건설용 부품 등에 적용 가능한 기계 구조용 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래에는 냉간 가공을 위한 소재의 연질화를 위해서는 600~800℃ 고온에서 10~20hr 이상의 장시간 열처리가 필요하며 이를 단축 혹은 생략하기 위해 많은 기술들이 개발되어 왔다.
대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 기술은 페라이트 결정립도를 11 이상으로 제어하여 결정립을 미세화하고, 펄라이트 조직내 단단한 판상형 시멘타이트상 중에서 약 3~15%를 분절된 형태로 제어함으로써 후속되는 연질화 열처리 공정을 생략하는데 그 목적이 있다. 그러나, 이러한 소재를 제조하기 위해서는 열간 압연후 냉각시 0.02~0.3℃/s의 매우 느린 냉각속도를 통해서만 확보될 수 있다. 이러한 느린 냉각속도는 생산성 감소가 수반되고, 환경에 따라서는 별도의 서냉 설비 및 서냉 야드 등이 필요하게 된다.
일본 공개특허공보 제2000-336456호
본 발명의 일측면은 자동차, 건설용 부품 등의 냉간 가공시 필요한 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며, 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 권취하는 단계; 및 상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며, 상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
본 발명의 일측면에 따르면, 자동차, 건설용 부품 등의 냉간 가공시 필요한 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 비교예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 발명예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 비교예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 4는 발명예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 5는 비교예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다.
도 6은 발명예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.2~0.45%
C는 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.45%를 초과하는 경우에는 모든 조직이 펄라이트로 구성되어 본 발명이 목적으로 하는 페라이트 조직을 확보하기 어려우며, 소입성이 과도하게 증가하여 경한 저온변태조직이 다량 발생할 가능성이 있다. 반면, 0.2% 미만인 경우에는 모재의 강도 저하로 인해 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후 충분한 강도를 확보하기 곤란하다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.2~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.26%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.43%인 것이 보다 바람직하고, 0.41%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.39%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.02~0.4%
Si은 대표적인 치환형 원소로서 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Si가 0.02% 미만인 경우에는 강의 강도확보 및 충분한 소입성 확보가 어려우며, 0.4%를 초과하는 경우에는 연질화 열처리후 단조시 냉간 단조성을 악화시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.02~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.024%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.026%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.038%인 것이 보다 바람직하고, 0.036%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.034%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.3~1.5%
Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하고, A1 온도를 낮춰 펄라이트 층간간격을 미세화하며, 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키는 원소이다. 상기 Mn이 1.5%를 초과하는 경우에는 망간 편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, Mn은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고, 이로 인한 경화능 향상은 중심부에 마르텐사이트와 같은 저온조직을 생성하는 주요 원인이 된다. 한편, 상기 Mn이 0.3% 미만인 경우에는 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어렵다. 따라서, Mn의 함량은 0.3~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.6%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.3~1.5%
Cr은 Mn과 마찬가지로 강의 소입성을 높여주는 원소로 주로 사용된다. 상기 Cr이 0.3% 미만인 경우에는 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 시 마르텐사이트를 얻기 위한 충분한 소입성 확보가 어려우며, 1.5%를 초과하는 경우에는 중심편석 조장으로 인해 선재 내 저온조직이 다량 발생할 가능성이 높아진다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.6%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
Al은 탈산 효과 뿐만 아니라, Al계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립 성장 억제 및 초석 페라이트 분율을 평형상에 가깝게 확보하는데 도움을 주는 원소이다. 상기 Al이 0.02% 미만인 경우에는 탈산 효과가 충분하지 않으며, 0.05%를 초과하는 경우에는 Al2O3 등의 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.024%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.026%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.048%인 것이 보다 바람직하고, 0.046%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.044%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.01~0.5%
Mo는 Mo계 탄질화물을 석출시켜 오스테나이트 결정립 성장 억제시키고, 냉각시 초석 페라이트의 생성을 촉진하는데 도움을 줄 뿐만 아니라, 연질화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 중 소려시 Mo2C 석출물을 형성시켜 강도저하(템퍼연화) 억제에 효과적인 원소이다. 상기 Mo가 0.01% 미만인 경우에는 충분한 강도저하 억제 효과를 갖기 어려우며, 0.5%를 초과하는 경우에는 선재 내 저온조직이 다량 발생할 수 있으며, 이로 인해 저온조직 제거를 위한 추가 열처리 비용이 들 수 있다. 따라서, 상기 Mo는 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.014인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.49%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.47%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.01% 이하
N는 불순물 원소이며, 0.01%를 초과하는 경우에는 석출물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재 인성과 연성의 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.01% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.019% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.018% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017% 이하인 것이 가장 바람직하다.
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.
본 발명의 선재는 면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 상기 초석 페라이트는 연질상으로서 소재 강도 저하에 주요한 효과를 발휘한다. 상기 초석 페라이트의 분율이 평형상의 40% 미만인 경우에는 상대적으로 경질상이 다량 형성됨에 따라 구상화 열처리성을 효과적으로 확보하기 곤란할 수 있다. 한편, 상기 초석 페라이트의 분율은 평형상의 80% 이하인 것이 바람직하며, 80%를 초과하는 경우에는 너무 느린 냉각속도가 필요하므로 생산성 저하가 발생할 수 있다. 상기 초석 페라이트의 평형상이란 Fe3C 상태도 상에서 안정한 상태로 가질 수 있는 초석 페라이트의 최대 분율을 의미한다. 상기 초석 페라이트의 평형상은 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 Fe3C 상태도를 통해 C 함량 및 기타 합금원소의 함량 등을 고려하여 용이하게 도출할 수 있다. 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트는 페라이트와 시멘타이트 상으로 이루어져 있으며, 상기 재생 펄라이트란 압연 또는 신선 공정에 의해 높은 전위밀도를 가지면서 분절 형태의 시멘타이트를 갖는 조직을 의미한다. 즉, 일반적으로 펄라이트 조직 내에 존재하는 판상형 시멘타이트와 달리 상기 재생 펄라이트는 불연속적이고 분절된 시멘타이트가 분포하고 있어 구상화 연질 열처리시 빠른 속도로 구상화가 이루어지는 효과를 발휘한다. 상기 효과를 위해서는 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 상기 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율은 80% 이하인 것이 바람직하며, 80%를 초과하는 경우에는 구상화 탄화물이 미세화되어 충분한 강도 저하가 일어나지 않는 단점이 있다.상기 마르텐사이트는 경질상으로서 단시간내 빠른 구상화 탄화물을 형성시키는 효과를 발휘한다. 다만, 상기 마르텐사이트의 분율이 20%를 초과하는 경우에는 미세 탄화물에 의한 강도상승 효과가 발생되는 단점이 있다. 한편, 상기 마르텐사이트의 분율은 3% 이상인 것이 바람직하며, 3% 미만인 경우에는 열처리 초기 시간에 구상화 탄화물 시드(seed)가 감소하여 구상화가 지연되는 단점이 있다.
본 발명의 선재는 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 펄라이트의 콜로니 평균 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기와 같이 펄라이트 콜로니 평균 크기를 미세하게 제어함으로써 시멘타이트의 분절 효과를 향상시켜 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
또한, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 초석 페라이트의 결정립 평균 크기는 7㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세하게 제어함으로써 펄라이트 콜로니의 크기 또한 미세화시킬 수 있으며, 이를 통해 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
아울러, 상기 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기를 작게 제어함으로써 즉, 시멘타이트 종횡비를 작게 제어하여 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
한편, 본 발명에서 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기 및 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서의 것일 수 있다. 통상적으로 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 상기 표층부에서의 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기 및 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 미세할 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 표층부 뿐만 아니라 중심부까지 펄라이트의 콜로니 평균 크기와 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세화시킴으로써 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 효과적으로 높일 수 있다.
예를 들어, 본 발명의 선재는 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기의 편차가 6㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 선재는 인장강도(TS)가 579 + 864×([C]+[Si]/8+[Mn]/18) MPa 이상일 수 있다. 본 발명에 따르면, 페라이트 상분율이 높음에도 불구하고 미세한 페라이트 결정립에 의해 강의 강도는 상승한다. 본 발명 선재의 인장강도는 위 식과 같은 관계를 가진다. 본 발명의 페라이트 분율을 가지면서도 위와 같은 강도를 가진다는 것은 강의 페라이트 결정립이 매우 미세하다는 것이며, 별도의 미세조직 관찰없이 현장에서 실시하는 인장시험만으로도 강의 결정립 미세화를 확인할 수 있다는 것이다. 본 발명의 선재는 상기와 같은 인장강도를 가짐으로써 선재 자체의 강도 확보에 용이할 뿐만 아니라 이후 연질화 열처리시 연질화 열처리 공정의 생략 혹은 단축을 가능하게 할 수 있다.
통상적으로 선재를 강선으로 제조하기 위해서는 1차 연질화 열처리 → 1차 신선 가공 → 2차 연질화 열처리 → 2차 신선 가공을 거치게 된다. 그러나, 본 발명의 선재는 소재의 충분한 연질화를 통해 1차 연질화 열처리 및 1차 신선 가공에 해당하는 공정을 생략할 수 있다. 한편, 본 발명에서 언급하는 연질화 열처리는 Ae1 상변태점 이하에서 실시하는 저온 어닐링 열처리, Ae1 근방에서 실시하는 중온 어닐링 열처리, Ae1 이상에서 실시하는 구상화 어닐링 열처리 등이 있을 수 있다.
또한, 본 발명의 선재는 1회 구상화 어닐링 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 통상적으로 상기 구상화 어닐링 열처리는 그 처리 횟수가 증가할수록 시멘타이트의 구상화에 효과적임이 널리 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 1회의 구상화 어닐링 열처리만으로도 시멘타이트를 충분히 구상화시킬 수 있다. 한편, 앞서 언급한 바와 같이 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 시멘타이트의 구상화 또한 원할하게 진행될 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 1/4지점~1/2지점 영역에서의 시멘타이트 또한 충분히 구상화가 가능하여 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 더하여, 본 발명의 선재는 1회 구상화 열처리 후 540MPa 이하의 인장강도를 가질 수 있으며, 이를 통해 최종 제품 제조를 위한 냉간압조 또는 냉간단조 가공을 용이하게 할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 빌렛을 950~1050℃에서 가열한다. 상기 빌렛 가열온도가 950℃ 미만인 경우에는 압연성이 저하되고, 상기 빌렛 가열온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 압연을 위하여 급격한 냉각이 필요하므로, 냉각 제어가 어려울 뿐만 아니라 균열 등이 발생하여 양호한 제품 품질을 확보하기 곤란할 수 있다.
상기 가열시 가열시간은 90분 이하인 것이 바람직하다. 상기 가열시간이 90분을 초과하는 경우에는 표면 탈탄층 깊이가 두꺼워져 압연종료 후 탈탄층이 잔존할 수 있다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는다. 상기 2차 열간압연은 빌렛을 선재의 형태를 갖도록 하는 공형압연인 것이 바람직하다. 상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계와 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
선재 압연 속도는 매우 빨라 동적재결정 영역에 속한다. 현재까지의 연구결과에 의하면 동적재결정 조건하에서는 오스테나이트 결정립 크기가 변형 속도와 변형 온도에만 의존한다고 밝혀져 있다. 선재 압연의 특성상 선경이 정해지면 변형량, 변형 속도는 정해지게 되어 오스테나이트 결정립 크기는 변형 온도를 조정하여 변화시킬 수 있게 된다. 본 발명에서는 동적재결정 중 동적 변형유기변태 현상을 이용하여 결정립을 미세화하고자 한다. 이러한 현상을 이용하여 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 결정립을 확보하기 위해서는 마무리 사상압연 온도를 730℃~Ae3로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 온도가 Ae3를 초과하는 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 페라이트 결정립을 얻기 어려워 충분한 구상화 열처리성을 얻기 곤란할 수 있고, 730℃ 미만일 경우에는 설비 부하가 높아져 설비 수명이 급격히 저하될 수 있다.
아울러, 상기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 미만으로 마무리 사상압연하는 경우에는 압하량이 충분하지 않아 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트 결정립 평균 크기를 충분히 미세화시키기 어렵고, 이로 인해 얻어지는 선재의 구상화 열처리성이 저하될 수 있다.
이 때, 상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(Tpf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(Tpf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)가 하기 관계식 1을 만족하지 않을 경우에는 미세조직의 편차가 매우 커지고 표면 과냉이 커지면서 경질상이 다량 형성될 수 있다.
[관계식 1] Tpf - Tf ≤ 50℃
한편, 상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 것이 바람직하다. 페라이트는 오스테나이트 결정립계에서 핵생성하여 성장하는 것으로 알려져 있다. 모상인 오스테나이트 결정립이 미세하면 그 결정립계에서 핵생성하는 페라이트도 미세하게 생성을 시작할 수 있으므로, 상기와 같이 중간 사상압연 후 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 제어함으로써 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있다. 상기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻기 곤란하고, 5㎛ 미만의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 얻기 위해서는 강압하와 같은 높은 변형량을 추가적으로 가해야 하는 별도의 설비가 필요하다는 단점이 있을 수 있다.
이후, 상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 600℃까지의 냉각속도가 2℃/sec를 초과하는 경우에는 마르텐사이트와 같은 경질상이 다량 생성될 우려가 있다. 한편, 상기 600℃까지의 냉각속도는 페라이트 결정립 미세화 측면에서 0.5~2℃/sec인 것이 보다 바람직하다. 이후, 600℃ 미만의 온도 범위는 3℃/sec 이상의 냉각속도로 급냉하는 것이 바람직하다. 이와 같이 급냉을 통해 준경질상인 재생 펄라이트 및 베이나이트와 경질상인 마르텐사이트 조직을 본 발명이 얻고자 하는 적정 분율로 확보할 수 있으며, 구상화 열처리에 불리한 판상의 시멘타이트 성장을 억제할 수 있다.
이후, 상기 선재를 권취함으로써 선재를 제조할 수 있다.
이 때, 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)와 권취온도(Tl)는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)와 권취온도(Tl)는 하기 관계식 2를 만족하지 않을 경우에는 미세조직의 편차가 매우 커지고 표면 과냉이 커지면서 경질상이 다량 형성될 수 있다.
[관계식 2] Tf - Tl ≤ 30℃
본 발명에서는 상기 권취 후, 선재를 Ae1~Ae1+40℃로 가열하고 10~15시간 유지한 뒤, 660℃까지 20℃/hr 이하로 냉각하는 구상화 열처리를 추가로 포함할 수 있다. 상기 가열온도가 Ae1 미만인 경우에는 구상화 열처리 시간이 길어지게 되는 단점이 있을 수 있고, Ae1+40℃를 초과하는 경우에는 구상화 탄화물 시드가 줄어들어 구상화 열처리 효과가 충분하지 않을 수 있다. 상기 유지시간이 10시간 미만인 경우에는 구상화 열처리가 충분히 진행되지 않아 시멘타이트의 종횡비가 커지는 단점이 있을 수 있고, 15시간을 초과하는 경우에는 비용이 증가하는 단점이 있을 수 있다. 상기 냉각속도가 20℃/hr를 초과하는 경우에는 빠른 냉각속도로 인하여 펄라이트가 다시 형성되는 단점이 있을 수 있다. 한편, 앞서 언급한 바와 같이, 본 발명에서는 1차 연질화 열처리 및 1차 신선 가공 없이 상기 구상화 열처리만을 행하더라도 충분한 구상화 열처리성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 빌렛을 준비한 뒤, 하기 표 2 및 3에 기재된 조건을 이용하여 직경이 10mm인 선재를 제조하였다. 이와 같이 제조된 선재에 대하여 미세조직, 초석 페라이트의 결정립 평균 크기, 펄라이트의 콜로니 평균 크기, 펄라이트 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기, 표층부와 중심부의 초석 페라이트 결정립 평균 크기 편차 및 인장강도를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 아울러, 상기 선재를 하기 표 4의 조건으로 1회 구상화 열처리한 뒤, 시멘타이트의 평균 종횡비와 인장강도를 측정하여 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 이 때, 상기 구상화 열처리는 상기와 같이 제조된 선재의 시편을 1차 연질화 처리 및 1차 신선 가공 공정없이 수행하였다.
오스테나이트 결정립 평균 크기(AGS)는 마무리 열간압연 전 수행하는 절단 crop을 통해 측정하였다.
Ae1 및 Ae3는 상용 프로그램인 JmatPro를 이용하여 계산한 값을 표시하였다.
초석 페라이트의 결정립 평균 크기(FGS)는 ASTM E112법을 이용하여 선재 압연 후 미수냉부를 제거한 뒤 채취한 시편에 대하여 직경으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서 임의의 3지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
펄라이트의 콜로니 평균 크기는 ASTM E112법을 이용하여 상기 FGS 측정과 동일 지점에서 임의의 펄라이트 콜로니 10개를 선정하여 각 콜로니의 (장축+단축)/2 값을 구한 후 측정한 콜로니 크기의 평균값으로 나타내었다.
표층부와 중심부의 초석 페라이트 결정립 평균 크기 편차는 ASTM E112법을 이용하여 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기를 측정한 뒤, 편차를 계산하였다.
구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비는 선재의 직경 방향으로 1/4~1/2 지점의 2000배 SEM을 3시야 촬영하여 이미지 측정 프로그램을 사용하여 시야 내 시멘타이트의 장축/단축을 자동측정 후 통계처리를 통해 측정하였다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Mo Al N
비교강1 0.35 0.30 1.30 1.0 0.6 0.03 0.0020
발명강1 0.35 0.30 1.30 0.9 0.3 0.03 0.0025
발명강2 0.40 0.20 1.20 1.1 0.4 0.04 0.0035
발명강3 0.30 0.30 0.80 0.8 0.2 0.04 0.0024
발명강4 0.35 0.20 0.70 1.0 0.2 0.03 0.0034
발명강5 0.40 0.25 0.80 0.9 0.15 0.03 0.0025
발명강6 0.35 0.30 1.20 1.1 0.2 0.03 0.0022
발명강7 0.35 0.18 1.20 1.15 0.3 0.04 0.0033
발명강8 0.30 0.15 1.40 0.8 0.3 0.03 0.0025
구분 강종No. 가열
온도
(℃)		 가열
시간
(분)		 중간
사상압연 후
평균 AGS(㎛)		 Ae3
(℃)		 마무리
압연온도
(℃)		 관계식 1 변형량 Tpf - Tf Tf - Tl
비교예1 비교강1 1000 90 15 780.6 780 0.55 1 44 42
비교예2 발명강1 950 80 11 777.7 850 0.56 0.6 63 23
비교예3 발명강2 1020 90 15 777.1 780 0.51 0.2 80 21
비교예4 발명강3 1000 90 13 803.6 770 0.59 1 55 32
발명예1 발명강4 950 90 10 789.2 760 0.59 1.2 40 24
발명예2 발명강5 1000 80 11 778.7 750 0.58 0.8 38 21
발명예3 발명강6 1020 90 9 779.7 730 0.55 0.6 43 18
발명예4 발명강7 990 90 9 778.2 760 0.54 0.8 37 24
발명예5 발명강8 1020 90 10 784.3 750 0.58 1 44 21
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
Tpf: 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도
Tf: 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도
Tf: 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도
Tl: 권취온도
구분 600℃
까지
냉각
속도
(℃/s)		 600℃
이후
냉각
속도
(℃/s)		 미세조직(면적%)
 P
콜로니
평균
크기
(㎛)		 F
결정립
평균
크기
(㎛)		 P
콜로니
내
시멘타이트
장축 평균 크기(㎛)		 표층부와
중심부의
F 결정립
평균 크기 편차(㎛)		 인장
강도
(MPa)
평형상 F F P+B M
비교예1 4 4 50 20 40 40 10 10 9 9.2 1050
비교예2 1.5 3 50 30 40 30 13 12 11 7.9 990
비교예3 2 3.5 40 25 45 30 12 15 10 7.4 850
비교예4 2 2 60 45 40 15 15 12 15 10.1 745
발명예1 2 3 50 30 55 15 3 3 3.5 4.4 980
발명예2 1 3.5 40 32 58 10 3 4 3.4 3.2 1030
발명예3 1 4 50 35 53 12 5 6 4.3 3.8 990
발명예4 1.5 3 50 37 56 7 3.2 2.8 3 3.4 1030
발명예5 2 3.5 60 38 55 7 4.2 4.5 4 3.8 1020
F: 초석 페라이트, P: 펄라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트
구분 Ae1
(℃)		 가열온도
(℃)		 가열시간
(Hr)		 660℃까지 냉각속도
(℃/Hr)		 구상화 열처리 후
시멘타이트 평균 종횡비		 구상화 열처리 후
인장강도
(MPa)
비교예1 738.4 750 10 30 8.5 585
비교예2 734.8 740 11 20 6.2 595
비교예3 740.2 700 12 15 7.5 580
비교예4 740.2 745 14 25 5.5 578
발명예1 743.6 750 13 15 2 521
발명예2 741.6 745 12 17 2.1 505
발명예3 739.7 755 13 10 1.5 513
발명예4 739.0 750 15 13 1.4 530
발명예5 727.6 760 14 15 1.3 502
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율 뿐만 아니라 미세한 결정립을 확보함으로써 1회의 구상화 열처리만으로도 2.5 이하의 시멘타이트 평균 종횡비를 가지고 있음을 알 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 4의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않거나 미세한 결정립을 확보하지 못함으로써 1회의 구상화 열처리시 시멘타이트 평균 종횡비가 높은 수준임을 알 수 있고, 결국, 최종 제품에 적용하기 위해서는 추가적인 구상화 열처리가 필요함을 확인할 수 있다.
도 1은 비교예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2는 발명예 1의 마무리 열간압연 전 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 마무리 열간압연 전 AGS가 상대적으로 미세함을 알 수 있다.
도 3은 비교예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 4는 발명예 1의 압연 및 냉각 후 미세조직을 관찰한 사진이며, (a)는 광학현미경으로 관찰한 사진이고, (b)는 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 3 및 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 압연 및 냉각 후 미세조직이 미세화되어 있고, 시멘타이트가 분절되어 있음을 확인할 수 있다.
도 5는 비교예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 6은 발명예 1의 구상화 열처리 후 미세조직을 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 5 및 6을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 비교예 1에 비하여 구상화 열처리 후 미세조직이 보다 구상화되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    면적%로, 초석 페라이트 분율이 평형상의 40% 이상, 재생 펄라이트 및 베이나이트의 분율이 40% 이상, 마르텐사이트 분율이 20% 이하인 미세조직을 가지며,
    표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 상기 펄라이트의 콜로니 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트의 결정립 평균 크기가 7㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 펄라이트의 콜로니 내 시멘타이트의 장축 평균 크기는 5㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 표면으로부터 직경의 1/5지점까지의 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기와 표면으로부터 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 초석 페라이트 결정립 평균 크기의 편차가 6㎛ 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 인장강도(TS)가 579 + 864×([C]+[Si]/8+[Mn]/18) MPa 이상인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 1회 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 1회 구상화 열처리 후 인장강도가 540MPa 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재.
  8. 중량%로, C: 0.2~0.45%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.5%, Cr: 0.3~1.5%, Al: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.5%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 2차 열간압연은 상기 가열된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및
    730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 가열시 가열시간은 90분 이하인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 마무리 사상압연 전 선재의 평균 표면온도(Tpf)와 상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)가 하기 관계식 1을 만족하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 1] Tpf - Tf ≤ 50℃
  12. 청구항 8에 있어서,
    상기 마무리 사상압연 후 선재의 평균 표면온도(Tf)와 권취온도(Tl)가 하기 관계식 2를 만족하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
    [관계식 2] Tf - Tl ≤ 30℃
  13. 청구항 8에 있어서,
    상기 냉각 후, 선재를 Ae1~Ae1+40℃로 가열하고 10~15시간 유지한 뒤, 660℃까지 20℃/hr 이하로 냉각하는 구상화 어닐링 열처리를 추가로 포함하는 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재의 제조방법.
KR1020180163837A 2018-12-18 2018-12-18 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 KR102153195B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180163837A KR102153195B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
US17/414,063 US20220033920A1 (en) 2018-12-18 2019-12-13 Wire rod of which softening heat treatment can be omitted, and manufacturing method therefor
CN201980084396.3A CN113195768B (zh) 2018-12-18 2019-12-13 可以省略软化热处理的线材及其制造方法
JP2021534917A JP2022512514A (ja) 2018-12-18 2019-12-13 軟質化熱処理の省略が可能な線材及びその製造方法
EP19899919.5A EP3901310A4 (en) 2018-12-18 2019-12-13 WIRE ROD WHICH CAN BE OMITTED TO THE SOFTENING HEAT TREATMENT AND PROCESS FOR ITS MANUFACTURE
PCT/KR2019/017687 WO2020130506A1 (ko) 2018-12-18 2019-12-13 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180163837A KR102153195B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200075305A KR20200075305A (ko) 2020-06-26
KR102153195B1 true KR102153195B1 (ko) 2020-09-07

Family

ID=71101373

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020180163837A KR102153195B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220033920A1 (ko)
EP (1) EP3901310A4 (ko)
JP (1) JP2022512514A (ko)
KR (1) KR102153195B1 (ko)
CN (1) CN113195768B (ko)
WO (1) WO2020130506A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102109278B1 (ko) * 2018-10-31 2020-05-11 주식회사 포스코 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
CN112410679A (zh) * 2020-10-30 2021-02-26 江苏永钢集团有限公司 一种铬合金非调质钢盘条及其生产方法
US20240150861A1 (en) * 2021-02-26 2024-05-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Cold-workable mechanical structural steel, and method for manufacturing same

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000119809A (ja) * 1998-10-13 2000-04-25 Kobe Steel Ltd 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法
JP2003183733A (ja) 2001-12-14 2003-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 線材の製造方法
KR101033752B1 (ko) 2005-02-16 2011-05-09 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구상화 처리 후의 냉간 단조성이 우수한 열간 압연 선재,우수한 냉간 단조성을 갖는 구상화 어닐링 처리된 강선, 및그들의 제조 방법
JP5070931B2 (ja) 2006-05-31 2012-11-14 住友金属工業株式会社 圧延線材及びその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3554505B2 (ja) 1999-05-26 2004-08-18 新日本製鐵株式会社 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法
JP3737323B2 (ja) * 1999-09-17 2006-01-18 株式会社神戸製鋼所 球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼およびその製造方法
JP4008320B2 (ja) * 2002-09-12 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 軸受用圧延線材および伸線材
JP4669300B2 (ja) * 2005-02-16 2011-04-13 新日本製鐵株式会社 球状化処理後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法
WO2011062012A1 (ja) * 2009-11-17 2011-05-26 新日本製鐵株式会社 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法
JP5357994B2 (ja) * 2011-12-19 2013-12-04 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP5486634B2 (ja) * 2012-04-24 2014-05-07 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
JP2015168882A (ja) * 2014-03-11 2015-09-28 株式会社神戸製鋼所 合金鋼の球状化熱処理方法
KR101961579B1 (ko) * 2015-01-27 2019-03-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품
JP2017043835A (ja) * 2015-08-25 2017-03-02 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000119809A (ja) * 1998-10-13 2000-04-25 Kobe Steel Ltd 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法
JP2003183733A (ja) 2001-12-14 2003-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 線材の製造方法
KR101033752B1 (ko) 2005-02-16 2011-05-09 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구상화 처리 후의 냉간 단조성이 우수한 열간 압연 선재,우수한 냉간 단조성을 갖는 구상화 어닐링 처리된 강선, 및그들의 제조 방법
JP5070931B2 (ja) 2006-05-31 2012-11-14 住友金属工業株式会社 圧延線材及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113195768A (zh) 2021-07-30
WO2020130506A1 (ko) 2020-06-25
KR20200075305A (ko) 2020-06-26
JP2022512514A (ja) 2022-02-04
CN113195768B (zh) 2023-03-28
US20220033920A1 (en) 2022-02-03
EP3901310A1 (en) 2021-10-27
EP3901310A4 (en) 2022-01-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102153195B1 (ko) 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
JP7221475B2 (ja) 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR101617732B1 (ko) 구상화 어닐링 시간 단축이 가능한 냉간단조용 저탄소 합금강의 제조방법
KR102131523B1 (ko) 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR102131530B1 (ko) 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR101879068B1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법
KR102131529B1 (ko) 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR102321319B1 (ko) 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
KR102109278B1 (ko) 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
KR101736602B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
CN114829661B (zh) 具有优异的球化热处理特性的钢线材及其制造方法
CN114829663B (zh) 具有优异的球化热处理特性的钢线材及其生产方法
KR20150071216A (ko) 중탄소 연질 선재 및 그 제조방법
KR101461713B1 (ko) 고인성 선재 및 그의 제조방법
KR101620738B1 (ko) 강도와 충격인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR101736601B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
KR101639895B1 (ko) 강도와 충격인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR20230091620A (ko) 강도 및 연성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법
KR101696097B1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재 및 이의 제조방법
KR20140005501A (ko) 내시효성이 우수한 경질 석도원판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant