KR20170110773A - High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof - Google Patents
High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof Download PDFInfo
- Publication number
- KR20170110773A KR20170110773A KR1020160034813A KR20160034813A KR20170110773A KR 20170110773 A KR20170110773 A KR 20170110773A KR 1020160034813 A KR1020160034813 A KR 1020160034813A KR 20160034813 A KR20160034813 A KR 20160034813A KR 20170110773 A KR20170110773 A KR 20170110773A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- wire rod
- cold
- cooling
- less
- temperature
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
- B21C37/04—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of bars or wire
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
- B21K1/00—Making machine elements
- B21K1/44—Making machine elements bolts, studs, or the like
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
Abstract
본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 성형품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.The present invention relates to a wire rod for cold stamping, and more particularly, to a high carbon steel wire rod which can be used for a cold-pressing bolt, a molded article using the wire rod, and a manufacturing method thereof.
Description
본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
More particularly, the present invention relates to a high-carbon steel wire rod which can be used for a cold-rolling bolt, a workpiece using the wire rod, and a method of manufacturing the same.
대부분의 구조용강은 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 처리하여 강도와 인성을 높여 사용하는 조질강(Quenched and Tempered steel)이다.Most structural steels are quenched and tempered steels that are reheated, quenched and sintered after hot working to increase strength and toughness.
이와 달리, 비조질강은 상기 조질강을 대신하기 위한 강으로서, 열간 가공 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 열처리한 강의 재질과 거의 유사한 강도 등의 기계적 특성을 얻을 수 있는 강을 일컫는다.
On the other hand, the non-tempered steel is a steel for substituting for the above-mentioned crude steel, and is a steel which can obtain mechanical properties such as strength almost similar to the material of a steel subjected to heat treatment without performing a separate heat treatment after hot working.
일반적인 선재 제품은 아래와 같은 단계를 거쳐 최종 제품으로 제조된다.General wire products are manufactured as final products through the following steps.
열간압연선재 → 냉간 신선 → 구상화 열처리 → 냉간 신선 → 냉간 압조 → 급냉 및 소려(Q&T) → 제품
Hot-rolled wire rod → Cold drawing → Spheroidalizing heat treatment → Cold drawing → Cold pressing → Quenching and quenching (Q & T) → Products
반면, 비조질 선재는 열간압연선재 → 냉간 신선 → 냉간 압조 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조되는데, 이와 같이 기존 제품 가공 공정에 필요한 두 가지 열처리(구상화 열처리와 Q&T 열처리)를 생략함으로써 소재의 제조 단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품을 얻을 수 있는 것이다.
On the other hand, uncoated wire is manufactured as a finished product through hot-rolled wire, cold drawing, and cold-pressing process. By omitting two heat treatments (spheroidizing heat treatment and Q & T heat treatment) It is possible to obtain a product having excellent economy.
다시 말해서, 비조질강은 열처리 공정을 생략한 경제적인 제품인 것과 동시에, 최종 급냉 및 소려 역시 행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되는 효과가 있어, 많은 제품들에 적용되고 있다.
In other words, the non-tempered steel is an economical product omitting the heat treatment step, and since the final quenching and sintering are also not performed, the effect of ensuring the straightness due to the defect due to the heat treatment, that is, the heat treatment warping, is applied to many products .
그런데, 비조질강은 열처리 공정이 생략된 상태에서 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성은 지속적으로 하락하는 단점이 있다.
However, since the non-tempered steel is continuously subjected to cold working in the state where the heat treatment process is omitted, the strength of the product increases as the process progresses, while the ductility is continuously deteriorated.
이에, 국내외 선재 제조사들에서는 비조질강의 연성을 개선한 고인성형 비조질강 제조에 기술을 집중하고 있는데, 대표적인 방법으로는 석출물을 이용한 결정립 미세화, 합금원소를 첨가하여 복합 미세조직을 확보하는 방법을 들 수 있다 (예를들어 특허문헌 1과 2).
Therefore, domestic and foreign wire manufacturers are concentrating on manufacturing of non-tempered steel which has improved ductility of non-tempered steel. Representative methods include finer grain refinement using precipitates, and methods for securing composite microstructure by adding alloying elements (For example, Patent Documents 1 and 2).
하지만, 위와 같은 기술들은 비조질강을 구성하는 기본 성분 이외에 추가적인 합금원소를 더 포함하여야 하므로, 이 역시 제조원가를 상승시키는 원인으로 작용하는 문제가 있다.
However, since the above-described techniques must include additional alloying elements in addition to the basic components constituting the non-treated steel, this also causes a problem of increasing the manufacturing cost.
본 발명의 일 측면은, 냉간압조 볼트용 고탄소강 선재 및 이로부터 제조된 가공품으로서, 기존재 대비 제조원가는 낮추면서 강도 등의 기계적 특성이 동등 이상이면서, 수소지연파괴 저항성이 우수한 가공품을 얻을 수 있는 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
An aspect of the present invention is to provide a high carbon steel wire rod for cold-pressing bolts and a workpiece made therefrom, which can obtain a workpiece having excellent resistance to hydrogen retardation while having a mechanical strength equal to or higher than that of the base steel, A high carbon steel wire rod for cold rolling, a workpiece using the same, and a manufacturing method thereof.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 주상으로 펄라이트를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재를 제공한다.
One aspect of the present invention is a method for manufacturing a semiconductor device, which comprises 0.52 to 0.92% of carbon (C), 0.2 to 0.5% of silicon (Si), 1.5 to 3.0% of manganese (Mn) (S): 0.015% or less, the balance Fe and other unavoidable impurities, and contains pearlite as a main phase.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 선재를 냉간 가공하여 얻은 가공품으로서, 상기 가공품은 주상으로 펄라이트를 포함하고, 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트의 분율 합이 35% 이하인 가공품을 제공한다.
Another aspect of the present invention is a finished product obtained by cold working the above-mentioned wire rod, wherein the finished product contains pearlite as a main phase, and the sum of pro-eutectoid ferrite and cubic cementite is 35% or less.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 빌렛을 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 90분 이상 유지하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법을 제공한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a billet, comprising: heating a billet satisfying the above-described compositional composition in a temperature range of Ae3 + 150 deg. C to Ae3 + 250 deg. Finishing the heated billet at a temperature of Ae3 + 100 占 폚 or more; Cooling after the hot rolling; Winding at 850 to 950 캜 after the cooling; And cooling the steel sheet at a cooling rate of 5 to 10 占 폚 / s to 500 占 폚 or less after winding the steel sheet.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기 제조방법에 의해 제조된 냉간압조용 고탄소강 선재를 냉간 압조하는 단계; 상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계; 상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계를 포함하는 가공품의 제조방법을 제공한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a cold-rolled high-carbon steel wire rod, Heating the mixture at a temperature in the range of 950 to 1000 ° C after the cold pressing, and austenizing the mixture for 3 to 5 minutes; Cooling the mixture to 550 to 580 占 폚 at a cooling rate of 50 占 폚 / s or more after the austenizing; And maintaining at a constant temperature for less than 2 minutes after the primary cooling and then cooling.
본 발명에 의하면, 고가의 합금원소를 첨가하지 않고서도 기존 Q&T 열처리 제품 대비 동등 이상의 물성을 갖는 가공품을 제공할 수 있다. 특히, 1000MPa 이상의 강도를 가지면서, 수소지연파괴 저항성이 우수한 특성을 가질 수 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a processed product having a physical property equal to or higher than that of a conventional Q & T heat-treated product without adding expensive alloying elements. Particularly, it can have a characteristic of having a strength of 1000 MPa or more and excellent hydrogen retardation resistance.
선재를 이용하여 볼트 형상으로 성형하는 제조공정은 일반적으로 제조된 선재를 냉간 신선 → 구상화 열처리(SA) → 냉간 단조 → 퀀칭 및 템퍼링(Q&T) 열처리하는 공정을 거친다. 이때 사용되는 합금은 SCM435 등의 합금강으로서 이러한 합금강에 최종 Q&T 열처리를 행함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성시켜 강도 등의 물성을 향상시킬 수 있다.In the manufacturing process of forming the wire into a bolt shape, generally manufactured wire is subjected to a process of cold drawing → spheroidizing heat treatment (SA) → cold forging → quenching and tempering (Q & T). The alloy to be used at this time is an alloy steel such as SCM435 or the like, and the alloy steel is subjected to final Q & T heat treatment to form a tempered martensite structure to improve physical properties such as strength.
그러나, 위와 같은 합금강은 Cr, Mo 등의 고가 합금원소가 첨가되어 있고, 냉간 가공 이후에 Q&T 열처리가 행해짐에 따라 최종 제품의 제조비용을 상승시켜 제품 경쟁력을 갖기가 쉽지 않다.
However, the above alloy steels are added with expensive alloying elements such as Cr and Mo, and as the Q & T heat treatment is performed after the cold working, the manufacturing cost of the final product is increased and it is not easy to have a product competitiveness.
이에, 본 발명자들은 상술한 고가 합금원소를 포함하지 않은 일반적인 탄소강을 활용하고자 하였다.Accordingly, the present inventors tried to utilize general carbon steels that do not contain the above-described expensive alloying elements.
탄소 함량 0.52~0.92% 범위의 탄소강은 기본적으로 연속 변태시 초석 페라이트와 펄라이트로 구성되는 미세조직으로 구성되고, 이때 탄소 함량이 증가할수록 그 조직이 주로 펄라이트로 이루어지는데, 본 발명자들은 이러한 탄소강을 항온 변태 열처리시 변태 노즈 온도에서 유지 후 연속 냉각시 형성되는 조직과는 다른 미세한 펄라이트 조직이 형성됨을 확인하였다. 뿐만 아니라, 항온 변태 열처리 후 형성된 미세한 펄라이트 조직은 연속 변태시에 비해 조직이 미려하여 강도가 높으며, 초석 페라이트의 형성이 미미해져 조직 건전성 측면에서도 유리함을 확인하였다. 특히, 미세한 펄라이트 조직은 확산성 수소를 트랩(trpping)할 수 있는 상(phase) 간 계면이 큰 페라이트와 세멘타이트로 이루어져 있어, 수소지연파괴 저항성을 우수하게 얻을 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
Carbon steel having a carbon content in the range of 0.52 to 0.92% is basically composed of microstructure composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite at the time of continuous transformation. At this time, as the carbon content increases, the structure is mainly composed of pearlite. It was confirmed that fine pearlite structure different from the structure formed at the transformation nose temperature and maintained during the continuous cooling after the transformation heat treatment was formed. In addition, it was confirmed that the fine pearlite structure formed after the heat treatment at constant temperature transformation has a higher strength due to the fine texture of the structure than that at the time of continuous transformation, and the formation of pro-eutectoid ferrite is minimal, which is advantageous in terms of the structural integrity. Particularly, it is confirmed that the fine pearlite structure is excellent in hydrogen delaying fracture resistance because the interface between phases capable of trpping diffusive hydrogen is composed of ferrite and cementite having a large interface. I have come to completion.
이하, 본 발명의 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a high carbon steel wire rod for cold rolling, which is one aspect of the present invention, will be described in detail.
본 발명에 따른 냉간압조용 고탄소강 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
The high carbon steel wire rod for cold forging according to the present invention comprises 0.5 to 0.92% carbon (C), 0.2 to 0.5% silicon (Si), 1.5 to 3.0% manganese (Mn) 0.015% or less, and sulfur (S): 0.015% or less.
이하에서는 본 발명의 선재 성분조성을 위와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
The reasons for limiting the wire component composition of the present invention as described above will be described in detail below. At this time, the content of each component means weight% unless otherwise specified.
C: 0.52~0.92%C: 0.52 to 0.92%
탄소(C)는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로서, 일 예로 0.1% 첨가시 100MPa까지 강도를 향상시키는 효과가 있다.Carbon (C) is an element added to secure the strength of a material. For example, when carbon is added at 0.1%, carbon (C) has an effect of improving the strength up to 100 MPa.
본 발명에서 목표로 하는 강도를 충분히 확보하기 위해서는 0.52% 이상으로 C를 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.92%를 초과하게 되면 초석 세멘타이트 등이 형성되어 수소지연파괴 저항성이 열위해지는 문제가 있다.In order to sufficiently secure the aimed strength in the present invention, it is preferable that C is contained at 0.52% or more. However, when the content is excessively higher than 0.92%, a corner stone cementite or the like is formed and hydrogen retardation resistance .
따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.52~0.92%로 제한함이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, the content of C is preferably limited to 0.52 to 0.92%.
Si: 0.2~0.5%Si: 0.2 to 0.5%
실리콘(Si)은 페라이트 강화 원소로서, 이러한 Si을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 14~16MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Si은 세멘타이트 내 고용도가 극히 낮아 페라이트 내부 또는 페라이트와 세멘타이트 계면에 존재하는 특성이 있다.Silicon (Si) is a ferrite strengthening element. When 0.1% Si is added, it is known that the material strength rises by about 14 to 16 MPa. Also, since Si has a very low solubility in cementite, it is present in ferrite or in a ferrite and cementite interface.
본 발명에서 목표로 하는 강도 확보를 위해서는 0.2% 이상으로 Si을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.5%를 초과하게 되면 페라이트상 경화에 따른 인성 감소로 인하여 가공성을 열화시킬 가능성이 높아지는 문제가 있다.In order to secure the aimed strength in the present invention, it is preferable to contain Si at 0.2% or more. However, if the content exceeds 0.5%, the possibility of deteriorating workability due to decrease in toughness due to ferrite- .
따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.2~0.5%로 제한함이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Si content to 0.2 to 0.5%.
Mn: 1.5~3.0%Mn: 1.5 to 3.0%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 이러한 Mn을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 20~25MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Mn은 강한 소입성 원소로서, 항온 변태 열처리시 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 형성을 억제하는데에 중요한 원소이다.Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element. It is known that when 0.1% of Mn is added, the material strength increases by about 20 to 25 MPa. Further, Mn is a strong incombustible element, and is an important element for suppressing the formation of pro-eutectoid ferrite or cobalt cementite in the heat treatment at constant temperature transformation.
본 발명에서는 목표로 하는 강도를 확보하면서 초석 상(phase)의 형성을 충분히 억제하기 위하여 1.5% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 중심부 Mn 편석 등이 강하게 형성됨에 따라 수소지연파괴 저항성이 열위하고, 냉간단조시 균열 등이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.In the present invention, it is preferable that Mn is contained at 1.5% or more in order to sufficiently suppress the formation of a corundum phase while securing a desired strength. If the content exceeds 3.0%, Mn segregation at the center is strongly formed , The hydrogen delay fracture resistance is disadvantageously lowered and cracking or the like may occur during cold forging, which is not preferable.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~3.0%로 제한함이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, the content of Mn is preferably limited to 1.5 to 3.0%.
P 및 S: 각각 0.015% 이하P and S: 0.015% or less, respectively
인(P)과 황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로서, 소재의 연성 확보 측면에서 그 함량을 0.015% 이하로 제한함이 바람직하다.Phosphorus (P) and sulfur (S) are impurities inevitably contained in the steel, and their content is preferably limited to 0.015% or less in terms of securing ductility of the material.
특히, P은 결정립계에 편석되어 인성을 저해하고 수소지연파괴 저항성을 현저히 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어함이 바람직하다.Particularly, P is desirably controlled to be as low as possible because P is segregated in grain boundaries to deteriorate toughness and remarkably decrease resistance to hydrogen delay fracture.
S 역시 입계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간압연성을 저해하는 문제가 있으므로 그 함량을 가능한 한 낮게 제어함이 바람직하다.
S is also segregated in the grain boundaries to lower the toughness and form a low melting point emulsion to inhibit the hot rolling property, so that the content thereof is preferably controlled as low as possible.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the ordinary manufacturing process, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 미세조직으로 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
The cold-rolled high-carbon steel wire rod according to the present invention satisfying the above-mentioned composition is preferably a microstructure containing pearlite.
본 발명은 상술한 냉간압조용 고탄소강 선재를 가공하여 얻은 가공품을 제공한다.The present invention provides a work product obtained by processing the above-described high carbon steel wire rod for cold-rolling.
보다 구체적으로, 본 발명의 가공품은 상기 선재를 냉간 가공 후 열처리 함으로써 얻어지는 것으로서, 주상으로 펄라이트를 포함하면서, 초석 상 즉, 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트를 면적분율 합 35% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.More specifically, the processed product of the present invention is obtained by subjecting the above-mentioned wire material to a heat treatment after cold working, and it is preferable that the core material contains pearlite as a main phase, and the superfine stone, europaeic ferrite and quartzite cementite, .
이와 같이 최종 제품 즉, 가공품의 미세조직으로 펄라이트를 형성함으로써, 1000MPa 이상의 고강도는 물론이고, 수소지연파괴 저항성을 우수하게 확보할 수 있다.By forming the pearlite in the final product, that is, the microstructure of the workpiece, it is possible to secure not only high strength of 1000 MPa or more but also excellent hydrogen retardation resistance.
기존 가공 후 Q&T 열처리를 행함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 제품과는 달리 본 발명의 가공품은 확산성 수소를 트랩(trap)할 수 있는 페라이트와 세멘타이트 계면을 다수 확보함으로써, 수소지연파괴 저항성 시험시 침적시간 100Hr 내에도 파괴가 발생하지 않는 효과를 얻을 수 있다.Unlike a product having a tempered martensite structure by performing Q & T heat treatment after conventional processing, the processed product of the present invention has a large number of ferrite and cementite interfaces capable of trapping diffusive hydrogen, It is possible to obtain an effect that no fracture occurs even when the deposition time is 100 Hr.
한편, 상기 본 발명 가공품의 미세조직 중 초석 페라이트와 초석 세멘타이트의 면적분율 합이 35%를 초과하게 되면 수소 트랩 사이트가 적어져 수소지연파괴 저항성이 열위하는 문제가 있다.
On the other hand, when the sum of the area percentages of pro-eutectoid ferrite and quartz cementite in the microstructure of the processed product of the present invention exceeds 35%, there is a problem that the hydrogen trapping site is reduced and the hydrogen delaying fracture resistance is weakened.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of manufacturing a high-carbon steel wire rod for cold-rolling, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.
본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 상술한 성분조성의 빌렛을 준비한 후, 이를 가열 및 유지 - 열간압연 - 권취 - 냉각 공정을 거쳐 제조될 수 있다.
The high carbon steel wire rod for cold-rolling of the present invention can be prepared by preparing a billet having the above-described composition and then subjecting it to a heating and holding-hot rolling-winding-cooling process.
먼저, 빌렛 가열은 선재를 생산하는 가열로에 장입하여 일정온도로 가열 및 유지하는 공정으로서, 이 공정을 통해 기지 내 존재하는 세멘타이트 등을 용융시킬 수 있다.First, billet heating is a process of charging a heating furnace to produce a wire rod and heating and holding the wire rod at a constant temperature. Through this process, the cementite present in the matrix can be melted.
이때, Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열한 후 그 온도에서 90분 이상 유지하는 것이 바람직하다.At this time, it is preferable to heat at a temperature range of Ae3 + 150 deg. C to Ae3 + 250 deg. C, and then maintain the temperature for 90 minutes or longer.
즉, 오스테나이트 단상역에서 빌렛을 유지시키는 것으로서, 상기 온도범위는 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 조대 세멘타이트 제거에 효과적인 범위이다.That is, the steel retains the billet in a single phase of austenite, and the temperature range is a range in which the austenite grains are not coarsened, and is effective in removing the remaining coarse cementite.
상기 가열 및 유지 온도가 Ae3+250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후 형성되는 최종 미세조직이 조대화될 우려가 있으며, 반면 Ae3+150℃ 미만이면 가열에 의한 효과를 얻을 수 없게 되는 문제가 있다.If the heating and holding temperature is higher than Ae3 + 250 deg. C, the austenite grains become very coarse and the final microstructure formed after cooling may be coarsened. On the other hand, if Ae3 + 150 deg. There is a problem that can not be done.
상술한 온도범위에서 유지시 그 시간이 90분 미만이면 잔존하는 탄화물이 충분히 용해되지 못하게 된다. 다만, 너무 장시간 유지시 생산성이 현저히 감소하는 문제가 있으므로 그 상한을 120분으로 한정함이 바람직하다.If the time is maintained within the above-mentioned temperature range for less than 90 minutes, the residual carbide will not be sufficiently dissolved. However, there is a problem that the productivity is significantly reduced when the time is kept too long, so the upper limit is preferably limited to 120 minutes.
보다 유리하게는 1000~1100℃에서 가열 및 유지를 행할 수 있다.
More advantageously, heating and holding can be performed at 1000 to 1100 占 폚.
상술한 조건으로 가열 및 유지된 빌렛을 조압연 및 마무리 열간압연하여 선재 형상으로 제조함이 바람직하다.It is preferable that the billets heated and held under the above-described conditions are subjected to rough rolling and finish hot rolling to produce a wire form.
이때, 마무리 열간압연은 Ae3+100℃ 이상에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 마무리 열간압연이 Ae3+100℃ 미만에서 행해지면 압연 중 변형에 의한 미세조직이 출현하며, 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 상이 형성될 가능성이 높으므로 바람직하지 못하다. 보다 유리하게는 900~1000℃에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.If finishing hot rolling is performed at a temperature lower than Ae3 + 100 deg. C, microstructure due to deformation during rolling appears, and a pro-eutectoid ferrite or a cubic cementite phase is formed This is undesirable because of the high possibility. More advantageously, finishing hot rolling can be performed at 900 to 1000 占 폚.
한편, 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것이 바람직한데, 이는 후속공정으로서 냉각하여 권취함에 있어서 권취온도를 고온에서 제어할 때 재질 편차를 최소화시키기 위함이다.
On the other hand, it is desirable to control the inlet side temperature in the finish hot rolling to Ae3 + 100 deg. C to Ae3 + 150 deg. C, in order to minimize the material deviation when the coiling temperature is controlled at high temperature in cooling and winding as a subsequent process.
상기에 따라 마무리 열간압연하여 얻은 선재를 냉각한 후 850~950℃에서 권취공정을 행함이 바람직하다.It is preferable to perform the winding step at 850 to 950 캜 after cooling the wire obtained by the final hot rolling in accordance with the above.
이때, 권취온도가 850℃ 미만이면 권취시 선재코일의 권취형상이 불량해져 작업성에 악영향을 끼칠 우려가 있으며, 반면 권취온도가 950℃를 초과하게 되면 고온 노출시간이 길어져 표면부 탈탄 등의 열화 조직이 형성되어 물성저하가 발생하는 문제가 있다.
At this time, if the coiling temperature is less than 850 캜, the wound shape of the wire coil becomes poor at the time of coiling, which may adversely affect workability. On the other hand, if the coiling temperature exceeds 950 캜, the high temperature exposure time becomes longer, There is a problem that physical properties are lowered.
상술한 온도범위에서 권취를 행한 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 거쳐 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조할 수 있다.The hot rolled high carbon steel wire rod of the present invention can be manufactured through the steps of winding at a temperature within the above-mentioned temperature range and then cooling to 500 DEG C or less at a cooling rate of 5 to 10 DEG C / s.
이때, 냉각은 스텔모아 냉각대에서 행해질 수 있는데, 이때의 냉각속도는 선재 직경에 따라 다르게 적용할 수 있다.At this time, the cooling can be performed in the steloom cooling zone, and the cooling rate at this time can be applied differently depending on the wire rod diameter.
본 발명과 같이 직경 13mm 이상의 대경 선재를 제조하는 경우에는 5~10℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시함이 바람직한데, 만일 냉각속도가 5℃/s 미만이면 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트가 형성되어 이들의 분율이 5% 이상으로 높아지는 문제가 있다.In the case of manufacturing a large diameter wire having a diameter of 13 mm or more as in the present invention, it is preferable to perform cooling at a cooling rate of 5 to 10 ° C / s. If the cooling rate is less than 5 ° C / And the fraction thereof is increased to 5% or more.
또한, 냉각종료온도가 500℃를 초과하더라도 균일한 펄라이트 조직이 아닌 초석 페라이트 등이 형성될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
Further, even if the cooling end temperature exceeds 500 ° C, it is not preferable because prophylactic ferrite or the like may be formed instead of a uniform pearlite structure.
본 발명은 상술한 제조방법에 의해 제조된 본 발명의 선재를 이용하여 가공품을 얻을 수 있다.The present invention can obtain a workpiece using the wire rod of the present invention produced by the above-described manufacturing method.
이때, 가공품은 냉간 압조한 후 열처리를 행함으로써 제조할 수 있으며, 이때의 열처리는 기존의 Q&T 열처리가 아닌 항온 변태 열처리를 행하는 것이 바람직하다.At this time, the workpieces can be manufactured by cold pressing and then heat treatment. It is preferable that the heat treatment at this time is performed by the constant temperature transformation heat treatment instead of the conventional Q & T heat treatment.
이러한 항온 열처리시 매질로는 납(lead)을 사용할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니다.
As the medium during the constant-temperature heat treatment, a lead may be used, but the present invention is not limited thereto.
구체적으로, 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리한 다음, 50℃/s 이상의 냉각속도로 변태 노즈 구간인 550~580℃까지 1차 냉각한 후 그 온도에서 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 거치는 것이 바람직하다.Specifically, after cold pressing, the steel sheet is heated to a temperature in the range of 950 to 1000 ° C. and subjected to osteonizing treatment for 3 to 5 minutes. Thereafter, the steel sheet is first cooled to 550 to 580 ° C. in the transformation nose section at a cooling rate of 50 ° C./s or more, It is preferable to carry out a step of maintaining at a constant temperature for 2 minutes or less at the temperature and then finally cooling.
통상적으로 상기 냉간 압조 이전에 신선 및 구상화 열처리(SA, Spheroidized Annealing)를 행할 수 있으며, 그 조건에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 일 예로, 30%의 총감면량으로 신선을 행할 수 있으며, 구상화 열처리(SA)는 760℃에서 6시간 유지 후 노냉하는 공정을 적용할 수 있다.
Normally, a fresh and spheroidized annealing (SA) may be performed before the cold pressing, and the conditions are not particularly limited. For example, the drawing can be performed with a total reduction amount of 30%, and the spheroidizing heat treatment (SA) can be performed at 760 ° C for 6 hours, followed by cooling.
상기 냉간 압조 이후 고온가열시 그 온도가 950℃ 미만이면 유지 시간이 크게 늘어나 경제적으로 불리해지는 문제가 있으며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 스케일의 증가와 함께 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 연성을 감소시키는 문제가 있다.If the temperature is higher than 950 ° C after the cold pressing, there is a problem that the holding time is greatly increased, which is economically disadvantageous. On the other hand, when the temperature is higher than 1000 ° C, the austenite grain size becomes larger with increasing scale, there is a problem.
위와 같은 조건으로 고온가열을 행한 후 항온 변태 온도 영역에서 유지하는 것이 바람직한데, 그때의 온도가 550℃ 미만이면 가공품의 미세조직으로 상부 베이나이트 상이 형성되어 목표 강도를 달성할 수 없게 되며, 반면 580℃를 초과하게 되면 조대한 펄라이트가 형성되어 수소지연파괴 저항성 향상 효과가 미미해지는 문제가 있다.If the temperature is lower than 550 ° C., the upper bainite phase is formed due to the microstructure of the workpiece, and the target strength can not be attained. On the other hand, when the temperature is lower than 550 ° C., 580 Lt; 0 > C, coarse pearlite is formed and the hydrogen delay fracture resistance improving effect is insignificant.
한편, 상기 고온가열 온도 영역에서 항온 변태 온도 영역으로의 냉각시 50℃/s 이상의 냉각속도로 강냉을 행하는 것이 바람직한데, 만일 냉각속도가 50℃/s 미만이면 페라이트 및 조대 펄라이트의 생성이 유도되어 강도저하가 발생하게 되므로 바람직하지 못하다.
On the other hand, it is preferable to carry out cold cooling at a cooling rate of 50 ° C / s or more when cooling from the high temperature heating temperature region to the constant temperature transformation temperature region. If the cooling rate is less than 50 ° C / s, the generation of ferrite and coarse pearlite is induced The strength is lowered, which is undesirable.
이와 같이 냉간 압조 후 항온 변태 열처리를 행함으로써 얻은 본 발명의 가공품은 1000MPa 이상의 인장강도, 보다 바람직하게 1000~1350MPa의 강도 확보가 가능할 뿐만 아니라, 수소를 효과적으로 트랩할 수 있는 미세조직이 형성됨에 따라 수소지연파괴 저항성을 우수하게 확보할 수 있다.
The processed product of the present invention obtained by performing the constant temperature transformation heat treatment after cold pressing as described above is capable of securing a tensile strength of 1000 MPa or more, more preferably 1000 to 1350 MPa, as well as a microstructure capable of effectively trapping hydrogen, It is possible to secure excellent delayed fracture resistance.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples. It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate the invention in more detail and not to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.
(( 실시예Example ))
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용강을 300톤 출강한 후 통상의 조건으로 압연하여 각각의 빌렛을 제조하였다. 이후, 각각의 빌렛을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 가열 및 유지한 후 열간압연한 다음, 최종 권취 및 냉각하여 선재를 제조하였다. 이 중 발명강에 해당하는 선재들은 최종 사상압연기 통과시 직경이 13mm 이었다.
Molten steel having the composition shown in Table 1 was cast to 300 tons and then rolled under normal conditions to prepare respective billets. Then, the billets were heated and maintained under the conditions shown in Table 2, hot rolled, and finally wound and cooled to produce wire rods. Among them, the wire rod corresponding to the invention steel had a diameter of 13 mm when passed through the final mill.
이후, 제조된 각각의 선재에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장강도와 단면감소율(RA)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
Then, microstructures were observed for each wire rod manufactured, and the tensile strength and the section reduction ratio (RA) were measured and shown in Table 2 below.
(℃)/(min)Heating / maintaining
(° C) / (min)
(℃)Hot rolling
(° C)
(℃)Coiling temperature
(° C)
(℃/s)Cooling rate
(° C / s)
(%)Microstructure
(%)
(MPa)TS
(MPa)
(%)RA
(%)
(상기 표 2에서 미세조직 중 ['/P]는 펄라이트[P] 및 초석 페라이트['] 분율 합을 나타낸 것이며, [B]는 베이나이트, [a'] 초석 세멘타이트를 의미한다.)
([/ P] in the microstructure in Table 2 represents the sum of pearlite [P] and protonic ferrite ['], [B] means bainite, and [a'] pentagonal cementite.
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 발명강들은 비교강 1 및 2와 달리 Cr 및 Mo을 첨가하지 않고서도 845~1160MPa 수준의 인장강도를 갖는 것을 확인할 수 있다. 단면감소율의 경우에는 탄소 함량이 높아질수록 낮아지는 것을 확인할 수 있다.
As shown in Tables 1 and 2, unlike Comparative steels 1 and 2, the inventive steels satisfying the composition of the composition proposed in the present invention have tensile strengths of 845 to 1160 MPa without addition of Cr and Mo . The decrease in cross-sectional area decreases with increasing carbon content.
비교강 1 및 2는 SCM435 강종에 해당하는 것으로서, 미세조직이 펄라이트를 주조직으로 하며, 강도가 985MPa 정도였다.The comparative steels 1 and 2 correspond to the SCM435 steel, and the microstructure was pearlite as the main structure and the strength was about 985 MPa.
한편, Si 또는 Mn의 함량이 본 발명을 벗어나는 비교강 3 내지 5 중 비교강 3 및 4의 경우에는 초석 페라이트의 분율이 높아 강도가 850MPa 미만이었으며, 비교강 5의 경우에는 펄라이트를 주조직으로 하면서 강도가 915MPa이었다.
On the other hand, in the case of comparative steels 3 and 4 of the comparative steels 3 to 5 in which the content of Si or Mn deviates from the present invention, the proportion of pro-eutectoid ferrite was high and the strength was less than 850 MPa. In the case of the comparative steel 5, The strength was 915 MPa.
상기 각각의 선재에 대해 하기 신선 및 구상화 열처리를 행한 후, 비교예 1 및 2에 대해서는 냉간단조 후 Q&T 열처리를 적용하고, 나머지 발명예 및 비교예들에 대해서는 냉간단조 후 항온 변태 열처리를 적용하여 가공품을 제조하였다.Each of the above wire materials was subjected to the following drawing and spheroidizing heat treatment, then the Q & T heat treatment after cold forging was applied to Comparative Examples 1 and 2, and the cold forging and constant temperature transformation heat treatment were applied to the remaining Examples and Comparative Examples. .
이때, 신선은 30%의 감면량으로 행하였으며, 구상화 열처리(SA)는 760℃에서 6시간 유지 후 노냉하였다. 또한, 항온 열처리는 매질로 납(lead)을 사용하였다.
At this time, the drawing was performed with a reduction amount of 30%, and the spheroidizing heat treatment (SA) was maintained at 760 ° C. for 6 hours and then cooled. Also, lead was used as the medium for the constant temperature heat treatment.
상기 각 단계별로 가공을 행한 후 인장강도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
After each step, the tensile strength was measured. The results are shown in Table 3 below.
또한, 각각의 가공품에 대해 수소지연파괴 특성을 측정하여, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.The hydrogen delay fracture characteristics were measured for each of the workpieces, and the results are shown in Table 4 below.
이때, 수소지연파괴 특성은 최종 제품의 인장강도 대비 0.9배의 하중을 부가하고 파손되는 시간을 측정하였으며, 침적 용액으로는 pH가 약 2.0인 시험 용액(H20: 2,000cc, CH3COOH: 80ml, NaCl: 100g)을 사용하였다. 즉, 상기의 용액 내에 시편을 침지시킨 상태에서 하중을 부가한 후 시편이 파손되는 시간을 측정한 것이다.
At this time, the hydrogen delayed fracture characteristics were evaluated by adding a load of 0.9 times the tensile strength of the final product and measuring the time of breakage. As the immersion solution, a test solution (H 2 O: 2,000 cc, CH 3 COOH: 80 ml, NaCl: 100 g) was used. That is, the time when the specimen is broken after the load is added in the state that the specimen is immersed in the solution is measured.
division
(MPa)TS
(MPa)
(MPa)TS
(MPa)
나이징Oster
Ning Jing
Tempering
(MPa)TS
(MPa)
나이징Oster
Ning Jing
(MPa)TS
(MPa)
상기 표 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 선재를 이용하고, 항온 변태 열처리를 적용하여 제조한 가공품(발명예 1 내지 7에 해당)의 경우에는 기존 SCM435 강의 수소 저항성 평가지표인 100시간 동안 미파단 결과와 동일하게 100시간 침적시키더라도 파괴가 발생하지 않음을 확인할 수 있다. 특히, 강도가 1300MPa 이상 확보된 발명예 5의 경우에도 수소지연파괴가 발생하지 아니하였는바 실 제품으로 적용 가능한 것으로 판단할 수 있다.
As shown in Tables 3 and 4, in the case of the workpieces (corresponding to Inventive Examples 1 to 7) manufactured using the wire rod of the present invention and subjected to the constant temperature transformation heat treatment, the hydrogen resistance evaluation index of the existing SCM435 steel It can be confirmed that no destruction is caused even if it is immersed for 100 hours in the same manner as the result of the fracture. Particularly, even in the case of Inventive Example 5 in which the strength is secured to 1300 MPa or more, it can be judged that the present invention is applicable to a product that does not suffer hydrogen delay fracture.
한편, Mn의 함량이 너무 과도한 비교예 5의 경우에는 40시간 유지까지는 파괴가 발생하지 않았으나, 그 시간 초과 후에는 파단이 발생하였다. 이는 Mn 편석이 영향을 준 것으로 예상된다.On the other hand, in the case of Comparative Example 5 in which the content of Mn was excessively large, no fracture occurred until after 40 hours of holding, but after that time, fracture occurred. This is expected to be affected by Mn segregation.
또한, 비교예 3 및 4의 경우 항온 변태 열처리를 행하더라도 최종 제품(가공품)의 강도가 1000MPa 미만으로서 실 사용에 적용되기 어려운 것으로 확인된다.
In the case of Comparative Examples 3 and 4, it was confirmed that the strength of the final product (processed product) was less than 1000 MPa even when subjected to the constant-temperature transformation heat treatment, and thus it was difficult to apply it to practical use.
본 발명에서는 탄소 함량이 0.52% 미만에 해당하는 비교 실시예에 대해서는 제시하지 아니한데, 이는 C 함량 감소에 따른 강도 저하가 Si 또는 Mn 함량 저하에 비해 매우 크기 때문이다. 즉, Si 및 Mn의 함량이 본 발명을 만족하더라도 C의 함량이 0.52% 미만이면 비교예 3 및 4에 비해 최종 제품(가공품)의 강도가 더 낮을 것으로 예측되며, 이는 특별한 실시자료 없이도 충분히 예측 가능한 것이다.
In the present invention, a comparative example in which the carbon content is less than 0.52% is not presented because the strength reduction with decreasing C content is very large compared to the decrease in Si or Mn content. That is, even if the content of Si and Mn satisfies the present invention, the strength of the final product (finished product) is expected to be lower than that of Comparative Examples 3 and 4 when the content of C is less than 0.52% will be.
Claims (6)
(P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.015% or less, carbon (C): 0.52 to 0.92%, silicon (Si): 0.2 to 0.5%, manganese The present invention relates to a high carbon steel wire rod for cold rolling, which comprises pearlite as a microstructure and contains the remainder Fe and other unavoidable impurities.
상기 가공품은 주상으로 펄라이트를 포함하고, 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트의 분율 합이 35% 이하인 가공품.
A processed product obtained by cold working the wire of claim 1,
Wherein said work piece comprises pearlite as a main phase, and the sum of the percentage of pro-eutectoid ferrite and cubic cementite is 35% or less.
상기 가공품은 1000MPa 이상의 인장강도를 갖는 가공품.
3. The method of claim 2,
The workpiece has a tensile strength of 1000 MPa or more.
상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 냉각하는 단계;
상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계; 및
상기 권취 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계
를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
(P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.015% or less, carbon (C): 0.52 to 0.92%, silicon (Si): 0.2 to 0.5%, manganese Heating the billet comprising the remainder Fe and other unavoidable impurities to a temperature range of Ae3 + 150 deg. C to Ae3 + 250 deg. C and holding the billet for 90 minutes or more;
Finishing the heated billet at a temperature of Ae3 + 100 占 폚 or more;
Cooling after the hot rolling;
Winding at 850 to 950 캜 after the cooling; And
Cooling step to a temperature of 500 ° C or less at a cooling rate of 5 to 10 ° C / s after the winding
Wherein the high-carbon steel wire rod and the high-carbon steel wire rod are welded together.
상기 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것인 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
5. The method of claim 4,
Wherein the inlet side temperature during the final hot rolling is controlled to Ae3 + 100 deg. C to Ae3 + 150 deg. C.
상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계;
상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계
를 포함하는 가공품의 제조방법.A method of manufacturing a cold-rolled high-carbon steel wire rod, comprising the steps of: cold-pressing a cold-rolled high-carbon steel wire rod produced by the manufacturing method of claim 4 or 5;
Heating the mixture at a temperature in the range of 950 to 1000 ° C after the cold pressing, and austenizing the mixture for 3 to 5 minutes;
Cooling the mixture to 550 to 580 占 폚 at a cooling rate of 50 占 폚 / s or more after the austenizing; And
Maintaining at a constant temperature for 2 minutes or less after the primary cooling, and cooling
≪ / RTI >
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020160034813A KR20170110773A (en) | 2016-03-23 | 2016-03-23 | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof |
| CN201710087358.6A CN107227425B (en) | 2016-03-23 | 2017-02-17 | Cold-heading carbon steel wire rod with high, processed goods and their manufacturing method using this |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020160034813A KR20170110773A (en) | 2016-03-23 | 2016-03-23 | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020170144736A Division KR101819431B1 (en) | 2017-11-01 | 2017-11-01 | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20170110773A true KR20170110773A (en) | 2017-10-12 |
Family
ID=59932174
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020160034813A KR20170110773A (en) | 2016-03-23 | 2016-03-23 | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR20170110773A (en) |
| CN (1) | CN107227425B (en) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110472322B (en) * | 2019-07-31 | 2021-07-23 | 北京科技大学 | Method for predicting pearlite steel microstructure based on thermodynamics and kinetics |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3940270B2 (en) * | 2000-04-07 | 2007-07-04 | 本田技研工業株式会社 | Method for producing high-strength bolts with excellent delayed fracture resistance and relaxation resistance |
| JP4116767B2 (en) * | 2000-12-27 | 2008-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Hot-rolled steel wire for cold heading and method for manufacturing heading products using the same |
| WO2005083141A1 (en) * | 2004-03-02 | 2005-09-09 | Honda Motor Co., Ltd. | High strength bolt excellent in characteristics of resistance to delayed fracture and resistance to relaxation |
| CN104593679A (en) * | 2015-01-13 | 2015-05-06 | 张家港联峰钢铁研究所有限公司 | Non-annealed cold forging steel wire rod for 10.9-grade high-strength screw and production process thereof |
-
2016
- 2016-03-23 KR KR1020160034813A patent/KR20170110773A/en active Application Filing
-
2017
- 2017-02-17 CN CN201710087358.6A patent/CN107227425B/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN107227425B (en) | 2018-11-13 |
| CN107227425A (en) | 2017-10-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101940873B1 (en) | Steel wire rod and steel wire having high toughness and method for manufacturing thereof | |
| KR101965520B1 (en) | Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component | |
| KR101965521B1 (en) | Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component | |
| KR102178711B1 (en) | Non-heat treated wire rod having excellent strength and impact toughness and method for manufacturing thereof | |
| KR101665799B1 (en) | Manufacturing method of boron steel wire | |
| KR102065264B1 (en) | Wire rod for chq capable of reducing softening treatment time, and method for manufaturing the same | |
| WO2019107042A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR101299896B1 (en) | METHOD FOR MANUFACTURING TENSILE STRENGTH 1.5GPa CLASS STEEL SHEET | |
| KR101819431B1 (en) | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof | |
| KR20190076694A (en) | Steel wire rod for cold forging and methods for manufacturing thereof | |
| KR101758528B1 (en) | Steel sheet for pipe having low deviation of mechanical property, method for manufacturing the same, and method for manufacturing welded steel pipe using the same | |
| KR101518588B1 (en) | Precipitation hardening steel sheet having excellent yield strength and yield ratio and method for manufacturing the same | |
| JP3422865B2 (en) | Method for producing high-strength martensitic stainless steel member | |
| KR20160053790A (en) | High carbon rolled steel sheet with excellent temper embrittlement resistance properties, and method for producing the same | |
| KR101889178B1 (en) | High-carbon wire rod having high-strength and method for manufacturing same | |
| KR100957965B1 (en) | High Strength Hot Rolled Steel Sheet for Hot Forming with Reduced Cracking in Cooling and Coiling and Manufacturing Method Thereof | |
| KR20170110773A (en) | High-carbon steel wire rod for cold forging, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof | |
| KR20140118310A (en) | Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing steel product using the same | |
| KR101797349B1 (en) | High-carbon steel wire rod for cold forging without spheroidizing heat treatment, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof | |
| KR101353551B1 (en) | High carbon hot/cold rolled steel coil and manufactureing method thereof | |
| KR101467053B1 (en) | Carbon steel and method of manufacturing the carbon steel | |
| KR102292524B1 (en) | Steel having enhanced cold formability and method for manufacturing the same | |
| KR102448753B1 (en) | Non-heat treated steel with improved machinability and toughness and the method for manufacturing the same | |
| KR102385470B1 (en) | Steel wire having enhanced cold formability and method for manufacturing the same | |
| KR101185259B1 (en) | HIGH QUALITY FORMABILITY HOT-ROLLED STEEL WITH TENSILE STRENGTH THAN 1000MPa AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E601 | Decision to refuse application | ||
| AMND | Amendment | ||
| A107 | Divisional application of patent |