KR102437909B1 - Cold heading steel material and manufacturing method thereof - Google Patents

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Abstract

본 발명은 강구조 및 기계구조용 강재 따위를 포함하는 자동차 부품용 강재 등에 사용되는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명의 냉간 압조용 강재는, 니켈(Ni) 0.2-0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2-1.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.08-0.25 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상과, 탄소(C) 0.15-0.50 중량%, 실리콘(Si) 0.15-0.3 중량% 이하, 망간(Mn) 0.5-1.50 중량%, 인 0.04 중량% 이하, 황 0.05 중량% 이하, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 산소 0.004 중량% 이하를 함유하며, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 기술사상으로 한다.
따라서, 본 발명은 오스테나이트 평균 결정립의 크기와 아결정립의 분율 및 항복비 등이 우수하여 가공 연화 및 가공 경화 밸런스 연신율을 향상시키고, 종래에 비해 균일 연신율이 높은 수준으로 나타남에 따라 냉간 성형에서 우수한 성형성을 가지며 변형 범위를 현저히 증가시킬 수 있는 매우 유용한 효과가 있다.
The present invention relates to a steel material for cold rolling used in steel materials for automobile parts, including steel materials for steel structures and mechanical structures, and the like, and a method for manufacturing the same.
The steel for cold rolling of the present invention is nickel (Ni) 0.2-0.6 wt%, chromium (Cr) 0.2-1.1 wt%, molybdenum (Mo) 0.08-0.25 wt%, titanium (Ti) 0.01-0.04 wt%, vanadium (V) at least one selected from 0.01 to 0.04 wt%, niobium (Nb) 0.001 to 0.2 wt%, aluminum (Al) 0.001 to 0.01 wt%, carbon (C) 0.15-0.50 wt%, silicon (Si) 0.15-0.3% by weight or less, manganese (Mn) 0.5-1.50% by weight, phosphorus 0.04% by weight or less, sulfur 0.05% by weight or less, boron (B) 0.001 to 0.004% by weight, nitrogen (N) 0.004 to 0.015% by weight, oxygen It contains 0.004% by weight or less, and it is a technical idea to include the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities.
Therefore, the present invention improves work softening and work hardening balance elongation by excellent austenite average grain size, subcrystal grain fraction, yield ratio, etc. There is a very useful effect of having moldability and remarkably increasing the deformation range.

Description

냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법{COLD HEADING STEEL MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}Steel material for cold rolling and its manufacturing method

본 발명은 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법 에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 강구조 및 기계구조용 강재 따위를 포함하는 자동차 부품용 강재 등에 사용되는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel material for cold rolling and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a steel material for cold rolling used in steel materials for automobile parts, including steel materials for steel structures and mechanical structures, and the like, and a method for manufacturing the same.

최근 전세계적으로 직면하고 있는 환경규제에 대응하기 위해 자동차 업계에서는 자동차 부품의 경량화를 목표로 매진하고 있으며, 자동차 부품 소재산업에서도 생산공정 전반에 걸쳐 에너지를 절감하고 친환경적인 생산이 가능하도록 다양한 공정 루트를 개발하고 있다.In order to respond to environmental regulations facing the world recently, the automobile industry is striving to reduce the weight of automobile parts, and in the automobile parts and materials industry, various process routes are available to save energy and enable eco-friendly production throughout the production process. is developing

특히 자동차 및 산업기계용 냉간 압조용 소재 제조분야에서는 생산공정의 단축 에너지 절감, 생산성 향상, 환경오염 제거 등이 가능한 친환경적 철강소재의 개발이 절실한 상황이다.In particular, in the field of manufacturing materials for cold forging for automobiles and industrial machines, there is an urgent need to develop eco-friendly steel materials that can shorten the production process, reduce energy, improve productivity, and remove environmental pollution.

기존 자동차 냉간 압조용 부품소재는 냉간압조 후 담금질-템퍼링(Quenching-Tempering,QT) 열처리를 통하여 강도 및 연성을 확보하는 조질강(heat treated steel)이 주류를 이루고 있으나, 냉간압조 후 열처리 공정은 급냉시 소입 크랙과 치수 불균질, 비틀림 등이 문제를 포함하고 있어 높은 제조단가를 갖는 단점과 열처리 강재의 경우 재가열 과정에서 반드시 필요로 하는 가열로에 의해 생산 공장의 생산라인이 길어지면서 공장의 공간을 효율적으로 사용하는데 어려움이 있고, 가열로에 대한 설치 비용 및 유지관리 비용이 추가적으로 발생하는 문제가 있다.Existing automotive parts materials for cold forging are mainly heat treated steel, which secures strength and ductility through quenching-tempering (QT) heat treatment after cold forging. The disadvantage of having a high manufacturing cost because it includes problems such as quenching cracks, dimensional non-uniformity, and torsion It is difficult to use efficiently, and there is a problem in that the installation cost and maintenance cost for the heating furnace are additionally generated.

최근에는 공장 자동화에 따른 생산시설 무인화 및 관리 자동화 개념의 연장선상에서 스마트 팩토리를 구축해 나아가는 실정인데, 스마트 팩토리는 과거의 단위 공정별 최적화를 이루는 공장 자동화 개념에서 벗어나 전체적인 공정이 서로 유기적으로 연계되어 발생할 수 있도록 공장내 장치들이 사물인터넷을 통해 각 공정간의 데이터를 공유하고, 수집된 데이터를 종합 분석하여 발생한 능동적 의사결정을 각 공정의 장치에 실시간으로 전달하여 이행함으로써, 다품종 복합생산에 적합한 생산공정 유연성을 확보하게 된다.Recently, smart factories are being built as an extension of the concept of unmanned production facilities and management automation according to factory automation, but the smart factory departs from the factory automation concept that achieves optimization for each unit process in the past, and the entire process can be organically linked with each other. By sharing data between each process through the Internet of Things (IoT), active decision-making generated by comprehensive analysis of collected data is delivered to the devices of each process in real time and implemented, production process flexibility suitable for multi-variety complex production is achieved. will secure

스마트 팩토리는 각 공정간 데이터 교환 및 분석이 원활하게 발생할 수 있도록 하기 위하여 공장 규모의 축소가 중요시되며, 공장 규모의 축소를 위해서는 생산라인 및 공정 수를 축소하는 것이 불가피하다.In the smart factory, reduction of the factory scale is important in order to facilitate data exchange and analysis between each process, and it is inevitable to reduce the number of production lines and processes in order to reduce the factory scale.

또한, 강재의 재가열 과정에서 탈탄(decarbonization)이 발생하면서 표면 경도와 내식성이 악화되는 현상을 방지하기 위해 강재 표면에 오일을 적용하게 되는데, 이러한 오일은 가열과정에서 기화되어 유독가스를 배출하고, 폐오일의 처리와 더불어 따른 환경오염 발생의 원인이 되었다. 이때, 열처리 공정을 생략하게 되면 공장의 생산라인을 감축시켜 공장의 공간 활용의 효율성을 향상시키고, 열처리시 사용되는 오일이 가열되어 생성되는 유증기 또는 폐오일의 처리시 발생하는 환경오염을 예방할 수 있을 뿐만 아니라, 가열에 사용되는 전기 또는 화학 에너지를 절약하여 생산비용을 절감하고, 공정수가 감소되어 생산속도를 보다 향상시킬 수 있게 되어 스마트 팩토리 구축에 한 발짝 앞으로 나아갈 수 있도록 한다.In addition, oil is applied to the surface of the steel to prevent deterioration of surface hardness and corrosion resistance as decarbonization occurs during the reheating process of steel. It became a cause of environmental pollution along with the treatment of oil. At this time, if the heat treatment process is omitted, the production line of the factory is reduced, the efficiency of space utilization of the factory is improved, and the environmental pollution that occurs during the treatment of oil vapor or waste oil generated by heating the oil used in the heat treatment can be prevented. In addition, by saving electrical or chemical energy used for heating, production costs are reduced, and the number of processes can be reduced to further improve production speed, allowing one step forward in building a smart factory.

상기에서 언급한 자동차 냉간압조용 부품소재 분야에서는 냉간압조 후 열처리 공정에서의 단점과 생산 공장의 공간 효율성 및 가열로에 대한 설치 비용 및 유지관리 비용이 추가적으로 발생하는 단점을 극복하기 위하여 개발된 것이 비조질강(non-heat treated steel)이다.Bijo was developed to overcome the disadvantages of the heat treatment process after cold forging, space efficiency of the production plant, and the additional cost of installation and maintenance for the heating furnace in the field of parts and materials for automotive cold rolling mentioned above. It is non-heat treated steel.

비조질 강이란 조질 처리하지 않고, 압연 또는 열간 단조 시에 가공이나 열 및 가열 후의 냉각을 유효하게 이용하여 조질과 동등한 효과를 얻는 강을 말한다.Non-tempered steel refers to steel that obtains an effect equivalent to that of tempering by effectively using processing or heat and cooling after heating during rolling or hot forging without tempering.

위와 같은 장점에 의해 열처리 공정을 생략할 수 있는 강재가 개발되어 왔으며, 열처리 공정 생략 강재의 발전 과정은 크게 4단계로 구분된다. Steel materials that can omit the heat treatment process have been developed by virtue of the above advantages, and the development process of the heat treatment step omitted steel is largely divided into four stages.

제1 세대 열처리 생략 강재는 바나듐(V)을 첨가한 중탄소 강으로, 페라이트-펄라이트 조직을 형성하도록 열간성형 후 공냉을 실시하게 되며, 동급의 인장강도를 가지는 열처리 강재에 비하여 충격인성이 낮은 편이라, 작동시 과도한 충격과 부하가 걸리지 않는 자동차용 크랭크 샤프트 또는 커넥팅 로드 등에 적용되었다.The first generation heat treatment omitted steel is a medium carbon steel with added vanadium (V), which is hot-formed to form a ferrite-pearlite structure and then air-cooled. , applied to crankshafts or connecting rods for automobiles that do not receive excessive shock or load during operation.

제2 세대 열처리 생략 강재는 제1 세대 열처리 생략 강재의 낮은 충격인성을 보완할 수 있도록 탄소함량을 낮추는 동시에 실리콘(Si) 함유량을 증가시키고, 침상 페라이트 또는 페라이트-펄라이트 조직을 형성하도록 강냉을 실시하여 냉각속도를 증가시켰으며, 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti)을 첨가하여 펄라이트의 결정립을 미세화함으로써 충격인성을 향상시켰다.The second generation of heat treatment omitted steels lower the carbon content and increase the silicon (Si) content to compensate for the low impact toughness of the first generation heat treatment omitted steels. The cooling rate was increased, and the impact toughness was improved by refining the crystal grains of pearlite by adding molybdenum (Mo) and titanium (Ti).

제3 세대 열처리 생략 강재는 충격인성과 강도를 보다 향상시키기 위하여 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo)을 첨가하여 질량효과에 의해 마르텐사이트 종료온도를 200℃까지 상승시키고, 열간성형 직후 제어냉각을 통해 탄화물을 균일하게 분산시켜 베이나이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성하였다.In order to further improve the impact toughness and strength of the 3rd generation steel material without heat treatment, niobium (Nb) and molybdenum (Mo) are added to increase the martensite end temperature to 200°C by the mass effect, and through controlled cooling immediately after hot forming The carbide was uniformly dispersed to form a complex structure of bainite and martensite.

제4 세대 열처리 생략 강재는 열처리 강재와 비슷한 수준으로 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 향상시킬 수 있도록 열간성형 직후 제어냉각을 통해 베이나이트의 조직분율을 높이는 방향으로 개발이 진행 중이다.In order to improve impact toughness, strength, and formability to a similar level to that of heat-treated steel, development of the 4th generation non-heat-treated steel is in progress in the direction of increasing the texture fraction of bainite through controlled cooling immediately after hot forming.

그러나 비조질강은 미량합금원소 첨가로 인해 원가상승 요인이 있으며, 미세조직을 제어하기 위한 제어압연 및 제어냉각의 균질성을 확보하는데 어려움이 있으며, 미세 결정립을 갖는 미세조직을 구현하더라도 물성적 한계가 있다. However, non-refined steel has a cost increase factor due to the addition of trace alloying elements, and it is difficult to secure the homogeneity of controlled rolling and controlled cooling to control the microstructure, and even if a microstructure with fine grains is implemented, there are limitations in physical properties. .

한편, 선조질강(pre-heat treated steel)은 도 1에 도시된 바와 같이 합금설계 및 고주파 유도가열 열처리법을 이용하여 미세조직을 제어함으로써 강재의 고강도화 및 냉간 압조성을 향상시킨 소재이다.On the other hand, pre-heat treated steel is a material in which high strength and cold forming properties of steel are improved by controlling the microstructure using alloy design and high frequency induction heating heat treatment method as shown in FIG. 1 .

냉간 압조성형 후 강도를 증가시키기 위해서 추가로 행하는 담금질-템퍼링(QT) 열처리를 생략할 수 있기 때문에 생산품의 치수변화 및 비틀림 방지와 에너지절감 및 작업환경의 개선 뿐만 아니라 단순히 압조가공 공정만으로 종래와 동등 이상의 강도, 인성을 구비한 기계부품을 제조할 수 있으므로 품질관리가 용이하며, 공정관리가 단순화되어 생산성이 향상된다.Since the additional quenching-tempering (QT) heat treatment, which is additionally performed to increase strength after cold forming, can be omitted, so it not only prevents dimensional change and distortion of products, saves energy and improves the working environment, but also uses a simple rolling process to achieve the same level as before. Since it is possible to manufacture mechanical parts having the above strength and toughness, quality control is easy, and process management is simplified, thereby improving productivity.

통상 냉간 압조시 소재 한계 변형량은 항복강도 이상 인장강도 이하의 변형량에서 사용된다. 이는 인장강도 이상의 변형량에서는 소재 넥킹(necking)이 일어나는 영역인 바 소재 물성에 악영향을 미치기 때문이다 In general, the limiting deformation amount of the material during cold forging is used in the amount of deformation greater than or equal to the yield strength and less than or equal to the tensile strength. This is because the amount of deformation greater than the tensile strength adversely affects the material properties of the bar, which is the area where material necking occurs.

그러나 기존 선조질강은 소재 강선 또는 강봉의 냉간압조 특성에 영향을 미치는 새로운 재질 파라메타로서의 YS(항복강도) 와 n값(가공경화지수)의 곱(n ×YS)이 4.0 ~ 11.0Kgf/㎟를 특정한 범위가 유지되도록 함으로써 냉간압조 가공 후 별도의 조질[담금질(quenching), 템퍼링] 열처리를 필요로 하지 않도록 한 냉간압조 특성이 우수한 조질 강선이나 최대인장강도 이후 가공경화 와 가공연화의 밸런스에서 가공연화만 유도하는 이유로 성형치수 불안정과 성형량을 증가시키는데 많은 제약이 따르는 단점이 있다.However, the product (n × YS) of YS (yield strength) and n value (work hardening index) as a new material parameter that affects the cold-rolling characteristics of steel wire or steel bar is 4.0 ~ 11.0Kgf/mm². Tempered steel wire with excellent cold forging characteristics that does not require separate tempering [quenching, tempering] heat treatment after cold forging by maintaining the range, or only work softening in the balance between work hardening and work softening after maximum tensile strength There are disadvantages such as instability of molding dimensions for induction reasons and many restrictions in increasing the molding amount.

첨부된 도 2는 인장특성 중 가공경화와 가공연화 밸런스에 따른 그래프로서, (a)는 최대인장강도 이후 변형량이 증가함에 따라 가공경화가 변형을 지배하는 경우, (b)는 가공경화와 가공연화의 밸런스가 유지되는 경우, (c)는 가공연화가 변형을 지배하는 경우를 나타내었다.2 is a graph according to the balance between work hardening and work softening among tensile properties, (a) is the case where work hardening dominates the deformation as the amount of deformation increases after the maximum tensile strength, (b) is work hardening and work softening When the balance of is maintained, (c) shows the case where work softening dominates the deformation.

항복응력 이상으로 변형량이 증가하는 경우 재료내에서 전위생성과 전위회복(또는 소멸)이 공존하지만 전위생성이 우세하면 가공경화 현상이 일어나며, 이와 반대로 전위 회복현상이 우세하면 가공연화 현상이 일어난다. When the amount of deformation increases beyond the yield stress, dislocation generation and dislocation recovery (or extinction) coexist in the material, but if dislocation generation dominates, work hardening occurs.

따라서 가공경화는 변형량이 증가함에 따라 전위(dislocation)의 생성이 증폭되면서 소성변형의 저항성이 증가하는 현상을 말하며 변형률의 n 제곱 승의 실수값 n을 가공경화 지수라 부르며, 가공연화는 이와 반대되는 개념으로 변형량이 증가함에 따라 전위의 회복이 증폭되어 소성변형의 저항성이 저하되는 현상을 말한다.Therefore, work hardening refers to a phenomenon in which the resistance of plastic deformation increases as the generation of dislocation is amplified as the amount of deformation increases. As a concept, as the amount of deformation increases, the recovery of dislocation is amplified and the resistance of plastic deformation decreases.

그러나 전위의 생성과 회복의 밸런스가 유지할 경우 가공경화 및 가공연화가 없는 물성을 확보할 수 있다.However, if the balance between generation and recovery of dislocations is maintained, physical properties without work hardening and work softening can be secured.

냉간 압조 또는 단조시 소재는 스프링 백(recovery strain)이 발생하여 수축하는데, 이때 변형량에 관계없는 일정한 스프링 백을 가져야 냉간 단조(또는 압조) 후 치수편차 심화문제를 해결할 수 있다. During cold forging or forging, the material undergoes recovery strain and shrinks. In this case, the problem of deepening dimensional deviation after cold forging (or forging) can be solved by having a constant spring back regardless of the amount of deformation.

도 2의 (a) 및 (c)는 변형량에 따라 스프링 백이 불규칙하여 단조후 치수 편차 심화 문제점이 있으며, 최대 인장강도 이후 가공 변형량을 부여하기 어려워 가공량 증가에 제약이 있어 심한 냉간 가공량이 높은 제품을 제조하는데 한계가 있다.2(a) and (c) show that the springback is irregular depending on the amount of deformation, so there is a problem of deepening dimensional deviation after forging. There are limitations in manufacturing.

특히, 도 2의 (c)는 최대 인장강도 이후 바로 파괴과정이 진행되는 넥킹 영역으로 진입하기 때문에 적용할 수 있는 냉간단조 변형량 측면에서 한계가 있다.In particular, in (c) of FIG. 2 , there is a limit in terms of the amount of cold forging deformation that can be applied because it enters the necking region where the fracture process proceeds immediately after the maximum tensile strength.

(0001) 대한민국 등록특허 제10-0568058호(0001) Republic of Korea Patent Registration No. 10-0568058 (0002) 대한민국 등록특허 제10-0568058호(0002) Republic of Korea Patent Registration No. 10-0568058 (0003) 대한민국 등록특허 제10-0469671호(0003) Republic of Korea Patent No. 10-0469671 (0004) 대한민국 등록특허 제10-0464962호(0004) Republic of Korea Patent No. 10-0464962 (0005) 일본공개특허공보 소59-136420호(0005) Japanese Laid-Open Patent Publication No. 59-136420 (0006) 일본공개공보 평7-54940호(0006) Japanese Publication No. 7-54940 (0007) 미국특허 제5,554,233호(0007) U.S. Patent No. 5,554,233

본 발명은 상술한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위해 안출한 것으로서, 본 발명의 목적은 냉간 가공시 냉간 가공량의 증대 및 가공 칫수 균질성을 갖는 냉간 압조용 부품에 적용될 수 있는 강종을 제조할 수 있는 방안에 대해 다각도로 연구한 결과, 선조질 처리후 항복비 0.95 이상을 갖으면서 냉간 가공시 가공경화 및 가공연화가 없는 냉간 압조용 환봉바 또는 선재를 제조하여, 이후 냉간압조 또는 가공시 냉간 가공량(변형량)의 증대 및 칫수 균질성을 갖는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.The present invention has been devised to solve the conventional problems as described above, and an object of the present invention is to increase the amount of cold working during cold working and to manufacture a steel grade that can be applied to parts for cold forging having uniform machining dimensions. As a result of multi-angle research on this method, a round bar or wire rod for cold forging with a yield ratio of 0.95 or more after filigree treatment and without work hardening or work softening during cold working was manufactured, and then cold worked during cold forming or working. An object of the present invention is to provide a steel material for cold rolling having increased amount (strain amount) and dimensional homogeneity, and a method for manufacturing the same.

본 발명의 다른 목적은 보론의 소입성 향상원소인 보론효과를 최적화, 즉 탄질화물에 고용되어 있지 않은 모재에 고용되어 있는 유효보론을 최적화 시킴으로서, 제조된 가공경화 및 가공연화성이 없는 냉간압조용 강재의 소입성을 향상시킬 수 있는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.Another object of the present invention is to optimize the boron effect, which is an element for improving the hardenability of boron, that is, to optimize the effective boron dissolved in the base material that is not dissolved in carbonitride, so that it is manufactured for cold pressing without work hardening and work softening properties. An object of the present invention is to provide a steel material for cold rolling that can improve the hardenability of the steel and a method for manufacturing the same.

본 발명의 또 다른 목적은 마무리 압연 전 미세 오스테나이트 결정립 크기를 갖는 강재를 이용하여 마무리 압연온도 및 압연누적 변형량, 선재냉각조건을 제어함으로서 선재의 결정립 크기를 미세화시켜 열처리 후 제조된 가공경화 및 가공연화성이 없는 냉간압조용 강재에서의 미세한 결정립과 아결정립의 분율 향상에 기여할 수 있는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.Another object of the present invention is to use a steel material having a fine austenite grain size before finish rolling, by controlling the finish rolling temperature, rolling accumulative deformation, and wire rod cooling conditions to refine the grain size of the wire rod, and then work hardening and processing manufactured after heat treatment An object of the present invention is to provide a steel material for cold rolling that can contribute to improving the fraction of fine grains and sub-crystal grains in a steel material for cold rolling without softening properties, and a method for manufacturing the same.

본 발명의 또 다른 목적은 하이브리드 인발가공에 의한 전위밀도 증가시켜 제조된 가공경화 및 가공연화성이 없는 냉간압조용 강재에서의 열처리 후 미고용 퍼얼라이트가 분포하지 않도록 하며 미세한 오스테나이트 결정립과 아결정립의 분율을 증가시킬 수 있는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.Another object of the present invention is to prevent the distribution of undissolved pearlite after heat treatment in a steel for cold forging without work hardening and work softening, which is produced by increasing the dislocation density by hybrid drawing, and fine austenite grains and sub-crystal grains. An object of the present invention is to provide a steel material for cold forging that can increase the fraction and a method for manufacturing the same.

본 발명의 또 다른 목적은 미세한 오스테나이트 결정립과 아결정립의 분율을 증가시키는 제조기술을 적용하여 냉간 압조 또는 단조 시 가공 경화 및 가공 연화를 극소화할 수 있는 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.Another object of the present invention is to provide a steel material for cold forging that can minimize work hardening and work softening during cold forging or forging by applying a manufacturing technology that increases the fraction of fine austenite grains and subcrystal grains, and a method for manufacturing the same there is

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 냉간 압조용 강재는, 니켈(Ni) 0.2-0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2-1.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.08-0.25 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상과, 탄소(C) 0.15-0.50 중량%, 실리콘(Si) 0.15-0.3 중량% 이하, 망간(Mn) 0.5-1.50 중량%, 인 0.04 중량% 이하, 황 0.05 중량% 이하, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 산소 0.004 중량% 이하를 함유하며, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 기술사상으로 한다.The steel material for cold rolling of the present invention for achieving the above object is nickel (Ni) 0.2-0.6 wt%, chromium (Cr) 0.2-1.1 wt%, molybdenum (Mo) 0.08-0.25 wt%, titanium (Ti) 0.01 ~0.04 wt%, vanadium (V) 0.01~0.04 wt%, niobium (Nb) 0.001~0.2 wt%, aluminum (Al) 0.001~0.01 wt% at least one selected from, and carbon (C) 0.15-0.50 wt% %, silicon (Si) 0.15-0.3 wt% or less, manganese (Mn) 0.5-1.50 wt%, phosphorus 0.04 wt% or less, sulfur 0.05 wt% or less, boron (B) 0.001 to 0.004 wt%, nitrogen (N) 0.004 It contains ~0.015 wt%, oxygen 0.004 wt% or less, and it is a technical idea to include the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities.

본 발명의 냉간 압조용 강재는, 티타늄(Ti), 버나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)의 미량합금을 포함하며, (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N 의 공식으로 표현되는 미량합금의 첨가상수가 0.86~1.0 범위 내에서 형성될 수 있다.The steel material for cold rolling of the present invention contains a trace alloy of titanium (Ti), vanadium (V), niobium (Nb) and aluminum (Al), (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / The addition constant of the microalloy expressed by the formula of 7.66N can be formed within the range of 0.86 to 1.0.

이때, [5.25B - {7.66N - (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 의 공식으로 표현되는 유효 보론량은 7~20 ppm 범위 내에서 형성될 수 있다.At this time, the effective amount of boron expressed by the formula of [5.25B - {7.66N - (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 may be formed within the range of 7 to 20 ppm.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 냉간 압조용 강재의 제조 방법은, (a) 니켈(Ni) 0.2-0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2-1.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.08-0.25 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상과, 탄소(C) 0.15-0.50 중량%, 실리콘(Si) 0.15-0.3 중량% 이하, 망간(Mn) 0.5-1.50 중량%, 인 0.04 중량% 이하, 황 0.05 중량% 이하, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 산소 0.004 중량% 이하를 함유하며, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 형성하는 단계; (b) 상기 빌렛을 가열하는 가열 단계; (c) 상기 가열된 빌렛을 열간압연하여 압연 강재로 성형하는 단계; (d) 상기 압연 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 기술사상으로 한다.The method of manufacturing a steel for cold rolling of the present invention for achieving the above object is (a) nickel (Ni) 0.2-0.6 wt%, chromium (Cr) 0.2-1.1 wt%, molybdenum (Mo) 0.08-0.25 wt% , titanium (Ti) 0.01 to 0.04 wt%, vanadium (V) 0.01 to 0.04 wt%, niobium (Nb) 0.001 to 0.2 wt%, aluminum (Al) 0.001 to 0.01 wt% At least one selected from, and carbon ( C) 0.15-0.50 wt%, silicon (Si) 0.15-0.3 wt% or less, manganese (Mn) 0.5-1.50 wt%, phosphorus 0.04 wt% or less, sulfur 0.05 wt% or less, boron (B) 0.001-0.004 wt% , Nitrogen (N) containing 0.004 to 0.015 wt%, oxygen 0.004 wt% or less, forming a billet containing the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities; (b) heating the billet; (c) forming a rolled steel material by hot rolling the heated billet; (d) cooling the rolled steel; to include a technical idea.

상기 (c) 단계는 가열된 빌렛을 조압연하는 과정과 정밀 압연하는 과정 및 마무리 압연 과정을 포함하되, 상기 마무리 압연 과정 직전의 오스테나이트 평균 결정립 크기가 15㎛ 이하이며 상기 마무리 압연 과정의 온도범위가 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1+Ae3)/2 온도 ±10℃ 범위에서 누적 압연 변형량이 0.6~2.0 범위를 이루고, 상기 마무리 압연 직후의 미세조직은 5㎛ 이하의 페라이트 평균 결정립 크기를 포함하며 15㎛ 이하의 오스테나이트 결정립 크기로 이루어질 수 있다.The step (c) includes a process of rough rolling the heated billet, a process of precision rolling, and a finish rolling process, wherein the average austenite grain size immediately before the finish rolling process is 15 µm or less, and the temperature range of the finish rolling process In the two-phase region of ferrite and austenite, (Ae1+Ae3)/2 temperature ±10℃, the cumulative rolling strain is in the range of 0.6 to 2.0, and the microstructure immediately after the finish rolling is 5㎛ or less of the average ferrite grain size and may have an austenite grain size of 15 μm or less.

상기 (d) 단계는 상기 압연 강재를 5~20℃/s의 냉각속도로 450~550℃까지 냉각할 수 있다.In step (d), the rolled steel may be cooled to 450 to 550° C. at a cooling rate of 5 to 20° C./s.

본 발명의 냉간 압조용 강재의 제조 방법은 (e) 상기 냉각된 강재를 다이로 통과시켜서 인발하는 인발 단계를 더 포함할 수 있다.The method of manufacturing a steel material for cold rolling of the present invention may further include a drawing step of (e) drawing the cooled steel material through a die.

이때, 상기 (e) 단계는 강재를 제1 다이로 통과시켜 인발하는 1차 인발 단계, 상기 제1 다이를 통과한 강재를 하나 이상의 공형 압연롤로 통과시켜서 압연하는 공형 압연 단계, 상기 공형 압연롤로 통과한 강재를 제2 다이에 통과시켜 인발하는 2차 인발 단계를 포함할 수 있다.At this time, the step (e) is a primary drawing step of drawing by passing the steel material through a first die, a common rolling step of rolling the steel material passing through the first die by passing it through one or more common rolling rolls, passing through the common rolling roll It may include a secondary drawing step of drawing one steel material through a second die.

또한, 상기 강재는, 상기 1차 인발 단계에서 10내지 40% 범위의 단면 감소율로 인발하고 상기 공형 압연 단계에서 10내지 40% 범위의 단면 감소율로 압연하며 상기 2차 인발 단계에서 10내지 40%범위의 단면 감소율로 인발하여, 최종적으로 상기 강재의 누적 단면 감소율이 50%이상이 되도록 가공될 수 있다.In addition, the steel is drawn with a reduction in section in the range of 10 to 40% in the first drawing step and rolled at a reduction in section in the range of 10 to 40% in the formal rolling step, and in the range of 10 to 40% in the second drawing step By drawing at a reduction in area of , it can be finally processed so that the cumulative reduction in area of the steel material is 50% or more.

상기 2차 인발 단계를 완료한 강재는 전위밀도 4.0x108 mm-2 이상으로 이루어질 수 있다.The steel material having completed the secondary drawing step may have a dislocation density of 4.0x10 8 mm -2 or more.

본 발명의 냉간 압조용 강재의 제조 방법은 (f) 인발된 강재에 오스테나이트 열처리를 이루도록 분위기 가열 또는 유도 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.The method of manufacturing a steel material for cold rolling of the present invention may further include (f) atmospheric heating or induction heating to achieve austenite heat treatment on the drawn steel material.

이때, 상기 오스테나이트 열처리는 오스테나이트 변태점 (Ac3) 직상인 Ac3+(80±50)℃의 온도범위에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 오스테나이트 결정입도의 평균 크기가 7㎛ 이하가 되도록 하며, 미용해 퍼얼라이트가 5% 이하의 분율을 갖는 것을 포함할 수 있다.At this time, in the austenite heat treatment, the average size of the austenite grain size is 7 μm by atmospheric heating or induction heating in the temperature range of Ac3+ (80±50)° C., which is directly above the austenite transformation point (Ac3). or less, and may include an undissolved pearlite having a fraction of 5% or less.

그리고 상기 오스테나이트 열처리 후 15° 이하의 결정 입계각을 갖는 결정입계의 분율이 20% 이상이 될 수 있다.And, after the austenite heat treatment, the fraction of grain boundaries having a grain boundary angle of 15° or less may be 20% or more.

상기 강재는 냉간 인발재에 대해 오스테나이트 변태점 (Ac3) 직상인 Ac3+(80±50)℃의 온도범위에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating) 후 상온에 도달할 때까지 20~150℃/sec의 냉각속도로 소입하여 템퍼링으로 얻어질 수 있다.The steel material is subjected to atmospheric heating or induction heating in the temperature range of Ac3+ (80±50)°C, which is directly above the austenite transformation point (Ac3) for the cold drawn material, and then 20 to 150°C until reaching room temperature. It can be obtained by tempering by quenching at a cooling rate of /sec.

상기 강재는 템퍼링 550℃에서 Hv320~385의 경도 , 1015~1200 MPa의 인장강도, 980~1180 MPa의 항복강도, 0.97~0.99의 항복비, 6~8%의 가공 경화 및 가공 연화 밸런스 연신율, 12~15%%의 균일 연신율, 19~22%의 총 연신율, 75~80%의 인장 단면감소율의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.The steel has a hardness of Hv320 to 385 at tempering 550 ° C, a tensile strength of 1015 to 1200 MPa, a yield strength of 980 to 1180 MPa, a yield ratio of 0.97 to 0.99, a work hardening and work softening balance elongation of 6 to 8%, 12 It is preferable to satisfy the range of uniform elongation of ~15%%, total elongation of 19~22%, and tensile reduction of area of 75~80%.

상술한 해결 수단으로 구현된 본 발명에 따르면, 오스테나이트 평균 결정립의 크기와 아결정립의 분율 및 항복비 등이 우수하여 가공 연화 및 가공 경화 밸런스 연신율을 향상시키고, 종래에 비해 균일 연신율이 높은 수준으로 나타남에 따라 냉간 성형에서 우수한 성형성을 가지며 변형 범위를 현저히 증가시킬 수 있는 매우 유용한 효과가 있다.According to the present invention implemented by the above-mentioned solution, the size of the average austenite grain size, the fraction of sub-crystal grains, the yield ratio, etc. are excellent, so that the work softening and work hardening balance elongation is improved, and the uniform elongation is high compared to the prior art. As it appears, it has excellent formability in cold forming and has a very useful effect that can significantly increase the deformation range.

도 1은 종래의 열처리 공정을 나타낸 블럭도.
도 2는 종래의 가공 경화 및 가공 연화 밸런스를 나타낸 그래프.
도 3은 본 발명의 실시예에 의한 강재내 유효 보론량과 제조된 이상적인 마르텐사이트 결정립 크기의 관계를 나타낸 그래프.
1 is a block diagram showing a conventional heat treatment process.
2 is a graph showing a conventional work hardening and work softening balance.
3 is a graph showing the relationship between the effective amount of boron in the steel according to the embodiment of the present invention and the ideal martensite grain size manufactured.

본 발명을 충분히 이해하기 위해서 본 발명의 바람직한 실시예를 첨부 도면을 참조하여 설명한다.In order to fully understand the present invention, preferred embodiments of the present invention will be described with reference to the accompanying drawings.

본 발명의 실시 예는 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 상세히 설명하는 실시 예로 한정되는 것으로 해석되어서는 안 된다. 본 실시 예는 당업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described in detail below. This embodiment is provided to more completely explain the present invention to those of ordinary skill in the art.

따라서, 도면에서 표현한 구성요소의 형상 등은 더욱 명확한 설명을 강조하기 위해서 과장되어 표현될 수 있다. 각 도면에서 동일한 부재는 동일한 참조부호로 도시한 경우가 있음을 유의하여야 한다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 공지 기능 및 구성에 관한 상세한 설명은 생략된다.Accordingly, the shape of the components expressed in the drawings may be exaggerated to emphasize a clearer description. It should be noted that the same members in each drawing are sometimes shown with the same reference numerals. In addition, detailed descriptions of well-known functions and configurations determined to unnecessarily obscure the gist of the present invention will be omitted.

본 발명의 실시예에 의한 냉간 압조용 강재는, 니켈(Ni) 0.2-0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2-1.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.08-0.25 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상과, 탄소(C) 0.15-0.50 중량%, 실리콘(Si) 0.15-0.3 중량% 이하, 망간(Mn) 0.5-1.50 중량%, 인 0.04 중량% 이하, 황 0.05 중량% 이하, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 산소 0.004 중량% 이하를 함유하며, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.Steel for cold rolling according to an embodiment of the present invention, nickel (Ni) 0.2-0.6 wt%, chromium (Cr) 0.2-1.1 wt%, molybdenum (Mo) 0.08-0.25 wt%, titanium (Ti) 0.01-0.04 At least one selected from weight %, vanadium (V) 0.01 to 0.04 weight %, niobium (Nb) 0.001 to 0.2 weight %, aluminum (Al) 0.001 to 0.01 weight %, and carbon (C) 0.15-0.50 weight %, Silicon (Si) 0.15-0.3% by weight or less, manganese (Mn) 0.5-1.50% by weight, phosphorus 0.04% by weight or less, sulfur 0.05% by weight or less, boron (B) 0.001 to 0.004% by weight, nitrogen (N) 0.004 to 0.015 % by weight, containing up to 0.004% by weight of oxygen, and the remainder including iron (Fe) and other unavoidable impurities.

먼저, 철 및 기타 불가피한 불순물을 제외한 필수 성분의 작용 및 함량을 살펴보면 다음과 같다.First, the action and content of essential components excluding iron and other unavoidable impurities are as follows.

탄소는 강도 확보에 유리한 원소이나 그 함량이 0.15% 이하이면 선재의 강도가 충분하지 못하여 최종 Q/T 열처리후 제품의 강도가 열위한 문제가 있기 때문이며, 0.5% 이상에서는 이상역 온도범위가 작아서 결정립 미세화를 위한 마무리 압연시 온도제어가 불안정하기 때문에 바람직하지 않다.Carbon is an element beneficial to securing strength, but if its content is 0.15% or less, the strength of the wire is not sufficient, so there is a problem with the strength of the product after final Q/T heat treatment. It is not preferable because the temperature control is unstable during the finish rolling for miniaturization.

실리콘은 치환형 원소로서 강의 강도 확보에 큰 영향을 미친다. 실리콘의 함량 0.15% 이하에서는 강의 강도 확보가 어렵고, 0.3% 이상에서는 빌렛 및 선재 압연시 탈탄 조직 생성을 조장하여 추가적 제거 비용이 필요하므로 냉간 단조시 가공 경화율을 증가시킬 수 있다.Silicon, as a substitutional element, has a great influence on securing the strength of steel. When the silicon content is 0.15% or less, it is difficult to secure the strength of steel, and when it is 0.3% or more, it promotes the generation of decarburized structures during billet and wire rolling, and additional removal costs are required, so that the work hardening rate during cold forging can be increased.

망간은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하고, A1 변태점 온도를 낯추어 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직내 아결정립 분율을 증가시키는 효과가 있는 바, 0.5% 이하에서는 그 효과가 미흡하며 충분한 소입성을 확보하기 어렵기 때문이며, 1.5% 이상에서는 망간편석에 의한 조직 불균질에 의해 기계적 물성에 유해한 영향을 미치며, 이는 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 중심부 편석대를 조장하며 중심부 경하능 증가로 이로 인한 저온조직을 생성하는 주원인이 되기 때문이다.Manganese forms a substitutional solid solution in the matrix structure and lowers the A1 transformation point temperature to increase the fraction of subcrystal grains in martensite or bainite structure. Below 0.5%, the effect is insufficient and sufficient hardenability is secured. At 1.5% or more, the mechanical properties are adversely affected by the tissue heterogeneity caused by manganese segregation, which is easy to cause macrosegregation and microscopic segregation depending on the segregation mechanism during solidification of steel. This is because it promotes central segregation zone due to relatively low diffusion coefficient compared to

보론은 최종 제품을 제조하는 열처리 후 소입시 초석 페라이트 석출을 지연시켜 소입성을 향상시키는 원소로 원자상태의 보론이 오스테나이트 결정입계에 편석되어 결정입계 자유에너지를 낮춤으로써 초석 페라이트의 형성을 억제함으로써, 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직 형성을 촉진한다.Boron is an element that improves hardenability by delaying the precipitation of proeutectoid ferrite during quenching after heat treatment to manufacture the final product. By suppressing the formation of proeutectoid ferrite by segregating atomic boron at the austenite grain boundary and lowering the grain boundary free energy. , promote the formation of martensitic or bainitic structures.

소재 부피에 따라 보론 함량이 0.001 중량% 미만인 경우 마르텐사이트 조직 형성 촉진 효과가 미미해지고, 보론 함량이 0.004 중량%를 초과하는 경우 질소 및 산소와 친화도가 큰 보론이 결정입계에 보론 질화물을 형성이 용이하고 생성된 질화물이 페라이트의 핵생성 사이트로 작용하여 소입성을 저하시키기 때문에 바람직하지 않다.Depending on the material volume, if the boron content is less than 0.001 wt%, the effect of promoting martensite tissue formation becomes insignificant. It is not preferable because it is easy and the formed nitride acts as a nucleation site of ferrite and deteriorates hardenability.

따라서, 보론 질화물의 생성을 방지하기 위하여 티타늄, 바나듐, 니오븀, 알루미늄 등을 첨가하여 질소와 결합하지 않고 단독의 원자상태로 존재하는 유효 보론(effective Boron)량을 적절하게 확보하여야 한다.Therefore, in order to prevent the formation of boron nitride, titanium, vanadium, niobium, aluminum, etc. must be added to appropriately secure the effective amount of boron existing in a single atomic state without bonding with nitrogen.

질소는 구조 체결용 강재에 함유되는 티타늄, 알루미늄 및 바나듐과 결합하여 탄질화물을 형성하고, 형성된 탄질화물이 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 템퍼드 마르텐사이트 강재의 강도 및 인성을 향상시킨다.Nitrogen combines with titanium, aluminum, and vanadium contained in structural fastening steel to form carbonitrides, and the formed carbonitrides refine austenite grains to improve strength and toughness of tempered martensitic steel.

이때, 질소 함량이 0.004 중량% 미만인 경우에는 템퍼드 마르텐사이트 강재의 강도 및 인성 향상 효과를 얻기 힘들고, 질소 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우 탄질화물이 조대화(coarsening)되어 결정립 미세화에 기여하지 못한다.At this time, when the nitrogen content is less than 0.004 wt%, it is difficult to obtain the effect of improving the strength and toughness of the tempered martensitic steel, and when the nitrogen content exceeds 0.015 wt%, the carbonitride is coarsened and does not contribute to grain refinement can not do it.

또한, 함유되는 질소량에 비해 티타늄, 알루미늄 및 바나듐의 함유량이 부족한 경우 보론 나이트라이드(BN)를 형성하면서 보론에 의한 경화능 효과가 저해되고, 질소가 강재 중에 고용되어 인성을 크게 저하시키게 된다.In addition, when the content of titanium, aluminum and vanadium is insufficient compared to the amount of nitrogen contained, the hardenability effect by boron is inhibited while forming boron nitride (BN), and nitrogen is dissolved in the steel material to greatly reduce toughness.

이어서, 상술한 필수 성분 외에 강재의 강도 또는 인성 등의 성능 향상을 위하여 니켈, 크롬, 몰리브덴, 티타늄, 바나듐, 니오븀 및 알루미늄 중 1성분 이상이 선택적으로 부가되는 부가 성분의 작용 및 함량을 설명하면 다음과 같다.Next, in addition to the above-described essential components, the action and content of additional components that are selectively added at least one of nickel, chromium, molybdenum, titanium, vanadium, niobium and aluminum to improve performance such as strength or toughness of steel are described below. same as

본 발명의 실시예에 의한 강재는 추가적으로 니켈이 0.2~0.6 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 니켈은 강재의 소입성을 향상시켜 마르텐사이트 조직을 안정적으로 형성하게 하고, 제조된 강재의 인성 감소 없이 강도를 증가시킬 수 있으며, 내식성을 향상시킨다.The steel according to the embodiment of the present invention may additionally contain 0.2 to 0.6% by weight of nickel, which nickel improves the hardenability of the steel to stably form a martensitic structure, and without reducing the toughness of the manufactured steel. It can increase strength and improve corrosion resistance.

이때, 니켈 함량이 0.2 중량% 미만인 경우에는 강재의 강도와 내식성 향상 효과 및 저온에서의 인성 확보 효과를 얻을 수 있으며, 니켈 함량이 0.6 중량%를 초과하는 경우 효과의 임계점에 도달하여 보다 향상된 효과를 얻지 못하고, 제조원가를 상승시킬 수 있다.At this time, when the nickel content is less than 0.2% by weight, the effect of improving the strength and corrosion resistance of the steel and securing the toughness at low temperatures can be obtained. It cannot be obtained, and the manufacturing cost may increase.

본 발명의 실시예에 의한 강재는 크롬 0.2~1.1 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 크롬은 강재의 피로강도, 내마모성을 향상시키며, 몰리브덴 및 바나듐과 함께 복합탄화물을 형성하여 내충격성을 증대시킨다.The steel according to the embodiment of the present invention may contain 0.2 to 1.1 wt% of chromium, which improves the fatigue strength and wear resistance of the steel, and forms a composite carbide with molybdenum and vanadium to increase impact resistance.

크롬 함량이 0.2 중량% 미만인 경우에는 크롬 함유에 따른 효과를 얻기 어려워지고, 크롬 함량이 1.1 중량%를 초과하는 경우 그 효과가 미비해지기 때문이다.This is because when the chromium content is less than 0.2% by weight, it becomes difficult to obtain the effect according to the chromium content, and when the chromium content exceeds 1.1% by weight, the effect becomes insignificant.

본 발명의 실시예에 의한 강재는 추가적으로 몰리브덴 0.08~0.25 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 몰리브덴은 강재의 소입성을 증가시켜서 마르텐사이트 조직을 안정적으로 얻게 하고, 몰리브덴 탄화물이 결정입도를 미세화하여 제조된 강재의 강도 및 인성을 향상시킨다.The steel material according to the embodiment of the present invention may additionally contain 0.08 to 0.25 wt% of molybdenum, which molybdenum increases the hardenability of the steel to obtain a martensitic structure stably, and molybdenum carbide is manufactured by refining the grain size improve the strength and toughness of the used steel.

강재의 제조과정에서 냉각속도가 느린 경우 몰리브덴이 조대한 석출물을 분산시켜 제조된 강재의 인성이 저하될 수 있으므로, 급속냉각을 통해 탄화물의 미세화 및 조직의 치밀화를 발생시켜 강재의 인성을 증가시킬 수 있다.If the cooling rate is slow during the manufacturing process of steel, the toughness of the steel manufactured by dispersing the coarse precipitates of molybdenum may decrease. have.

이때, 몰리브덴이 보론과 함께 함유되는 경우 냉각시 소입성이 제어되어 인장강도와 인성간 균형을 최적화할 수 있는데, 몰리브덴 함량이 0.08 중량% 미만인 경우 함유에 따른 효과가 미미해진다.At this time, when molybdenum is contained together with boron, hardenability is controlled during cooling to optimize the balance between tensile strength and toughness.

또한, 몰리브덴 함량이 0.25 중량%를 초과하는 경우 소입성이 필요 이상으로 증가되면서 그 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다. In addition, when the molybdenum content exceeds 0.25% by weight, hardenability is increased more than necessary and the effect is no longer increased to a saturated state.

특히, 보론과 몰리브덴은 고가의 원소이므로 필요 이상의 함량이 함유되면 강재의 생산비용이 크게 증가하게 되므로 필요량 이상을 함유하지 않는 것이 바람직하다.In particular, since boron and molybdenum are expensive elements, it is preferable not to contain more than the necessary amount because the content of more than necessary increases the production cost of the steel greatly.

본 발명의 실시예의 의한 강재는 추가적으로 티타늄 0.01~0.04 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 티타늄은 보론이 첨가되는 강재 내의 질소와 결합하여 질소를 고정함으로써, 보론 나이트라이드(BN)의 생성을 억제하여 원자상태의 유효 보론량을 확보하고, 보론에 의한 소입성 효과를 향상시킬 수 있도록 한다.The steel according to the embodiment of the present invention may additionally contain 0.01 to 0.04 wt% of titanium, and this titanium binds to nitrogen in the steel to which boron is added and fixes nitrogen, thereby suppressing the generation of boron nitride (BN). It is possible to secure the effective amount of boron in the atomic state and to improve the hardenability effect by boron.

결정립 미세화 원소 화합물 중 가장 안정된 TiN은 고온에서 고용도가 낮고, 입자 성장속도가 느려 결정립 미세화에 기여할 수 있으며, 오스테나이트 결정립계를 고정화하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 오스테나이트 결정입도를 감소시킨다.TiN, the most stable among the grain refining element compounds, has low solid solubility at high temperature and slow grain growth rate, which can contribute to grain refinement.

티타늄 함량이 0.01 중량% 미만인 경우 상기 효과가 미미해지며, 티타늄 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 포화상태에 이르게 되어 향상된 효과를 나타내지 못하고, 제조된 강재의 인성 저하를 발생시키게 된다.When the titanium content is less than 0.01% by weight, the above effect becomes insignificant, and when the titanium content exceeds 0.04% by weight, the improvement effect reaches a saturated state, so that the improved effect is not exhibited, and the toughness of the manufactured steel is reduced.

본 발명의 실시예에 의한 강재는 추가적으로 바나듐 0.01~0.04 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 바나듐은 강재 내의 탄소와 결합하여 형성한 미세 탄화물을 통해 강재의 강도를 향상시키고, 900℃ 이상의 온도에서 질소와 결합하여 바나듐 탄질화물(VC,VCN)을 형성함으로써 보론 나이트라이드(BN)의 형성을 억제하여 적정 유효 보론량을 제어하며, 오스테나이트 상의 결정립 성장을 방지하여 적정 마르텐사이트 조직을 확보하기 위한 소입성 제어에 중요한 역할을 한다.The steel material according to the embodiment of the present invention may additionally contain 0.01 to 0.04 wt % of vanadium, which improves the strength of the steel through fine carbide formed by bonding with carbon in the steel, and nitrogen at a temperature of 900 ° C. or higher. It binds with and forms vanadium carbonitride (VC, VCN) to suppress the formation of boron nitride (BN) to control the appropriate effective amount of boron, and to prevent grain growth of the austenite phase to secure an appropriate martensite structure. It plays an important role in entry control.

바나듐은 강재가 냉각되는 동안 페라이트 조직 내부에 바나듐 탄질화물의 미세 석출물을 형성하면서 석출강화 및 분산강화를 통해 제조된 강재의 강도를 향상시킨다. Vanadium improves the strength of the manufactured steel through precipitation strengthening and dispersion strengthening while forming fine precipitates of vanadium carbonitride inside the ferrite structure while the steel is cooled.

이때, 바나듐의 함유량이 0.01 중량%보다 낮으면 바나듐 함유에 따른 효과발생이 미미하게 되고, 바나듐의 함유량이 0.04 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다.At this time, when the content of vanadium is lower than 0.01 wt %, the effect caused by the vanadium content is insignificant, and when the content of vanadium exceeds 0.04 wt %, the improvement effect does not increase any more, and the saturation state is reached.

특히, 과도한 바나듐 함유량에 따라 조대한 탄질화물이 형성되면 제조된 강재의 인성이 저하되고, 강재가 취화되므로 적정 함량 범위를 벋어나지 않도록 적정량을 함유하는 것이 바람직하다.In particular, when coarse carbonitride is formed according to an excessive amount of vanadium, the toughness of the manufactured steel is reduced and the steel is brittle, so it is preferable to contain an appropriate amount so as not to deviate from the appropriate content range.

본 발명의 실시예에 의한 강재는 추가적으로 니오븀 0.01~0.04 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 니오븀은 강재의 압연 또는 단조 등 열간성형 과정 중 니오븀 탄질화물(NbC, NbN)이 입계에 석출되면서 고정효과가 나타나 결정립을 미세화하고, 마르텐사이트 조직의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다.The steel material according to the embodiment of the present invention may additionally contain 0.01 to 0.04 wt% of niobium, and this niobium has a fixing effect while niobium carbonitride (NbC, NbN) is precipitated at the grain boundary during a hot forming process such as rolling or forging of the steel material. appears to refine crystal grains and improve the strength and toughness of the martensitic structure.

또한, 니오븀은 질소와 결합하면서 보론 나이트라이드(BN)의 형성을 억제하므로, 적정 유효 보론량을 제어하여 강재의 소입성을 향상시키게 된다.In addition, since niobium suppresses the formation of boron nitride (BN) while bonding with nitrogen, the effective amount of boron is controlled to improve hardenability of steel.

이때, 니오븀의 함량이 0.01 중량% 미만으로 함유되는 경우 니오븀 탄질화물로 인한 고정효과 및 탄소함량을 낮출때 동반하는 소입성 향상효과를 보상하기 어렵고, 마르텐사이트 변태가 용이하지 못하게 되며, 니오븀의 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우에는 조대한 니오븀 탄질화물이 형성되면서 마르텐사이트 조직의 인성이 저하될 수 있으므로 적정량의 니오븀을 함유하는 것이 바람직하다.At this time, when the content of niobium is contained in less than 0.01 wt%, it is difficult to compensate for the fixing effect due to niobium carbonitride and the effect of improving hardenability accompanied by lowering the carbon content, martensite transformation is not easy, and the content of niobium When it exceeds 0.04 wt%, it is preferable to contain an appropriate amount of niobium since coarse niobium carbonitride is formed and the toughness of the martensite structure may be reduced.

본 발명의 실시예에 의한 강재는 추가적으로 알루미늄 0.001~0.01 중량%를 함유할 수 있는데, 이러한 알루미늄은 알루미늄 산화물을 형성하면서 강재 내에 함유된 산소를 제거하는 강력한 탈산제로 작용하여 마르텐사이트 결정립을 미세화하는 역할을 한다.The steel material according to an embodiment of the present invention may additionally contain 0.001 to 0.01% by weight of aluminum. This aluminum acts as a strong deoxidizer to remove oxygen contained in the steel while forming aluminum oxide, thereby refining martensite grains. do

또한, 알루미늄은 질소와 결합하면서 보론 나이트라이드(BN) 형성을 억제함으로써, 적정 유효 보론량을 제어하여 강재의 소입성을 향상시키게 된다.In addition, aluminum suppresses the formation of boron nitride (BN) while bonding with nitrogen, thereby improving the hardenability of the steel by controlling an appropriate effective amount of boron.

이때, 알루미늄의 함량이 0.001 중량% 미만으로 함유되는 경우 탈산작용 또는 마르텐사이트 결정립 미세화 작용 효과가 줄어들어 바람직하지 않고, 알루미늄의 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우 알루미늄 산화물성 비금속 개재물 양이 증가하게 되어 제조된 강재의 인성 저하 또는 주조시 노즐막힘 현상 등의 원인이 될 수 있다.At this time, when the content of aluminum is less than 0.001 wt%, the effect of deoxidation or martensite grain refining action is reduced, which is undesirable, and when the content of aluminum exceeds 0.04 wt%, the amount of aluminum oxide non-metallic inclusions increases. It may cause a decrease in the toughness of the manufactured steel or clogging of the nozzle during casting.

본 발명의 실시예에 의한 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)을 포함하는 미량합금 첨가상수는 0.8~1.0 사이의 범위를 이루는 것이 바람직하며, 이러한 미량합금의 첨가상수는 아래의 공식으로 표현된다.In the steel material according to the embodiment of the present invention, the addition constant of the trace alloy containing titanium (Ti), vanadium (V), niobium (Nb) and aluminum (Al) is preferably in the range of 0.8 to 1.0, these trace amounts The addition constant of the alloy is expressed by the formula below.

미량합금 첨가상수 = (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66NTrace alloy addition constant = (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N

미량합금 첨가상수가 0.8 미만인 경우 보론 첨가에 따른 효과가 저하되어 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려워지며, 미량합금 첨가상수가 1.0을 초과하는 경우 보론 첨가에 따른 효과가 포화상태에 이르고, 조대한 탄질화물이 형성되면서 제조된 강재의 인성을 저하시킬 수 있다.When the microalloy addition constant is less than 0.8, the effect of boron addition decreases, making it difficult to secure a martensitic structure. When the microalloy addition constant exceeds 1.0, the effect of boron addition reaches a saturated state, As this is formed, the toughness of the manufactured steel may be reduced.

본 발명의 실시예에 의한 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)을 포함하는 경우 7~20 ppm 범위를 만족하는 유효 보론량(effective Boron)을 형성하는 것이 바람직하며, 이러한 유효 보론량은 아래의 식으로 도출된다.In the case of including titanium (Ti), vanadium (V), niobium (Nb) and aluminum (Al) in the steel material according to an embodiment of the present invention, forming an effective boron amount satisfying the range of 7 to 20 ppm Preferably, such an effective boron amount is derived from the following formula.

유효 보론량(ppm) = [5.25B - {7.66N - (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000Effective boron amount (ppm) = [5.25B - {7.66N - (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000

강재내 유효 보론량과 제조된 이상적인 마르텐사이트 결정립 크기의 관계 도 3의 그래프와 같이 나타나는데, 이 그래프의 파선으로 표시된 박스 범위 내의 유효 보론 함유량에서 페라이트 변태를 가장 효과적으로 지연시켜 안정적인 마르텐사이트 변태를 유도할 수 있도록 하며, 도 3의 파선 박스 내에 형성된 유효 보론 함유량에 따른 유효 보론량을 상기 식을 통해 구하면, 7~20 ppm 의 범위 값을 얻을 수 있다.The relationship between the effective amount of boron in steel and the ideal manufactured martensite grain size is shown as in the graph of Fig. 3, which can induce stable martensite transformation by most effectively delaying ferrite transformation at the effective boron content within the box range indicated by the dashed line in this graph. If the effective boron amount according to the effective boron content formed in the broken-line box of FIG. 3 is obtained through the above formula, a value in the range of 7 to 20 ppm can be obtained.

이때, 유효 보론량이 7 ppm 미만인 경우에는 보론 첨가효과가 미미해지고, 유효 보론량이 20 ppm을 초과하는 경우에는 스프링 강재의 소입성이 감소하면서 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려워진다.At this time, when the effective amount of boron is less than 7 ppm, the effect of adding boron becomes insignificant, and when the effective amount of boron exceeds 20 ppm, hardenability of the spring steel decreases and it becomes difficult to secure a martensitic structure.

이와 같이 구성된 냉간 압조용 강재의 제조 방법은, (a) 상술한 필수 성분 및 부가 성분을 포함하는 빌렛으로 형성하는 단계, (b) 성형된 빌렛이 오스테나이트 단상역에서 유지되도록 가열하는 가열 단계, (c) 가열된 빌렛이 페라이트 내 아결정립 분율을 증가되도록 열간압연하여 압연 강재로 성형하는 단계, (d) 성형된 압연 강재를 냉각하는 단계, (e) 냉각된 강재의 단면 감소율을 10~40%로 유지하도록 인발하는 단계, (f) 인발된 강재를 분위기 가열 또는 유도 가열하는 단계의 순서로 이루어진다.The method for manufacturing a steel material for cold forging configured as described above includes (a) forming a billet including the above-described essential components and additional components, (b) heating the formed billet to be maintained in an austenite single-phase region; (c) hot-rolling the heated billet to increase the sub-crystal grain fraction in ferrite and forming it into a rolled steel, (d) cooling the formed rolled steel, (e) reducing the section of the cooled steel by 10 to 40 The step of drawing to maintain %, (f) consists of a step of atmospheric heating or induction heating the drawn steel material.

상술한 필수 성분 및 부가 성분을 포함하는 강재를 빌렛으로 성형하고 이 빌렛을 다시 가열하는 (b) 단계는 900~1050℃의 온도범위로 가열한 후 그 온도에서 90분 이내로 유지하는 것이 바람직하다. 즉, 오스테나이트 단상역에서 빌렛을 유지시키는 것으로서, 상기 온도범위는 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 조대 세멘타이트를 제거하는데 효과적이다. The step (b) of forming a steel material including the above-described essential and additional components into a billet and heating the billet again is preferably maintained within 90 minutes at that temperature after heating to a temperature range of 900 to 1050 °C. That is, to maintain the billet in the austenite single phase region, the temperature range is a range in which the austenite grains are not coarsened, and is effective in removing the remaining coarse cementite.

이러한 (b) 단계에서 가열하는 온도가 1050℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 후속하는 선재압연 후 초세립 페라이트의 확보가 어렵기 때문이며 그 온도가 900℃ 이하이면 빌렛의 유지시간이 길어져 생산성이 열위하고 압연부하가 증가하는 문제가 있기 때문이다.This is because if the heating temperature in step (b) exceeds 1050 ° C, the austenite grains are coarsened and it is difficult to secure ultra-fine ferrite after subsequent wire rolling. This is because it is inferior and there is a problem in that the rolling load increases.

그리고 (b) 단계의 가열 유지 시간은 90~120분 범위가 바람직하다. 가열 온도의 유지 시간이 90분 미만인 경우 강재 빌렛 중심부까지 충분히 가열되지 않아 목표 온도에 도달하지 못할 수 있고, 가열 온도 유지 시간이 120분을 초과하는 경우 스케일 또는 표면탈탄 등이 증가하면서 강재 빌렛 표면부에 열화조직이 증가할 수 있다.And the heating holding time of step (b) is preferably in the range of 90 to 120 minutes. If the heating temperature holding time is less than 90 minutes, the target temperature may not be reached due to insufficient heating to the center of the steel billet. Deteriorated tissue may increase in the

(c) 단계는 (b) 단계에서 가열된 빌렛을 열간압연하여 환봉바 또는 선재를 포함하는 압연 강재를 성형한다.Step (c) forms a rolled steel material including a round bar or wire rod by hot rolling the billet heated in step (b).

(c) 단계에서는 미세조직의 페라이트 내 아결정립(subgrain) 분율을 증가시키기 위하여 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 빌렛의 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.In step (c), it is preferable to perform hot rolling of the billet in a two-phase region of ferrite and austenite in order to increase the subgrain fraction in ferrite of the microstructure.

(c) 단계의 열간압연은 가열된 빌렛을 조압연하는 과정과, 정밀 압연 과정 및 마무리 압연 과정을 포함할 수 있다.The hot rolling of step (c) may include a process of rough rolling the heated billet, a precision rolling process, and a finish rolling process.

여기서, 마무리 압연 과정에서는 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1 + Ae3)/2 의 온도 범위에서 진행되고, 압연에 의한 누적 변형량은 0.6 이상 발생하도록 실시하는 것이 바람직하다.Here, in the finish rolling process, it is preferable to proceed in a temperature range of (Ae1 + Ae3)/2, which is a two-phase region of ferrite and austenite, and to carry out the cumulative deformation by rolling to generate 0.6 or more.

이러한 마무리 압연 과정에서 압연기 입구 온도가 (Ae1 + Ae3)/2 미만인 경우에는 압연중 과냉 또는 급랭이 발생하여 제조된 환봉 표면부에 페라이트 등의 탈탄조직 및 표면흠이 급증할 수 있으며, 마무리 압연 과정의 온도가 (Ae1 + Ae3)/2 를 초과하는 경우에는 아결정립(변형 페라이트)의 분율이 감소하여 목표로하는 결정립 크기가 확보되지 않을 수 있다.In this finishing rolling process, when the inlet temperature of the rolling mill is less than (Ae1 + Ae3)/2, supercooling or rapid cooling occurs during rolling, and decarburization structures such as ferrite and surface defects may rapidly increase on the surface of the manufactured round bar. When the temperature of (Ae1 + Ae3)/2 exceeds (Ae1 + Ae3)/2, the fraction of sub-crystal grains (modified ferrite) may decrease, so that the target grain size may not be secured.

또한, 마무리 압연 누적 변형량이 0.6 미만인 경우에는 결정립 미세화를 위한 페라이트 핵생성에 요구되는 구동력이 낮아지게 되는데, 여기서 아결정립은 결정입계각이 15° 이하인 방향 이탈각(misorientation angle) 값을 가지는 결정립을 의미하며, 아결정립은 최종 열처리시 역변태를 위한 오스테나이트 결정립의 핵생성 사이트로 작용한다.In addition, when the cumulative deformation amount of the finish rolling is less than 0.6, the driving force required for ferrite nucleation for grain refinement is lowered. Meaning, the sub-crystal grains act as nucleation sites for austenite grains for reverse transformation during the final heat treatment.

이와 같이 제조된 환봉의 페라이트상 중의 아결정립분율은 20~50 면적%가 형성되도록 열간압연이 실시되는데, 페라이트상 중의 아결정립 분율은 이후의 열처리 공정에 영향을 미치며, 아결정립 분율이 20 면적% 미만인 경우 열처리 과정에서 결정립 미세화 효과가 확보되지 않는 문제가 발생할 수 있다.Hot rolling is performed so that the fraction of sub-crystal grains in the ferrite phase of the round bar prepared in this way is 20-50 area%. If it is less than that, there may be a problem in that the crystal grain refining effect is not secured during the heat treatment process.

또한, 제조된 환봉의 페라이트 평균 결정입도 크기는 8㎛ 이하로 형성하는 것이 바람직하며, 이를 통해 15㎛ 이하의 오스테나이트 미세 결정립을 확보할 수 있도록 하고, 미세 결정립은 지연파괴에 영향을 미치는 결정입계의 수소량 및 불순문이 상대적으로 감소하도록 하여 결정입계 강도를 유지하도록 한다. In addition, the ferrite average grain size of the manufactured round bar is preferably formed to be 8 μm or less, so that it is possible to secure austenite fine grains of 15 μm or less, and the fine grain boundaries affect delayed fracture. The amount of hydrogen and impurities are relatively reduced to maintain the grain boundary strength.

페라이트 평균 결정입도 크기가 8㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 아결정립 분율을 확보하기 어렵기 때문이다.This is because, when the average ferrite grain size exceeds 8 μm, it is difficult to secure a target sub-crystal grain fraction.

한편, 상기 마무리 열간압연 직전의 오스테나이트 결정립 크기는 선재냉각 후 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 미치기 때문에 20㎛ 이하인 것이 바람직하다.Meanwhile, the austenite grain size immediately before the finish hot rolling is preferably 20 μm or less because it affects the austenite grain size after the wire rod is cooled.

마무리 열간압연 직전의 오스테나이트 결정립 크기는 이후 마무리 열간압연을 통한 선재 냉각 후 오스테나이트 결정립 크기와 유사하기 때문에 상기 오스테나이트 결정립 크기가 미세할수록 마무리 압연온도 및 누적 변형량을 최적화하여 압연시 많은 변형을 유도하여 페라이트 핵생성 사이트를 극대화 할 수 있으며, 이로 인해 결정립이 미세화되어 평균 결정립 크기가 8㎛ 이하인 페라이트를 얻을 수 있기 때문이다.Since the austenite grain size just before finish hot rolling is similar to the austenite grain size after the wire rod is cooled through finish hot rolling, the finer the austenite grain size, the more the finish rolling temperature and cumulative deformation are optimized to induce a lot of deformation during rolling. This is because the ferrite nucleation site can be maximized, and thus the grains are refined to obtain ferrite with an average grain size of 8 μm or less.

본 발명의 냉간 압조용 강제 제조방법은 상술한 조건의 마무리 열간 압연으로 성형된 환봉 또는 선재를 냉각하는 (d) 단계를 포함할 수 있는데, 이러한 (d) 단계에서는 평균 결정립 8㎛ 이하인 페라이트를 형성한 후 이를 5~20℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시하는 것이 바람직하다The steel manufacturing method for cold rolling of the present invention may include the step (d) of cooling the round bar or wire rod formed by the finish hot rolling under the above-described conditions. In this step (d), ferrite having an average grain size of 8 μm or less is formed. After this, it is preferable to perform cooling at a cooling rate of 5 to 20 °C/s.

열간 압연된 환봉의 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 변형 및 변태발열에 의해 결정립 조대화가 발생하고 퍼얼라이트 분절이 충분히 유도되지 못하게 되어, 선재 연신율 저하에 따른 인발 가공성 확보에 문제가 있으므로 5~20℃/sec의 속도범위 내에서 열간 압연된 환봉의 냉각이 이루어지는 것이 바람직하다.When the cooling rate of the hot-rolled round bar is less than 5°C/sec, grain coarsening occurs due to deformation and transformation heat, and pearlite fragments cannot be sufficiently induced. It is preferable that the cooling of the hot-rolled round bar is made within a rate range of ~ 20 °C/sec.

이때, 냉각대에서 변태를 종료시키고, 필요로 하는 미세조직을 확보할 수 있도록 냉각이 종료되는 온도는 200~600℃ 범위 내로 한정하는 것이 바람직하다. At this time, it is preferable to end the transformation in the cooling zone, and to limit the temperature at which cooling is terminated so as to secure the required microstructure within the range of 200 ~ 600 ℃.

본 발명은 9㎛ 이하의 미세립 FGS확보를 위하여 마무리 열간압연 전 오스테나이트 평균 결정립 크기를 미세하게 형성하고, 마무리 열간압연시 저온에서 강압하를 실시하여 페라이트 핵생성 사이트를 극대화하여 결정립을 미세화할 수 있다. The present invention finely forms the average grain size of austenite before finishing hot rolling to secure fine grain FGS of 9 μm or less, and reduces the ferrite nucleation site by maximizing the ferrite nucleation site during finish hot rolling. can

이어지는 (e) 단계에서는 냉각된 강재의 단면 감소율을 10~40%로 유지하도록 인발하는데, 이러한 (e) 단계는 냉각된 환봉바 또는 선재를 포함하는 강재를 제1 다이에 통과시켜서 인발하는 1차 인발 단계, 제1 다이를 통과한 강재를 적어도 하나 이상의 공형 압연롤로 통과시켜서 압연하는 공형 압연 단계, 공형 압연롤로 통과된 강재를 제2 다이로 통과시켜서 인발하는 2차 인발 단계를 포함한다.In the subsequent step (e), drawing is performed to maintain the reduction rate of the section of the cooled steel material at 10 to 40%. In this step (e), the steel material including the cooled round bar or wire rod is passed through the first die to draw the first die. It includes a drawing step, a ball rolling step in which the steel that has passed through the first die is passed through at least one ball rolling roll to be rolled, and a secondary drawing step in which the steel material passed through the ball rolling roll is passed through a second die to be drawn.

가공경화 및 가공연화 밸런스를 유지하기 위해서는 미세한 오스테나이트 결정립과 아결정립의 분율이 적정히 조합되어야 하는데, 유효한 미세한 오스테나이트 결정립(7㎛ 이하)을 확보하는 수단으로, 오스테나이트 변태점(AC3) 직상인 AC3+(30~80℃)에서 열처리가 요구되며, 낮은 열처리 온도에서 미고용 퍼얼라이트가 없는 오스테나이트 단상을 확보하기 위해서 상당량의 전위밀도가를 생성시키기 위함이며 열처리시 원자확산(atom diffusion)을 촉진하는 수단이 된다.In order to maintain the balance between work hardening and work softening, the fraction of fine austenite grains and subcrystal grains must be properly combined. Heat treatment is required at AC3+ (30~80℃), and it is to generate a significant amount of dislocation density in order to secure an austenite single phase without undissolved pearlite at a low heat treatment temperature, and promote atom diffusion during heat treatment become a means to

여기서, 1차인발과 공형압연 및 2차인발을 포함하는 이른바 하이브리드 인발공정의 단면감소율을 한정하는 이유는 다음과 같다.Here, the reason for limiting the cross-sectional reduction rate of the so-called hybrid drawing process including primary drawing, ball rolling, and secondary drawing is as follows.

1차 인발 단면감소율은 10~40%로 하는 것이 바람직하다. 단면감소율 10% 미만에서는 결정립 미세화에 요구되어지는 적정 전위밀도를 확보하기 어렵기 때문이며, 40% 초과에서는 중심부 3축 응력 증가로 인해 세브론 크랙이 발생는 것과 기계적 가공 불안정에 의한 마이크로 밴드가 생성하여 기계적 물성에 악영향을 미치기 때문이다.It is preferable that the reduction ratio of the primary drawing area is 10 to 40%. If the area reduction rate is less than 10%, it is difficult to secure the proper dislocation density required for crystal grain refinement. If it exceeds 40%, chevron cracks occur due to the increase in central triaxial stress and microbands are generated due to mechanical processing instability. Because it adversely affects the physical properties.

1차 인발가공재에 대해 공형압연 가공을 부여하는 것은 인발에 의한 변형방향 대비 거의 수직한 변형방향(strain path)을 부여하기 위함이다. 인발 가공과 공형 압연은 strain path의 방향성이 상당부분 수직에 가깝다. 인발 가공은 선상 방향(X축)의 가공량이 많으며, 공형 압연은 Y축과 Z축 방향으로 strain이 많다. The purpose of giving the ball rolling process to the primary drawn material is to provide a strain path that is almost perpendicular to the deformation direction by drawing. In the drawing process and ball rolling, the direction of the strain path is almost vertical to a large extent. Drawing processing has a large amount of processing in the linear direction (X-axis), and ball rolling has a large amount of strain in the Y-axis and Z-axis directions.

인발 변형방향과 상이한 변형방향을 갖는 공형 압연은 인발 가공에 의해 생성된 상당량의 전위(dislocation)들에 대해 회복(recovery) 및 소멸을 촉진시킨다.Ball rolling having a deformation direction different from the drawing deformation direction promotes recovery and disappearance of a significant amount of dislocations generated by the drawing process.

이로 인해 1차 인발 가공시 소재의 중심부에 걸리는 3축 응력 및 가공 경화율을 상당량 낮추어 2차 인발가공을 부여하더라도 중심부 셰브론 크랙 및 마이크로 셰어밴드가 생성되지 않기 때문에 누적 단면감소율 50% 이상의 강 가공이 가능한 것이다.Due to this, since the triaxial stress and work hardening rate applied to the center of the material during the primary drawing process are significantly lowered, and even if the secondary drawing process is given, chevron cracks and micro shear bands in the center are not generated. it is possible

공형 압연 단면감소율은 선재가 통과하는 단면이 우선적으로 타원형인 타원형 공형 압연롤에서 압연을 하고 이후 단면이 원형인 원형 공형 압연롤을 최종 통과하였을 때를 말한다.The reduction in area of ball rolling refers to the time when the wire rod passes through an elliptical ball rolling roll with an elliptical cross section preferentially, and then finally passes through a round ball rolling roll with a round cross section.

공형 압연의 단면감소율은 10~40%로 하는 것이 바람직하다. 냉간 공형 압연은 수평 및 수직한 한쌍의 압연롤(Oval 과 Round 타잎)을 통과하면서 가공이 이루어지는데, 단면 감소율 10% 미만에서는 Round 타잎 압연롤에 소재가 치입하는데 어려움이 있기 때문이며, 또한 공형 압연이라는 변형방향(strain path)이 바뀌면서 인발 가공에 의해 상당량 생성된 전위(dislocation)들을 회복(recovery) 및 전위들의 소멸을 촉진시키는 효과가 미흡하여 인발 가공시 중심부에 걸리는 3축 응력 제거효과와 가공경화율 감소효과가 미흡하기 때문이다.It is preferable that the area reduction ratio of ball rolling be 10 to 40%. Cold rolling is performed while passing through a pair of horizontal and vertical rolling rolls (oval and round type), and when the reduction in area is less than 10%, it is difficult for the material to penetrate the round type rolling roll. As the strain path changes, the effect of recovering and accelerating the disappearance of dislocations generated by the drawing process is insufficient. This is because the reduction effect is insufficient.

공형압연의 단면 감소율 40% 초과에서는 1차 인발 가공시 중심부에 걸리는 3축 응력 제거효과 및 가공 경화율의 감소효과가 포화되기 때문이다. This is because, when the cross-sectional reduction rate of ball rolling exceeds 40%, the effect of removing the triaxial stress applied to the center during the primary drawing process and the effect of reducing the work hardening rate are saturated.

2차 인발 단면감소율은 10~40%로 하는 것이 바람직하다. 단면감소율 10% 미만에서는 결정립 미세화에 요구되어지는 적정 전위밀도를 확보하기 어렵기 때문이며, 40% 초과에서는 중심부 3축 응력 증가로 인해 세브론 크랙이 발생는 것과 기계적 가공 불안정에 의한 마이크로 밴드가 생성하여 기계적 물성에 악영향을 미치기 때문이다.It is preferable that the reduction ratio of the secondary drawing area be 10 to 40%. If the area reduction rate is less than 10%, it is difficult to secure the proper dislocation density required for crystal grain refinement. If it exceeds 40%, chevron cracks occur due to the increase in central triaxial stress and microbands are generated due to mechanical processing instability. Because it adversely affects the physical properties.

단면감소율 하한치 이하에서는 결정립 미세화에 요구되어지는 적정 전위밀도를 확보하기 어렵기 때문이며, 상한치 이상에서는 중심부 3축 응력 증가로 인해 세브론 크랙이 발생는 것과 기계적 가공 불안정에 의한 마이크로 셰어 밴드가 생성하여 기계적 물성에 악영향을 미치기 때문이다.This is because it is difficult to secure the proper dislocation density required for grain refinement below the lower limit of the reduction in area, and above the upper limit, chevron cracks occur due to an increase in central triaxial stress and micro-shear bands are generated due to mechanical processing instability, resulting in mechanical properties because it has a detrimental effect on

상기 하이브리드 인발 공정에 따른 소재 내에 분포하는 전위밀도는 4x108 mm-2 이상으로 하는 것이 바람직하다.It is preferable that the dislocation density distributed in the material according to the hybrid drawing process be 4x10 8 mm -2 or more.

전위밀도 약 4x108 mm-2 미만에서는 오스테나이트 변태점(Ac3) 직상인 Ac3~Ac3+80℃ 범위에서 통상의 유도가열 및 대기가열 방식에서 오스테나이트 열처리시 인발 가공재 초기 미세조직으로 일부 구성되는 퍼얼라이트 (ferrite+pearlite)가 열처리 중 오스테나이트로 완전 재고용 되지 않고 일부가 잔존하여 기계적 물성인 인성에 악영향을 미치기 때문이다.When the dislocation density is less than about 4x10 8 mm -2 , in the range of Ac3~Ac3+80℃, which is directly above the austenite transformation point (Ac3), pearlite is partially composed of the initial microstructure of the drawn workpiece during austenite heat treatment in normal induction and atmospheric heating methods. This is because (ferrite + pearlite) is not completely re-dissolved into austenite during heat treatment, and some remains, adversely affecting the toughness of mechanical properties.

또한, 전위밀도 4x108 mm-2 미만에서는 결정립 미세화가 이루어진다 하더라도 가공경화와 가공연화 밸런스에 유효한 결정 입계각이 15°이하인 적정 아결정입계의 분율을 확보하기 어렵기 때문이다.In addition, if the dislocation density is less than 4x10 8 mm -2 , even if grain refinement is achieved, it is difficult to secure an appropriate fraction of sub-crystal grain boundaries with an effective grain boundary angle of 15° or less for work hardening and work softening balance.

마지막으로 진행되는 (f) 단계는 인발된 강재를 분위기 가열 또는 유도 가열하는 단계이다.The last step (f) proceeds is a step of atmospheric heating or induction heating of the drawn steel material.

이러한 (f) 단계는 (e) 단계 후 강재의 오스테나이트 열처리가 이루어지는 단계로서, 오스테나이트 열처리는 오스테나이트 변태점(Ac3) 직상인 Ac3~Ac3+80℃ 범위에서 열처리하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 변태점(Ac3) 이하에서 열처리하는 것은 냉간가공 미세조직이 완전 오스테나이트화가 이루지지 않기 때문이며, Ac3+80℃ 이상에서는 결정립이 급격하게 성장이 진행되어 오스테나이트 결정립 7㎛ 이하로 확보할 수 없기 때문이다.This step (f) is a step in which austenite heat treatment of the steel is performed after step (e), and the austenite heat treatment is preferably performed in the range of Ac3 ~ Ac3+80° C., which is directly above the austenite transformation point (Ac3). Heat treatment below the austenite transformation point (Ac3) is because the cold working microstructure is not completely austenitized, and at Ac3+80℃ or higher, the grains grow rapidly and it is impossible to secure the austenite grains below 7㎛. Because.

오스테나이트 열처리시 미용해 퍼얼라이트 분율을 한정하는 이유는 다음과 같다.The reason for limiting the undissolved pearlite fraction during austenite heat treatment is as follows.

선재의 오스테나이트 열처리시, 미용해 퍼얼라이트가 5%이하의 분율을 갖도록 제한하는 것이 바람직하다. 이는 미용해 퍼얼라이트 분율이 5%를 넘어서는 경우 열처리재에 분포하는 미용해 퍼얼라이트 구성인자인 조대 세멘타이트가 인성에 악역향을 미치기 때문이다.During austenite heat treatment of the wire rod, it is preferable to limit the undissolved pearlite to have a fraction of 5% or less. This is because, when the undissolved pearlite fraction exceeds 5%, coarse cementite, a constituent factor of undissolved pearlite distributed in the heat-treated material, has a negative effect on toughness.

열처리 후 오스테나이트 결정입계 특성을 한정하는 이유는 다음과 같다.The reasons for limiting the austenite grain boundary properties after heat treatment are as follows.

선재의 오스테나이트 열처리 후 15° 이하의 소경각 결정 입계를 갖는 결정입계의 분율이 20% 이상이 되도록 하는 것이 바람직하다. 이는 15° 미만의 소경각 결정 입계를 갖는 결정입계 분율이 20% 미만에서는 가공경화 및 가공연화 밸런스를 제어하는데 효과가 미흡하기 때문이다.After the austenite heat treatment of the wire rod, it is preferable that the fraction of grain boundaries having small-angle grain boundaries of 15° or less is 20% or more. This is because when the fraction of grain boundaries having small-diameter grain boundaries of less than 15° is less than 20%, the effect of controlling the work hardening and work softening balance is insufficient.

일반적으로 소성변형 후 열처리시 소재의 재결정 과정을 통한 결정입계 형성과정은 다음과 같다. In general, the process of forming grain boundaries through recrystallization of the material during heat treatment after plastic deformation is as follows.

소성변형에 의한 전위들이 생성되고 이들은 서로 엉겨(tangle) 있는 상태가 되며, 열처리시 엉겨 있던 전위들은 전위들이 정리 정돈되는 회복과정을 진행하면서 전위 셀(dislocation cell)을 형성하고 셀내에 분포하던 전위들이 소멸과정을 거쳐 결정립을 형성하는데, 전위밀도가 충분할 경우 결정 입계각이 큰 고경각 결정입계(high angle grain boundary)를 갖는 결정립을 형성하고 전위밀도가 부족할 경우 소경각 결정입계(low angle grain boundary)를 형성된다. Dislocations are generated due to plastic deformation and they become tangled with each other, and the dislocations entangled during heat treatment undergo a recovery process in which the dislocations are organized, forming a dislocation cell, and dislocations distributed within the cell Crystal grains are formed through annihilation process. When the dislocation density is sufficient, a grain having a high angle grain boundary with a large grain boundary angle is formed, and when the dislocation density is insufficient, a low angle grain boundary is formed. is formed

이러한 결정입계들은 소성변형시 고경각 결정입계는 전위들의 집적(file-up)되면서 가공경화성을 증가시키며 소경각 결정입계는 생성된 전위들의 이동시 소각 결정입계에 집적하게 되면 소멸되어 가공경화성을 소멸시키고 가공 연화성을 증가시키는 효과가 있다.When these grain boundaries are plastically deformed, high-hardness grain boundaries increase work hardenability as dislocations are accumulated (file-up). It has the effect of increasing the work softening property.

본 발명에서는 가공경화와 가공연화 밸런스를 제어하기 위한 수단으로 고경각 결정입계 크기를 미세화 시켜 가공 경화성을 적절히 제어하면서 소경각 결정립의 분율을 20% 이상 분포시켜 가공 연화성을 부여하였다.In the present invention, as a means for controlling the balance between work hardening and work softening, work softening was imparted by distributing a fraction of small-angle grains by 20% or more while appropriately controlling work hardenability by refining the size of the high-angle grain boundary.

열처리 후 오스테나이트 결정립 크기를 한정하는 이유는 다음과 같다.The reason for limiting the austenite grain size after heat treatment is as follows.

상기 오스테나이트 열처리 후 결정입도 평균크기가 7㎛ 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 이는 가공경화 및 가공연화 밸런스를 제어하기 위해서는 15° 이하의 결정 입계각을 갖는 결정입계의 분율 20% 이상으로 하는 것이 요구되는데, 오스테나이트 결정립 크기가 7㎛ 보다 큰 경우 20% 이상의 소경각 오스테나이트의 분율을 확보하기 어렵기 때문이다.It is preferable that the average grain size after the austenite heat treatment be 7 μm or less. In order to control the work hardening and work softening balance, it is required to set the fraction of grain boundaries having a grain boundary angle of 15° or less to 20% or more. This is because it is difficult to obtain a fraction of

이하, 실시예와 비교예 및 실험예를 통하여 본 발명의 구성 및 작용효과를 보다 구체적으로 설명한다.Hereinafter, the configuration and effect of the present invention will be described in more detail through Examples, Comparative Examples and Experimental Examples.

<실시예><Example>

아래의 표 1에 나타난 성분을 갖는 빌렛을 준비하였다.A billet having the ingredients shown in Table 1 below was prepared.

실시예 별 빌렛의 성분 함량(중량%)Component content (wt%) of billet by example CC SiSi MnMn CrCr BB NiNi MoMo TiTi VV NbNb AlAl NN 실시예1 Example 1 0.150.15 0.200.20 1.001.00 -- 0.00180.0018 -- -- 0.0250.025 0.0250.025 00 00 0.0070.007 실시예 2Example 2 0.300.30 0.200.20 0.850.85 -- 0.00250.0025 -- -- 0.020.02 0.010.01 0.010.01 0.0050.005 0.0070.007 실시예 3Example 3 0.400.40 0.300.30 1.101.10 0.00380.0038 0.0310.031 0.030.03 0.0290.029 0.0090.009 0.0100.010 실시예 4Example 4 0.250.25 0.250.25 1.301.30 0.0020.002 0.0340.034 0.0140.014 0.010.01 0.0010.001 0.0080.008 실시예 5Example 5 0.480.48 0.200.20 1.401.40 0.00150.0015 0.0150.015 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.0070.007 실시예 6Example 6 0.400.40 0.200.20 0.900.90 0.500.50 0.00130.0013 0.030.03 0.0240.024 0.020.02 0.010.01 0.0080.008 실시예 7Example 7 0.200.20 0.250.25 0.910.91 0.800.80 0.00150.0015 0.010.01 0.020.02 00 0.010.01 0.0070.007 실시예 8Example 8 0.450.45 0.200.20 0.900.90 0.450.45 0.0040.004 0.30.3 0.10.1 0.030.03 0.020.02 0.020.02 0.010.01 0.0130.013 실시예 9Example 9 0.160.16 0.200.20 0.900.90 0.400.40 0.0020.002 0.450.45 0.10.1 0.0290.029 0.020.02 00 00 0.0070.007 실시예 10Example 10 0.300.30 0.200.20 0.900.90 0.400.40 0.00350.0035 0.450.45 0.10.1 0.030.03 0.030.03 0.030.03 0.010.01 0.01510.0151

<비교예><Comparative example>

아래의 표 2에 나타난 성분을 갖는 빌렛을 준비하였다.A billet having the ingredients shown in Table 2 below was prepared.

비교예 별 빌렛의 성분 함량(중량%)Component content of billet by comparative example (wt%) CC SiSi MnMn CrCr BB NiNi MoMo TiTi VV NbNb AlAl NN 비교예1 Comparative Example 1 0.160.16 0.230.23 1.051.05 -- 0.00180.0018 -- -- 0.0150.015 0.0250.025 00 00 0.0070.007 비교예 2Comparative Example 2 0.310.31 0.210.21 0.840.84 -- 0.0260.026 -- -- 0.020.02 0.010.01 0.010.01 0.0010.001 0.0070.007 비교예 3Comparative Example 3 0.410.41 0.320.32 1.111.11 0.00360.0036 0.030.03 0.030.03 0.0020.002 0.010.01 0.0100.010 비교예 4Comparative Example 4 0.250.25 0.250.25 1.301.30 0.0020.002 0.010.01 0.0010.001 00 0.0050.005 0.0090.009 비교예 5Comparative Example 5 0.480.48 0.200.20 1.401.40 0.00150.0015 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.0070.007 비교예 6Comparative Example 6 0.400.40 0.200.20 0.900.90 0.500.50 0.00130.0013 0.010.01 0.0010.001 0.010.01 0.010.01 0.0090.009 비교예 7Comparative Example 7 0.200.20 0.250.25 0.910.91 0.800.80 0.00170.0017 0.010.01 0.020.02 00 0.0070.007 0.0070.007 비교예 8Comparative Example 8 0.450.45 0.200.20 0.900.90 0.450.45 0.00420.0042 0.30.3 0.10.1 0.050.05 0.020.02 00 0.010.01 0.0120.012 비교예 9Comparative Example 9 0.160.16 0.200.20 0.900.90 0.400.40 0.00220.0022 0.450.45 0.10.1 0.0180.018 0.020.02 00 00 0.0070.007 비교예 10Comparative Example 10 0.300.30 0.200.20 0.900.90 0.400.40 0.00350.0035 0.450.45 0.10.1 0.030.03 0.020.02 0.030.03 0.010.01 0.0140.014

상기 실시예와 상기 비교예의 빌렛을 아래의 표 3 및 표 4에 나타난 초세립 압연 및 냉각 단계를 거쳐 18mmΦ 선재를 각각 제조하였다.The billets of Examples and Comparative Examples were subjected to ultra-fine rolling and cooling steps shown in Tables 3 and 4 below to prepare 18mmΦ wire rods, respectively.

이때, 각각의 선재를 제조함에 있어, 열간압연 직전의 오스테나이트 평균 결정립 크기(AGS)와 선재 냉각 후 페라이트 평균 결정립 크기(FGS) 및 오스테나이트 평균 결정립 크기(AGS)를 각 선재의 1/2D(여기서 D는 선재의 직경을 의미함) 위치에서 측정하였으며, 측정방법은 KS규격(KS D 0205)에 따라 측정하였다. At this time, in manufacturing each wire rod, the austenite average grain size (AGS) immediately before hot rolling, the ferrite average grain size (FGS) and the austenite average grain size (AGS) after the wire rod cooling were calculated by 1/2D ( Here, D means the diameter of the wire rod), and the measurement method was measured according to the KS standard (KS D 0205).

하이브리드 인발 가공은 각 조건 별 18 mmΦ 선재를 이용하였으며, 통상조건의 인발 다이를 이용하여 13~40% 단면감소율을 갖는 1차 인발 가공을 부여하고 통상적 냉간 공형압연 조건에서 단면감소율 0~38% 범위에서 실시하였으며, 이후 2차 인발을 통상 조건에서 단면감소율 14~33% 범위로 하여 총 누적 단면감소율은 20~72%에서 실시하였다. For the hybrid drawing process, 18 mmΦ wire rod was used for each condition, and primary drawing with a 13-40% reduction in area was applied using a drawing die under normal conditions, and the reduction in area was in the range of 0 to 38% under normal cold rolling conditions. Afterwards, the secondary drawing was carried out in the range of 14 to 33% of the reduction in area under normal conditions, and the total cumulative reduction in area was carried out at 20 to 72%.

하이브리드 인발 및 통상 인발 가공후 가공전위밀도 측정 방법 및 평가는 투과전자현미경을 이용하여 단위면적당 교차하는 전위의 갯수를 측정하여 평가하였다. 오스테나이트 열처리 후 미용해 퍼얼라이트의 조직의 분율은 영상분석기를 이용하여 평가하였다. The method and evaluation of processing dislocation density after hybrid drawing and normal drawing processing were evaluated by measuring the number of dislocations crossing per unit area using a transmission electron microscope. After austenite heat treatment, the fraction of undissolved pearlite tissue was evaluated using an image analyzer.

아결정립 분율은 결정간의 방위 차이 각을 측정할 수 있는 EBSD(Electron Backscatter Diffraction) 를 이용하여 평가하였다. 이때 아결정립 입계각은 15°이하인 관계로 결정립 미세화에 따른 결정 입계각 변화는 15°를 기준으로 하여 아결정립 분율을 평가하였다The sub-crystal grain fraction was evaluated using EBSD (Electron Backscatter Diffraction), which can measure the azimuth difference angle between crystals. At this time, since the grain boundary angle is 15° or less, the grain boundary angle change due to grain refinement was evaluated based on 15°.

상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성 및 단면감소율을 조사하기 위하여, KS 규격(KS B0801) 인장 시험편을 이용하였으며 인장 시험시 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다.In order to investigate the tensile properties and the reduction in area of the materials prepared as described above, a KS standard (KS B0801) tensile test specimen was used, and the tensile test was performed at a cross head speed of 5 mm/min.

실시예들의 마무리 열간압연은 (Ae1 + Ae3)/2 ± 10℃ 온도범위에서 열간압연 누적 변형량이 0.6~1.9 범위에 포함되도록 하였으며, 비교예들은 마무리 열간압연온도 는 Ae3+(160~187)℃ 범위에서 열간압연 누적 변형량이 0.2~0.4 범위에 포함되도록 하였다. 여기서 Ae1 및 Ae3는 각각 냉각시 강재의 상변태 온도인 A1과 A3를 의미한다.The finish hot rolling of the examples was (Ae1 + Ae3)/2 ± 10 ℃ temperature range, so that the cumulative hot rolling deformation amount was included in the range of 0.6 ~ 1.9, the comparative examples, the finish hot rolling temperature is Ae3 + (160 ~ 187) ℃ range The cumulative deformation amount of hot rolling was included in the range of 0.2~0.4. Here, Ae1 and Ae3 mean A1 and A3, which are the phase transformation temperatures of the steel during cooling, respectively.

아래의 표 3 및 표 4는 실시예와 비교예에 대한 유효보론과 마무리 압연 전 AGS, 마무리 압연온도, 마무리 압연 누적 변형량 및 선재냉각 조건에 따른 페라이트 결정립 및 오스테나이트 결정립 크기를 측정한 결과이다.Tables 3 and 4 below are results of measuring ferrite grains and austenite grain sizes according to effective boron and AGS before finish rolling, finish rolling temperature, finish rolling cumulative deformation amount, and wire rod cooling conditions for Examples and Comparative Examples.

실시예 : 압연 후 폐라이트 결정립 및 오스테나이트 결정립 크기Example: Wasterite grain size and austenite grain size after rolling 보론첨가
최적화
boron addition
optimization
압연 조건rolling condition 선재
냉각
조건
(℃/s)
wire rod
Cooling
Condition
(℃/s)
선재 냉각 후
결정립 크기
After cooling the wire rod
grain size
미량
합금
첨가
상수
a very small amount
alloy
adding
a constant
유효
보론
(ppm)
available
boron
(ppm)
마무리
압연전
AGS
(㎛)
Wrap-up
before rolling
AGS
(μm)
Ae1Ae1 Ae3Ae3 (Ae1+Ae3)
/2
(Ae1+Ae3)
/2
마무리
압연 온도
범위
Wrap-up
rolling temperature
range
마무리
압연 누적
변형량
(ε)
Wrap-up
rolled stacked
deformation amount
(ε)
FGS
(㎛)
FGS
(μm)
AGS
(㎛)
AGS
(μm)
실시예 1Example 1 1.001.00 1818 1818 718718 825825 772772 772±10772±10 1.91.9 14±514±5 3±23±2 7±27±2 실시예 2Example 2 0.910.91 1616 1616 720720 795795 757757 757±10757±10 1414 12±512±5 3±23±2 7±27±2 실시예 3Example 3 0.860.86 1818 1818 720720 777777 748748 748±10748±10 0.90.9 11±511±5 4±24±2 9±29±2 실시예 4Example 4 0.990.99 1919 2020 716716 798798 757757 757±10757±10 0.80.8 10±510±5 5±25±2 11±211±2 실시예 5Example 5 0.990.99 1414 1818 714714 749749 732732 732±10732±10 0.60.6 13±513±5 7±27±2 13±213±2 실시예 6Example 6 0.720.72 88 1919 728728 768768 748748 748±10748±10 0.80.8 11±511±5 5±25±2 12±212±2 실시예 7Example 7 0.950.95 1010 1515 734734 806806 770770 770±10770±10 1.31.3 9±59±5 3±23±2 7±27±2 실시예 8Example 8 0.860.86 1414 1717 722722 769769 746746 746±10746±10 0.90.9 12±512±5 4±24±2 10±210±2 실시예 9Example 9 0.990.99 1919 1515 718718 818818 768768 768±10768±10 1.61.6 13±513±5 3±23±2 7±27±2 실시예 10Example 10 0.880.88 99 1818 718718 794794 756756 756±10756±10 0.80.8 14±514±5 5±25±2 13±213±2

비교예 : 압연 후 폐라이트 결정립 및 오스테나이트 결정립 크기Comparative Example: Size of wastelite grains and austenite grains after rolling 보론첨가 최적화Optimization of boron addition 압연 조건rolling condition 선재
냉각
조건
(℃/s)
wire rod
Cooling
Condition
(℃/s)
선재 냉각 후
결정립 크기
After cooling the wire rod
grain size
미량
합금
첨가
상수
a very small amount
alloy
adding
a constant
유효
보론
(ppm)
available
boron
(ppm)
마무리
압연전
AGS
(㎛)
Wrap-up
before rolling
AGS
(μm)
Ae3Ae3 마무리
압연온도
범위
Wrap-up
rolling temperature
range
마무리
압연누적
변형량
(ε)
Wrap-up
rolling accumulation
deformation amount
(ε)
FGS
(㎛)
FGS
(μm)
AGS
(㎛)
AGS
(μm)
예 1Example 1 0.780.78 55 2020 825825 927±10927±10 0.30.3 14±514±5 11±211±2 21±221±2 예 2Example 2 0.760.76 1One 2020 795795 957±10957±10 0.20.2 12±512±5 11±211±2 21±221±2 예 3Example 3 1.111.11 3636 1919 777777 948±10948±10 0.40.4 11±511±5 10±210±2 20±220±2 예 4Example 4 0.330.33 00 3030 798798 957±10957±10 0.20.2 10±210±2 16±216±2 31±231±2 예 5Example 5 0.880.88 33 2828 749749 932±10932±10 0.40.4 13±513±5 14±214±2 29±229±2 예 6Example 6 0,550,55 00 2929 768768 948±10948±10 0.30.3 11±511±5 15±215±2 29±229±2 예 7Example 7 0.840.84 1One 3535 806806 970±10970±10 0.40.4 9±59±5 15±215±2 31±231±2 예 8Example 8 1.181.18 4242 2828 769769 946±10946±10 0.30.3 12±512±5 15±215±2 29±229±2 예 9Example 9 0.750.75 33 2828 818818 968±10968±10 0.20.2 13±513±5 16±216±2 25±225±2 예 10Example 10 0.850.85 55 3030 794794 956±10956±10 0.30.3 14±514±5 15±215±2 30±230±2

상기 표 3 및 표 4의 결과로부터, 소입성 확보에 매우 중요한 유효보론은, 실시예들의 경우 7~20ppm 범위로 비교예들에 비해 우수하게 나타났다.From the results of Tables 3 and 4, effective boron, which is very important for ensuring hardenability, was found to be superior to that of Comparative Examples in the range of 7 to 20 ppm in the Examples.

마무리 압연전 오스테나이트 결정립은 비교예들의 경우 28~38㎛ 범위이나 실시예들의 경우 8~15㎛ 범위로 미세하여 마무리 압연시 변형량에 의해 입계에서 많은 초석 페라이트를 생성시킬 수 있으며, 따라서 압연 중 초석 페라이트의 생성 및 성장에 의해 최종 선재의 결정립 크기를 가일층 미세하게 만들 수 있다.The austenite grains before finish rolling are fine in the range of 28 to 38 μm in Comparative Examples, but in the range of 8 to 15 μm in Examples, so that a lot of proeutectoid ferrite can be generated at the grain boundary by the amount of deformation during finish rolling. The grain size of the final wire rod can be made even finer by the generation and growth of ferrite.

선재압연 및 냉각 후 실시예들의 페라이트 결정립 및 오스테나이트 결정립 크기가 1~7㎛ 및 5~15㎛를 보이는 반면, 비교예들의 경우 13~18㎛ 및 27~33㎛로 상당히 큰 차이가 있음을 알 수 있다.It can be seen that the ferrite grains and austenite grain sizes of the Examples after the wire rolling and cooling were 1 to 7 μm and 5 to 15 μm, whereas the comparative examples were 13 to 18 μm and 27 to 33 μm, showing a significant difference. can

상술한 본 발명의 하이브리드 인발 조건으로 가공을 진행한 실시예들과 통상 인발가공 조건에서의 비교예들에 대해 가열온도 Ac3+30 ~ Ac3+125℃에서 열처리를 실시하여 미고용 퍼얼라이트 조직분율, 오스테나이트 평균결정립 크기 및 아결정립 분율을 측정하였으며, 그 결과를 아래의 표 5 및 표 6에 나타내었다.For the examples in which the processing was performed under the hybrid drawing conditions of the present invention and the comparative examples under the normal drawing conditions, heat treatment was performed at a heating temperature of Ac3+30 to Ac3+125℃ to determine the undissolved pearlite tissue fraction, Austenite average grain size and sub-crystal grain fraction were measured, and the results are shown in Tables 5 and 6 below.

실시예 별 선재 인발가공 및 유도가열 후 오스테나이트 결정립 크기 및 아결정립 분율Austenite grain size and sub-crystal grain fraction after wire drawing and induction heating by Example 1차 인발
*RA
(%)
1st drawing
*RA
(%)
공형압연
*RA
(%)
ball rolling
*RA
(%)
2차 인발
*RA
(%)
2nd drawing
*RA
(%)
총누적
*RA
(%)
total accumulation
*RA
(%)
전위밀도
(갯수/㎟)
dislocation density
(Number/㎟)
오스테나이트 열처리 온도
**Ac3+온도 (℃)
austenite heat treatment temperature
**Ac 3 +Temperature (℃)
미고용 퍼얼라이트 분율(%)Unemployed pearlite fraction (%) 오스테나이트
평균 결정립 크기 (㎛)
austenite
Average grain size (μm)
아결정립 분율(%)Subcrystal grain fraction (%)
실시예 1-1Example 1-1 2020 -- -- 2020 4.0×108 4.0×10 8 125125 00 77 2525 실시예 1-2Example 1-2 4040 -- -- 4040 4.6×108 4.6×10 8 7575 00 66 3030 실시예 1-3Examples 1-3 3737 1010 1414 5151 6.4×108 6.4×10 8 3030 00 55 4040 실시예 2Example 2 1313 3838 3030 6262 7.3×108 7.3×10 8 7070 00 44 3535 실시예 3Example 3 3737 3434 3333 7272 8.8×108 8.8×10 8 7070 00 33 3535 실시예 4Example 4 1313 2020 3030 5151 6.2×108 6.2×10 8 7070 00 55 3535 실시예 5Example 5 2727 2020 2424 5656 6.4×108 6.4×10 8 7070 00 55 3535 실시예 6Example 6 2727 2828 2727 6262 7.6×108 7.6×10 8 7070 00 44 3535 실시예 7-1Example 7-1 2020 -- -- -- 4.0×108 4.0×10 8 125125 00 77 2020 실시예 7-2Example 7-2 4040 -- -- -- 4.7×108 4.7×10 8 7575 00 66 2525 실시예 7-3Example 7-3 2727 2020 2424 5656 6.8×108 6.8×10 8 3030 00 55 4040 실시예 8Example 8 2727 1313 2222 5151 6.3×108 6.3×10 8 7070 00 55 3535 실시예 9Example 9 2727 2020 2424 5656 6.8×108 6.8×10 8 7070 00 55 3535 실시예 10Example 10 1313 2020 3030 5151 6.5×108 6.5×10 8 7070 00 55 3535

(주 1) * RA(Reduction of Area) : 단면감소율(Note 1) * RA (Reduction of Area): Area reduction rate

(주 2) ** AC3 +온도 : AC3는 가열시 오스테나이트 단상이 되는 변태점이며, 탄소함량 및 합금원소 첨가량에 따라 차이가 있어 통상적으로 사용되고 있는 아래의 (주 3) 기준으로 AC3 을 설정하여 열처리하였다.(Note 2) ** A C3 + Temperature: A C3 is the transformation point at which it becomes austenite single phase upon heating, and there is a difference depending on the carbon content and the amount of alloying elements added . set and heat-treated.

(주 3) AC3 = 910-203(C)1/2 -15Ni+44.5Si+104V+31.5Mo+13.1W(Note 3) A C3 = 910-203(C) 1/2 -15Ni+44.5Si+104V+31.5Mo+13.1W

비교예 별 선재 인발가공 및 유도가열 후 오스테나이트 결정립 크기 및 아결정립 분율Austenite grain size and sub-crystal grain fraction after wire drawing and induction heating for each comparative example 단면감면율
*RA
(%)
Area reduction ratio
*RA
(%)
전위밀도
(갯수/㎟)
dislocation density
(Number/㎟)
오스테나이트 열처리 온도
**Ac3+온도 (℃)
austenite heat treatment temperature
**Ac 3 +Temperature (℃)
미고용 퍼얼라이트 분율(%)Unemployed pearlite fraction (%) 오스테나이트
평균 결정립 크기 (㎛)
austenite
Average grain size (μm)
아결정립 분율(%)Subcrystal grain fraction (%)
비교예 1-1Comparative Example 1-1






20±3







20±3

2.0×108

2.0×10 8
125125 55 1818 1313
비교예 1-2Comparative Example 1-2 7575 1010 1717 1515 비교예 1-3Comparative Example 1-3 3030 2525 1313 1818 비교예 2Comparative Example 2 2.3×108 2.3×10 8 125125 55 1818 77 비교예 3Comparative Example 3 2.4×108 2.4×10 8 125125 77 1717 77 비교예 4Comparative Example 4 2.1×108 2.1×10 8 125125 66 2828 77 비교예 5Comparative Example 5 2.3×108 2.3×10 8 125125 88 2525 77 비교예 6Comparative Example 6 2.2×108 2.2×10 8 125125 88 2525 77 비교예 7-1Comparative Example 7-1
2.1×108

2.1×10 8
125125 66 2828 77
비교예 7-2Comparative Example 7-2 7575 1010 2424 1010 비교예 7-3Comparative Example 7-3 3030 2525 1919 1515 비교예 8Comparative Example 8 2.4×108 2.4×10 8 125125 55 2525 77 비교예 9Comparative Example 9 2.0×108 2.0×10 8 125125 66 2121 77 비교예 10Comparative Example 10 2.3×108 2.3×10 8 125125 55 2727 77

상기 표 5 및 표 6의 결과로부터, 미용해 퍼얼라이트 잔존하지 않으면서 가열온도 하향화를 가능하게 하여 이에 따른 미세 결정립을 얻기 위한 전위밀도는 실시예들의 경우 4.0 x108 ~ 7.6 x108 수준이나, 비교예들의 경우 2.0 x108 ~ 2.4 x108 수준으로 실시예들의 전위밀도가 현저히 우수함을 알 수 있다.From the results of Tables 5 and 6, the dislocation density for obtaining fine grains according to the lowering of the heating temperature without remaining undissolved pearlite is 4.0 x 10 8 to 7.6 x 10 8 in the examples, but compared In the case of the examples, it can be seen that the dislocation density of the examples is remarkably excellent in the range of 2.0 x 10 8 to 2.4 x 10 8 .

그리고 결정립 미세화를 위한 온도조건인 Ac3+30 ~ Ac3+125℃ 에서 열처리를 실시예들과 비교예들의 결과에서 보면, 실시예들은 미고용 퍼얼라이트가 잔존하지 않았으나 비교예들에서 5~25% 범위로 잔존하였다.And from the results of Examples and Comparative Examples, heat treatment at Ac3+30 ~ Ac3+125℃, which is a temperature condition for grain refinement, in the Examples, no undissolved pearlite remained, but in the comparative examples, 5 to 25% range remained as

또한, 선재 인발가공 및 유도가열 후 오스테나이트 결정립 크기에서 실시예들은 3~7㎛ 범위로 나타났으나, 비교예들은 13~17㎛의 범위를 갖는 수준으로 나타나고, 오스테나이트 결정입계각 15° 이하를 갖는 아결정입계 분율에서 실시예들은 20~40% 수준이나 비교예들에서는 7~18% 수준으로 큰 차이를 보이는 것으로 나타났다. In addition, in the austenite grain size after wire drawing and induction heating, the Examples showed a range of 3 to 7 μm, but Comparative Examples appeared to have a range of 13 to 17 μm, and the austenite grain boundary angle was 15° or less. In the sub-crystal grain boundary fraction having

실시예들과 비교예들을 대비 미세한 오스테나이트 결정립 크기 뿐만 아니라 아결정립이 많이 생성된 것을 확인할 수 있으며, 이러한 미세 오스테나이트 결정립 크기와 아결정립의 분율은 냉간압조 특성과 관련된 가공경화성 및 가공연화성에 큰 영향을 미치게 된다.Compared with Examples and Comparative Examples, it can be seen that a large number of fine austenite grain sizes as well as sub-crystal grains are generated. will affect

아래의 표 7 및 표 8은 오스테나이트 소입 후 템퍼링 온도 550℃에서의 인장특성을 평가한 결과를 나타내었다.Tables 7 and 8 below show the results of evaluating the tensile properties at a tempering temperature of 550°C after austenite quenching.

실시예 별 오스테나이트 소입 후 템퍼링 온도(550℃)에서의 인장특성Tensile properties at tempering temperature (550°C) after austenite quenching according to Examples 경도
(Hv)
Hardness
(Hv)
인장강도
(MPa)
The tensile strength
(MPa)
항복강도
(MPa)
yield strength
(MPa)
항복비
(YS/TS)
yield ratio
(YS/TS)
가공경화 및
가공연화
밸런스 연신율
work hardening and
work softening
balance elongation
균일연신율 (%)Uniform elongation (%) 총연신율
(%)
total elongation
(%)
인장
단면감소율
(%)
Seal
section reduction rate
(%)
가공
경화지수
Processing
hardening index
실시예 1-1Example 1-1 323323 10161016 986986 0.970.97 66 1212 2020 7777 0.030.03 실시예 1-2Example 1-2 327327 10261026 10081008 0.980.98 77 1313 1919 7575 0.020.02 실시예 1-3Examples 1-3 337337 10501050 10251025 0.980.98 88 1414 2121 8080 0.010.01 실시예 2Example 2 354354 11101110 10881088 0.980.98 88 1515 2121 8080 0.010.01 실시예 3Example 3 366366 11501150 11271127 0.980.98 88 1414 2020 7575 0.010.01 실시예 4Example 4 347347 10901090 10681068 0.980.98 88 1515 2222 8080 0.010.01 실시예 5Example 5 380380 11901190 11661166 0.980.98 77 1313 2121 7575 0.010.01 실시예 6Example 6 368368 11601160 11481148 0.990.99 77 1414 2121 8080 0.010.01 실시예 7-1Example 7-1 333333 10421042 10111011 0.970.97 66 1313 2020 7373 0.030.03 실시예 7-2Example 7-2 338338 10531053 10211021 0.970.97 77 1414 2121 7575 0.020.02 실시예 7-3Example 7-3 341341 10701070 10491049 0.980.98 88 1515 2222 8080 0.010.01 실시예 8Example 8 381381 12001200 11761176 0.980.98 77 1313 1919 7575 0.010.01 실시예 9Example 9 325325 10201020 10001000 0.980.98 88 1515 2222 8080 0.010.01 실시예 10Example 10 345345 10801080 10581058 0.980.98 88 1515 2121 8080 0.010.01

비교예 별 오스테나이트 소입 후 템퍼링 온도(550℃)에서의 인장특성Tensile properties at tempering temperature (550℃) after austenite quenching according to comparative examples 오스테나이트 가열온도
(℃)
Austenite heating temperature
(℃)
경도
(Hv)
Hardness
(Hv)
인장강도
(MPa)
The tensile strength
(MPa)
항복강도
(MPa)
yield strength
(MPa)
항복비
(YS/TS)
yield ratio
(YS/TS)
가공경화

가공연화
밸런스 연신율
work hardening
and
work softening
balance elongation
균일연신율 (%)Uniform elongation (%) 총연신율
(%)
total elongation
(%)
인장
단면감소율
(%)
Seal
section reduction rate
(%)
가공
경화지수
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비교예 1Comparative Example 1 950950 274274 866866 771771 0.890.89 00 55 1717 7070 0.320.32 비교예 2Comparative Example 2 850850 305305 960960 864864 0.900.90 00 66 1818 7070 0.250.25 비교예 3Comparative Example 3 850850 318318 10001000 920920 0.920.92 00 77 1818 7070 0.150.15 비교예 4Comparative Example 4 850850 297297 940940 846846 0.900.90 00 77 1919 7070 0.250.25 비교예 5Comparative Example 5 800800 333333 10401040 946946 0.910.91 00 88 1818 7070 0.250.25 비교예 6Comparative Example 6 820820 309309 10101010 919919 0.910.91 00 88 1818 7070 0.250.25 비교예 7Comparative Example 7 950950 292292 920920 828828 0.900.90 00 55 1717 7070 0.250.25 비교예 8Comparative Example 8 820820 337337 10501050 966966 0.920.92 00 55 1515 7070 0.150.15 비교예 9Comparative Example 9 870870 276276 870870 792792 0.890.89 00 77 1919 7070 0.330.33 비교예 10Comparative Example 10 850850 295295 930930 837837 0.900.90 00 77 1818 7070 0.250.25

표 7 및 도 8의 결과로부터, 실시예들의 항복비는 0.97~0.98 수준으로 비교예들 대비 현저히 높았으며, 가공경화 및 가공연화 밸런스 연신율-가공경화와 가공경화 비슷하여 변형률이 증가함에 따라 강도가 일정하게 나타나는 구간-에서 발명재들은 6~8%로 비교예들에 비하여 현저히 우수함을 알 수 있다.From the results of Tables 7 and 8, the yield ratio of the Examples was 0.97 to 0.98, which was significantly higher than that of the comparative examples, and the work hardening and work softening balance elongation-work hardening and work hardening were similar, so that the strength increased as the strain increased. It can be seen that the invention materials are significantly superior to the comparative examples at 6-8% in the section that appears constantly.

통상, 변형량이 증가함에 따라 최대인장강도 이후 강도가 점점 저하되는 넥킹현상이 발생하는 바, 넥킹 전까지의 연신율은 균일 연신율이라고 하고 넥킹에서 파단까지의 연신율을 포함한 전체 연신율을 총연신율이라 부른다.In general, as the amount of deformation increases, the necking phenomenon occurs in which the strength gradually decreases after the maximum tensile strength. The elongation before necking is called the uniform elongation, and the total elongation including the elongation from necking to fracture is called total elongation.

실시예들의 균일 연신율은 12~15% 수준이나 비교예들은 5~8% 수준인 점을 고려할 때, 본 발명의 실시예들이 냉간 성형에서 우수한 성형성을 가지면서 성형을 위한 변형범위를 현저히 증가시킬 수 있음을 알 수 있다.Considering that the uniform elongation of the Examples is at the level of 12 to 15%, but the Comparative Examples are at the level of 5 to 8%, the Examples of the present invention can significantly increase the deformation range for molding while having excellent formability in cold forming. It can be seen that

이상에서 설명된 본 발명의 실시예는 예시적인 것에 불과하며, 본 발명이 속한 기술분야의 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 타 실시예가 가능하다는 점을 잘 알 수 있을 것이다.The embodiments of the present invention described above are merely exemplary, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will appreciate that various modifications and equivalent other embodiments are possible therefrom.

그러므로 본 발명은 상술한 상세한 설명에서 언급되는 형태로만 한정되는 것은 아님을 잘 이해할 수 있을 것이다.Therefore, it will be well understood that the present invention is not limited to the form mentioned in the above detailed description.

따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의해 정해져야 할 것이다. 또한, 본 발명은 첨부된 청구범위에 의해 정의되는 본 발명의 정신과 그 범위 내에 있는 모든 변형물과 균등물 및 대체물을 포함하는 것으로 이해되어야 한다.Accordingly, the true technical protection scope of the present invention should be defined by the technical spirit of the appended claims. Moreover, it is to be understood that the present invention covers all modifications, equivalents and substitutions falling within the spirit and scope of the invention as defined by the appended claims.

Claims (11)

삭제delete 삭제delete 삭제delete 냉간 압조용 강재의 제조 방법에 있어서,
(a) 니켈(Ni) 0.2-0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2-1.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.08-0.25 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상과, 탄소(C) 0.15-0.50 중량%, 실리콘(Si) 0.15-0.3 중량% 이하, 망간(Mn) 0.5-1.50 중량%, 인 0.04 중량% 이하, 황 0.05 중량% 이하, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 산소 0.004 중량% 이하를 함유하며, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 형성하는 단계;
(b) 상기 빌렛을 가열하는 가열 단계;
(c) 상기 가열된 빌렛을 열간압연하여 압연 강재로 성형하는 단계;
(d) 상기 압연 강재를 냉각하는 단계;
를 포함하고,
상기 (c) 단계는 가열된 빌렛을 조압연하는 과정과 정밀 압연하는 과정 및 마무리 압연 과정을 포함하되,
상기 마무리 압연 과정 직전의 오스테나이트 평균 결정립 크기가 15㎛ 이하이며 상기 마무리 압연 과정의 온도범위가 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1+Ae3)/2 온도 ±10℃ 범위에서 누적 압연 변형량이 0.6~2.0 범위를 이루고,
상기 마무리 압연 직후의 미세조직은 5㎛ 이하의 페라이트 평균 결정립 크기를 포함하며 15㎛ 이하의 오스테나이트 결정립 크기로 이루어진 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
In the manufacturing method of the steel material for cold rolling,
(a) Nickel (Ni) 0.2-0.6 wt%, Chromium (Cr) 0.2-1.1 wt%, Molybdenum (Mo) 0.08-0.25 wt%, Titanium (Ti) 0.01-0.04 wt%, Vanadium (V) 0.01-0.04 Weight %, niobium (Nb) 0.001 to 0.2 weight %, aluminum (Al) 0.001 to 0.01 weight %, and at least one selected from carbon (C) 0.15-0.50 weight %, silicon (Si) 0.15-0.3 weight % or less , Manganese (Mn) 0.5-1.50% by weight, phosphorus 0.04% by weight or less, sulfur 0.05% by weight or less, boron (B) 0.001 to 0.004% by weight, nitrogen (N) 0.004 to 0.015% by weight, oxygen 0.004% by weight or less and forming a billet containing the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities;
(b) heating the billet;
(c) forming a rolled steel material by hot rolling the heated billet;
(d) cooling the rolled steel;
including,
The step (c) includes a process of rough-rolling the heated billet, a process of precision rolling, and a finish-rolling process,
The austenite average grain size immediately before the finish rolling process is 15㎛ or less, and the temperature range of the finish rolling process is the two-phase region of ferrite and austenite (Ae1+Ae3)/2 The cumulative rolling deformation amount in the range of ±10℃ It ranges from 0.6 to 2.0,
The microstructure immediately after the finish rolling includes a ferrite average grain size of 5 µm or less and an austenite grain size of 15 µm or less.
삭제delete 청구항 4에 있어서,
상기 (d) 단계는 상기 압연 강재를 5~20℃/s의 냉각속도로 450~550℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
5. The method according to claim 4,
The step (d) is a method of manufacturing a steel for cold rolling, characterized in that for cooling the rolled steel to 450 ~ 550 ℃ at a cooling rate of 5 ~ 20 ℃ / s.
청구항 6에 있어서,
(e) 상기 냉각된 강재를 다이로 통과시켜서 인발하는 인발 단계를 더 포함하되,
상기 (e) 단계는 강재를 제1 다이로 통과시켜 인발하는 1차 인발 단계, 상기 제1 다이를 통과한 강재를 하나 이상의 공형 압연롤로 통과시켜서 압연하는 공형 압연 단계, 상기 공형 압연롤로 통과한 강재를 제2 다이에 통과시켜 인발하는 2차 인발 단계를 포함하고,
상기 강재는, 상기 1차 인발 단계에서 10내지 40% 범위의 단면 감소율로 인발하고 상기 공형 압연 단계에서 10내지 40% 범위의 단면 감소율로 압연하며 상기 2차 인발 단계에서 10내지 40%범위의 단면 감소율로 인발하여, 최종적으로 상기 강재의 누적 단면 감소율이 50%이상이 되도록 가공하는 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
7. The method of claim 6,
(e) further comprising a drawing step of drawing by passing the cooled steel material through a die,
The step (e) is a primary drawing step in which the steel is drawn by passing it through a first die, a common rolling step in which the steel that has passed through the first die is passed through one or more common rolling rolls and rolled, and the steel passed through the common rolling rolls. A second drawing step of drawing by passing through a second die,
The steel material is drawn at a reduction in section in the range of 10 to 40% in the first drawing step, rolled at a reduction in section in the range of 10 to 40% in the formal rolling step, and in the range of 10 to 40% in the second drawing step A method of manufacturing a steel for cold rolling, characterized in that the drawing is performed at a reduced rate, and finally processing is performed such that the cumulative cross-sectional reduction rate of the steel material is 50% or more.
청구항 7에 있어서,
상기 2차 인발 단계를 완료한 강재는 전위밀도 4.0x108 mm-2 이상으로 이루어진 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
8. The method of claim 7,
The steel material having completed the secondary drawing step has a dislocation density of 4.0x10 8 mm -2 or more.
청구항 7에 있어서,
(f) 인발된 강재에 오스테나이트 열처리를 이루도록 분위기 가열 또는 유도 가열하는 단계를 더 포함하되,
상기 오스테나이트 열처리는 오스테나이트 변태점 (Ac3) 직상인 Ac3+(80±50)℃의 온도범위에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 오스테나이트 결정입도의 평균 크기가 7㎛ 이하가 되도록 하며, 미용해 퍼얼라이트가 5% 이하의 분율을 갖는 것을 포함하고,
상기 오스테나이트 열처리 후 15° 이하의 결정 입계각을 갖는 결정입계의 분율이 20% 이상이 되도록 하는 것으로 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
8. The method of claim 7,
(f) further comprising the step of atmospheric heating or induction heating to achieve austenite heat treatment on the drawn steel,
In the austenite heat treatment, the average size of the austenite grain size is 7 μm or less by atmospheric heating or induction heating in the temperature range of Ac3+ (80±50)° C., which is directly above the austenite transformation point (Ac3). to be made, including those having an undissolved pearlite fraction of 5% or less,
After the austenite heat treatment, the method of manufacturing a steel for cold forging, characterized in that the fraction of grain boundaries having a grain boundary angle of 15° or less is 20% or more.
청구항 7에 있어서,
상기 강재는 냉간 인발재에 대해 오스테나이트 변태점 (Ac3) 직상인 Ac3+(80±50)℃의 온도범위에서 분위기가열 또는 유도가열 후 상온에 도달할 때까지 20~150℃/sec의 냉각속도로 소입하여 템퍼링으로 얻어지는 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
8. The method of claim 7,
The steel material is quenched at a cooling rate of 20~150℃/sec until it reaches room temperature after atmospheric heating or induction heating in the temperature range of Ac3+(80±50)℃, which is directly above the austenite transformation point (Ac3) for the cold drawn material. A method for producing a steel material for cold rolling, characterized in that obtained by tempering.
청구항 10에 있어서,
상기 강재는 템퍼링 550℃에서 Hv320~385의 경도 , 1015~1200 MPa의 인장강도, 980~1180 MPa의 항복강도, 0.97~0.99의 항복비, 6~8%의 가공 경화 및 가공 연화 밸런스 연신율, 12~15%%의 균일 연신율, 19~22%의 총 연신율, 75~80%의 인장 단면감소율의 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉간 압조용 강재의 제조 방법.
11. The method of claim 10,
The steel has a hardness of Hv320 to 385 at tempering 550 ° C, a tensile strength of 1015 to 1200 MPa, a yield strength of 980 to 1180 MPa, a yield ratio of 0.97 to 0.99, a work hardening and work softening balance elongation of 6 to 8%, 12 A method of manufacturing a steel for cold forging, characterized in that it satisfies the ranges of uniform elongation of ~15%%, total elongation of 19~22%, and tensile area reduction rate of 75~80%.
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101846766B1 (en) * 2014-02-25 2018-04-06 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤 Steel pipe for fuel injection line, and fuel injection line employing same
KR101939435B1 (en) 2012-08-20 2019-01-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Round steel material for cold forging
KR102090196B1 (en) * 2015-12-04 2020-03-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Rolled bar for cold forging

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59136420A (en) 1983-01-25 1984-08-06 Mazda Motor Corp Preparation of non-quenched-and-tempered steel member having cold processing part
JPH0754940A (en) 1993-08-20 1995-02-28 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd Regular/reverse rotational output converting device of one-way rotation input type
KR100464962B1 (en) 2001-09-14 2005-01-05 삼화강봉주식회사 Quenched & tempered steel wire with superior characteristics of cold forging
KR100469671B1 (en) 2002-07-11 2005-02-02 삼화강봉주식회사 Quenched and tempered steel wire with superior characteristics of cold forging
KR100568058B1 (en) 2003-07-21 2006-04-07 삼화강봉주식회사 Steel wire for cold forging
DE102007033892A1 (en) 2007-07-20 2009-01-22 Dürr Systems GmbH Method for process diagnostics and rotary atomizer arrangement
KR100951297B1 (en) * 2007-12-03 2010-04-02 주식회사 포스코 A wire rod free from heat treament having high toughness for cold forging and method for manufacturing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101939435B1 (en) 2012-08-20 2019-01-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Round steel material for cold forging
KR101846766B1 (en) * 2014-02-25 2018-04-06 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤 Steel pipe for fuel injection line, and fuel injection line employing same
KR102090196B1 (en) * 2015-12-04 2020-03-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Rolled bar for cold forging

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