WO2020032494A1 - 연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법 - Google Patents

연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법 Download PDF

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WO2020032494A1
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wire rod
heat treatment
treatment time
wire
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이병갑
이상윤
박인규
이재승
김한휘
양요셉
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주식회사 포스코
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Definitions

  • the present invention relates to the production of cold rolling wire for shortening the soft heat treatment time, and more particularly, the cold rolling for wire rolling that can shorten the subsequent soft nitriding heat treatment time by controlling the microstructure of the wire after rolling and It relates to a manufacturing method.
  • spheroidization In order to soften the wire, spheroidization is generally performed. Spheroidal heat treatment spheroidizes cementite and induces homogeneous particle distribution in order to improve cold workability during cold forming. In addition, the hardness of the material to be processed can be lowered as much as possible in order to improve the life of the processing dies. In order to achieve the above two objects, it is used as a concept of soft-nitriding materials.
  • Such spheroidization heat treatment is largely classified into two types.
  • One is a method of heating for a long time below the vacancy temperature, which is mainly used for the spheroidizing treatment of hot rolled products.
  • the other is the method of obtaining a spheroidized structure by ultra-cooling after heating between the vacancy temperature and the austenitization temperature (inter-critical annealing).
  • the process of spheroidization at the spheroidizing heat treatment temperature is performed by the diffusion of carbon at high temperature due to defects in lamellar cementite or the difference in curvature with the flat interface at the end. Is generated and the lamellar cementite is known to be segmented and then spheronized to reduce interfacial energy.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Application Publication 2018-0072965 (released July 2, 2018)
  • the present invention includes the microstructured ferrite having a grain size of 5 ⁇ m or less having a maximum grain size of not more than 80% of the equilibrium ferrite fraction in equilibrium, and the bainite / martensite area fraction of 5% or less, and residual pearlite structure. It is an object of the present invention to provide a cold-rolled wire rod and a method of manufacturing the same, by controlling the composite structure to shorten the soft-nitriding heat treatment time.
  • Weight% includes C: 0.15 to 0.5%, Si: 0.02 to 0.4%, Mn: 0.3 to 1.2%, Al: 0.02 to 0.05%, P: 0.03% or less, S: less than 0.01%, N: less than 0.01% And the remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • Its internal structure includes 20-90 area% of cornerstone ferrite structure, 5 area% or less of bainite and martensite structure, and residual pearlite structure, and at least 80% of the equilibrium cornerstone ferrite fraction has an average particle diameter of 5 ⁇ m or less. It is a cornerstone ferrite structure, and the tensile strength of the wire rod relates to a cold-rolled wire rod that can shorten the soft heat treatment time satisfying the following equation 1.
  • the present invention after heating the steel having the composition in the range 900 ⁇ 1050 °C, maintaining within 180 minutes;
  • the tensile strength of the cooled wire rod is a cold-rolled wire rod manufacturing method that can shorten the soft heat treatment time satisfying the following relational formula 1
  • Its internal structure includes 20-90 area% of cornerstone ferrite structure, 5 area% or less of bainite and martensite structure, and residual pearlite structure, and at least 80% of the equilibrium cornerstone ferrite fraction has an average particle diameter of 5 ⁇ m or less. It may be a cornerstone ferrite tissue.
  • the cooled wire is not drawn, the material is maintained in the temperature range of Ae1 ⁇ Ae1 + 40 °C after cooling to 15 ⁇ 30 °C / hr up to 660 °C, the temperature maintenance and cooling time total 10 ⁇ 15 It may further comprise a spheroidizing heat treatment process that is time.
  • the present invention can be obtained through a relatively short soft nitriding heat treatment time of the wire rod having the desired characteristics through the optimization of the manufactured wire microstructure, thereby reducing the manufacturing cost and time It has a useful effect.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 2.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 2.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 2.
  • FIG. 2 is a structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows invention example 4, and (b) shows comparative example 4.
  • FIG. 2 shows invention example 4, and (b) shows comparative example 4.
  • C 0.15 to 0.5%
  • Si 0.02 to 0.4%
  • Mn 0.3 to 1.2%
  • Al 0.02 to 0.05%
  • P 0.03% or less
  • S less than 0.01%
  • N 0.01%
  • heat-treated short-wired wires which contain less than, steel and other remaining Fe and other unavoidable impurities, to form a cornerstone ferrite through rolling to induce grain refinement to obtain a soft wire by accelerating the diffusion of carbon during soft heat treatment of the material. It relates to a manufacturing method.
  • the reason for limiting the content of carbon to 0.15 to 0.5% is that if the content is more than 0.5%, almost all tissues are composed of pearlite, making it difficult to secure the desired cornerstone ferrite grains, and if the content is less than 0.15%, the cornerstone increases. This is because the grains are not fine and it is difficult to transform into martensitic microstructure during QT heat treatment, and it is difficult to secure sufficient strength even in the martensite structure due to the low carbon content.
  • the content of the silicon (Si) is limited to 0.02 to 0.4%, for the following reason. Si is a representative substitution type element and has a great influence on securing the strength of steel. If the content is less than 0.02%, it is difficult to secure the strength of the steel, and if the content is more than 0.4%, it is necessary to further remove the cost by encouraging the generation of decarburized tissue during wire rolling, and it is difficult to forge because the strength increases during forging.
  • the manganese (Mn) forms a substituted solid solution in the matrix and lowers the temperature of A1 to refine the interlaminar spacing of the pearlite, and increases the grain size in the cornerstone ferrite tissue, thereby limiting its content to 0.3-1.2%.
  • the manganese is added in excess of 1.2%, it has a harmful effect due to tissue heterogeneity due to manganese segregation.
  • the steel solidifies macro segregation and micro segregation tend to occur depending on the segregation mechanism.
  • Manganese segregation promotes segregation due to the relatively low diffusion coefficient compared to other elements, and the improvement of hardenability results in the core martensite. This is the main reason for generating.
  • the manganese is added less than 0.3%, it may be difficult to secure sufficient hardenability for securing the martensite structure after QT.
  • the aluminum content is preferably limited to 0.02 ⁇ 0.05%. If the content is less than 0.02%, it is difficult to secure sufficient deoxidation power, and if it is 0.05%, hard inclusions such as Al2O3 may increase, and nozzle clogging may occur due to inclusions during playing.
  • the content of nitrogen should be controlled to less than 0.01%. This is because, above 0.01%, a decrease in material phosphorus / ductility may occur due to solid nitrogen which is not bound as a precipitate.
  • P and S are impurities, and P is segregated at grain boundaries, which lowers the recognition. Therefore, the content is preferably limited to 0.03% or less.
  • S is a low melting point element, the grain boundary segregation lowers toughness and forms an emulsion, which has a detrimental effect on the product.
  • the cold-rolled wire rod according to the present invention has an internal structure of 20-90 area% of the cornerstone ferrite structure, 5 area% or less of bainite and martensite structure, and the residual pearlite structure, and 80 of the equilibrium cornerstone ferrite fraction. At least% is a cornerstone ferrite structure with an average particle diameter of 5 ⁇ m or less.
  • the equilibrium saltpeter ferrite fraction means a saltpeter ferrite fraction at a temperature directly above A1 in the state diagram of each composition.
  • Thermo calc. The state diagram calculated in the software was used.
  • the present invention is characterized by having a saltpeter ferrite structure having such an equilibrium saltpeter ferrite fraction of 80% or more.
  • the cornerstone ferrite fraction of the steel of the present invention is produced by the conventional method because the cornerstone ferrite is produced and grown during finishing rolling and grown during cooling at temperatures below Ae 3 to 730. It is higher than the cornerstone ferrite fraction in the wire rod of the same composition produced.
  • the reason why the average size of the cornerstone ferrite is limited to 5 ⁇ m or less is because the cornerstone ferrite is rapidly formed during finishing rolling, thereby miniaturizing the grains, which is used to prevent diffusion of carbon through the fine grains during the post-soft nitriding heat treatment. This is because spheroidized tissue can be obtained by accelerating in a shorter time than usual.
  • the reason why the area ratio of the bainite and martensite structure is controlled to 5% or less is that the material may be disconnected during the drawing process or uncoil before the soft nitriding heat treatment if the tissue is present.
  • the wire rod manufactured by the cooling satisfies the TS parameter of the following relational formula 1.
  • the tensile strength due to the grain refinement of the manufactured wire rod is usually higher than that of the wire rod, it has a higher tensile strength that satisfies the TS parameter of the following Equation 1, and accordingly softening heat treatment time according to grain refinement It can help you shorten effectively.
  • the tensile strength of the wire increases with increasing alloying elements (C, Si, Mn), but the tensile strength of the wire is high due to the grain refinement despite the same alloy composition and microstructure (F + P). It is a characteristic of invention steel. Compared with the conventional material, it is divided by the following relation 1, and when the following relation 1 is satisfied, there is an effect of obtaining a low tensile strength in the same spheroidized heat treatment material.
  • AGS austenite grain size
  • the present invention is heated to 900 ⁇ 1050 °C range of the steel material having the above-described composition, and maintained within 180 minutes. If the heating temperature exceeds 1050 °C AGS grows large, there is a problem in minimizing the crystal grains by inducing the cornerstone ferrite with the amount of deformation during the finish rolling, if less than 900 °C overloading the equipment by increasing the amount of rolling during rough rolling Because. If the holding time exceeds 180 minutes, the AGS grows largely for the same reason as above, which causes problems in inducing the cornerstone ferrite with more deformation during finishing rolling to refine the grains.
  • the austenitic grain size (AGS) of the steel material is controlled in the range of 5 to 20 ⁇ m immediately before finishing hot rolling.
  • the reason for controlling the austenite grain size (AGS) is 0.3 or more deformation during finish rolling. This is to induce the cornerstone ferrite to refine the grains. If the size is larger than 20 ⁇ m, more finish rolling amount is required, so it is difficult to refine the grain, and in order to make AGS material of 5 ⁇ m or less during rough rolling, more deformation amount is required than the conventional manufacturing method, so the billet size is increased, There is a problem of process constraints because the material feed rate must be increased to reduce the interpass time.
  • the AGS-controlled steel is hot rolled to a wire shape having a deformation amount of 0.3 to 2.0 at a temperature of Ae 3 or less to 730 ° C. or more.
  • the hot finishing temperature range it is preferable to control the hot finishing temperature range to below the Ae 3 ⁇ 730 °C, if the Ae 3 temperature is exceeded, cornerstone ferrite is not produced, it is disadvantageous to grain refinement, and below 730 °C the pearlite is rolling This is because it is disadvantageous to the grain refinement and the rolling temperature is low, so that the rolling roll is overloaded.
  • the deformation amount it is preferable to make the deformation amount to 0.3 ⁇ 2.0, which is less than 0.3, the deformation amount is small, it can not induce the cornerstone ferrite can not refine the crystal grains, if it is 2.0 or more, the rolling amount overload and the desired material diameter by increasing the deformation amount It is difficult to manufacture.
  • the finished hot rolled wire is cooled at a cooling rate of 3 to 20 ° C./s to obtain a wire in which its internal microstructure as described above is finely controlled.
  • the reason for controlling the cooling rate in the range of 3 ⁇ 20 °C / s is to suppress the grain growth of ferrite grain size (FGS) 5 ⁇ m or less after the end of hot rolling.
  • the material it is preferable to cool the material at 15 to 30 ° C./hr to 660 ° C. after holding the material at Ae 1 to Ae 1 + 40 ° C.
  • Conventional agglomerated steel wire spheroidization heat treatment is prepared by the method of slow cooling after maintaining the temperature at the temperature of Ae1 ⁇ Ae1 + 40 °C, in the present invention 15 ⁇ 30 °C to maintain the material in the temperature range of Ae1 ⁇ Ae1 + 40 °C to 660 °C Cooled to / hr, it is preferable to proceed the heat treatment to maintain the temperature and cooling time for a total of 10 to 15 hours.
  • the wire rod of the present invention subjected to the heat treatment process may exhibit low tensile strength due to diffusion acceleration of C due to grain refinement as compared with the wire rod prepared by a conventional method.
  • the billet having the composition shown in Table 1 was rolled 9mm wire rod.
  • the invention examples satisfy the component range and production conditions of the present invention, and the comparative examples are outside the production conditions of the present invention.
  • Cooling conditions in Table 1 are the cooling rate (°C / s) at which the wire surface temperature reaches 500 °C.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 2.
  • FIG. AGS was measured using the ASTM E112 method.
  • Comparative Example 2 since it was heated for a long time compared to other conditions, it can be seen that AGS before finishing rolling is larger than other conditions.
  • the small AGS before the finish rolling can produce a large amount of cornerstone ferrite at the grain boundary due to the deformation amount during the finish rolling, and thus the grain size of the final wire can be made small by the formation and growth of the cornerstone ferrite during rolling.
  • Table 2 below shows the microstructure and mechanical properties of the wire microstructure and the soft nitriding material of the soft nitriding heat treatment material prepared under the above manufacturing conditions.
  • the wire ferrite phase fraction was obtained by cutting, polishing, and etching the specimen, and obtaining a microstructure photograph through an electron microscope, and classifying the phases through a program called image j 'to obtain 5 ⁇ 1000 times per condition.
  • the area is calculated by SEM photographs and the average value is shown.
  • the grain size is obtained by cutting, polishing, and etching the specimen, and obtaining a microstructure photograph through an electron microscope.
  • the SEM size of the ⁇ 1000 times 5 is an average value of grain size measured according to ASTM E112 standard.
  • the tensile strength shows the results of the tensile test at the rate of 10mm / min by the specimen prepared in ASTM E-8 standard.
  • a * is the tensile strength (MPa) calculated by the TS parameter relation 1 ⁇ 279 + 864 * ([C] + [Si] / 8 + [Mn] / 18) ⁇ .
  • the average cornerstone ferrite grain size of the final wire rod is 10 ⁇ m or more, and thus the grain size is larger than the invention examples, which is a main cause of the wire strength being lower than that of the invention steel.
  • FIG. 2 is a structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows invention example 4, and (b) shows comparative example 4.
  • FIG. 2 shows invention example 4, and (b) shows comparative example 4.
  • the tensile strength of the wire rods of the inventive examples is greater than the TS parameter, but the tensile strength of the comparative examples is It can be seen that the strength is smaller than the TS parameter, that is, the wires of the inventive examples show a significantly lower tensile strength of the heat treatment material after spheroidization compared to the wire tensile strength through rapid carbon diffusion during soft nitriding due to the fine microstructure. Can be.

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Abstract

연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법이 제공된다. 본 발명의 냉간 압조용 선재는, 중량%로 C: 0.15~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.2%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만, N: 0.01% 미만을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직이며, 그리고 상기 선재의 인장강도는 하기 관계식 1을 만족한다. [관계식 1] TS(MPa) ≥≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)

Description

연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법
본 발명은 연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 압연후 선재의 미세조직을 제어함로써 후속하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선재를 연질화하기 위하여 일반적으로 구상화 열처리를 한다. 구상화 열처리는 냉간 성형시 냉간 가공성을 향상시키기 위하여 세멘타이트를 구형화하고 균질한 입자 분포를 유도한다. 또한, 가공 다이스의 수명을 향상시키기 위하여 가공되는 소재의 경도를 가능한 한 낮추어 줄 수 있다. 상기 2가지의 목적을 달성하기 위해 소재의 연질화 개념으로서 이용되고 있다.
이러한 구상화 열처리는 크게 2가지로 분류된다. 하나는 공석온도 이하에서 장시간 가열하는 방법으로서, 주로 열연 제품의 구상화 처리에 이용되고 있다(sub-critical annealing). 다른 하나는 공석온도와 오스테나이트화 온도 사이에서 가열 후 극서냉하여 구상화 조직을 얻는 방법이다(inter-critical annealing).
초기 조직이 펄라이트로 구성된 경우, 구상화 열처리 온도에서 구상화가 진행되는 과정은, 높은 온도에서의 확산에 의하여 라멜라(lamellar) 세멘타이트의 결함 또는 끝 부분에서의 평평한 계면과의 곡률 차이에 의한 탄소농도 구배가 발생하여 라멜라 세멘타이트가 분절되고, 이후 계면 에너지를 줄이기 위해 구상화된다고 알려져 있다.
이러한 구상화 연질화 처리를 위해서는 별도의 공정수와 많은 비용과 시간이 들어가므로 그 공정 시간을 가급적 단축함이 바람직하며, 따라서 상술한 구상화 연질화 처리공정을 단축하는 기술 개발에 연구가 대두되고 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 특허출원공개 2018-0072965(2018.07.02 공개)
따라서 본 발명은 압연 후 선재의 조직을 초석 페라이트 분율이 평형상의 80% 이상인 최대 5㎛ 이하의 결정립경을 갖는 미세 초석 페라이트와, 베이나이트/마르텐사이트 면적 분율은 5% 이하, 잔여 펄라이트 조직을 포함하는 복합조직으로 제어함으로서 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간압조용 선재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로 C: 0.15~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.2%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만, N: 0.01% 미만을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직이며, 그리고 상기 선재의 인장강도는 하기 관계식 1을 만족하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재에 관한 것이다.
[관계식 1]
TS(MPa) ≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
또한 본 발명은 상기 조성을 갖는 강재를 900~1050℃ 범위로 가열한 후, 180분 이내로 유지하는 공정;
상기 강재의 오스테나이트 결정입 크기(AGS)를 5~20㎛ 범위로 제어하는 공정;
상기 AGS가 제어된 강재를 Ae 3이하 ~ 730℃이상의 온도에서 0.3 ~ 2.0의 변형량으로 선재형상으로 마무리 열간압연하는 공정; 및
상기 마무리 열간압연된 선재를 3~20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고,
상기 냉각된 선재의 인장강도는 하기 관계식 1을 만족하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법
[관계식 1]
TS(MPa) ≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
또한 상기 냉각된 선재는,
그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직일 수 있다.
또한 상기 냉각된 선재를, 신선을 진행하지 않고, 소재를 Ae1~Ae1+40℃ 온도 영역에서 유지 후 660℃까지 15~30℃/hr로 냉각하고, 상기 온도 유지 및 냉각 시간이 총 10~15시간인 구상화 열처리 공정을 추가로 포함할 수 있다.
상술한 바와 구성의 구성은 본 발명은, 제조된 선재 미세조직의 최적화를 통하여 소망하는 특성을 갖는 선재를 비교적 짧은 연질화 열처리시간을 통하여도 얻을 수 있으며, 이에 따라 제조비용 및 시간을 줄일 수 있는 유용한 효과가 있다.
도 1은 마무리 열간압연 전 강재의 AGS를 보이는 조직사진으로서, (a)는 발명예 2를, 그리고 (b)는 비교예 2를 나타낸다.
도 2는 선재 압연후 냉각으로 얻어진 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 4를, 그리고 (b)는 비교예 4를 나타낸다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은 중량%로 C: 0.15~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.2%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만, N: 0.01% 미만을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재에 압연을 통해 초석 페라이트를 생성시켜 결정립 미세화를 유도하여 소재의 연질 열처리 중 탄소의 확산 가속을 통해 연질 선재를 얻도록 하는 열처리 단축형 선재의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 선재 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명한다. 여기에서, %는 달리 정의한 바가 없다면 중량%를 의미한다.
·C: 0.15~0.5%
상기 탄소의 함량을 0.15~0.5%으로 제한한 이유는 그 함량이 0.5% 초과하면 거의 모든 조직이 펄라이트로 구성되어 목적으로 하는 초석 페라이트 아결정립을 확보하기 어려우며, 0.15% 미만에서는 초석 페라이트 분율 증가로 결정립이 미세하지 않고 QT 열처리시 마르텐사이트 미세조직으로 변태시키기 어려우며 상기 마르텐사이트 조직에서도 낮은 탄소함량으로 인해 충분한 강도를 확보하기 어렵기 때문이다.
·Si: 0.02~0.4%,
상기 실리콘(Si)의 함량을 0.02~0.4%로 한정하는 데, 그 이유는 다음과 같다. Si은 대표적인 치환형 원소로서 강의 강도확보에 큰 영향을 미친다. 만일 그 함량이 0.02% 미만에서는 강의 강도확보가 어려우며, 0.4%를 초과하면 선재압연 중 탈탄 조직 생성을 조장하여 추가적 제거 비용이 필요하고, 단조 시 강도가 상승하여 단조하기 어렵기 때문이다.
·Mn: 0.3~1.2%
상기 망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하고 A1 온도를 낮추어펄라이트 층간간격을 미세화한다, 그리고 초석 페라이트 조직내 아결정립을 증가시키므로 그 함량은 0.3~1.2%로 제한한다. 상기 망간을 1.2%를 초과하여 첨가할 경우, 망간편석에 의한 조직 불균질에 의해 유해한 영향을 미치게 된다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 또한 상기 망간이 0.3% 미만으로 첨가될 경우, QT후 마르텐사이트 조직 확보를 위한 충분한 소입성이 확보되기 어려울 수 있다.
·Al: 0.02~0.05%
본 발명에서 상기 알루미늄 함량은 0.02~0.05%로 한정함이 좋다. 만일 그 함량이 0.02% 미만에서는 충분한 탈산력이 확보되기 어려우며, 0.05%를 초고하면 Al2O3 등의 경질 개재물이 증가할 수 있으며, 특히 연주시 개재물에 의한 노즐 막힘이 발생할 수 있기 때문이다.
·N: 0.01% 미만
본 발명에서 질소의 함량은 0.01% 미만으로 관리되어야 한다. 0.01% 이상에서는 석출물로 결합하지 않은 고용 질소로 인해 소재 인/연성의 저하가 발생할 수 있기 때문이다.
·P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만
P 및 S는 불순물로서 P는 결정립계에 편석하여 인정을 저하시키기 때문에 그 함양을 0.03%이하로 제한함이 바람직하다. 그리고 S는 저융점 원소로 입계편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 제품에 유해한 영향을 미치기 때문에 그 함량을 0.01% 미만으로 관리함이 바람직하다.
또한 본 발명의 냉간압조용 선재는 그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직이다.
본 발명에서 평형 초석 페라이트 분율이란 각 조성의 상태도에서 A1 직상의 온도에서 레버룰에 의한 초석페라이트 분율을 의미한다. 본 발명에서는 Thermo calc. 소프트웨어에서 계산된 상태도를 활용하였다.
본 발명은 이러한 평형 초석 페라이트 분율이 80% 이상인 초석 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 한다. 통상의 냉각 중에 생성 및 성장하는 선재 내 초석 페라이트와 비교하여, Ae 3이하 ~ 730 온도에서 마무리 압연 중 초석 페라이트가 생성 및 성장하고, 냉각 중 성장하기 때문에 본 발명강의 초석 페라이트 분율이 통상의 방법으로 제조된 동일 조성의 선재 내 초석 페라이트 분율 보다 높다.
본 발명에서 초석 페라이트 평균 입경을 5㎛m 이하로 제한하는 이유는 상기 초석 페라이트가 마무리 압연 중 급속히 생성됨으로써 결정립을 미세화되기 때문이며, 이는 후공정인 연질화 열처리 시 상기 미세한 결정립을 통해 탄소의 확산을 가속시켜 통상보다 짧은 시간에 구상화 조직을 얻을 수 있기 때문이다. 그리고 베이나이트 및 마르텐사이트 조직의 면적율을 5% 이하로 제어하는 이유는 상기 조직이 존재할 경우 연질화 열처리 전 신선공정 혹은 언코일 시 소재가 단선될 수 있기 때문이다.
또한 본 발명에서는 상기 냉각으로 제조된 선재는 하기 관계식 1의 TS 파라메터를 만족함이 바람직하다. 본 발명의 경우, 제조된 선재의 결정립 미세화에 따른 인장강도가 통상 선재보다 높기 때문에, 하기 관계식 1의 TS 파라메터를 만족하는 보다 높은 인장강도를 가지게 되며, 이에 따라 결정립 미세화에 따른 연질화 열처리시간을 효과적으로 단축할 수 있게 하여 준다.
선재의 인장강도는 합금 원소(C, Si, Mn)가 증가함에 따라 강도가 증가하지만 동일 합금조성 및 미세조직(F+P)을 지님에도 불구하고 결정립 미세화로 인해 선재의 인장강도가 높은 것이 본 발명강의 특징이다. 이를 통상재와 비교하여 하기 관계식 1을 통해 구분되며 하기 관계식 1을 만족 시에 동일 구상화 열처리재에서 낮은 인장강도를 얻을 수 있는 효과가 있다.
[관계식 1]
TS(MPa) ≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
다음으로, 본 발명의 연질화 열처리를 가속시킬 수 있는 초세립 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법은, 상술한 조성성분을 갖는 강재를 900~1050℃ 범위로 가열한 후, 180분 이내로 유지하는 공정; 상기 강재의 오스테나이트 결정입 크기(AGS)를 5~20㎛ 범위로 제어하는 공정; 상기 AGS가 제어된 강재를 Ae 3이하 ~ 730℃이상의 온도에서 0.3 ~ 2.0의 변형량으로 선재형상으로 마무리 열간압연하는 공정; 및 상기 마무리 열간압연된 선재를 3~20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함한다.
먼저, 본 발명은 상술한 조성성분을 갖는 강재를 900~1050℃ 범위로 가열한 후, 180분 이내로 유지한다. 상기 가열온도가 1050℃를 초과하면 AGS가 크게 성장하여 마무리 압연 중 더 많은 변형량으로 초석 페라이트를 유도하여 결정립을 미세화시키는데 문제가 있고, 900℃ 미만이면 조압연 중 압하량 증가로 장비에 과부하가 걸리기 때문이다. 그리고 유지시간이 180분을 초과하면 상기와 같은 이유로 AGS가 크게 성장하여 마무리 압연 중 더 많은 변형량으로 초석 페라이트를 유도하여 결정립을 미세화시키는데 문제가 있기 때문이다.
이어, 본 발명에서는 마무리 열간 압연 직전 상기 강재의 오스테나이트 결정입 크기(AGS)를 5~20㎛ 범위로 제어한다 이와 같이 오스테나이 결정입 크기(AGS)를 제어하는 이유는 마무리 압연 중 0.3 이상의 변형량으로도 초석 페라이트를 유도하여 결정립을 미세화시키기 위함이다. 만일 상기 크기가 20㎛를 초과하면 더 많은 마무리압연량이 요구되어 결정립 미세화가 어렵고, 조압연 중 5㎛이하의 AGS 소재를 만들려면 통상의 제조방법보다 더 많은 변형량이 필요하여 billet 사이즈가 증가하거나, interpass time을 줄이기 위해 소재 이송속도를 증가시켜야 하기 때문에 공정적 제약의 문제가 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 AGS가 제어된 강재를 Ae 3이하 ~ 730℃이상의 온도에서 0.3 ~ 2.0의 변형량의 선재형상으로 마무리 열간압연한다.
이때, 열간마무리온도 범위를 Ae 3이하 ~ 730℃이상의 온도 범위로 제어함이 바람직한데, 만일 Ae 3 온도를 초과하면 초석 페라이트가 생성되지 않아 결정립 미세화에 불리하고, 730℃ 미만에서는 펄라이트가 압연 중 생성되어 결정립 미세화에 불리하고 압연온도가 낮아 압연롤에 과부하가 걸리기 때문이다.
그리고 그 변형량을 0.3~2.0이 되도록 함이 바람직한데, 이는 0.3 이하일 경우, 변형량이 작아 초석페라이트를 유도하지 못해 결정립을 미세화시킬 수 없으며, 2.0 이상일 경우, 변형량 증대로 압연량 과부화 및 원하는 소재의 직경을 제조하기 어렵다.
이어, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연된 선재를 3~20℃/s의 냉각속도로 냉각함으로써 상술한 바와 같은 그 내부 미세조직이 세립으로 제어된 선재를 얻을 수 있다. 이때, 냉각속도를 3~20℃/s 범위로 제어하는 이유는 열간압연 종료 이후, 페라이트 결정입 크기(FGS) 5㎛ 이하의 결정입 성장을 억제하기 위함이다.
그리고 본 발명에서는 상기 소재를 Ae1~Ae1+40℃ 온도에서 유지후 660℃까지 15~30℃/hr로 냉각하는 것이 바람직하다. 통상의 아공석강 선재 구상화 열처리는 Ae1~Ae1+40℃의 온도에서 온도 유지 후 서냉하는 방법으로 제조되며, 본 발명에서는 소재를 Ae1~Ae1+40℃ 온도영역에서 유지후 660℃까지 15~30℃/hr로 냉각하였으며, 이때 온도 유지 및 냉각 시간을 총 10~15시간으로 열처리 진행함이 바람직하다. 열처리 과정을 거친 본 발명의 선재는 인장강도가 통상의 방법으로 제조된 선재와 비교하여 결정립 미세화에 의한 C의 확산가속으로 낮은 인장강도를 보일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 빌렛을 9mm 선재 압연하였다. 발명예들은 본 발명의 성분 범위 및 제조 조건을 만족하는 것이고, 비교예들은 본 발명의 제조조건을 벗어난 것이다.
구분 합금 성분(중량%) 가열조건 마무리 압연 냉각 조건
C Si Mn Al N 온도(℃) 유지시간(min) 압연전 AGS(㎛) 압연온도(℃) 변형량
비교예1 0.47 0.25 0.75 0.025 0.004 974 99 11 756 0.1 8
비교예2 0.26 0.16 0.58 0.026 0.004 1035 207 22 737 1.1 9
비교예3 0.46 0.29 0.77 0.028 0.005 985 97 12 842 1.2 8
비교예4 0.31 0.24 0.72 0.023 0.004 994 104 11 748 0.8 1
발명예1 0.23 0.31 0.49 0.026 0.005 1023 92 12 747 1.3 6
발명예2 0.18 0.18 0.88 0.023 0.005 978 109 9 759 1.6 4
발명예3 0.44 0.24 0.92 0.025 0.004 1013 98 9 773 0.7 9
발명예4 0.36 0.22 0.78 0.025 0.005 992 101 11 764 0.9 11
발명예5 0.41 0.28 0.82 0.026 0.004 989 107 10 752 1.1 7
*표 1에서 냉각조건은 선재 표면온도가 500℃까지 도달하는 냉각속도(℃/s)
도 1은 마무리 열간압연 전 강재의 AGS를 보이는 조직사진으로서, (a)는 발명예 2를, 그리고 (b)는 비교예 2를 나타낸다. AGS는 ASTM E112법을 활용하여 측정되었다. 상기 비교예 2의 경우, 다른 조건에 비해 긴 시간 동안 가열되었기 때문에 마무리 압연전 AGS가 다른 조건에 비해 큼을 알 수 있다. 한편 마무리 압연전 작은 AGS는 마무리 압연시 변형량에 의해 입계에서 많은 초석 페라이트를 생성시킬 수 있으며, 따라서 압연 중 초석 페라이트의 생성 및 성장에 의해 최종 선재의 결정립 크기를 작게 만들 수 있다.
하기 표 2는 상기의 제조 조건으로 만들어진 선재 미세조직과, 연질화 열처리재된 연질화재의 미세조직 및 기계적 물성을 나타내고 있다.
한편 표 2에서 선재 페라이트 상분율은 시편을 절단, 폴리싱 및 에칭 진행한 후, 전자현미경을 통해 미세조직 사진을 얻었으며, image j’라는 프로그램을 통해 해당 상들을 구분하여 조건당 ×1000배 5장의 SEM사진으로 면적을 계산하여 그 평균값으로 나타낸 것이다.
그리고 결정립크기는 시편을 절단, 폴리싱, 에칭 진행 후, 전자현미경을 통해 미세조직 사진을 얻었으며, ×1000배 5장의 SEM사진으로 ASTM E112 규격으로 결정립 크기를 측정한 평균값이다
또한 인장강도는 ASTM E-8 규격으로 시편 제작하여 10mm/min의 속도로 인장시험된 결과를 나타낸다.
구분 선재 미세조직 인장 강도 연질화 열처리 조건 구상화열처리후 인장강도(MPa)
초석 페라이트 결정입 크기(㎛) 페라이트 평형분율(%) 선재 페라이트 분율(%) 인장강도(MPa) a* 온도(℃) 시간(h) 660℃까지 냉각속도(℃/h)
비교예1 11 37 27 718 748 742 10 18 572
비교예2 14 72 52 524 549 741 12 25 458
비교예3 13 47 27 710 745 739 10 22 565
비교예4 15 61 41 571 607 742 11 27 485
발명예1 4 72 70 558 535 745 12 17 423
발명예2 5 77 76 523 496 737 11 22 392
발명예3 4 48 46 754 729 742 13 19 495
발명예4 4 52 50 682 651 742 11 25 467
발명예5 4 49 48 727 703 470 12 22 486
*표 2에서 a*는 TS 파라메터 관계식 1 {279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)}으로 계산된 인장강도(MPa).
비교예 1의 경우, 마무리 압연중 변형량이 0.1로 너무 작았기 때문에 변형에 의한 초석 페라이트를 유도하지 못했다.
비교예 2의 경우, 상술한 바와 같이, 가열로 장입시간이 207분으로 다른 조건에 비해 길었기 때문에 마무리 압연전 AGS가 다른 조건에 비해 커서 압연 중 충분히 초석 페라이트가 유도되지 않았다.
비교예 3의 경우, 압연온도가 842℃로 Ae3의 이상의 온도에서 마무리 압연되었기 때문에 초석 페라이트가 유도되지 못했다.
비교예 4의 경우, 선재 표면온도가 500℃까지 도달하는 냉각속도가 1℃/s으로 초석 페라이트가 너무 성장하였다.
따라서 비교예 1-4의 경우 최종 선재의 평균 초석 페라이트 결정립 크기가 10㎛ 이상이 되어 발명예들에 비해 결정립 크기가 크며, 이는 선재 강도가 발명강에 비해 낮아지는 주원인이 된다.
도 2는 선재 압연후 냉각으로 얻어진 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 4를, 그리고 (b)는 비교예 4를 나타낸다.
한편 본 실시예에서 TS parameter(279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)를 살펴보면, 본 발명예들의 선재의 인장강도는 TS parameter보다 크나, 비교예들의 인장강도는 TS parameter보다 작음을 확인할 수 있다. 즉, 상기 발명예들의 선재들은 미세한 미세조직으로 인해 연질화열처리 중 빠른 탄소의 확산을 통해 선재 인장강도 대비 구상화 후 열처리재의 현저히 낮은 인장강도를 보임을 확인할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 비록 한정된 실시예와 실험예에 의해 설명되었으나, 본 발명은 이것에 의해 한정되지 않으며 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 본 발명의 기술사상과 아래에 기재될 특허청구범위의 균등범위 내에서 다양한 수정 및 변형 가능함은 물론이다.

Claims (4)

  1. 중량%로 C: 0.15~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.2%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만, N: 0.01% 미만을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직이며, 그리고
    상기 선재의 인장강도는 하기 관계식 1을 만족하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재.
    [관계식 1]
    TS(MPa) ≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
  2. 중량%로 C: 0.15~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 0.3~1.2%, Al: 0.02~0.05%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 미만, N: 0.01% 미만을 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 900~1050℃ 범위로 가열한 후, 180분 이내로 유지하는 공정;
    상기 강재의 오스테나이트 결정입 크기(AGS)를 5~20㎛ 범위로 제어하는 공정;
    상기 AGS가 제어된 강재를 Ae 3이하 ~ 730℃이상의 온도에서 0.3 ~ 2.0의 변형량으로 선재형상으로 마무리 열간압연하는 공정; 및
    상기 마무리 열간압연된 선재를 3~20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고,
    상기 냉각된 선재의 인장강도는 하기 관계식 1을 만족하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
    [관계식 1]
    TS(MPa) ≥ 279+864*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
  3. 제 2항에 있어서, 상기 냉각된 선재는,
    그 내부조직이, 20~90 면적%의 초석 페라이트 조직, 5 면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80% 이상이 평균 입경 5㎛m 이하인 초석 페라이트 조직인 것을 특징으로 하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
  4. 제 2항에 있어서, 상기 냉각된 선재를, 신선을 진행하지 않고, 소재를 Ae1~Ae1+40℃ 온도 영역에서 유지 후 660℃까지 15~30℃/hr로 냉각하고, 상기 온도 유지 및 냉각 시간이 총 10~15시간인 구상화 열처리 공정을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연질 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11131187A (ja) * 1997-10-24 1999-05-18 Kobe Steel Ltd 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法
KR20040051690A (ko) * 2002-12-11 2004-06-19 주식회사 포스코 중탄소강을 신속하게 연화시킬 수 있는 구상화 열처리 방법
JP2005194550A (ja) * 2003-12-26 2005-07-21 National Institute For Materials Science 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法
KR100722394B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그제조방법
JP2013007091A (ja) * 2011-06-23 2013-01-10 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3742232B2 (ja) 1998-10-13 2006-02-01 株式会社神戸製鋼所 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法
JP4915763B2 (ja) 2004-04-09 2012-04-11 独立行政法人物質・材料研究機構 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法
JP4669300B2 (ja) 2005-02-16 2011-04-13 新日本製鐵株式会社 球状化処理後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法
JP5492393B2 (ja) 2008-08-29 2014-05-14 独立行政法人物質・材料研究機構 熱間圧延棒鋼線材とその製造方法
JP5357994B2 (ja) 2011-12-19 2013-12-04 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP5486634B2 (ja) 2012-04-24 2014-05-07 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
JP2018024909A (ja) 2016-08-09 2018-02-15 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
KR102065264B1 (ko) 2018-08-08 2020-01-10 주식회사 포스코 연질 열처리 시간 단축형 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11131187A (ja) * 1997-10-24 1999-05-18 Kobe Steel Ltd 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法
KR20040051690A (ko) * 2002-12-11 2004-06-19 주식회사 포스코 중탄소강을 신속하게 연화시킬 수 있는 구상화 열처리 방법
JP2005194550A (ja) * 2003-12-26 2005-07-21 National Institute For Materials Science 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法
KR100722394B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-28 주식회사 포스코 우수한 구상화 소둔 특성을 가지는 고탄소강판 및 그제조방법
JP2013007091A (ja) * 2011-06-23 2013-01-10 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品

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