KR20190077842A - High phosphorus wire rod and formed material having excelent impact property and corrosion resistance, and method for manufacturing the same - Google Patents

High phosphorus wire rod and formed material having excelent impact property and corrosion resistance, and method for manufacturing the same Download PDF

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KR20190077842A KR1020170179364A KR20170179364A KR20190077842A KR 20190077842 A KR20190077842 A KR 20190077842A KR 1020170179364 A KR1020170179364 A KR 1020170179364A KR 20170179364 A KR20170179364 A KR 20170179364A KR 20190077842 A KR20190077842 A KR 20190077842A
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Abstract

The present invention provides a high phosphorous (P) wire with high corrosion resistance and an excellent impact property, a formed product using the same, and a manufacturing method for the same. According to the present invention, the high phosphorous (P) wire with high corrosion resistance and excellent impact property includes: 0.1-0.6 wt% of C; 0.2-2.0 wt% of Si; 0.2-2.0 wt% of Mn; 0.03 wt% or less of S; 0.01-0.05 wt% of Sol.Al; 0.1-2.0 wt% of Cr; 0.005-0.03 wt% of Ti; 0-0.003 wt% of B; 0.1-0.3 wt% of P; and residues including Fe and inevitable impurities. The high phosphorous (P) wire also includes ferrite and pearlite as a fine structure. Also, the high phosphorous (P) wire with high corrosion resistance and excellent impact property satisfies the following relation (1). [relation 1]([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*( 30nm or less of a carbide number per 100nm^2)^2*3000>=0 (herein, [P] and [Ti] individually mean content (wt%) of an element corresponding)

Description

충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재, 성형품 및 그 제조방법{HIGH PHOSPHORUS WIRE ROD AND FORMED MATERIAL HAVING EXCELENT IMPACT PROPERTY AND CORROSION RESISTANCE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method of manufacturing a high-strength,
본 발명은 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재, 성형품 및 그 제조방법에 관한 것이다. The present invention relates to a steel material excellent in corrosion resistance and a method of manufacturing the steel material, and more particularly, to a high corrosion resistant (P) wire material, a molded product, and a manufacturing method thereof, which are excellent in impact characteristics.
선재로 생산되는 CHQ와 스프링 강은 실 제품에서 부식 저항성이 요구되는 환경에서 사용되는 경우가 존재하며 그 빈도수가 시간이 지남에 따라 증가하고 있다. 특히, 상기의 제품들은 대부분 응력을 지지하는 부위에 많이 사용되어, 그 부식저항성을 개선하기 쉽지 않은 상황이다. 부식저항성을 개선시킬 수 있는 대표적인 합금원소로 Ni, Cu, Cr등의 원소들이 사용되고 있으며, 각 강재의 사용환경과 경제성에 맞게 최적 성분량으로 사용되고 있다. 또한, 상기 합금 원소이외에 P원소 또한 내식성 원소로 잘 알려져 있다. 그러나 P의 함량이 높아지면, 고용강화에 의해 강도는 높아지나, 연성 및 충격인성이 감소하게 된다. 따라서 충격인성이 요구되는 강재에 대해서는 P 함량을 높인 강재의 사용이 엄격히 제한되고 있다. 또한, 제강 공정에서 탈린공정을 추가하거나 탈린공정의 시간을 늘림으로써 강중 [P] 함량을 줄이게 되는데, 이러한 공정의 추가 또는 시간의 연장은 제품생산 원가를 늘이게 됨으로써 가격경쟁력을 낮추는 요인이 된다. 그러므로 최근 철광석 가격이 급등함에 따라 불순물, 특히 P 함량이 높은 저품위 저가 철광석의 활용을 위한 기술개발의 중요성이 대두되고 있는 상황이다. CHQ and spring steel produced from wire rods are used in environments where corrosion resistance is required in a product, and the frequency is increasing with time. Particularly, most of the above products are mostly used in a portion supporting stress, and it is not easy to improve the corrosion resistance. Elements such as Ni, Cu, and Cr are used as representative alloying elements that can improve the corrosion resistance, and they are used as the optimum amount of components in accordance with the environment and economy of each steel material. In addition to the alloying elements, P is also well known as a corrosion-resistant element. However, if the content of P is increased, the strength is increased by strengthening the solid solution, but the ductility and the impact toughness are decreased. Therefore, the use of steel having a high P content is strictly restricted for steel materials requiring impact toughness. Also, by adding a talline process or increasing the time of the talline process in the steelmaking process, the content of the steel [P] is reduced. Adding such a process or extending the time increases the cost of producing the product, thereby lowering the price competitiveness. Therefore, as iron ore prices have soared recently, the development of technologies for the utilization of low-cost low-grade iron ores, which have a high content of impurities, especially P, is becoming more important.
이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 알려져 있으며, 특허문헌 1에는 600~800MPa급 인장강도를 지니는 열연소재에 [P]:0.1~0.2wt%을 첨가하여 오스테나이트에서 급속 냉각한 베이나이트 조직 기반의 고내식성 강재가 개시되어 있다. 다른 종래기술로는 특허문헌 2가 알려져 있으며, 특허문헌 2에는 봉강의 결정립 미세화와 탄화물을 이용해 P의 입계 농도를 줄여 충격인성을 향상시키는 기술로서 페라이트, 펄라이트 조직 기반의 봉강에 대하여 개시되어 있다.In order to solve such a problem, Patent Document 1 is known as a typical conventional technique, and Patent Document 1 discloses a method of adding 0.1 to 0.2 wt% of [P] to a hot-rolled material having a tensile strength of 600 to 800 MPa, A highly corrosion resistant steel material based on a cooled bainite structure is disclosed. Patent Document 2 is known as another prior art, and Patent Document 2 discloses a ferrite or pearlite structure-based rod as a technique for improving the impact toughness by reducing the grain boundary concentration of P by using grain refinement and carbide.
상기 기술은 마르텐사이트 기반의 Q/T 강재에 관한 것은 아니며, 결정립 미세화에 의한 고[P]화가 이루어지지 않으며, 600~800MPa급의 인장강도를 지닌 상기 판재 기술을 1000MPa급 이상의 강도를 지닌 고내식 선재 제품에 접목시키기 어려운 부분이 존재한다. 또한, 특허문헌 2에서는 봉강의 결정립 미세화와 탄화물을 이용해 P의 입계 농도를 줄여 충격인성을 향상하였으나, 이는 저탄소, 페라이트 펄라이트 조직 기반의 봉강에 대해 기술되어 있으며, 상기의 특허문헌1과 마찬가지로 약 550MPa급의 낮은 강도를 지닌 강재로 마르텐사이트 기반의 1000MPa급 이상의 Q/T강재에 접목시키기 어려운 점이 존재한다.The above technology is not related to a martensite-based Q / T steel, and does not result in high [P] due to grain refinement. It is a steel material having a tensile strength of 600 to 800 MPa, There is a part that is difficult to apply to the wire products. In Patent Document 2, the grain boundary grain refinement and carbide are used to reduce the grain boundary concentration of P to improve the impact toughness. However, this has been described for a bar based on a low carbon and ferrite pearlite structure. As in Patent Document 1, There is a point that it is difficult to apply it to a martensite-based Q / T steel of 1000 MPa or more in grade.
대한민국 특허출원번호 제2011-0133894호Korean Patent Application No. 2011-0133894 일본 특허출원번호 제1999-052007호Japanese Patent Application No. 1999-052007
본 발명의 바람직한 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재를 제공하고자 하는 것이다.A preferred aspect of the present invention is to provide a high corrosion resistant (P) wire having excellent impact characteristics.
본 발명의 바람직한 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품을 제공하고자 하는 것이다.A preferred aspect of the present invention is to provide a molded article of high corrosion resistance (P) having excellent impact properties.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a high corrosion resistant (P) wire having excellent impact characteristics.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)성형품의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.Another aspect of the present invention is to provide a method for manufacturing a molded article having a high corrosion resistance and excellent impact characteristics.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재가 제공된다.According to a preferred aspect of the present invention, there is provided a steel sheet comprising 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% : 0.1 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.03%, B: 0 to 0.003% and P: 0.1 to 0.3%, the balance Fe and other unavoidable impurities, the microstructure includes ferrite and pearlite, (P) wire having excellent impact characteristics which satisfy the following formula (1).
[관계식 1][Relation 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.The wire may further include at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5%.
상기 미세조직은 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함할 수 있다. The microstructure may comprise, by volume, 5 to 95% ferrite and 5 to 95% pearlite.
상기 미세조직의 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있고, 바람직하게는 6㎛이하일 수 있다.The grain size of the microstructure may be 10 탆 or less, and preferably 6 탆 or less.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품이 제공된다.According to another preferred aspect of the present invention, in weight%, C: 0.1 ~ 0.6% , Si: 0.2 ~ 2.0%, Mn: 0.2 ~ 2.0%, S: 0.03% or less, Sol.Al: 0.01 ~ 0.05%, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the microstructure has an AGS (ASTM No.) of 12 or more (P) molded article excellent in impact characteristics and containing 90% or more of tempered martensite structure and satisfying the following relational expression (1) is provided.
[관계식 1][Relation 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
상기 성형품은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.The molded product may further include at least one member selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5%.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계; According to another preferred aspect of the invention, in weight%, C: 0.1 ~ 0.6% , Si: 0.2 ~ 2.0%, Mn: 0.2 ~ 2.0%, S: 0.03% or less, Sol.Al: 0.01 ~ 0.05% 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P, balance Fe and other unavoidable impurities to 900 to 1100 캜;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계; Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours; And
상기 열처리된 선재를 A1 ± 5℃0의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법이 제공된다.And a step of spheroidizing the heat-treated wire material at a temperature of A 1 ± 5 ° C. for 30 minutes or more to provide a method of manufacturing a high corrosion resistant wire (P) having excellent impact characteristics.
상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.The billet may further include at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5%.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계; According to another preferred aspect of the present invention, there is provided a steel sheet comprising: 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, The billet containing 0.01 to 0.05% of Cr, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P and remaining Fe and other unavoidable impurities is heated to 900 to 1100 캜 ;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계; Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours;
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계; Subjecting the heat-treated wire to a spheroidizing heat treatment at a temperature of A 1 ± 50 ° C for at least 30 minutes;
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;Molding the spheroidized heat-treated wire to obtain a molded article;
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분 이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및A step of increasing the temperature of the molded article to a temperature of 850 to 1050 캜 at a temperature raising rate of 20 캜 / sec or more, maintaining the molded article for 1 minute or less, and then cooling at a cooling rate of 30 캜 / sec or more; And
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법이 제공된다.And pouring the quenched molded product at a temperature of 450 to 700 캜.
상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.The billet may further include at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5%.
상기 소입 및 소려처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.The quenching and blooming may be performed by a high-frequency heat treatment method.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)강재 및 제조방법을 제공할 수 있다. According to a preferred aspect of the present invention, it is possible to provide a high corrosion resistant P steel material having excellent impact properties and a manufacturing method thereof.
도 1은 실시예 1의 강종 2의 선재 미세조직을 나타내는 사진[(a): 강종 2의 빌렛 가열온도 1030℃의 선재 미세조직 사진, (b): 강종 2의 빌렛 가열온도 980℃의 선재 미세조직 사진]이다.
도 2는 발명강 1의 Replica TEM 사진이다.
Fig. 1 is a photograph showing the wire microstructure of the steel type 2 of Example 1 [(a): photograph of the wire microstructure at the heating temperature of the billet of the steel type 2 at 1030 캜, (b) Organization picture].
2 is a replica TEM photograph of Invention Steel 1.
본 발명은 내식성 고[P]강재의 충격인성을 향상시키기 위해 1)선재의 저온강압하를 통해 결정립을 미세화하여 결정립의 면적을 높여 결정립계에 편석되어 있는 P의 함량을 줄이고, 2)구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노 탄화물 석출을 유도하고, 이후, 3) 고주파 열처리 등을 이용해 짧은 열처리 동안 결정립계로 확산하는 P의 양을 줄임으로써 충격특성이 우수한 고내식성 고[P]선재, 성형품 및 그 제조방법을 제공한다.In order to improve the impact toughness of the corrosion-resistant high-strength [P] steel, it is necessary to 1) reduce the content of P segregated in the grain boundaries by increasing the area of the crystal grains by refining the crystal grains through the low temperature coercion of the wire, 2) 3) induce precipitation of nanocarbides through carbide-induced heat treatment; and 3) produce high corrosion resistant high [P] wire, molded products and molded products with excellent impact properties by reducing the amount of P diffused into grain boundaries during short heat treatment, ≪ / RTI >
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재 및 성형품에 대하여 상세히 설명한다.DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a high corrosion resistant wire (P) and a molded product having excellent impact characteristics according to a preferred aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재는, 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시킨다.(P) wire having excellent impact resistance according to a preferred aspect of the present invention is characterized by containing 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% of S, Hereinafter, 0.01 to 0.05% of Cr, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P and the balance of Fe and other unavoidable impurities and the ferrite and pearlite And satisfies the following relational expression (1).
[관계식 1][Relation 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
이하, 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.Hereinafter, the components and ranges of components will be described.
C:0.1~0.6중량%(이하, "%"라고도 칭함)0.1 to 0.6% by weight of C (hereinafter also referred to as "%"),
C(탄소)의 함량을 0.1-0.6%로 제한한 이유는, 그 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 거의 모든 조직이 퍼얼라이트로 구성되어 목적으로 하는 페라이트 아결정립을 확보하기 어려우며, 0.1% 미만에서는 페라이트 분율이 너무 증가하여 QT 열처리시 완전 마르텐사이트 조직을 만들기 어렵기 때문이다. The reason why the content of C (carbon) is limited to 0.1-0.6% is that when the content exceeds 0.6%, almost all of the structure is composed of pearlite, making it difficult to secure the desired ferrite crystal grains. , The ferrite fraction is increased too much and it is difficult to make a complete martensite structure during the QT heat treatment.
Si: 0.2~2.0%Si: 0.2 to 2.0%
실리콘(Si)의 함량은 0.2-2.0wt%로 한정하는 데 그 이유는 다음과 같다. Si은 대표적인 치환형 원소로서 강의 강도확보에 큰 영향을 미친다. Si의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 강의 강도확보 및 충분한 소입성 확보가 어려우며, 2.0%를 초과하는 경우에는 선재압연중 탈탄 조직 생성을 조장하여 추가적 제거 비용이 필요하기 때문이다. The content of silicon (Si) is limited to 0.2-2.0 wt% for the following reasons. Si is a representative substitutional element and has a great influence on securing strength of steel. When the content of Si is less than 0.2%, it is difficult to ensure the strength of the steel and secure sufficient ingotability. If the Si content exceeds 2.0%, the removal of the decarburized structure is promoted during the rolling of the wire.
Mn: 0.2~2.0%Mn: 0.2 to 2.0%
망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하고 A1 온도(A1 temp.)를 낮춰 퍼얼라이트 층간간격을 미세화하며 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키는 성분으로서, 그 함량은 0.2-2.0%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 망간이 2.0%를 초과하여 첨가될 경우 망간 편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간 편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 한편, 상기 망간이 0.2% 미만으로 첨가될 경우, QT후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어렵다.Manganese (Mn) is a component that forms substitutional solid solution in the matrix and decreases the A 1 temperature (A 1 temp.) To increase the grain size of the ferrite and to increase the grain size of the ferrite. Its content is 0.2-2.0% . When the manganese is added in an amount exceeding 2.0%, the harmful effect is caused by the structure heterogeneity due to the manganese segregation. It is easy to cause macro segregation and micro segregation depending on the segregation mechanism at the time of solidification of steel. Due to the relatively low diffusion coefficient of manganese segregation, the segregation zone is promoted. As a result, the hardening ability is improved by the core martensite It becomes the main cause of generation. On the other hand, when manganese is added in an amount of less than 0.2%, sufficient entrapment property for securing martensite structure after QT is difficult to secure.
P: 0.1~0.3%P: 0.1 to 0.3%
P 함량을 0.1~0.3%로 제한한 이유는, 인의 함량이 0.3%를 초과할 경우, 결정립 미세화 및 오스테나이트 입계에 P가 과다하게 편석하여 입계 취성을 일으켜 강의 충격인성을 저하시킬 우려가 있다. 본 발명은 표면부 산소 및 철과 반응하여 비정질 산화물을 형성함으로써 내식성을 향상시키는 것으로 인의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 그 반응이 충분하게 일어나지 않아 목표로 하는 내식성을 얻기 어려울 수 있다. The reason for limiting the P content to 0.1 to 0.3% is that when the content of phosphorus exceeds 0.3%, P is excessively segregated at the grain refinement and austenite grain boundaries to cause grain boundary brittleness, which may lower the impact toughness of the steel. The present invention improves corrosion resistance by forming an amorphous oxide by reacting with surface oxygen and iron. When the content of phosphorus is less than 0.1%, the reaction does not sufficiently take place and it may be difficult to obtain a desired corrosion resistance.
Sol.Al: 0.01~0.05%Sol.Al: 0.01 to 0.05%
Al은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되는 원소로서 0.01% 미만이면 충분한 탈산효과를 얻기 어렵다. 반면, 0.05%를 초과하면 Al2O3와 같은 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al 함량은 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.Al is an element to be added as a deoxidizing agent together with Si at the time of steelmaking, and if it is less than 0.01%, it is difficult to obtain a sufficient deoxidizing effect. On the other hand, if it exceeds 0.05%, hard inclusions such as Al 2 O 3 may increase, and nozzle clogging due to inclusions during performance may occur. Therefore, the Al content is preferably limited to 0.01 to 0.05%.
Cr: 0.1~2.0%Cr: 0.1 to 2.0%
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 한편, 2.0%를 초과하는 경우에는 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상의 주원인인 저온조직이 발현되기 쉽다. 따라서, Cr 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.Cr is a useful element for ensuring oxidation resistance, softening of temper softening, prevention of surface decarburization and incombustibility. However, when the Cr content is less than 0.1%, it is difficult to ensure sufficient oxidation resistance, softening of the tempering property, surface decarburization and incombustibility. On the other hand, if it exceeds 2.0%, a low-temperature structure, which is a main cause of improvement of hardenability due to segregation, is likely to be developed. Therefore, the Cr content is preferably limited to 0.1 to 2.0%.
Ti: 0.005~0.03%Ti: 0.005 to 0.03%
상기 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 티타늄은 산소와 결합하여 티타늄 산화물(Ti2O3, TiO2)을 생성하여 오스테나이트 입내에서 페라이트를 생성시키는 핵생성처의 역할을 하게 된다. 그러나 티타늄 함량이 0.03%를 초과하게 되면 잉여의 티타늄이 과량 생성하게 되어 질화물을 형성, 오스테나이트 크기를 제한하게 되므로 Ti 함량의 상한은 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, 티타늄 함량이 0.005% 미만인 경우에는 충분한 티타늄 산화물이 생성되기 힘들므로 티타늄 함량의 하한은 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다.The content of titanium (Ti) is preferably limited to 0.005 to 0.03%. The titanium is combined with oxygen to form titanium oxide (Ti 2 O 3 , TiO 2 ), and serves as a nucleation site for generating ferrite in the austenite grain. However, when the titanium content exceeds 0.03%, excess titanium is produced excessively to form a nitride and limit the austenite size, so that the upper limit of the Ti content is preferably limited to 0.03%. On the other hand, when the titanium content is less than 0.005%, sufficient titanium oxide is difficult to be produced, so that the lower limit of the titanium content is preferably limited to 0.005%.
B:0~0.003%B: 0 to 0.003%
상기 보론(B)의 함량은 0~0.003%로 한정한다. 보론은 free 보론으로 있을 경우, 강의 냉각 중에 오스테나이트 입계로 이동하여 오스테나이트 입계 에너지를 낮추게 된다. 이렇게 오스테나이트 입계 에너지가 낮아질 경우 상변태 중 오스테나이트 입계로부터 생성되는 페라이트 형성이 억제되는 효과가 있다. 일반적으로 강의 소입성을 향상시키기 위한 원소로서 보론을 첨가하지만 본 발명의 경우 오스테나이트 입내의 페라이트 형성을 유도하기 위해 입계로 부터의 페라이트 생성은 억제할 필요가 있어 보론을 활용한다. 보론 함량이 0.003%를 초과할 경우 강 중 Fe23(C,B)6와 같은 화합물을 형성하여 보론의 효과가 감소하거나 강의 인성이 저하하게 되므로, 보론 함량의 하한은 0.003%로 한정하는 것이 바람직하다.The content of boron (B) is limited to 0 to 0.003%. When boron is free boron, it migrates to the austenite grain boundary during cooling of the steel and lowers the austenite grain boundary energy. When the austenite grain boundary energy is lowered in this way, ferrite formation from the austenite grain boundary during the phase transformation is inhibited. Generally, boron is added as an element for improving the ingot strength of steel. However, in the present invention, it is necessary to inhibit ferrite generation from the grain boundary to induce ferrite formation in the austenite grain, so boron is utilized. When the boron content exceeds 0.003%, a compound such as Fe 23 (C, B) 6 is formed in the steel to reduce the effect of boron or decrease the toughness of the steel. Therefore, the lower limit of the boron content is preferably limited to 0.003% Do.
S: 0.03%이하S: not more than 0.03%
S는 철강에서 불가피하게 함유되는 불순물로 Mn 등과 함께 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온 충격 인성을 크게 저하시키기 때문에 그 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.S is an impurity inevitably contained in steel and forms a nonmetallic inclusion by bonding together with Mn and the like, thereby significantly lowering the impact resistance at low temperatures of the steel. Therefore, the content thereof is preferably limited to 0.03% or less.
상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.The wire may further include at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5%.
V:0.05~0.20%V: 0.05 to 0.20%
상기 V는 VC, VN, V(C,N)등을 형성하며 적절한 압연을 동반하면 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화를 유도한다. 그 함량이 0.05% 미만에서는 모재내 바나듐 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 페라이트 입계를 고정 시키는 역할을 못하게 되므로 인성에 미치는 영향이 미미하며, 그 함량이 0.20%를 초과하면 본 발명에 한정된 탄소 및 질소 범위에서는 조대한 바나듐 탄 질화물이 형성되어 인성에 악영향을 미치게 된다. V forms VC, VN, V (C, N) and the like, and accompanied by appropriate rolling induces ferrite / pearlite wire microfabrication. If the content is less than 0.05%, the distribution of vanadium precipitates in the base material becomes less and the effect of fixing the ferrite grain boundaries is lost, so that the effect on toughness is insignificant. If the content exceeds 0.20%, the carbon and nitrogen ranges , A coarse vanadium carbonitride is formed to adversely affect toughness.
Nb:0.001~0.03%Nb: 0.001 to 0.03%
상기 Nb는 Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 적절한 압연시 페라이트/펄라이트 선재 조직 미세화에 도움이 된다. 또한, 석출전에는 solute drag 효과에 의해 압연중 오스테나이트 결정립계 미세화에 영향을 미친다. 하지만, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 석출효과가 충분하지 못하며, 0.03%를 초과하여 첨가되는 경우에는 석출물 조대화에 의해 그 석출효과가 감소하는 악영향을 발생시킬 수 있다. The Nb forms carbonitride such as Nb (C, N), which is useful for micronization of ferrite / pearlite wire during proper rolling. Before precipitation, the solute drag effect affects the austenitic grain refinement during rolling. However, when the content is less than 0.001%, the precipitation effect is not sufficient, and when the content is more than 0.03%, the deposition effect is reduced due to precipitate coarsening.
Mo:0.15~0.5%Mo: 0.15-0.5%
상기 Mo는 QT 열처리 중 템퍼링시 Mo2C의 석출물을 형성시켜 템퍼링시 강도저하 (템퍼연화)의 억제에 효과적이다. 하지만, 그 함량이 0.15% 미만에서는 충분한 템퍼연화 효과를 보기 어려우며, 0.5%를 초과하여 첨가시 선재상태에서 저온조직이 발생하여 저온조직 제거를 위한 추가 열처리 비용이 필요할 수 있다.The Mo forms deposits of Mo2C upon tempering during the QT heat treatment, and is effective in suppressing the strength decrease (temper softening) during tempering. However, if the content is less than 0.15%, it is difficult to obtain a sufficient softening effect, and when added in an amount exceeding 0.5%, a low-temperature structure may be generated in the wire rod state, and additional heat treatment cost for removing the cold structure may be required.
상기 고인(P)선재는 하기 관계식 (1)을 만족시킨다. (P) wire satisfies the following relational expression (1).
[관계식 1][Relation 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
상기 관계식 (1)을 만족시키지 못하는 경우에는 부식저항성과 인성이 낮아질 우려가 있다.If the relationship (1) is not satisfied, corrosion resistance and toughness may be lowered.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재는 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함한다.According to a preferred aspect of the present invention, a high corrosion resistant pewter (P) wire having excellent impact properties includes ferrite and pearlite in a microstructure.
상기 미세조직은 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함할 수 있다. The microstructure may comprise, by volume, 5 to 95% ferrite and 5 to 95% pearlite.
상기 미세조직의 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있고, 바람직하게는 6㎛이하일 수 있다.The grain size of the microstructure may be 10 탆 or less, and preferably 6 탆 or less.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시킨다.(P) molded article having excellent impact resistance according to another preferred embodiment of the present invention contains 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% of S, Hereinafter, (ASTM No (ASTM No)), which contains 0.01 to 0.05% of Cr, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P and balance of Fe and other unavoidable impurities. ) Of at least 90%, which is 12 or more, and satisfies the following relational expression (1).
[관계식 1][Relation 1]
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
(여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
상기 성형품이 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하는 미세조직 조건을 충족하지 못하는 경우에는 강도와 인성이 낮아질 우려가 있다.If the molded product does not satisfy the microstructure conditions including 90% or more of the tempered martensite structure having an AGS (ASTM No.) of 12 or more, the strength and toughness may be lowered.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법 및 성형품의 제조방법에 대하여 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing a high corrosion resistance piercing wire and a method for manufacturing a molded article having excellent impact characteristics according to another preferred embodiment of the present invention will be described.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계; A method for manufacturing a high corrosion resistant P wire according to another preferred embodiment of the present invention is characterized by comprising 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of Sol.Al, Heating a billet containing from 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P, remaining Fe and other unavoidable impurities to 900 to 1100 캜;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계; Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours; And
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함한다.And subjecting the heat-treated wire to a spheroidizing heat treatment at a temperature of A 1 50 캜 for 30 minutes or more.
빌렛Billet 가열단계 Heating step
상기한 성분 및 성분범위를 갖는 빌렛을 900~1100℃로 가열한다.The billet having the above-described components and composition ranges is heated to 900 to 1100 占 폚.
상기 빌렛 가열온도가 900℃미만인 경우에는 소재의 강도가 높아져서 압연롤의 과부하로 인한 롤 깨짐을 야기 시킬 수 있고, 1100℃를 초과하는 경우에는 전탈탄이 소재 표면에 깊게 생성되는 문제가 있다.When the heating temperature of the billet is less than 900 ° C, the strength of the material increases, which may cause roll cracking due to overloading of the rolling roll. When the billet heating temperature exceeds 1100 ° C, there is a problem that de-carbon decarburization is generated deeply on the surface of the material.
상기 빌렛의 가열시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 60~150분이 바람직하다. The heating time of the billet is not particularly limited, and is preferably 60 to 150 minutes .
선재를Wire rod 얻는 단계 Steps to Obtain
상기와 같이 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는다.The billet heated as described above is subjected to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 or more and A 3 + 50 ° C or less to obtain a wire rod.
상기 사상압연 및 사이징 압연 온도가 A1 온도 미만인 경우에는 사상 압연 부하 증가로 인한 롤깨짐의 문제가 발생할 수 있고, A3+50℃온도를 초과하는 경우에는 선재의 결정립이 커질 수 있다.If the scrap rolling and sizing rolling temperatures are lower than the A 1 temperature, there may be a problem of roll cracking due to an increase in the rolling load, and when the temperature exceeds A 3 + 50 ° C, the grain size of the wire rod may become large.
상기 사상압연 및 사이징 압연의 변형량의 총합은 0.4 이상인 것이 바람직하다. 상기 변형량이 0.4 미만이면 충분하지 못한 변형량으로 선재의 결정립이 미세하게 만들어 지기 어려울 수 있다. 한편, 상기 압연 변형량이 5를 넘어갈 경우, 해당 소재의 직경이 너무 작아져 선재 생산성이 저하될 우려가 있다. The total sum of deformation amounts of the scrap rolling and sizing rolling is preferably 0.4 or more. If the amount of deformation is less than 0.4, it may be difficult to make fine grains of the wire with a deformation amount insufficient. On the other hand, when the amount of rolling deformation exceeds 5, the diameter of the material becomes too small, thereby deteriorating the productivity of the wire rod.
신선단계Freshness stage
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선한다. The wire rod is drawn at a sectional reduction ratio of 50% or less.
상기 단면 감소율이 50%를 초과하는 경우에는 소재의 결함을 발생시킬 우려가 있다. 소재에 충분한 전위를 생성하고 충분한 수의 탄화물을 얻기 위하여 단면 감소율의 하한은 5%로 설정할 수 있다. If the above-mentioned cross-sectional reduction ratio exceeds 50%, there is a fear of causing defects in the material. The lower limit of the cross-sectional reduction rate can be set to 5% in order to generate sufficient dislocations in the material and to obtain a sufficient number of carbides.
나노탄화물 유도 열처리 단계Nano carbide induction heat treatment step
상기와 같이 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리한다.The nano-carbide-inducing heat treatment is performed at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours.
상기 열처리 온도가 500℃미만인 경우와 30분 미만인 경우에는 탄화물이 잘 생성되지 못할 우려가 있고, 650℃를 초과하는 경우와 3시간을 초과하는 경우에는 탄화물의 크기가 커질 우려가 있다.If the heat treatment temperature is lower than 500 ° C. and less than 30 minutes, carbide may not be produced well. If the heat treatment temperature is higher than 650 ° C. and more than 3 hours, the carbide size may increase.
구상화 열처리 단계Spheroidizing heat treatment step
상기 와 같이 나노탄화물 유도 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리한다.As described above, the nano-carbide-inducing heat-treated wire rod is subjected to spheroidizing heat treatment at a temperature of A 1 ± 50 ° C. for 30 minutes or more.
상기 구상화 열처리온도가 A1-50℃미만인 경우에는 구상화의 속도가 너무 늦어질 우려가 있고, A1 + 50℃를 초과하는 경우에는 구상화 seed 탄화물이 모두 녹아버릴 우려가 있다.If the spheroidizing heat treatment temperature is lower than A 1 - 50 ° C, the spheroidizing speed may be too slow. If the spheroidizing heat treatment temperature is higher than A 1 + 50 ° C, the spheroidizing seed carbide may melt.
상기 구상화 열처리 시간이 30분 미만인 경우에는 구상화시간이 충분치 않아 소재의 강도가 원소재 대비 크게 떨어지지 않을 수 있다.When the spheroidizing heat treatment time is less than 30 minutes, the spheroidizing time is not enough and the strength of the material may not be much lower than the raw material.
상기 구상화 열처리 시간이 길수록 구상화가 더 잘되므로, 구상화 열처리 시간의상한은 특별히 한정되는 것은 아니며, 경제성 측면에서 그 상한을 100시간으로 설정할 수 있다.Since the spheroidizing heat treatment time is longer and spheroidization is better, the upper limit of the spheroidizing heat treatment time is not particularly limited, and the upper limit can be set to 100 hours in terms of economy.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법은 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계; A method for manufacturing a high corrosion resistant pearl (P) molded article having excellent impact properties according to another preferred embodiment of the present invention is characterized by comprising 0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.05% of S, 0.01 to 0.05% of Cr, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 to 0.03% of Ti, 0 to 0.003% of B and 0.1 to 0.3% of P and Fe and other unavoidable impurities Heating the containing billet to 900 to 1100 캜;
상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계; Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours;
상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계; Subjecting the heat-treated wire to a spheroidizing heat treatment at a temperature of A 1 ± 50 ° C for at least 30 minutes;
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;Molding the spheroidized heat-treated wire to obtain a molded article;
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및A step of increasing the temperature of the molded article to a temperature of 850 to 1050 캜 at a temperature raising rate of 20 캜 / sec or more, maintaining the molded article for 1 minute or less, and then cooling at a cooling rate of 30 캜 / sec or more; And
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함한다.And sintering the quenched molded product at a temperature of 450 to 700 캜.
성형품을 얻는 단계Step of obtaining a molded article
상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는다.The spheroidizing heat-treated wire rod is molded to obtain a molded article.
소입처리단계The quenching step
상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분 이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리를 실시한다.The molded product is heated to a temperature of 850 to 1050 캜 at a temperature raising rate of 20 캜 / sec or more, held for 1 minute or less, and then quenched to be cooled at a cooling rate of 30 캜 / sec or more.
상기 승온속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 낮은 승온속도로 인해 고온 체류 시간이 길어져 AGS가 커질 우려가 있다. If the temperature raising rate is less than 20 ° C / sec, the high temperature residence time is prolonged due to the low temperature raising rate, which may increase the AGS.
상기 유지시간이 1분을 초과하는 경우에는 AGS가 커질 우려가 있다.If the holding time exceeds 1 minute, the AGS may increase.
상기 냉각속도가 30℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트가 아닌 다른 미세조직이 발생할 가능성이 있다. If the cooling rate is less than 30 DEG C / sec, there is a possibility that microstructures other than martensite are generated.
상기 승온속도의 상한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1000℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.The upper limit value of the temperature raising rate is not particularly limited, but is preferably limited to 1000 ° C / sec.
상기 냉각속도의 상한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1000℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.The upper limit value of the cooling rate is not particularly limited, but is preferably limited to 1000 ° C / sec.
상기 유지시간의 하한 값은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 0.1초로 제한하는 것이 바람직하다.The lower limit value of the holding time is not particularly limited, but is preferably limited to 0.1 second.
상기 소입 시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 5분 이내일 수 있다. 상기 소입 시간이 길어질수록 생산성이 떨어지는 문제점이 있다.The quenching time is not particularly limited and may be within 5 minutes. The longer the dwelling time, the lower the productivity.
상기 소입처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.The quenching process may be performed by a high-frequency heat treatment method.
소려처리Treatment 단계 step
상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리한다.The calcined molded article is sieved at a temperature of 450 to 700 캜.
상기 소려 시간은 특별히 한정되는 것은 아니며, 2시간 이내일 수 있다.The bake time is not particularly limited and may be within two hours.
소려 시간이 길어질 시 제품의 강도가 떨어지는 문제를 초래 할 수 있다.When the bake time is prolonged, the strength of the product may be lowered.
상기 소려처리는 고주파 열처리 방식에 의해 실시될 수 있다.The bake processing may be performed by a high frequency heat treatment method.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 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 for the purpose of illustrating the invention in more detail and are not intended to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.
(실시예 1)(Example 1)
하기 표 1의 성분 및 성분 범위를 갖는 빌렛을 하기 표 2의 온도 및 시간 조건으로 빌렛을 가열한 다음, 하가 표 2의 온도조건으로 사상압연 및 사이징 압연을 실시하여 직경 13mm의 선재를 제조하였다. Billets having the components and composition ranges shown in the following Table 1 were heated to the temperature and time conditions shown in Table 2 below and then subjected to finish rolling and sizing rolling under the temperature conditions shown in Table 2 below to produce a wire having a diameter of 13 mm .
하기 표 2의 강종 2 (빌렛 가열온도: 1030℃및 980℃)의 선재에 대하여 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.Microstructures were observed on the wire of the steel type 2 (billet heating temperature: 1030 캜 and 980 캜) shown in the following Table 2, and the results are shown in Fig.
도 1에서 (a)는 빌렛 가열온도가 1030℃이고, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 각각 998℃ 및 967℃인 선재의 미세조직 사진을 나타내고, (b)는 빌렛 가열온도가 980℃이고, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 각각 778℃ 및 759℃인 선재의 미세조직 사진을 나타낸다.1 (a) shows a microstructure photograph of a wire having a billet heating temperature of 1030 캜, a finish rolling temperature and a sizing rolling temperature of 998 캜 and 967 캜, respectively, Fig. 1 (b) And the sizing rolling temperature is 778 캜 and 759 캜, respectively.
상기와 같이 제조된 선재를 직경 10.9mm로 신선한 후, 690℃에서 6시간 동안 구상화 열처리 하였다. The wire rod prepared as described above was dried at a diameter of 10.9 mm and then subjected to spheroidizing heat treatment at 690 캜 for 6 hours.
상기와 같이 구상화 열처리된 선재를 하기 표 2의 조건으로 소입 및 소려(Q/T)를 실시하였다. 소입 및 소려처리된 선재의 미세조직은 템퍼드마르텐사이트 조직이다. 표 2에서 "IHT로"는 고주파 열처리로를 나타낸다.As described above, the spheroidized heat-treated wire rod was subjected to quenching and squeezing (Q / T) under the conditions shown in Table 2 below. The microstructures of the wire rods treated and quenched are tempered martensite. In Table 2, "IHT furnace" represents a high frequency heat treatment furnace.
상기와 같이 소입 및 소려처리된 선재에 대하여 인장강도, AGS(ASTM No.), 상대적 충격에너지(25℃) 및 상대적 녹 발생량(100cycle 후)을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.The tensile strength, AGS (ASTM No.), relative impact energy (25 ° C) and relative amount of rust generation (after 100 cycles) were examined for the wire material subjected to the quenching and sintering as described above, and the results are shown in Table 3 below.
표 3에서 인장강도는 ASTM E-8M subsize 규격으로 시편 제작하여 측정되었다.In Table 3, the tensile strength was measured using ASTM E-8M subsize specimens.
AGS(ASTM.No)는 연마와 부식을 통해 구오스테나이트 결정립도를 측정하여 표기하였다.AGS (ASTM.No) was measured by grinding and corrosion to measure the austenite grain size.
충격 에너지는 5mm subsuze 샤피충격시편으로 가공하여 충격인성시험을 진행하였으며, 50HB 시편의 충격에너지 값을 기준으로 상대적 값으로 표기하였다.Impact energy was measured using 5mm subsuze Charpy impact specimens and impact toughness test was performed. The impact energy was expressed as a relative value based on the impact energy of the 50HB specimen.
녹 발생량을 측정하기 위해 크기 150(L)X10(W)X3(T)의 크기로 절단하여 연마 후 에탄올로 표면세척하였다. 1cycle은 습윤(2시간), 건조(4시간), 분무(2시간, 5%NaCl)로 구성되었으며, cycle 전후의 무게를 측정하여 녹발생량 차이를 50HB 시편을 기준으로 상대적으로 표기하였다.In order to measure the amount of rust, it was cut into a size of 150 (L) X10 (W) X3 (T), and then the surface was cleaned with ethanol after polishing. One cycle was composed of wet (2 hours), drying (4 hours), spray (2 hours, 5% NaCl) and weighing before and after the cycle.
Figure pat00001
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Figure pat00002
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Figure pat00003
Figure pat00003
상기 표 1, 표 2 및 표 3에 나타난 바와 같이, P함량이 증가할수록 고용강화에 의한 인장강도가 증가하였으나, P의 함량이 증가할수록 입계취성에 의한 소재의 인성감소로 급격한 파단에 의한 강도하락을 보임을 알 수 있다. As shown in Tables 1, 2 and 3, the tensile strength increased by the solid solution strengthening as the P content increased, but as the P content increased, the toughness of the material due to grain boundary brittleness decreased, .
반면 P함량이 증가할수록 전체적으로 상대적 녹발생량이 감소함을 알 수 있다. 특히, 충격인성의 경우 선재를 저온 강압하하여 압연하고, 고주파 열처리에 의해 Q/T 열처리를 할 경우, 다른 선재 및 강선 제조 방법에 비해 우수한 충격특성을 보임을 확인할 수 있었다.On the other hand, as the P content increases, the relative amount of rust is decreased. Especially, in the case of impact toughness, it was confirmed that when Q / T heat treatment is performed by high frequency heat treatment, the wire material is rolled under a low temperature and pressure and shows excellent shock characteristics as compared with other wire and wire manufacturing methods.
한편, 도 1에 나타난 바와 같이, 사상압연온도 및 사이징압연온도가 본 발명의 범위를 만족시키는 선재의 미세조직[도 1의 (b)]이 사상압연온도 및 사이징압연온도가 본 발명의 범위를 만족시키지 못하는 선재의 미세조직[도 1의 (a)] 보다 더 미세함을 알 수 있다.On the other hand, as shown in Fig. 1, the microstructure of the wire rod (Fig. 1 (b)), in which the finishing rolling temperature and the sizing rolling temperature satisfy the range of the present invention, It can be seen that the microstructure of the wire which can not be satisfied (Fig. 1 (a)) is finer.
본 발명은 이러한 연구결과를 토대로 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노크기의 석출물을 유도함으로써 AGS를 상기 강재들과 대비해 더욱 미세화하여 고[P]강재에서의 높은 충격인성을 지니는 강재를 개발하기에 이르렀다.Based on the results of this study, the present inventors have developed a steel material having high impact toughness in high [P] steels by reducing the AGS in comparison with the steels by inducing nano-sized precipitates through carbide induction heat treatment before spheroidization annealing It came.
본 발명에서는 상기 저온강압하에 의한 선재 제조와 상기 고주파 열처리에 의한 소입 및 소려(Q/T) 열처리에 더불어 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리를 통해 나노 사이즈의 탄화물을 유도하였다. In the present invention, nano-sized carbides were induced through the above-described annealing by pre-sintering and carbide induction heat treatment in addition to quenching and quenching (Q / T) heat treatment by the above-described high-frequency heat treatment.
(실시예 2) (Example 2)
하기 표 4의 성분 및 성분 범위를 갖는 빌렛을 980℃에서 90분간 가열하고, 780℃에서 사상압연을 하고 그리고 750℃에서 사이징 압연하여 직경 13mm의 선재를 제조하였다. 이 때, 사상압연 및 사이징 압연의 변형량은 하기 표 5와 같이 하였다. Billets having the components and composition ranges shown in Table 4 were heated at 980 캜 for 90 minutes, finish rolled at 780 캜 and subjected to sizing rolling at 750 캜 to produce a wire having a diameter of 13 mm. At this time, the deformation amounts of the finishing rolling and the sizing rolling were as shown in Table 5 below.
상기 선재를 구상화 열처리 전에 20%의 신선율로 신선한 다음, 550℃에서 2시간 동안 나노 탄화물 유도 열처리를 실시하였다.The wire rods were freshly grown at 20% shrinkage before spheroidizing heat treatment and then subjected to a nano-carbide induction heat treatment at 550 캜 for 2 hours.
상기와 같이 나노 탄화물 유도 열처리를 실시하여 나노 탄화물이 유도된 선재를 690℃에서 6시간 동안 구상화 열처리를 실시하였다.The nano-carbide-induced wire rod was subjected to spheroidizing heat treatment at 690 ° C for 6 hours by performing the nano-carbide induction heat treatment as described above.
상기와 같이 구상화 열처리된 선재를 고주파 열처리로에서 900℃에서 20초간 오스테나이징 한 후 수냉으로 소입한 다음, 600℃에서 20초 동안 소려처리 하였다.As described above, the spheroidized heat-treated wire was subjected to austenization at 900 DEG C for 20 seconds in a high-frequency heat treatment furnace, followed by water cooling, and then sintered at 600 DEG C for 20 seconds.
상기와 같이 소입 및 소려처리된 선재에 대하여 인장강도, AGS(ASTM No.), 상대적 충격에너지(25℃), 상대적 녹 발생량(100cycle 후) 및 100nmX100nm당 30nm이하 탄화물 수를 조사하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 표 5에서의 인장강도, AGS(ASTM.No), 상대적 충격에너지 및 상대적 녹 발생량은 실시예 1의 조건과 동일한 조건으로 측정되었다. 상기 100nmX100nm당 30nm이하 탄화물 수는 소입 및 소려처리된 선재 시편에서 Relica 기법을 활용해 TEM sample을 채취하여, 동일 조건 3개의 replica 시편에서 3장의 TEM 사진에서 평균낸 탄화물 수이다. The tensile strength, AGS (ASTM No.), relative impact energy (25 DEG C), relative amount of rust generation (after 100 cycles) and the number of carbides of 30 nm or less per 100 nm X 100 nm were examined for the wire material subjected to the quenching and sintering as described above, The results are shown in Table 5 below. The tensile strength, AGS (ASTM.No), relative impact energy, and relative rust amount in Table 5 were measured under the same conditions as in Example 1. [ The carbide number of 30 nm or less per 100 nm X 100 nm is the number of carbides averaged from the three TEM images of the three replica specimens under the same conditions using the Relica technique in the wire samples subjected to the quenching and sintering processes.
한편, 발명강1의 Replica 탄화물 사진을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.On the other hand, a replica carbide photograph of Invention Steel 1 was observed and the results are shown in Fig.
Figure pat00004
Figure pat00004
Figure pat00005
Figure pat00005
[표 5에서, [관계식 1]: ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0 (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)][In Table 5, [Expression 1]: ([P] -0.05 ) * ([P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 2 per 30nm or less Carbide number) 2 * 3000? 0 where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%
상기 표 4 및 표 5에서 알 수 있는 바와 같이, 발명강 1~9 및 비교강 1~9는 P:0.1~0.3wt% 사이의 동일 성분계에서 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리 실시 여부에 차이가 있는 것으로서, 구상화 열처리 전 탄화물 유도 열처리 실시 여부에 따라 탄화물의 수에 차이를 가져오게 되며, 이에 따라 AGS의 크기 차이를 가져오며, 이는 결국 충격에너지 특성 차이를 가져오게 된다.As can be seen from Tables 4 and 5, the inventive steels 1 to 9 and the comparative steels 1 to 9 differ in the presence or absence of the carbide induction heat treatment before spheroidization annealing in the same component between 0.1 and 0.3 wt% of P , The number of carbides differs depending on whether or not carbide induction heat treatment is performed before spheroidizing heat treatment, thereby causing a difference in size of AGS, resulting in a difference in impact energy characteristics.
한편, 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 발명강 1의 경우에는 미세한 탄화물을 다수개 포함하고 있음을 알 수 있다.Meanwhile, as shown in FIG. 2, it can be seen that Invention Steel 1 produced according to the present invention contains a plurality of fine carbides.
비교강 10의 경우 P의 함량이 0.3wt%보다 높아 P입계 편석에 의한 낮은 충격에너지 특성을 보였으며, 비교강 11의 경우 B의 함량이 0.003wt%보다 높아 Fe23CB6와 같은 탄화물이 생성되어 낮은 충격에너지를 보인 것으로 판단된다.In comparative steel 10, the content of P was higher than 0.3 wt%, and low impact energy was exhibited due to P-segregation. In comparative steel 11, the content of B was higher than 0.003 wt%, resulting in carbides such as Fe23CB6, It seems to have shown energy.
비교강 12 및 13의 경우, Ti의 함량이 너무 낮거나 너무 높아 충분한 나노 탄화물을 만들지 못했거나, 거대 탄화물을 유도하여 AGS크기가 커져 낮은 충격에너지를 보였다.In comparative steels 12 and 13, the Ti content was too low or too high to produce sufficient nanocarbides or to induce large carbides, resulting in large AGS size and low impact energy.
또한, 발명강 (1-9)는Further, the invention steel (1-9)
0.1≤[P]wt%≤0.3, 0.005≤[Ti]wt%≤0.03일 때,When [P?] Wt%? 0.3 and 0.005? [Ti] wt%? 0.03,
([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0 이 만족됨을 확인할 수 있었다.([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * ( number of 30nm or less per carbide 100nm 2) 2 * 3000≥0 is satisfied .

Claims (17)

  1. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
    [관계식 1]
    ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
    (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
    0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of Sol.Al, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 (1), which contains ferrite and / or pearlite as microstructure and contains Fe and other unavoidable impurities, and having an impact property satisfying the following relational expression (1): < Good high corrosion resistance (P) wire.
    [Relation 1]
    ([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
    (Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
  2. 제1항에 있어서, 상기 선재는 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
    The wire rod according to claim 1, wherein the wire rod further comprises at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5% .
  3. 제1항에 있어서, 상기 미세조직이 부피%로, 5~95%의 페라이트 및 5~95%의 펄라이트를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
    The high-corrosion-resistant (P) wire according to claim 1, wherein the microstructure contains 5 to 95% of ferrite and 5 to 95% of pearlite in volume%.
  4. 제1항에 있어서, 상기 미세조직의 결정립 크기가 10㎛ 이하인 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재.
    The high-corrosion-resistant (P) wire according to claim 1, wherein the microstructure has a grain size of 10 탆 or less and excellent impact characteristics.
  5. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 AGS(ASTM No.)가 12이상인 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하고, 그리고 하기 관계식 (1)을 만족시키는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품.
    [관계식 1]
    ([P]-0.05)*([P]-0.35)*120-([Ti]-0.005)*([Ti]-0.03)*(100nm2당 30nm이하 탄화물수)2*3000≥0
    (여기서, [P], [Ti] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
    0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of Sol.Al, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 , More than 90% of tempered martensite structure including microstructure and AGS (ASTM No.) of not less than 12, containing not more than 0.03%, B: 0 to 0.003% and P: 0.1 to 0.3% (P) molded article excellent in impact characteristics satisfying the following relational expression (1).
    [Relation 1]
    ([P] -0.05) * ( [P] -0.35) * 120 - ([Ti] -0.005) * ([Ti] -0.03) * (100nm 30nm or less can be carbonized per 2) 2 * 3000≥0
    (Where each of [P] and [Ti] represents the content (weight%) of the corresponding element)
  6. 제5항에 있어서, 상기 성형품은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품.
    6. The molded article according to claim 5, wherein the molded article further comprises at least one member selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5% .
  7. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al : 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
    상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
    0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of Sol.Al, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 To 0.03%, B: 0 to 0.003% and P: 0.1 to 0.3%, the balance Fe and other unavoidable impurities to 900 to 1100 캜;
    Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
    Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
    Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours; And
    And a step of performing spheroidizing heat treatment of the heat-treated wire rod at a temperature of A 1 ± 50 ° C. for 30 minutes or more.
  8. 제7항에 있어서, 상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
    The billet according to claim 7, wherein the billet further comprises at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5% ≪ / RTI >
  9. 제7항에 있어서, 상기 선재의 신선 시 단면 감소율이 5~50%인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
    8. The method according to claim 7, wherein the reduction rate of the cross section of the wire is 5 to 50%.
  10. 제7항에 있어서, 상기 빌렛의 가열시간이 60~150분인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
    The method according to claim 7, wherein the heating time of the billet is 60 to 150 minutes.
  11. 제7항에 있어서, 상기 사상압연과 사이징압연의 변형량 총합이 0.4~5인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P)선재의 제조방법.
    The method according to claim 7, wherein the sum of deformation amounts of the scrap rolling and the sizing rolling is 0.4 to 5. The method according to claim 7,
  12. 중량%로, C:0.1~0.6%, Si: 0.2~2.0%, Mn: 0.2~2.0%, S: 0.03%이하, Sol.Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.1~2.0%, Ti: 0.005~0.03%, B:0~0.003% 및 P: 0.1~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 A1이상 A3+50℃이하의 온도에서 사상압연 및 사이징압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 50%이하의 단면 감소율로 신선하는 단계;
    상기 신선된 선재를 500~650℃의 온도에서 30분 ~ 3시간 동안 나노탄화물 유도 열처리하는 단계;
    상기 열처리된 선재를 A1 ± 50℃의 온도에서 30분 이상 구상화 열처리하는 단계; 상기 구상화 열처리된 선재를 성형하여 성형품을 얻는 단계;
    상기 성형품을 20℃/sec이상의 승온속도로 850~1050℃의 온도까지 승온하고, 1분이하 동안 유지한 후, 30℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 소입처리단계; 및
    상기 소입처리된 성형품을 450~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
    0.1 to 0.6% of C, 0.2 to 2.0% of Si, 0.2 to 2.0% of Mn, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of Sol.Al, 0.1 to 2.0% of Cr, 0.005 To 0.03%, B: 0 to 0.003% and P: 0.1 to 0.3%, the balance Fe and other unavoidable impurities to 900 to 1100 캜;
    Subjecting the heated billets to finish rolling and sizing rolling at a temperature of A 1 to A 3 + 50 ° C or lower to obtain a wire rod;
    Drawing the wire with a cross-sectional reduction of 50% or less;
    Subjecting the dried wire rod to a nano-carbide induction heat treatment at a temperature of 500 to 650 ° C for 30 minutes to 3 hours;
    Subjecting the heat-treated wire to a spheroidizing heat treatment at a temperature of A 1 ± 50 ° C for at least 30 minutes; Molding the spheroidized heat-treated wire to obtain a molded article;
    A step of increasing the temperature of the molded article to a temperature of 850 to 1050 캜 at a temperature raising rate of 20 캜 / sec or more, maintaining the molded article for 1 minute or less, and then cooling at a cooling rate of 30 캜 / sec or more; And
    And sintering the calcined molded article at a temperature of 450 to 700 ° C.
  13. 제12항에 있어서, 상기 빌렛은 V:0.05~0.20%, Nb:0.001~0.03% 및 Mo:0.15~0.5% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
    The billet according to claim 12, wherein the billet further comprises at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.03%, and Mo: 0.15 to 0.5% ≪ / RTI >
  14. 제12항에 있어서, 상기 빌렛의 가열시간이 60~150분인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
    13. The method according to claim 12, wherein the heating time of the billet is 60 to 150 minutes.
  15. 제12항에 있어서, 상기 사상압연과 사이징압연의 변형량 총합이 0.4~5인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
    13. The method according to claim 12, wherein the total sum of deformation amounts of the finishing rolling and the sizing rolling is 0.4 to 5. 13. The method according to claim 12,
  16. 제12항에 있어서, 상기 선재의 신선 시 단면 감소율이 5~50%인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.
    The method of claim 12, wherein the wire has a reduced cross-sectional area of 5 to 50% at the time of drawing.
  17. 제12항에 있어서, 상기 소입시간은 5분 이내이고, 소려시간은 2시간 이내인 것을 특징으로 하는 충격특성이 우수한 고내식성 고인(P) 성형품의 제조방법.13. The method according to claim 12, wherein the quenching time is within 5 minutes and the bake time is within 2 hours.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1152007A (en) 1997-08-06 1999-02-26 Nec Corp Dc characteristic measuring device
JP2000248313A (en) * 1999-02-26 2000-09-12 Daido Steel Co Ltd Spheroidizing heat treatment of steel slab
JP3793391B2 (en) * 2000-04-04 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 High strength bolt excellent in delayed fracture resistance with a tensile strength of 1300 MPa or more and method for producing the same
JP2010095753A (en) * 2008-10-15 2010-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel plate and method for manufacturing the same
KR20110133894A (en) 2010-06-07 2011-12-14 동양기전 주식회사 Manual and auto change equipment of driving apparatus for vehicle
KR20140084584A (en) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 A steel containing phosphorous with excellent impact toughness

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1152007A (en) 1997-08-06 1999-02-26 Nec Corp Dc characteristic measuring device
JP2000248313A (en) * 1999-02-26 2000-09-12 Daido Steel Co Ltd Spheroidizing heat treatment of steel slab
JP3793391B2 (en) * 2000-04-04 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 High strength bolt excellent in delayed fracture resistance with a tensile strength of 1300 MPa or more and method for producing the same
JP2010095753A (en) * 2008-10-15 2010-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel plate and method for manufacturing the same
KR20110133894A (en) 2010-06-07 2011-12-14 동양기전 주식회사 Manual and auto change equipment of driving apparatus for vehicle
KR20140084584A (en) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 A steel containing phosphorous with excellent impact toughness

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