WO2020032785A1 - 연질 열처리 시간 단축형 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법 - Google Patents

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

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WO2020032785A1
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cornerstone ferrite
pearlite
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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-rolled cold-rolled wire rod for shortening the soft heat treatment time, and more particularly, the cold-rolled wire rod and the production thereof can be reduced by controlling the microstructure of the wire rod after rolling. It is about a 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 is a microstructured ferrite having a grain size of up to 5 ⁇ m having a grain size of not more than 80% of the equilibrium ferrite fraction in the equilibrium, and bainite / martensite fraction is 5% or less, residual pearlite structure It is an object of the present invention to provide a cold-rolled wire rod for shortening the soft nitridation time by controlling the composite structure and a method of manufacturing the same.
  • 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. Cornerstone ferrite tissue, and
  • the ultra-fine hardness for each microstructure relates to a cold-rolled wire rod that can shorten the soft-nitriding heat treatment time satisfying the following Equation 1 and Equation 2.
  • It relates to a cold-rolled wire rod manufacturing method that can shorten the soft-nitriding heat treatment time comprising the step of cooling the finish hot-rolled wire at a cooling rate of 3 ⁇ 20 °C / s.
  • 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. Cornerstone ferrite tissue, and
  • Ultrafine hardness for each microstructure preferably satisfies the following Equation 1 and Equation 2.
  • the method may further include a step of spheroidizing the cooled wire rod.
  • the shape ratio of cementite in pearlite may be 2.5 or less.
  • 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 1, and (b) shows Comparative Example 5.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 1, and (b) shows Comparative Example 5.
  • FIG. 1 is a texture photograph showing AGS of steel before finishing hot rolling, (a) shows Inventive Example 1, and (b) shows Comparative Example 5.
  • FIG. 2 is a structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 1.
  • FIG. 1 shows the structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 1.
  • FIG. 3 is a structure showing the microstructure of the wire rod after spheroidization heat treatment, (a) shows Inventive Example 1, and (b) shows Comparative Example 1.
  • FIG. 3 is a structure showing the microstructure of the wire rod after spheroidization heat treatment, (a) shows Inventive Example 1, and (b) shows Comparative Example 1.
  • 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.
  • More preferably in the present invention is to limit the content of the probe to 0.4 to 0.5% range.
  • 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 of 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 residual pearlite structure, the equilibrium of the cornerstone ferrite fraction At least 80% by volume is a cornerstone ferrite structure having 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 a conventional method because the cornerstone ferrite is produced and grown during finishing rolling and grown during cooling, compared to the cornerstone ferrite in the wire rod generated and grown during normal cooling, at temperatures below Ae 3 to 730 ° C. It is higher than the cornerstone ferrite fraction in the wire rod of the same composition.
  • 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 a diffusion of carbon through the fine grains during the soft nitriding heat treatment. This is because spheroidized tissue can be obtained in less time than usual by accelerating the pressure.
  • 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 hardness of the wire rod due to the refinement of the grain is higher than that of the conventional material, and when the microstructures are measured with ultra-fine hardness, the ferrite has a higher hardness value than the conventional material, and in the case of pearlite, the hardness is reversed.
  • the ultra-fine hardness for each microstructure satisfies the following Equation 1 and Equation 2.
  • each wire is increased by increasing the alloying elements (C, Si, Mn), but in the case of the present invention, the cornerstone ferrite has a high hardness value compared to the conventional material, and the pearlite is low compared to the conventional material. It is characterized by a hardness value and is classified according to the following relational expression.
  • 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 cooled wire can be spheroidized.
  • the wire rod of the present invention prepared in this way is excellent in the aspect ratio of cementite is less than 2.5, and the hardness is also low about 10Hv by increasing the segmentation rate of cementite in pearlite.
  • 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 1, and (b) shows Comparative Example 5.
  • FIG. AGS was measured using the ASTM E112 method.
  • Comparative Example 5 since it was heated at a higher heating temperature than 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 cornerstone 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 ultra-hardness checks the microstructure area to measure the ultra-hardness through an optical microscope, and indents pyramid-shaped diamond indenters 10 times of each of the cornerstone ferrite and pearlite at a pressure of 0.2942N. After measuring the length of the indentation trace is converted to the hardness value is the average value.
  • the wire hardness value and the soft nitride hardness value after spheroidization heat treatment were determined by cutting, polishing, and etching the specimen, and then confirming the microstructure region to measure the hardness through an optical microscope, and the pyramidal idamond indenter at a cross section of C at 98.1 N. After indentation 10 times in a 1/4 part, the length of the indented traces were measured and converted into hardness values and averaged.
  • Aspect ratio is X5000 times 3 SEM photographs and the average length ratio is measured by measuring the major and minor axis lengths of all cementite in the photograph.
  • a is the cornerstone size of the ferrite crystallites ( ⁇ m)
  • b is the cornerstone ferrite equilibrium fraction (%)
  • c is the cornerstone ferrite fraction (%)
  • d is the ferrite ultrafine hardness (Hv)
  • e is the ferrite ultrafine hardness.
  • Hv Hardness (Hv) ⁇ 128 + 61 * ([C] + [Si] / 8 + [Mn] / 18)
  • f is the pearlite ultrahardness (Hv)
  • g is the pearlite ultrahardness parameter
  • i is the cementite aspect ratio after heat treatment
  • j is the hardness (Hv) after spheroidization heat treatment.
  • Comparative Example 1-2 the cornerstone ferrite was not induced because the rolling temperatures were finish-rolled at a temperature of Ae3 or higher at 887 ° C and 862 ° C.
  • the cornerstone ferrite grew too much with the cooling rate of 1 ° C./s reaching the wire surface temperature of 500 ° C.
  • Comparative Example 4 because the amount of deformation during finish rolling was too small, 0.1, the cornerstone ferrite could not be induced by the deformation.
  • Comparative Example 5 since the heating temperature was higher than other conditions at 1120 ° C., AGS was larger than other conditions before finishing rolling, and thus, the cornerstone ferrite was not sufficiently induced during rolling.
  • FIG. 2 is a structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 1.
  • FIG. 1 shows the structure showing the microstructure of the wire rod obtained by cooling after wire rod rolling, (a) shows Inventive Example 2, and (b) shows Comparative Example 1.
  • Inventive examples compared to the comparative examples in Table 2 is characterized in that the grain size of the ferrite is small, and the cornerstone ferrite fraction is high enough to yield more than 80% of the equilibrium fraction.
  • the ultrafine hardness of the ferrites of the inventive examples is higher than that of the comparative examples, the hardness value of the ferrite, on the contrary, it can be seen that the hardness value of the pearlite is lower than the comparative examples.
  • the wire microstructure of the present invention examples, the ferrite ultra-hardness parameter, Hardness (Hv) ⁇ 128 + 61 * ([C] + [Si] / 8 + [Mn] / 18) and the pearlite ultra-hardness parameter, Hardness (Hv) ⁇ 254 + 23 * ([C] + [Si] / 8 + [Mn] / 18) all satisfies.
  • the wire of the present invention showed a hardness of about 10 Hv higher than the comparative examples due to the refinement of the grain, but the hardness of the spheroidized material after heat treatment at 690 °C for 2 hours was low 10Hv.
  • FIG. 3 is a structure showing the microstructure of the wire rod after spheroidization heat treatment, (a) shows Inventive Example 1, and (b) shows Comparative Example 1.
  • FIG. 3 it can be confirmed that the cementite in the pearlite is sufficiently segmented even during a short time of 690 °C 2 hours by the grain refinement of the cement ratio of Cementite to 2.5 or less.

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Abstract

연질 열처리 단축형 냉간 압조용 선재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 냉간압조용 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 미세조직별 초미세 경도는 관계식 1 및 관계식 2를 만족한다.

Description

연질 열처리 시간 단축형 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법
본 발명은 연질 열처리 시간 단축형 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 분율은 5% 이하, 잔여 펄라이트 조직을 포함하는 복합조직으로 제어함으로서 연질화 열처리 시간 단축형 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 미세조직별 초미세 경도는 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재에 관한 것이다.
[관계식 1]
초석 페라이트: Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
[관계식 2]
펄라이트: Hardness(Hv) ≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
상기 C가 0.4~0.5% 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명은,
상기 조성의 강재를 900℃이상~1050℃이하로 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 포함하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법에 관한 것이다.
상기 C는 0.4~0.5% 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 냉각으로 제조된 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 조직이며, 그리고
상기 미세조직별 초미세 경도는 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것이바람직하다.
[관계식 1]
초석 페라이트: Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
[관계식 2]
펄라이트: Hardness(Hv) ≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
상기 냉각된 선재를 구상화 열처리하는 하는 공정을 추가로 포함할 수 있다.
상기 구상화 열처리후 펄라이트 내 cementite의 형상비가 2.5이하일 수가 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 1를, 그리고 (b)는 비교예 5를 나타낸다.
도 2는 선재 압연후 냉각으로 얻어진 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 2를, 그리고 (b)는 비교예 1을 나타낸다.
도 3은 구상화 열처리후의 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 1를, 그리고 (b)는 비교예 1을 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.
본 발명에서 보다 바람직하게는 상기 탐소 함량을 0.4~0.5% 범위로 제한하는 것이다.
·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, 20~90면적%의 초석 페라이트 조직과, 5면적% 이하의 베이나이트 및 마르텐사이트 조직, 및 잔여 펄라이트 조직을 포함하고, 평형 초석 페라이트 분율 중 80적% 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 분율은 통상의 방법으로 제조된 동일 조성의 선재 내 초석 페라이트 분율 보다 높다.
본 발명에서 아울러 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 발명의 선재 경우에는 결정립 미세화에 따른 선재의 경도가 통상재와 비교하여 높으며 각각의 미세조직을 초미소경도로 측정하였을 때 페라이트는 통상재 대비하여 경도값이 높으며, 펄라이트의 경우는 반대로 경도값이 낮은 특성이 있다. 즉, 본 발명에서는 상기 미세조직별 초미세 경도가 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하도록 함이 바람직하다. 하기 관계식 1-2를 만족함으로써 동일 구상화열처리 시 구상화 시간 단축 효과가 있다. 선재의 미세조직별 경도는 합금원소(C, Si, Mn)가 증가함에 따라 증가하나, 본 발명재의 경우는 초석 페라이트는 통상재와 대비하여 높은 경도값을 지니고, 펄라이트는 통상재와 대비하여 낮은 경도값을 특징으로 하며 하기 관계식에 따라 구분된다.
[관계식 1]
초석 페라이트: Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
[관계식 2]
펄라이트: Hardness(Hv) ≤ 254+23*([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, 일정시간 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 냉각된 선재를 구상화 열처리할 수 있다.
구체적으로, 30% 단면 감소 신선공정을 거친 후, 690℃에서 2시간 열처리 후 퀜칭할 수 있다. 이와 같은 방법으로 제조된 본 발명의 선재는 펄라이트 내 cementite의 분절속도가 증가하여 cementite의 형상비가 2.5이하로 우수하고, 경도 또한 10Hv정도 낮다.
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 0.45 0.24 0.83 0.025 0.004 1032 92 13 887 1 5
비교예2 0.46 0.17 0.75 0.028 0.005 982 132 14 862 1.2 4
비교예3 0.43 0.29 0.62 0.023 0.004 993 121 11 749 0.1 9
비교예4 0.44 0.21 0.84 0.026 0.005 976 143 13 762 0.8 1
비교예5 0.45 0.24 0.76 0.027 0.005 1120 90 24 752 1 5
발명예1 0.43 0.19 0.59 0.029 0.004 967 94 12 761 1.4 4
발명예2 0.45 0.31 0.82 0.028 0.005 1012 127 11 754 1.6 7
발명예3 0.46 0.24 0.93 0.025 0.004 984 113 11 749 0.5 3
발명예4 0.48 0.23 0.74 0.029 0.004 1031 97 12 759 0.8 9
발명예5 0.45 0.24 0.72 0.027 0.004 996 149 11 768 1.1 11
*표 1에서 냉각조건은 선재 표면온도가 500℃까지 도달하는 냉각속도(℃/s)
도 1은 마무리 열간압연 전 강재의 AGS를 보이는 조직사진으로서, (a)는 발명예 1를, 그리고 (b)는 비교예 5를 나타낸다. AGS는 ASTM E112법을 활용하여 측정되었다. 상기 비교예 5의 경우, 다른 조건에 비해 높은 가열온도에서 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 초석 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.
초미세경도는 시편을 절단, 폴리싱, 에칭 진행 후, 광학현미경을 통해 초미세경도를 측정할 미세조직 부위를 확인하고, 피라미드형 아이다몬드 압입자를 0.2942N의 압력으로 초석페라이트와 펄라이트 각각 10개씩 압입 후 압입된 흔적의 길이를 측정하여 경도값으로 환산하여 이를 평균낸 값이다.
선재 경도값 및 구상화열처리후 연질화재 경도값은 시편을 절단, 폴리싱, 에칭 진행 후, 광학현미경을 통해 경도를 측정할 미세조직 부위를 확인하고, 피라미드형 아이다몬드 압입자를 98.1N의 압력으로 C단면 1/4부에 10회 압입 후 압인된 흔적의 길이를 측정하여 경도값으로 환산하고 이를 평균낸 값이다.
또한 Aspect ratio는 X5000배 3장의 SEM 사진으로 사진내 존재하는 모든 세멘타이트의 장축/단축 길이를 측정하여 각각의 길이비를 평균 낸 값이다
구분 선재 미세조직 선재 물성 연질화 열처리 조건 연질화재 미세조직 연질화재 경도
a b c d e f g 경도(Hv) 열처리온도(℃) 열처리시간(h) i j
비교예1 15 42 26 132 160 288 266 194 690 2 7.4 170
비교예2 11 41 30 148 160 282 266 195 690 2 6.7 168
비교예3 13 47 26 152 159 286 266 196 690 2 6.9 169
비교예4 12 46 38 151 159 272 266 193 690 2 6.3 169
비교예5 16 42 27 131 160 290 266 195 690 2 7.8 170
발명예1 5 47 42 166 158 254 265 203 690 2 1.8 160
발명예2 3 42 41 168 161 252 266 205 690 2 1.5 162
발명예3 4 41 39 167 161 256 266 204 690 2 1.7 161
발명예4 5 39 46 174 162 255 267 203 690 2 1.9 159
발명예5 4 42 41 169 160 251 266 205 690 2 2.1 162
*표 2에서 a는 초석 페라이트 결정입 크기(㎛), b는 초석 페라이트 평형분율(%), c는 초석 페라이트 분율(%), d는 페라이트 초미세경도(Hv), e는 페라이트 초미세경도 파라메터, Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18), f는 펄라이트 초미세경도(Hv), g는 펄라이트 초미세경도 파라메터, Hardness(Hv)≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18), i는 열처리후 cementite aspect ratio, 그리고 j는 구상화 열처리후 경도(Hv)를 나타낸다.
구체적으로, 비교예 1-2는 압연온도가 887℃, 862℃로 Ae3의 이상의 온도에서 마무리 압연되었기 때문에 초석 페라이트가 유도되지 못했다. 비교강 3의 경우는 선재 표면온도가 500℃까지 도달하는 냉각속도가 1℃/s으로 초석 페라이트가 너무 성장하였다. 비교예 4의 경우, 마무리 압연중 변형량이 0.1로 너무 작았기 때문에 변형에 의한 초석 페라이트를 유도하지 못했다. 그리고 비교예 5의 경우, 상술한 바와 같이, 가열온도가 1120℃로 다른 조건에 비해 높았기 때문에 마무리 압연전 AGS가 다른 조건에 비해 커서 압연 중 충분히 초석 페라이트가 유도되지 않았다.
도 2는 선재 압연후 냉각으로 얻어진 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 2를, 그리고 (b)는 비교예 1을 나타낸다.
표 2에서 비교예들 대비 발명예들은 페라이트의 결정립 크기가 작으며, 초석 페라이트 분율이 평형분율의 80%이상이 나올 정도로 초석페라이트 분율이 높은 것이 특징이다. 또한, 발명예들의 페라이트의 초미세경도는 비교예들에 비해 페라이트의 경도값이 높으며 반대로 펄라이트의 경도값은 비교예들에 비해 낮은 것이 특징임을 알 수 있다.
그리고 이때 본 발명예들의 선재 미세조직은, 페라이트 초미세경도 파라메터, Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)와 펄라이트 초미세경도 파라메터, Hardness(Hv)≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)를 모두 만족하고 있음을 확인할 수 있다.
한편 본 발명예들의 선재는 결정립 미세화로 인해 비교예들에 비교하여 10Hv정도 높은 선재의 경도를 보였으나, 690℃에서 2시간 열처리 후 구상화된 소재의 경도는 10Hv가 낮았다.
도 3은 구상화 열처리후의 선재의 미세조직을 나타내는 조직으로서, (a)는 발명예 1를, 그리고 (b)는 비교예 1을 나타낸다. 도 3과 같이, Cementite의 형상비가 2.5 이하로 결정립 미세화에 의해 펄라이트 내 cementite가 690℃ 2시간이라는 짧은 시간동안에도 충분히 분절되었음을 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 (7)

  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 미세조직별 초미세 경도는 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재.
    [관계식 1]
    초석 페라이트: Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
    [관계식 2]
    펄라이트: Hardness(Hv) ≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
  2. 제 1항에 있어서, 상기 C가 0.4~0.5% 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재.
  3. 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℃이상~1050℃이하로 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 포함하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 C는 0.4~0.5% 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
  5. 제 3항에 있어서, 상기 냉각으로 제조된 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 조직이며, 그리고
    상기 미세조직별 초미세 경도는 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
    [관계식 1]
    초석 페라이트: Hardness(Hv) ≥ 128+61*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
    [관계식 2]
    펄라이트: Hardness(Hv) ≤ 254+23*([C]+[Si]/8+[Mn]/18)
  6. 제 3항에 있어서, 상기 냉각된 선재를 구상화 열처리하는 하는 공정을 추가로 포함하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서, 상기 구상화 열처리후 펄라이트 내 cementite의 형상비가 2.5이하인 것을 특징으로 하는 연질화 열처리 시간을 단축할 수 있는 냉간 압조용 선재 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022220238A1 (ja) * 2021-04-15 2022-10-20 東京製綱株式会社 熱処理鋼材および鋼材の熱処理方法
CN116060440A (zh) * 2023-03-06 2023-05-05 太原科技大学 一种镍基合金线材及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102065265B1 (ko) * 2018-08-08 2020-01-10 주식회사 포스코 연질 열처리 시간 단축을 위한 냉간 압조용 선재 및 그 제조 방법
CN114855065A (zh) * 2022-04-29 2022-08-05 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种缩短swrh82b盘条时效时间的方法

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 (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5195009B2 (ja) 2008-05-13 2013-05-08 新日鐵住金株式会社 焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法
JP5618916B2 (ja) 2011-06-23 2014-11-05 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、並びに機械構造用部品
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
JP6528860B2 (ja) 2016-01-15 2019-06-12 日本製鉄株式会社 非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品

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

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022220238A1 (ja) * 2021-04-15 2022-10-20 東京製綱株式会社 熱処理鋼材および鋼材の熱処理方法
CN116060440A (zh) * 2023-03-06 2023-05-05 太原科技大学 一种镍基合金线材及其制备方法
CN116060440B (zh) * 2023-03-06 2023-06-20 太原科技大学 一种镍基合金线材及其制备方法

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