WO2021149849A1 - 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법 - Google Patents

흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2021149849A1
WO2021149849A1 PCT/KR2020/001133 KR2020001133W WO2021149849A1 WO 2021149849 A1 WO2021149849 A1 WO 2021149849A1 KR 2020001133 W KR2020001133 W KR 2020001133W WO 2021149849 A1 WO2021149849 A1 WO 2021149849A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
wire rod
heat treatment
graphite
graphitization
Prior art date
Application number
PCT/KR2020/001133
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
임남석
박인규
민세홍
이선구
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to EP20915128.1A priority Critical patent/EP3964599A4/en
Priority to PCT/KR2020/001133 priority patent/WO2021149849A1/ko
Priority to US17/617,189 priority patent/US20220235441A1/en
Priority to JP2021575471A priority patent/JP7445686B2/ja
Priority to CN202080046316.8A priority patent/CN114008233B/zh
Publication of WO2021149849A1 publication Critical patent/WO2021149849A1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
    • B21C1/003—Drawing materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special drawing methods or sequences
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
    • B21C1/02—Drawing metal wire or like flexible metallic material by drawing machines or apparatus in which the drawing action is effected by drums
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/04—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of bars or wire
    • B21C37/045—Manufacture of wire or bars with particular section or properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/006—Graphite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to graphite steel that can be utilized as a material for mechanical parts such as industrial machines or automobiles, and more particularly, to a wire rod for graphitization heat treatment, graphite steel, and a method for manufacturing the same.
  • free-cutting steel to which machinability imparting elements such as Pb, Bi, and S are added is used.
  • machinability imparting elements such as Pb, Bi, and S are added.
  • Pb-added free-cutting steel which is the most representative free-cutting steel, it emits harmful substances such as toxic fumes during cutting, so it is very harmful to the human body and has a very disadvantageous problem in the recycling of steel materials.
  • Graphite steel has been proposed to solve the above problems, but when carbon is added to the steel, it is precipitated as metastable cementite, which is a metastable phase, although it is in a stable phase, so it is difficult to precipitate graphite without a separate heat treatment for several tens of hours or more. In this long-term heat treatment process, decarburization occurs, which adversely affects the performance of the final product.
  • the present invention is to provide a wire rod for graphitization heat treatment, graphite steel, and a method for manufacturing the same, which can significantly shorten the graphitization heat treatment time, and allow fine graphite grains to be uniformly distributed in the matrix during heat treatment. .
  • the wire rod for graphitization heat treatment is, by weight%, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus (P) ): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 to 0.015%, oxygen (O): 0.005% or less, the remainder Fe and unavoidable impurities are included, and the following formula (1) is satisfied.
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • the number of TiN having a size of 100 nm or less may be 10 or more per 100 ⁇ m 2 .
  • the area fraction of pearlite may be 95% or more.
  • the tensile strength may be 1100 MPa or less.
  • the method of manufacturing a wire rod for graphitization heat treatment is, by weight, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6% , phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 to 0.015%, Oxygen (O): 0.005% or less, the remainder including Fe and unavoidable impurities, preparing a billet satisfying the following formula (1), reheating the billet, the reheating It includes the steps of manufacturing a wire rod by hot rolling the old billet, winding the wire rod, and cooling the wound wire rod.
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • the step of manufacturing the wire rod by hot rolling may include hot rolling in a temperature range of more than 900°C and less than or equal to 1000°C.
  • the winding step may include winding in a temperature range of 800 °C or higher.
  • the cooling step may include cooling to 600 °C at a cooling rate of 0.2 ⁇ 5.0 °C / s.
  • Graphite steel according to another embodiment of the present invention is, by weight%, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 to 0.015%, oxygen (O): 0.005% or less, the balance Fe and unavoidable impurities are included, the following formula (1) is satisfied, the graphite grains are distributed in the ferrite matrix as a microstructure, and the graphitization rate is 100%.
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • the average grain size of the graphite grains may be 10 ⁇ m or less.
  • the graphite grains may be distributed in an area fraction of 2.0% or more.
  • the graphite grains may be distributed at a density of 1000 pieces/mm 2 or more.
  • the hardness value may be 70 to 85 HRB.
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • the cold drawing step may include cold drawing at a reduction rate of 10 to 20%.
  • the graphitization heat treatment may include heat treatment within 2 hours at a temperature range of 740 ⁇ 780 °C .
  • the present invention can promote graphitization by utilizing an alloy composition that promotes graphitization and TiN, which acts as a nucleus for graphite grain generation, and can further promote graphitization by inducing lattice defects through cold drawing with an appropriate reduction in area. Therefore, the graphitization heat treatment time can be significantly shortened.
  • the present invention can provide a graphite steel in which fine graphite grains are uniformly distributed in a matrix after graphitization.
  • the wire rod for graphitization heat treatment is, by weight%, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus (P) ): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 to 0.015%, oxygen (O): 0.005% or less, the remainder Fe and unavoidable impurities are included, and the following formula (1) is satisfied.
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • Graphite steel when carbon is added to steel, is precipitated as metastable cementite, even though graphite is in a stable phase, making it difficult to precipitate graphite without a separate heat treatment for several tens of hours or more. This causes harmful effects that adversely affect the performance of the final product.
  • the present invention is to provide a wire rod for graphitization heat treatment, graphite steel, and a method for manufacturing the same, which can significantly shorten the graphitization heat treatment time, and allow fine graphite grains to be uniformly distributed in the matrix during heat treatment. .
  • the wire rod for graphitization heat treatment is by weight %, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus ( P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N) : 0.003 to 0.015%, oxygen (O): 0.005% or less, the remainder contains Fe and unavoidable impurities.
  • the wire rod for graphitization heat treatment is made of graphite steel having the same alloy composition
  • the explanation of the reason for limiting the alloy composition of graphite steel is omitted because it is duplicated, but graphite is within a range that can be clearly understood by those skilled in the art. It can be interpreted in the same way as the reason for limiting the alloy composition of the wire rod for heat treatment.
  • Carbon is an essential element for forming graphite grains.
  • the carbon content is less than 0.6% by weight, the machinability improvement effect is insufficient, and even when graphitization is completed, the distribution of graphite grains is non-uniform.
  • the carbon content is preferably controlled to 0.6 to 0.9% by weight.
  • Silicon is a necessary component as a deoxidizer in the manufacture of molten steel, and is actively added because it is a graphitization promoting element that destabilizes cementite in steel so that carbon can be precipitated as graphite. In order to exhibit this effect in the present invention, it is preferable to include 2.0% by weight or more.
  • the silicon content is preferably controlled to 2.0 ⁇ 2.5% by weight.
  • Manganese improves the strength and impact properties of steel, and it combines with sulfur in steel to form MnS inclusions, contributing to improved machinability. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included in an amount of 0.1 wt% or more.
  • the manganese content is preferably controlled to 0.1 to 0.6% by weight.
  • Phosphorus is an impurity contained inevitably. Although phosphorus helps machinability to some extent by weakening the grain boundaries of steel, it increases the hardness of ferrite by a significant solid solution strengthening effect, reduces the toughness and delayed fracture resistance of steel, and promotes the occurrence of surface defects. , it is desirable to manage the content as low as possible.
  • the upper limit of phosphorus is managed as 0.015% by weight.
  • Sulfur contributes to improving machinability by generating MnS inclusions, but not only greatly inhibits graphitization of carbon in steel, but also segregates at grain boundaries to reduce toughness, forms low-melting emulsions, inhibits hot rolling, and by rolling Because mechanical anisotropy may appear due to the stretched MnS, it is desirable to manage the content as low as possible.
  • Aluminum is an element that promotes graphitization after silicon. This is because aluminum destabilizes cementite when it exists as solid solution Al, and therefore it is necessary to exist as solid solution Al. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included in an amount of 0.01% by weight or more.
  • Titanium combines with nitrogen such as boron and aluminum to form nitrides such as TiN, BN, and AlN.
  • the nitrides act as nuclei for the generation of graphite grains during constant temperature heat treatment.
  • BN, AlN, etc. have a low formation temperature and are non-uniformly precipitated at grain boundaries after austenite is formed
  • TiN has a higher formation temperature than AlN or BN and is crystallized before completion of austenite formation, so it is uniformly distributed at the austenite grain boundary and within the grain. will do Accordingly, graphite grains generated by using TiN as a nucleation destination are also finely and uniformly distributed. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.01% by weight or more.
  • the titanium content is preferably controlled to 0.01 ⁇ 0.02% by weight.
  • Boron combines with nitrogen in steel to form BN.
  • BN promotes graphitization by acting as nuclei for the production of graphite grains.
  • it is preferable to contain 0.0005 weight% or more.
  • the content exceeds 0.002% by weight and is excessively added, BN is excessively generated at the austenite grain boundary, causing non-uniform distribution of graphite grains after graphitization heat treatment, as well as weakening the grain boundaries to significantly improve hot rolling properties. It can cause degradation problems. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the boron content to 0.0005 to 0.002% by weight.
  • Nitrogen combines with titanium, boron, and aluminum to form TiN, BN, and AlN.
  • nitrides such as BN and AlN are mainly formed at the austenite grain boundary.
  • graphite grains are formed in a uniform distribution using these nitrides as nuclei. For this purpose, in the present invention, 0.003% by weight or more is added.
  • the nitrogen content in the present invention is preferably controlled to 0.003 ⁇ 0.015% by weight.
  • oxygen in the present invention is important. Oxygen combines with aluminum to form oxides. The formation of these oxides reduces the effective concentration of solid-solution aluminum, resulting in disturbing the graphitization action. In addition, since alumina oxide formed by containing a large amount of oxygen damages the cutting tool during cutting, it causes a decrease in machinability. For this reason, it is desirable to manage the oxygen content as low as possible. However, it is preferable to control the upper limit to 0.005% by weight or less, because when oxygen is controlled too low, it causes a refining load in the steelmaking process.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the impurities are known to any person skilled in the art of a conventional manufacturing process, all details thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • the alloy component in the alloy component, it is preferable to satisfy the following formula (1).
  • [Ti], [N], and [B] mean titanium, nitrogen, and boron in weight %, respectively.
  • Equation (1) is a relational expression for remarkably shortening the time required for induction of generation of fine graphite grains and graphitization, and the specific reason limited to the above range is as follows.
  • the value of Equation (1) is preferably managed to be more than -0.003 and less than 0.003.
  • the number of TiN having a size of 100 nm or less may be 10 or more per 100 ⁇ m 2 .
  • the upper limit of the number is not particularly limited.
  • the area fraction of pearlite may be 95% or more.
  • the graphite grains are generated by decomposition of pearlite, if the pearlite fraction is low, the fraction of graphite grains is inevitably low, and it is not preferable because the non-uniform distribution is shown.
  • the upper limit is not particularly limited because it is advantageous to secure a uniform and fine graphite grain with a high area fraction of pearlite.
  • the wire rod for graphitization heat treatment may have a tensile strength of 1100 MPa or less.
  • the strength of the wire rod does not exceed 1100 MPa for cold drawing that induces lattice defects for further promotion of graphitization, the lower limit thereof is not particularly limited.
  • the method for manufacturing a wire rod for graphitization heat treatment is, in weight %, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, Phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen ( N): 0.003 to 0.015%, Oxygen (O): 0.005% or less, the remainder including Fe and unavoidable impurities, preparing a billet satisfying Formula (1), reheating the billet, the reheated billet It includes the steps of manufacturing a wire rod by hot rolling, winding the wire rod, and cooling the wound wire rod.
  • the billet in the reheating step, may be heat-treated by maintaining it at a temperature range of 1050 to 1150° C. for at least 60 minutes before hot rolling.
  • the heating temperature of the billet is less than 1050° C.
  • TiN is coarsely precipitated and the density is reduced, and the amount of solid solution Al that promotes graphitization is reduced by precipitating Al as AlN.
  • the heating temperature of the billet exceeds 1150° C., not only the cost increases, but also the decarburization is accelerated and the decarburized layer becomes thick, which may deteriorate the quality of the final product. Not desirable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the reheating temperature range to 1050 ⁇ 1150 °C.
  • the heat treatment holding time is less than 60 minutes, it is difficult to uniformly secure the temperature inside and outside the billet for hot rolling. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the heat treatment holding time to 60 minutes or more.
  • the reheated billet in the step of hot-rolling to manufacture a wire rod, may be hot-rolled in a temperature range of greater than 900° C. and less than or equal to 1000° C. to produce a wire rod.
  • the hot rolling temperature is less than 900°C, the possibility of surface defects during hot rolling increases, and if it exceeds 1000°C, AGS (Austenite Grain Size) becomes coarse, and disconnection may occur during cold drawing after rolling the wire rod. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the temperature range of hot rolling to be more than 900°C and not more than 1000°C.
  • the diameter of the wire rod manufactured by hot rolling is preferable to control the diameter of the wire rod manufactured by hot rolling to 30 mm or less. This is because the decarburized area of the billet extracted from the heating furnace is proportional to the decarburized area of the wire rod after hot rolling, so the larger the wire diameter, the thicker the decarburized layer.
  • the winding of the wire rod may be wound in a temperature range of 800° C. or higher.
  • the coiling temperature is less than 800 °C, the stiffness of the material increases during winding, so the possibility of surface flaws increases, and it may be difficult to secure the winding shape. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the coiling temperature range to 800 °C or more.
  • the wound wire rod can be cooled to 600° C. at a cooling rate of 0.2 to 5.0° C./s.
  • the cooling rate exceeds 5.0°C/s, hard phase such as martensite generated from supercooled austenite is generated, which is not preferable because disconnection may occur during cold drawing, and at a cooling rate of less than 0.2°C/s, the proeutectoid phase is formed. Since it is excessively generated and the fraction of pearlite is reduced, the graphite grains produced after the graphitization heat treatment may have a non-uniform distribution, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the cooling rate to 0.2 ⁇ 5.0 °C / s.
  • the number of TiN having a size of 100 nm or less may be 10 or more per 100 ⁇ m 2 .
  • TiN acts as a main nucleus of graphite grain generation in the graphitization heat treatment process, in order to obtain uniform and fine graphite grains, it is advantageous to evenly distribute high-density fine TiN, so the upper limit of the number is not particularly limited.
  • the manufactured wire rod for graphitization heat treatment may have an area fraction of pearlite of 95% or more.
  • the manufactured wire rod for graphitization heat treatment may have a tensile strength of 1100 MPa or less.
  • the strength of the wire rod does not exceed 1100 MPa, and the lower limit thereof is not particularly limited.
  • the manufacturing method of graphite steel according to an embodiment of the present invention is, in weight %, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 ⁇ 0.015%, oxygen (O): 0.005% or less, containing the remainder Fe and unavoidable impurities, preparing a billet satisfying formula (1), reheating the billet, hot rolling the reheated billet manufacturing the wire rod, winding the wire rod, cooling the wound wire rod, and cold drawing the cooled wire rod, and then performing graphitization heat treatment.
  • the steps of manufacturing the billet, reheating, and hot rolling to produce a wire rod, winding the wire rod, and cooling the wire rod are the same as described in the method for manufacturing the wire rod for graphitization heat treatment, and thus the following description is omitted to avoid overlap.
  • Cold drawing and graphitizing heat treatment of the wire rod manufactured by the above-described manufacturing method will be described below, respectively.
  • the step of cold drawing the cooled wire rod corresponds to one of the important steps for generating additional nuclei for the production of graphite grains such as high-density fine TiN.
  • additional nuclei of graphite grain generation may be generated by inducing lattice defects inside the wire rod through cold drawing.
  • the cold drawing of the cooled wire rod may be cold drawn with a reduction in area of 10 to 20%.
  • the reduction rate is less than 10%, lattice defects cannot be sufficiently created inside the wire rod through cold drawing, so it cannot be used as an additional nucleus for the generation of graphite grains. If the reduction rate exceeds 20%, disconnection may occur during wire drawing. Therefore, in the step of cold drawing in the present invention, it is preferable to perform cold drawing with a reduction in area of 10 to 20%.
  • graphitization heat treatment may be performed.
  • carbon added in the steel may be graphitized to form graphite steel.
  • the graphitization heat treatment may be performed within 2 hours at a temperature range of 740 to 780°C.
  • the temperature range corresponds to a temperature range near a graphite generation nose in a time-temperature-transformation curve (TTT), and corresponds to a temperature range in which the heat treatment time is the shortest.
  • TTT time-temperature-transformation curve
  • the graphitization heat treatment temperature When the graphitization heat treatment temperature is less than 740°C, the graphitization heat treatment time becomes longer, and when the graphitization heat treatment temperature exceeds 780°C, the graphitization heat treatment time becomes longer. This is not recommended because it can happen. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the graphitization heat treatment temperature range to 740 ⁇ 780 °C.
  • Graphite steel having a graphitization rate of 100% may be manufactured by the graphitization heat treatment step described above.
  • the graphitization rate refers to the ratio of the carbon content in the graphite state to the carbon content added to the steel, and is defined by the following formula (2).
  • a graphitization rate of 100% means that all of the added carbon is consumed to produce graphite, which means that there is no undecomposed pearlite, that is, a microstructure in which graphite grains are distributed in the ferrite matrix.
  • the amount of solid-solution carbon in the ferrite and the amount of carbon dissolved in the fine carbide are extremely small, and thus are not considered.
  • Graphite steel according to an embodiment of the present invention, by weight%, carbon (C): 0.6 to 0.9%, silicon (Si): 2.0 to 2.5%, manganese (Mn): 0.1 to 0.6%, phosphorus (P): 0.015 % or less, sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.01 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.002%, nitrogen (N): 0.003 to 0.015 %, oxygen (O): 0.005% or less, the balance Fe and unavoidable impurities are included, the formula (1) is satisfied, and as a microstructure, graphite grains are distributed in the ferrite matrix, and the graphitization rate is 100%.
  • the average grain size of the graphite grains distributed in the ferrite matrix of the graphite steel may be 10 ⁇ m or less.
  • the average grain size means an equivalent circular diameter (ECD) of particles detected by observing a cross section of graphite steel. The smaller the average grain size, the better the surface roughness during cutting, so the lower limit is not particularly limited.
  • the aspect ratio (long axis/short axis) of the graphite grains may be 2.0 or less.
  • anisotropy occurs in the microstructure, which not only reduces mechanical properties such as impact toughness, but also adversely affects the surface roughness during cutting.
  • the graphite grains may be distributed at a density of 1000/mm 2 or more in an area fraction of 2.0% or more. Since the machinability is improved so that the area fraction and density of the graphite grains are higher, the lower limit thereof is not particularly limited.
  • the graphite steel according to an embodiment of the present invention may have a hardness value of 70 to 85 HRB.
  • the formed graphite grains reduce cutting friction and act as a crack initiation site, thereby remarkably improving machinability.
  • a billet (cross section: 160mm x 160mm) having the components of Table 1 below was maintained at a reheating temperature condition for 90 minutes and hot rolled at high speed to prepare a wire for graphitization heat treatment having a diameter of 27mm.
  • the reheating temperature, the wire rolling temperature, the winding temperature, and the cooling rate up to 600°C are shown in Table 2.
  • the number of TiN corresponding to the size of 100 nm or less, the area fraction of pearlite, the tensile strength, and the remarks for the wire rod rollability are shown in Table 2 for the manufactured wire rod for graphitization heat treatment.
  • graphitization heat treatment was performed to prepare graphite steel.
  • the cold drawing reduction rate is shown in Table 3, and the graphitization heat treatment was heat treated at 760° C. for 2 hours in each of the inventive examples and the comparative examples.
  • Table 3 shows whether graphitization has been completed or not, average size of graphite grains, aspect ratio (long axis/short axis), graphite grain area fraction, graphite grain density, and hardness for the manufactured graphite steel.
  • the invention steel corresponds to the invention steel type satisfying the alloy composition range and Equation (1) of the present invention
  • the comparative steel is the comparative steel type that does not satisfy the alloy composition range or Equation (1) of the present invention. corresponds to
  • Inventive Examples 1 to 4 correspond to the wire rod and graphite steel for graphitization heat treatment of the present invention
  • Comparative Examples 1 to 12 correspond to the graphitized heat treatment wire rod and graphite steel manufactured from Comparative Steels 1 to 12.
  • Comparative Examples 13 to 17 use the steel grade of Inventive Steel 1, but the wire rod and graphite steel for graphitization heat treatment were manufactured by making the production conditions of the wire rod for graphitization heat treatment different from the conditions disclosed in the present invention.
  • Comparative Examples 18 to 19 were prepared by using the steel type of Inventive Steel 1 and manufacturing the wire rod for graphitization heat treatment under the same conditions as those disclosed in the present invention, but the reduction in area under cold drawing conditions was different from the conditions disclosed in the present invention.
  • the wire rods for graphitization heat treatment of Inventive Examples 1 to 4 were the number of TiN having a size of 100 nm or less. It can be seen that is 10 or more per 100 ⁇ m 2 , the area fraction of pearlite is 95% or more, and the tensile strength is 1100 MPa or less.
  • the graphite steel of Inventive Examples 1 to 4 has a microstructure, and graphite grains are distributed on the ferrite matrix, and the graphitization rate is 100%, the average grain size of the graphite grains is 10 ⁇ m or less, and the aspect ratio of the graphite grains ( It can be confirmed that the long axis/short axis) is 2.0 or less, the graphite grains are distributed in an area fraction of 2.0% or more, the graphite grains are distributed at a density of 1000 pieces/mm 2 or more, and the hardness value is 70-85 HRB.
  • Comparative Examples 1 to 12 which do not satisfy the alloy composition range or Formula (1), did not satisfy TiN density, pearlite area fraction, wire rod tensile strength, or graphitization rate, unlike the aforementioned Invention Examples 1 to 4, It was not completed, the average grain size of the graphite grains exceeded 10 ⁇ m, and the graphite grains were distributed in an area fraction of 2.0% or less, the graphite grain density was small, or the hardness range was not satisfied.
  • Comparative Example 1 C was 1.02% by weight and the amount of added carbon was excessive, so that the tensile strength of the wire rod exceeded 1100 MPa, which caused disconnection during cold drawing.
  • Comparative Example 2 C was 0.32% by weight, and the amount of added carbon was small, and the fraction of pearlite was small.
  • Graphite grains are formed by decomposition of pearlite, so if the pearlite fraction is low, the fraction of graphite grains is inevitably low.
  • the area fraction of graphite grains is 1.3%, and the density of graphite grains is 682 pieces/mm 2 written as
  • Comparative Example 3 Si was 1.00% by weight and the amount of silicon added was small, so graphitization was not sufficiently promoted, and graphitization was not completed within 2 hours. In addition, due to this, the area fraction of the graphite grains, the density of the graphite grains were low, and the hardness was large. In Comparative Example 4, Si was 2.91% by weight, and the amount of added silicon was excessive, so that the tensile strength of the wire exceeded 1100 MPa, which caused breakage during cold drawing.
  • Comparative Example 5 the graphitization was not completed within 2 hours, as Mn was 0.82% by weight and the amount of added manganese was excessive to inhibit graphitization. In addition, due to the excessive amount of manganese, the tensile strength of the wire exceeded 1100 MPa, and the hardness was large. In Comparative Example 6, Mn was 0.05% by weight and the amount of added manganese was small, and disconnection occurred during cold drawing.
  • Comparative Example 7 Ti was 0.0022% by weight and the amount of added titanium was small, and the TiN density (pieces/100mm 2 ) was small, so that it did not sufficiently function as a nucleus for the generation of fine and uniform graphite grains. For this reason, the size of the graphite grains became coarse, and the density of the graphite grains was low.
  • Comparative Example 8 Ti was 0.0231 wt% and the amount of added titanium was excessive, and thus coarse TiN was formed, and the TiN density was low, so that it did not sufficiently function as a nucleus for the formation of fine and uniform graphite grains. For this reason, the size of the graphite grains became coarse, and the density of the graphite grains was low.
  • Comparative Example 11 did not satisfy the value of Equation (1) because B was 0.004% by weight and the amount of added boron was excessive. For this reason, the size of the graphite grains became coarse, and the density of the graphite grains was low.
  • Comparative Example 12 did not satisfy Equation (1) due to an excessive amount of nitrogen added to 0.0221 wt% of N, and the tensile strength value of the wire rod was also increased due to excessive dissolved nitrogen. Solid solution nitrogen delayed graphitization, so graphitization was not completed within 2 hours, and thus the hardness range was not satisfied.
  • Comparative Example 13 had a low reheating temperature of 1000° C., and as a result of coarse formation of TiN or BN, it was difficult to act as a nucleus for proper graphite grain formation. For this reason, the size of the graphite grains became coarse, and the density of the graphite grains was low.
  • the hot rolling temperature was as low as 900° C., and surface defects occurred during hot rolling.
  • Comparative Example 16 did not satisfy the pearlite area fraction because the cooling rate was low at 0.1° C./s, and the proeutectoid phase was excessively generated. For this reason, the density of the graphite grains produced after the graphitization heat treatment was low. In Comparative Example 17, the cooling rate was high at 8.0°C/s, and disconnection occurred during cold drawing due to the hard structure generated from the supercooled austenite.
  • the present invention can promote graphitization by utilizing an alloy composition that promotes graphitization and TiN acting as a nucleation site for graphite grains, and induces lattice defects through cold drawing with an appropriate reduction in area. Since graphitization can be further accelerated, it can be seen that the graphitization heat treatment time can be significantly shortened.
  • the present invention can provide a graphite steel in which fine graphite grains are uniformly distributed in a matrix after graphitization.
  • the graphite steel according to the present invention can be used as a material for mechanical parts such as industrial machines or automobiles.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

본 명세서에서는 산업기계 또는 자동차 등의 기계부품의 소재로 활용이 가능한 흑연강에 관한 것으로서, 상세하게는 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법을 개시한다. 개시되는 흑연강의 일 실시예에 따르면 흑연강은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 100%이다. (1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003 상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.

Description

흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법
본 발명은 산업기계 또는 자동차 등의 기계부품의 소재로 활용이 가능한 흑연강에 관한 것으로서, 상세하게는 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 피삭성이 요구되는 기계 부품 등의 소재로는 Pb, Bi, S 등의 피삭성 부여 원소를 첨가한 쾌삭강이 이용된다. 가장 대표적인 쾌삭강인 Pb 첨가 쾌삭강의 경우에는 절삭 작업시 유독성 퓸(fume) 등의 유해 물질을 배출하므로 인체에 아주 해로우며 강재의 재활용에도 아주 불리한 문제가 있다.
이러한 문제로 Pb 첨가 쾌삭강을 대체 하기 위하여, S, Bi, Te, Sn 등의 첨가가 제안되었으나, Bi를 첨가한 강재는 제조시에 균열 발생이 용이하여 생산이 매우 까다로운 문제가 있고, S, Te 및 Sn 등도 열간 압연시 균열 발생을 야기한다는 점에서 문제가 있다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위하여 흑연강이 제안되었으나, 강에 탄소를 첨가하면 흑연이 안정상임에도 불구하고, 준안정상인 세멘타이트로 석출되어 별도의 수십 시간 이상의 장시간 열처리 없이는 흑연을 석출시키는 것이 곤란하며, 이와 같은 장시간의 열처리 과정에서 탈탄이 일어나 최종 제품의 성능에 악영향을 미치는 폐해가 발생한다.
뿐만 아니라, 흑연화 열처리를 통해 흑연립을 석출시켰다고 하더라도 강의 기지 내 흑연이 조대하게 석출될 경우 균열이 발생될 가능성이 높아지게 되며, 구형이 아닌 불규칙한 형상으로 불균일하게 분포하고 있을 경우 절삭시 물성 분포가 불균일하여 칩처리성이나 표면 조도가 매우 나빠지게 되며, 공구 수명 또한 단축되어 흑연강의 장점을 얻기 어려운 문제점이 있다.
상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 흑연화 열처리 시간을 대폭 단축하면서도, 열처리 시 미세 흑연립이 기지 내에 균일하게 분포되도록 할 수 있는 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 예에 따른 흑연화 열처리용 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
또한, 100nm 이하의 크기를 갖는 TiN의 개수가 100㎛2 당 10개 이상일 수 있다.
또한, 펄라이트의 면적분율이 95% 이상일 수 있다.
또한, 인장강도가 1100MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 예에 따른 흑연화 열처리용 선재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하는 빌레트를 제조하는 단계, 상기 빌레트를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 빌레트를 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계, 상기 선재를 권취하는 단계 및 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계를 포함한다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
또한, 상기 재가열하는 단계는 1050~1150℃의 온도범위에서 60분 이상 유지하여 열처리하는 것을 포함할 수 있다.
또한, 상기 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계는 900℃ 초과 1000℃ 이하의 온도범위에서 열간 압연하는 것을 포함할 수 있다.
또한, 상기 권취하는 단계는 800℃이상의 온도범위에서 권취하는 것을 포함할 수 있다.
또한, 상기 냉각하는 단계는 0.2~5.0℃/s의 냉각속도로 600℃까지 냉각하는 것을 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 예에 따른 흑연강은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 100%이다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
또한, 상기 흑연립의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있다.
또한, 상기 흑연립의 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하일 수 있다.
또한, 상기 흑연립이 면적분율로 2.0% 이상으로 분포되어 있을 수 있다.
또한, 상기 흑연립이 1000개/mm2 이상의 밀도로 분포되어 있을 수 있다.
또한, 경도값이 70~85 HRB 일 수 있다.
본 발명의 다른 일 예에 따른 흑연강의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하는 선재를 제조하는 단계 및 상기 제조된 선재를 냉간 신선하는 단계를 수행한 다음, 흑연화 열처리하는 단계를 포함한다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
또한, 상기 냉간 신선하는 단계는 감면율 10~20%로 냉간 신선하는 것을 포함할 수 있다.
또한, 상기 흑연화 열처리하는 단계는 740~780℃의 온도범위에서 2시간 이내로 열처리하는 것을 포함할 수 있다.
본 발명은 흑연화를 촉진하는 합금조성과 흑연립 생성의 핵으로 작용하는 TiN을 활용하여 흑연화를 촉진할 수 있으며, 적정한 감면율의 냉간 신선을 통해 격자 결함을 유도하여 흑연화를 더욱 촉진할 수 있으므로, 흑연화 열처리 시간을 대폭 단축할 수 있다.
또한, 본 발명은 흑연화 후에 미세한 흑연립이 기지 내에 균일하게 분포하는 흑연강을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 흑연화 열처리용 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
흑연강은 강에 탄소를 첨가하면 흑연이 안정상임에도 불구하고, 준안정상인 세멘타이트로 석출되어 별도의 수십 시간 이상의 장시간 열처리 없이는 흑연을 석출시키는 것이 곤란하며, 이와 같은 장시간의 열처리 과정에서 탈탄이 일어나 최종 제품의 성능에 악영향을 미치는 폐해가 발생한다.
뿐만 아니라, 흑연화 열처리를 통해 흑연립을 석출시켰다고 하더라도 강의 기지 내 흑연이 조대하게 석출될 경우 균열이 발생될 가능성이 높아지게 되며, 구형이 아닌 불규칙한 형상으로 불균일하게 분포하고 있을 경우 절삭시 물성 분포가 불균일하여 칩처리성이나 표면 조도가 매우 나빠지게 되며, 공구 수명 또한 단축되어 흑연강의 장점을 얻기 어려운 문제점이 있다.
상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 흑연화 열처리 시간을 대폭 단축하면서도, 열처리 시 미세 흑연립이 기지 내에 균일하게 분포되도록 할 수 있는 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 흑연화 열처리용 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
한편, 상기 흑연화 열처리용 선재를 동일한 합금조성을 가진 흑연강으로 제조하기 때문에 흑연강의 합금조성을 한정한 이유에 대한 설명은 중복되므로 생략하나, 당해 기술분야의 통상의 기술자가 명확히 이해할 수 있는 범위에서 흑연화 열처리용 선재의 합금조성을 한정한 이유와 마찬가지로 동일하게 해석될 수 있다.
이하에서는 상기 합금조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.6~0.9중량%
탄소는 흑연립을 형성하기 위해 필수적인 원소이다. 상기 탄소의 함량이 0.6중량% 미만인 경우에는 피삭성 향상 효과가 미흡하며, 흑연화 완료 시에도 흑연립의 분포가 불균일하다.
반면, 그 함량이 0.9중량%를 초과하여 과다한 경우 흑연립이 조대하게 생성되고 종횡비가 커져 절삭성 특히 표면 조도가 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 탄소 함량은 0.6~0.9중량%으로 제어하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 2.0~2.5중량%
실리콘은 용강 제조시 탈산제로서 필요한 성분이며, 강 중 세멘타이트를 불안정하게 하여 탄소가 흑연으로 석출될 수 있도록 하는 흑연화 촉진 원소이기 때문에 적극 첨가한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 2.0중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다.
반면, 그 함량이 2.5중량%를 초과하여 과다한 경우 흑연화 촉진 효과가 포화될 뿐만 아니라, 고용강화 효과로 인해 경도가 증가하여 절삭 시 공구마모가 가속화되며, 비금속 개재물의 증가에 따른 취성을 유발하고, 열간 압연시 과도한 탈탄을 유발할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 실리콘 함량은 2.0~2.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~0.6중량%
망간은 강재의 강도 및 충격 특성을 향상시키며, 강 중 황과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 절삭성 향상에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다.
반면, 그 함량이 0.6중량%를 초과하여 과다한 경우 흑연화를 저해하여 흑연화 완료 시간이 지연될 우려가 있고 강도 및 경도를 상승시켜 절삭성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 망간 함량은 0.1~0.6중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.015중량% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물이다. 비록 인은 강은 입계를 취약하게 하여 절삭성에 어느 정도 도움을 주기도 하나, 상당한 고용강화 효과에 의해 페라이트의 경도를 증가시키고, 강재의 인성 및 지연파괴 저항성을 감소시키고, 표면 결함의 발생을 조장하므로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다.
이론상 인의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 인의 상한을 0.015중량%로 관리한다.
황(S): 0.03중량% 이하
황은 MnS 개재물을 생성하여 절삭성 향상에 기여하나, 강 중 탄소의 흑연화를 크게 저해할 뿐만 아니라, 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연성을 저해하며, 압연에 의해 연신된 MnS로 인해 기계적인 이방성이 나타날 수 있으므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다.
이론상 황의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정 상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 황의 상한을 0.03중량%로 관리한다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05중량%
알루미늄은 실리콘 다음으로 흑연화를 촉진시키는 원소이다. 이는 알루미늄이 고용 Al으로 존재할 때 세멘타이트를 불안정하게 하기 때문이며, 따라서 고용 Al으로 존재하는 것이 필요하다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다.
반면, 그 함량이 0.05중량%를 초과하여 과다한 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 연주시 노즐 막힘을 유발시킬 수 있으며 오스테나이트 입계에 AlN이 생성되어, 이를 핵으로 한 흑연립이 입계에 불균일하게 분포하게 된다. 따라서, 본 발명에서 알루미늄 함량은 0.01~0.05중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.01~0.02중량%
타이타늄은 보론, 알루미늄 등과 같이 질소와 결합하여 TiN, BN, AlN등의 질화물을 생성한다. 상기 질화물들은 항온 열처리 시 흑연립 생성의 핵으로 작용한다. BN, AlN등은 생성 온도가 낮아 오스테나이트가 형성된 후 입계에 불균일 석출되는 것에 반하여, TiN은 생성온도가 AlN이나 BN보다 높아 오스테나이트 생성이 완료되기 전에 정출되기 때문에 오스테나이트 입계 및 입내에 균일 분포를 하게 된다. 따라서, TiN을 핵생성처로 하여 생성된 흑연립 또한 미세하면서도 균일하게 분포하게 된다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다.
반면, 그 함량이 0.02중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우 조대한 탄질화물이 되어 흑연 형성에 필요한 탄소를 소모함으로써, 흑연화를 저해시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 타이타늄 함량은 0.01~0.02중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.002%
보론은 강 중 질소와 결합해 BN를 형성한다. BN은 흑연립 생성의 핵으로서 작용하여 흑연화를 촉진한다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0005중량％ 이상 포함되는 것이 바람직하다.
반면, 그 함량이 0.002중량％를 초과하여 과다 첨가될 경우 BN이 오스테나이트 입계에 과다하게 생겨 흑연화 열처리 후 흑연립의 불균일 분포를 야기할 뿐만 아니라, 입계를 취약하게 하여 열간 압연성을 현저하게 저하시키는 문제를 발생시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 보론 함량은 0.0005~0.002중량％로 제어하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.003~0.015중량%
질소는 타이타늄, 보론, 알루미늄과 결합하여 TiN, BN, AlN등을 생성하게 되는데, 특히 BN, AlN등의 질화물은 주로 오스테나이트 입계에 형성된다. 흑연화 열처리시 이러한 질화물을 핵으로 흑연립이 균일한 분포로 형성된다. 이를 위해 본 발명에서는 0.003중량% 이상 첨가한다.
다만, 질소 첨가량이 0.015중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우 질화물이 과도하게 형성되어 흑연립이 불균일한 분포로 형성될 수 있거나, 질화물 형성 원소와 결합하지 못하고 강 중에 고용 상태로 존재하여 강도를 높이고 세멘타이트를 안정화시켜 흑연화를 지연시키는 해로운 작용을 하게 된다. 따라서, 본 발명에서 질소 함량은 0.003~0.015중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
산소(O): 0.005중량% 이하
본 발명에 있어서 산소의 역할은 중요하다. 산소는 알루미늄과 결합하여 산화물을 형성한다. 이러한 산화물의 생성은 고용 알루미늄의 유효농도를 감소시켜 흑연화 작용을 방해하는 결과를 유발한다. 또한, 다량의 산소가 함유됨으로써 형성되는 알루미나 산화물은 절삭 시 절삭공구를 손상시키기 때문에 피삭성의 저하를 초래한다. 이러한 이유로 산소의 함량은 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 산소를 너무 낮게 관리할 경우 제강공정의 정련부하를 야기하기 때문에 그 상한을 0.005중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 예에 따르면 상기의 합금성분에서, 이하의 식 (1)을 만족하는 것이 바람직하다.
(1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
식 (1)은 미세한 흑연립 생성 유도와 흑연화에 요구되는 시간을 현저하게 단축하기 위한 관계식으로서, 상기 범위로 한정한 그 구체적인 이유는 이하와 같다.
식 (1)의 값이 -0.003 이하가 되면 강 중에 과다하게 남은 Ti 또는 B에 의해 조대한 TiN 또는 BN을 형성하게 되어 적절한 흑연립 생성의 핵으로 작용하기가 어렵고, 미세하고 균일한 분포의 흑연립을 기대할 수 없다. 반면, 식 (1)의 값이 0.003 이상이 되면 강 중 고용 질소 함량이 높으므로, 흑연화 시간을 현저하게 지연시키므로 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서 식 (1)의 값은 -0.003 초과 0.003 미만으로 관리하는 것이 바람직하다.
상술한 합금조성 범위 및 식 (1)을 만족하는 본 발명의 흑연화 열처리용 선재는 100nm 이하의 크기를 갖는 TiN의 개수가 100㎛2 당 10개 이상일 수 있다. 본 발명에서, TiN은 흑연화 열처리 과정에서 흑연립 생성의 주요 핵으로 작용하기 때문에 균일하고 미세한 흑연립을 얻기 위해서는 미세한 TiN이 고밀도로 분포되는 것이 유리하기 때문에 개수의 상한을 특별히 한정하지 않는다.
또한, 흑연화 열처리용 선재는 펄라이트의 면적분율이 95% 이상일 수 있다. 본 발명에서, 흑연립은 펄라이트가 분해되어 생기므로 펄라이트 분율이 낮으면 흑연립의 분율도 낮을 수 밖에 없으며, 불균일한 분포를 보이게 되어 바람직하지 않다. 펄라이트의 면적분율은 높은 것이 균일하고 미세한 흑연립을 확보하는 것이 유리하기 때문에 그 상한을 특별히 한정하지 않는다.
또한, 흑연화 열처리용 선재는 인장강도가 1100MPa 이하일 수 있다. 본 발명에서, 흑연화의 추가 촉진을 위한 격자 결함을 유도하는 냉간 신선을 위해서는 선재의 강도가 1100MPa을 초과하지 않는 것이 바람직하므로, 그 하한을 특별히 한정하지 않는다.
이하에서는 본 발명의 흑연화 열처리용 선재의 제조 방법에 대해 먼저 설명한 다음, 흑연강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 흑연화 열처리용 선재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 식 (1)을 만족하는 빌레트를 제조하는 단계, 상기 빌레트를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 빌레트를 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계, 상기 선재를 권취하는 단계 및 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계를 포함한다.
이하, 본 발명 흑연화 열처리용 선재의 제조방법의 각 단계에 대하여 설명한다.
재가열하는 단계
본 발명의 일 예에 따르면, 재가열하는 단계는 빌레트를 열간 압연하기 전에 1050~1150℃의 온도범위에서 60분 이상 유지하여 열처리할 수 있다.
빌레트의 가열온도가 1050℃ 미만에서는 TiN이 조대하게 석출되어 밀도가 줄어들며, Al이 AlN으로 석출하여 흑연화를 촉진시키는 고용 Al의 양이 줄어든다. 또한, 빌레트의 가열 온도가 1150℃를 초과할 경우에는 비용이 상승할 뿐만 아니라, 탈탄이 가속화되어 탈탄층이 두꺼워져 최종 제품의 품질을 악화시킬 수 있다. 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 재가열 온도범위를 1050~1150℃로 제어하는 것이 바람직하다.
열처리 유지시간을 60분 미만으로 하면 열간 압연을 위한 빌레트 외내부의 온도를 균일하게 확보하는 것이 어려우므로, 본 발명에서는 열처리 유지시간을 60분 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.
재가열된 빌레트를 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계
본 발명의 일 예에 따르면, 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계는 재가열된 빌레트를 900℃ 초과 1000℃ 이하의 온도범위에서 열간 압연하여 선재로 제조할 수 있다.
열간 압연 온도가 900℃ 이하에서는 열간 압연 시 표면 흠이 발생 가능성이 높아지며, 1000℃ 초과하는 경우에는 AGS(Austenite Grain Size)가 조대해져서 선재 압연 후 냉간 신선 시 단선이 발생 할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 열간 압연의 온도범위를 900℃ 초과 1000℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
열간 압연으로 제조되는 선재의 지름은 30mm 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 이는 가열로에서 추출되는 빌레트의 탈탄 면적은 선재 열간 압연 후에 선재의 탈탄 면적에 비례하기 때문에 선경이 클수록 탈탄층이 두꺼워지기 때문이다.
선재를 권취하는 단계
본 발명의 일 예에 따르면, 선재를 권취하는 단계는 800℃ 이상의 온도범위에서 권취할 수 있다.
권취온도가 800℃ 미만의 경우에는 권취 시 소재의 강성이 커져서 표면 흠 발생 가능성이 높아지고 권취 형상 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 권취 온도범위를 800℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.
권취된 선재를 냉각하는 단계
본 발명의 일 예에 따르면, 권취된 선재는 0.2~5.0℃/s의 냉각속도로 600℃까지 냉각할 수 있다.
냉각속도가 5.0℃/s를 초과하는 경우에는 과냉된 오스테나이트로부터 생성된 마르텐사이트와 같은 경질상이 발생하여 냉간 신선 중에 단선이 발생할 수 있으므로 바람직하지 않고, 0.2℃/s 미만의 냉각속도에서는 초석상이 과도하게 생성되어 펄라이트의 분율이 줄어들기 때문에 흑연화 열처리 후 생성된 흑연립이 불균일한 분포를 가질 수 있어 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 냉각속도를 0.2~5.0℃/s로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 제조과정으로 제조되는 본 발명의 흑연화 열처리용 선재는 100nm 이하의 크기를 갖는 TiN의 개수가 100㎛2 당 10개 이상일 수 있다. 본 발명에서, TiN은 흑연화 열처리 과정에서 흑연립 생성의 주요 핵으로 작용하기 때문에 균일하고 미세한 흑연립을 얻기 위해서는 고밀도의 미세한 TiN이 고르게 분포되는 것이 유리하기 때문에 개수의 상한을 특별히 한정하지 않는다.
또한, 제조된 흑연화 열처리용 선재는 펄라이트의 면적분율이 95% 이상일 수 있다.
또한, 제조된 흑연화 열처리용 선재는 인장강도가 1100MPa 이하일 수 있다. 본 발명에서, 흑연화의 추가 촉진을 위한 격자 결함을 유도하는 냉간 신선을 위해서는 선재의 강도가 1100MPa을 초과하지 않는 것이 바람직하고, 그 하한을 특별히 한정하지 않는다.
이하에서는 본 발명 흑연강의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 흑연강의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 식 (1)을 만족하는 빌레트를 제조하는 단계, 상기 빌레트를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 빌레트를 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계, 상기 선재를 권취하는 단계, 상기 권취된 선재를 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 선재를 냉간 신선하는 단계를 수행한 다음, 흑연화 열처리하는 단계를 포함한다.
여기서, 빌레트를 제조, 재가열, 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계, 선재를 권취, 냉각하는 단계는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법에서 설명한 바와 동일하므로, 중복을 피하기 위하여 이하 설명을 생략한다. 상술한 제조방법으로 제조된 선재를 냉간 신선하는 단계 및 흑연화 열처리하는 단계를 이하에서 각각 설명한다.
냉각된 선재를 냉간 신선하는 단계
본 발명에서 냉각된 선재를 냉간 신선하는 단계는 고밀도의 미세한 TiN 등 흑연립 생성의 추가 핵을 생성하기 위한 중요한 단계 중 하나에 해당한다. 상기 단계에서는 냉간 신선을 통해 선재 내부에 격자 결함을 유도하여 흑연립 생성의 추가 핵을 생성할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면, 냉각된 선재를 냉간 신선하는 단계는 감면율 10~20%로 냉간 신선할 수 있다.
감면율 10% 미만인 경우에는 냉간 신선을 통해 선재 내부에 격자 결함을 충분히 만들 수 없어 흑연립 생성의 추가 핵으로 활용할 수 없으며, 감면율 20% 초과 부가 시에는 신선 중 단선이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 냉간 신선하는 단계는 감면율 10~20%로 냉간 신선하는 것이 바람직하다.
흑연화 열처리하는 단계
본 발명에서는 냉간 신선하는 단계를 수행한 다음 흑연화 열처리를 실시할 수 있다. 흑연화 열처리를 통해, 강 중 첨가된 탄소를 흑연화하여 흑연강을 형성할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면, 흑연화 열처리하는 단계는 740~780℃의 온도범위에서 2시간 이내로 열처리할 수 있다. 상기 온도범위는 항온 변태 곡선(TTT: Time-Temperature-Transformation)에서 흑연 생성 노즈(nose)근처에 해당하는 온도범위로서, 열처리 시간이 가장 짧은 온도범위에 해당한다.
흑연화 열처리 온도가 740℃ 미만인 경우에는 흑연화 열처리 시간이 길어지게 되며, 780℃를 초과하는 경우에는 흑연화 열처리 시간이 길어지며, 펄라이트의 역변태에 의해 오스테나이트가 생성되고 냉각 중 다시 펄라이트가 생길 수 있기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 흑연화 열처리 온도범위를 740~780℃로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 흑연화 열처리 단계로 흑연화율이 100%인 흑연강을 제조할 수 있다. 여기서, 흑연화율이란 강에 첨가된 탄소 함량 대비 흑연 상태로 존재하는 탄소 함량의 비를 의미하는 것으로, 하기 식 (2)에 의해 정의된다.
(2) 흑연화율(%) = (1-미분해 펄라이트 내 탄소함량/강 중 탄소 함량)Х100
흑연화율이 100%이라는 것은 첨가된 탄소가 모두 소모되어 흑연을 생성하였다는 의미로 미분해 펄라이트가 존재하지 않는 것을 의미하며, 다시 말해 페라이트 기지에 흑연립이 분포하는 미세조직을 의미한다. 여기서, 페라이트 내 고용 탄소 및 미세 탄화물에 고용된 탄소량은 극히 적으므로 고려하지 않는다.
이하에서는 본 발명의 일 예에 따른 흑연강에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 흑연강은 중량%로, 탄소(C): 0.6~0.9%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.01~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.002%, 질소(N): 0.003~0.015%, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 식 (1)을 만족하며, 미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 100%이다.
또한, 흑연강의 페라이트 기지에 분포되는 흑연립의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하일 수 있다. 여기서, 평균 결정립 크기란, 흑연강의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자의 등가 원 직경(Equivalent Circular Diameter, ECD)을 의미한다. 평균 결정립의 크기가 작을수록 절삭 시 표면조도에 유리하므로, 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 흑연립의 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하일 수 있다. 흑연립의 종횡비가 2.0을 초과하면 미세조직에 이방성이 발생하여 충격인성 등 기계적 특성이 저하될 뿐만 아니라, 절삭 중 표면 조도에 악영향을 끼칠 수 있다.
또한, 흑연립이 면적분율로 2.0% 이상으로 1000개/mm2 이상의 밀도로 분포될 수 있다. 흑연립의 면적분율과 밀도가 높을수록 피삭성이 향상되므로, 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 흑연강은 경도값이 70~85 HRB일 수 있다.
상기와 같이 흑연강 내에 미세 흑연립이 균일하게 분포될 경우, 형성된 흑연립이 절삭 마찰을 감소시키고, 크랙 개시처로 작용함으로써, 절삭성을 현저히 향상시킬 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
아래 표 1의 성분을 갖는 빌레트(단면: 160mm x 160mm)를 재가열 온도 조건에서 90분간 유지하고 고속 열간 압연하여 27mm의 직경을 갖는 흑연화 열처리용 선재로 제조하였다. 이때의 재가열 온도, 선재 압연온도, 권취 온도, 600℃까지의 냉각속도는 표 2에 도시하였다. 또한, 제조된 흑연화 열처리용 선재에 대해 100nm 이하 크기에 해당하는 TiN의 개수, 펄라이트의 면적분율, 인장강도, 선재 압연성에 대한 비고를 표 2에 함께 도시하였다.
제조된 흑연화 열처리용 선재에 대하여, 냉간 신선한 다음 흑연화 열처리를 하여 흑연강을 제조하였다. 이때의 냉간 신선 감면율에 대하여 표 3에 도시하였으며, 흑연화 열처리는 각 발명예 및 비교예 모두 760℃에서 2시간 열처리하였다. 또한, 제조된 흑연강에 대해 흑연화 완료 유무, 흑연립의 평균 크기, 종횡비(장축/단축), 흑연립 면적 분율, 흑연립 밀도, 경도를 표 3에 함께 도시하였다.
표 1 내지 3에서, 발명강은 본 발명의 합금조성 범위 및 식 (1)을 만족하는 발명 강종에 해당하며, 비교강은 본 발명의 합금조성 범위 또는 식 (1)을 만족하지 않는 비교 강종에 해당한다.
발명예 1 내지 4는 본 발명의 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강에 해당하며, 비교예 1 내지 12는 비교강 1 내지 12으로 제조한 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강에 해당한다. 비교예 13 내지 17는 발명강 1의 강종을 사용하였으나, 흑연화 열처리용 선재의 제조조건을 본 발명이 개시하는 조건과는 상이하게 하여 제조한 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강이다. 비교예 18 내지 19는 발명강 1의 강종을 사용하고 흑연화 열처리용 선재의 제조조건을 본 발명이 개시하는 조건과 동일하게 하여 제조하였으나, 냉간 신선 조건 감면율을 본 발명이 개시하는 조건과 상이하게 하여 제조한 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강에 해당한다.
구분 C Si Mn P S Al Ti B N O 식 (1)
발명강 1 0.7 2.35 0.27 0.0138 0.0052 0.043 0.0150 0.0005 0.0050 0.0030 0.0000
2 0.75 2.38 0.30 0.0101 0.0030 0.030 0.0198 0.0019 0.0110 0.0045 0.0028
3 0.63 2.45 0.41 0.0085 0.0042 0.023 0.0132 0.0019 0.0040 0.0028 -0.0023
4 0.86 2.46 0.13 0.0080 0.0048 0.026 0.0190 0.0013 0.0050 0.0029 -0.0022
비교강 1 1.02 2.30 0.30 0.0121 0.0050 0.030 0.0120 0.0013 0.0050 0.0036 -0.0002
2 0.32 2.43 0.55 0.0125 0.0050 0.032 0.0123 0.0013 0.0050 0.0045 -0.0003
3 0.61 1.00 0.30 0.0102 0.0050 0.030 0.0122 0.0013 0.0050 0.0047 -0.0002
4 0.83 2.91 0.20 0.0082 0.0064 0.026 0.0128 0.0013 0.0034 0.0036 -0.0020
5 0.87 2.32 0.82 0.0082 0.0064 0.023 0.0125 0.0013 0.0032 0.0025 -0.0021
6 0.72 2.22 0.05 0.0082 0.0190 0.026 0.0120 0.0013 0.0028 0.0030 -0.0024
7 0.81 2.27 0.57 0.0074 0.0064 0.023 0.0022 0.0013 0.0052 0.0034 0.0029
8 0.82 2.41 0.39 0.0080 0.0280 0.045 0.0231 0.0013 0.0100 0.0045 0.0016
9 0.65 2.45 0.39 0.0080 0.0254 0.039 0.0198 0.0019 0.0031 0.0025 -0.0051
10 0.87 2.35 0.23 0.0087 0.0050 0.040 0.0110 0.0006 0.0148 0.0034 0.0108
11 0.75 2.25 0.26 0.0086 0.0024 0.032 0.0130 0.0040 0.0100 0.0045 0.0010
12 0.07 2.32 0.28 0.0098 0.0054 0.034 0.0120 0.0017 0.0221 0.0047 0.0164
식 (1): [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 (여기서 [N], [Ti], [B]는 각각 N, Ti, B의 중량%이다.)
구분 강종 재가열 온도(℃) 열간압연온도(℃) 권취온도(℃) 냉각속도(℃/s) TiN 밀도(개/100um2)　 펄라이트면적분율(%) 인장강도(MPa) 선재 압연 비고
발명예1 발명강1 1100 970 900 0.5 37 96 1035 -
발명예2 발명강2 1100 970 900 0.5 42 98 1032 -
발명예3 발명강3 1100 970 900 0.5 25 95 1042 -
발명예4 발명강4 1100 970 900 0.5 21 98 1032 -
비교예1 비교강1 1100 970 900 0.5 34 96 1128 -
비교예2 비교강2 1100 970 900 0.5 14 88 982 -
비교예3 비교강3 1100 970 900 0.5 15 97 994 -
비교예4 비교강4 1100 970 900 0.5 23 96 1145 -
비교예5 비교강5 1100 970 900 0.5 23 96 1104 -
비교예6 비교강6 1100 970 970 0.5 15 97 1028 -
비교예7 비교강7 1100 970 900 0.5 7 96 1045 -
비교예8 비교강8 1100 970 900 0.5 8 97 1040 -
비교예9 비교강9 1100 970 900 0.5 5 98 1035 -
비교예10 비교강10 1100 970 900 0.5 23 97 1030 -
비교예11 비교강11 1100 970 900 0.5 12 95 1021 -
비교예12 비교강12 1100 970 900 0.5 14 82 1112 -
비교예13 발명강1 1000 970 900 0.5 8 97 1034 -
비교예14 발명강1 1100 900 900 0.5 25 97 1053 선재표면 흠 발생
비교예15 발명강1 1100 970 750 0.5 27 98 1023 선재 권취 불량
비교예16 발명강1 1100 970 900 0.1 28 93 1002 -
비교예17 발명강1 1100 970 900 8.0 32 92 1160 -
비교예18 발명강1 1100 970 900 0.5 37 96 1035 -
비교예19 발명강1 1100 970 900 0.5 37 96 1035 -
구분 강종 냉간신선 감면율 (%) 흑연화완료유무 흑연립 크기 (㎛) 종횡비 흑연립 면적분율 (%) 흑연립 밀도(개/mm2) 경도 (HRB)
발명예1 발명강1 14.3 완료 5 1.4 2.2 1990 77
발명예2 발명강2 14.3 완료 6 1.5 2.4 2013 78
발명예3 발명강3 14.3 완료 7 1.4 2.1 1785 77
발명예4 발명강4 14.3 완료 5 1.4 2.3 2033 80
비교예1 비교강1 14.3 냉간 신선중 단선
비교예2 비교강2 14.3 완료 4 1.6 1.3 682 76
비교예3 비교강3 14.3 미완료 6 1.6 1.5 889 87
비교예4 비교강4 14.3 냉간 신선중 단선
비교예5 비교강5 14.3 미완료 7 1.5 1.7 2041 88
비교예6 비교강6 14.3 냉간 신선중 단선
비교예7 비교강7 14.3 완료 12 1.7 2.3 765 77
비교예8 비교강8 14.3 완료 11 1.6 2.4 875 78
비교예9 비교강9 14.3 완료 12 1.6 2.6 686 79
비교예10 비교강10 14.3 미완료 6 1.4 2.6 896 86
비교예11 비교강11 14.3 완료 11 1.3 2.1 896 71
비교예12 비교강12 14.3 미완료 12 1.4 1.3 982 88
비교예13 발명강1 14.3 완료 15 2.1 2.1 976 77
비교예14 발명강1 14.3 완료 4 1.5 2.3 770 76
비교예15 발명강1 14.3 완료 5 1.4 2.3 1987 77
비교예16 발명강1 14.3 완료 11 1.5 1.7 980 76
비교예17 발명강1 14.3 냉간 신선중 단선
비교예18 발명강1 21.0 냉간 신선중 단선
비교예19 발명강1 7.3 미완료 7 1.5 1.7 980 87
이하, 표 1 내지 3을 참조하여 각 발명예 및 비교예를 평가한다.
표 1 내지 3를 참조하면, 본 발명의 합금조성 범위 및 식 (1)을 만족하고 제조조건도 만족한 결과, 발명예 1 내지 4의 흑연화 열처리용 선재는 100nm 이하의 크기를 갖는 TiN의 개수가 100㎛2 당 10개 이상이며, 펄라이트의 면적분율이 95% 이상이며, 인장강도가 1100MPa 이하인 것을 확인할 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 4의 흑연강은 미세조직으로 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 100%로 완료되었으며, 흑연립의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하이며, 흑연립의 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하이며, 흑연립이 면적분율로 2.0% 이상으로 분포되어 있으며, 흑연립이 1000개/mm2 이상의 밀도로 분포되어 있으며, 경도값이 70~85 HRB임을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성 범위 또는 식 (1)을 만족하지 않는 비교예 1 내지 12는 상술한 발명예 1 내지 4와는 달리, TiN 밀도, 펄라이트의 면적분율, 선재 인장 강도를 만족하지 못하거나, 흑연화율이 완료되지 않았거나, 흑연립의 평균 결정립 크기가 10㎛를 초과하여 조대하였거나, 흑연립이 면적분율로 2.0% 이하로 분포되었거나, 흑연립 밀도가 적었거나, 경도 범위를 만족하지 못하였다.
비교예 1은 C가 1.02중량%로 첨가 탄소량이 과다하여 선재의 인장강도가 1100MPa를 초과하였으며, 이로 인해 냉간 신선 중 단선이 발생하였다. 비교예 2는 C가 0.32중량%로 첨가 탄소량이 적어 펄라이트의 분율이 적었다. 흑연립은 펄라이트가 분해되어 생기므로 펄라이트 분율이 낮으면 흑연립의 분율도 낮을 수 밖에 없으며, 비교예 2의 흑연강은 흑연립의 면적분율이 1.3%, 흑연립의 밀도가 682개/mm2로서 적었다.
비교예 3은 Si이 1.00중량%로 첨가 실리콘양이 적어 흑연화 촉진을 충분히 하지 못하여 흑연화가 2시간 이내에 완료되지 못하였다. 또한, 이로 인해 흑연립 면적분율, 흑연립 밀도가 낮았으며, 경도가 컸다. 비교예 4는 Si이 2.91중량%로 첨가 실리콘양이 과도하여 선재의 인장강도가 1100MPa를 초과하였으며, 이로 인해 냉간 신선 중 단선이 발생하였다.
비교예 5는 Mn이 0.82중량%로 첨가 망간량이 과다하여 흑연화를 저해함에 따라, 흑연화가 2시간 이내에 완료되지 못하였다. 또한, 망간량이 과다하여 선재의 인장강도가 1100MPa를 초과하였으며, 경도가 컸다. 비교예 6은 Mn이 0.05중량%로 첨가 망간량이 적어 냉간 신선 중 단선이 발생하였다.
비교예 7은 Ti이 0.0022중량%로 첨가 타이타늄양이 적어 TiN 밀도(개/100mm2)가 적어 미세하고 균일한 흑연립 생성을 위한 핵으로써 작용을 충분히 하지 못하였다. 이로 인해, 흑연립의 크기가 조대해졌으며, 흑연립의 밀도는 낮았다. 비교예 8은 Ti이 0.0231중량%로 첨가 타이타늄양이 과다하여 조대한 TiN으로 형성되어 TiN 밀도가 적어 미세하고 균일한 흑연립 생성을 위한 핵으로써 작용을 충분히 하지 못하였다. 이로 인해, 흑연립의 크기가 조대해졌으며, 흑연립의 밀도는 낮았다.
비교예 9는 식 (1)의 값이 -0.003 이하가 되어 강 중에 과다하게 남은 Ti 또는 B에 의해 조대한 TiN 또는 BN을 형성하게 되어 적절한 흑연립 생성의 핵으로 작용하기가 어려웠다. 이로 인해, 흑연립의 크기가 조대해졌으며, 흑연립의 밀도는 낮았다. 비교예 10은 식 (1)의 값이 0.003 이상이 되어 강 중 고용 질소 함량이 높으므로, 흑연화 시간을 현저하게 지연시켰다. 이로 인해, 흑연화가 2시간 이내에 완료되지 못하였다.
비교예 11은 B가 0.004중량%로 첨가 붕소량이 과다하여 식 (1)의 값을 만족하지 못하였다. 이로 인해, 흑연립의 크기가 조대해졌으며, 흑연립의 밀도가 낮았다.
비교예 12는 N가 0.0221중량%로 첨가 질소량이 과다하여 식 (1)을 만족하지 못하였으며, 과다한 고용 질소에 의해 선재 인장강도 값도 높아졌다. 고용 질소는 흑연화를 지연시켜 2시간 내에 흑연화가 완료되지 않았으며, 이로 인해 경도 범위를 만족하지 못하였다.
비교예 13은 재가열 온도가 1000℃로 낮아, TiN 또는 BN이 조대하게 형성된 결과 적절한 흑연립 생성의 핵으로 작용하기가 어려웠다. 이로 인해, 흑연립의 크기가 조대해졌으며, 흑연립의 밀도는 낮았다.
비교예 14는 열간 압연 온도가 900℃로 낮아, 열간 압연 시 표면 흠이 발생하였다.
비교예 15은 권취 온도가 750℃로 낮아 권취 형상 불량이 발생하였다.
비교예 16는 냉각속도가 0.1℃/s로 낮아 초석상이 과다하게 발생하여 펄라이트 면적분율을 만족하지 못하였다. 이로 인해, 흑연화 열처리 후 생성된 흑연립의 밀도가 낮았다. 비교예 17은 냉각속도가 8.0℃/s로 높아 과냉된 오스테나이트로부터 생성된 경조직으로 인해 냉간 신선 중 단선이 발생하였다.
비교예 18은 냉간 신선 시 감면율이 20%를 초과하여 단선이 발생하였으며, 비교예 19는 감면율이 10% 이하로 작아 충분하게 격자 결함을 발생시키지 못하여 흑연화를 2시간 이내에 완료되지 못했다. 이로 인해, 흑연화 열처리 후 생성된 흑연립의 밀도가 낮았다.
또한, 상술한 결과로부터 본 발명은 흑연화를 촉진하는 합금조성과 흑연립의 핵 생성 사이트로 작용하는 TiN을 활용하여 흑연화를 촉진할 수 있으며, 적정한 감면율의 냉간 신선을 통해 격자 결함을 유도하여 흑연화를 더욱 촉진할 수 있으므로, 흑연화 열처리 시간을 대폭 단축할 수 있음을 알 수 있다.
또한, 본 발명은 흑연화 후에 미세한 흑연립이 기지 내에 균일하게 분포하는 흑연강을 제공할 수 있음을 알 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 흑연강은 산업기계 또는 자동차 등의 기계부품의 소재로 활용 가능하다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.6~0.9%, Si: 2.0~2.5%, Mn: 0.1~0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, B: 0.0005~0.002%, N: 0.003~0.015%, O: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하는 흑연화 열처리용 선재:
    (1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
    상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
  2. 제1항에 있어서,
    100nm 이하의 크기를 갖는 TiN의 개수가 100㎛2 당 10개 이상인 흑연화 열처리용 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    펄라이트의 면적분율이 95% 이상인 흑연화 열처리용 선재.
  4. 제1항에 있어서,
    인장강도가 1100MPa 이하인 흑연화 열처리용 선재.
  5. 중량%로, C: 0.6~0.9%, Si: 2.0~2.5%, Mn: 0.1~0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, B: 0.0005~0.002%, N: 0.003~0.015%, O: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하는 빌레트를 제조하는 단계;
    상기 빌레트를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 빌레트를 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계;
    상기 선재를 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 선재를 냉각하는 단계;를 포함하는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법:
    (1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
    상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 재가열하는 단계는,
    1050~1150℃의 온도범위에서 60분 이상 유지하여 열처리하는 것을 포함하는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계는,
    900℃ 초과 1000℃ 이하의 온도범위에서 열간 압연하는 것을 포함하는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 권취하는 단계는,
    800℃ 이상의 온도범위에서 권취하는 것을 포함하는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는,
    0.2~5.0℃/s의 냉각속도로 600℃까지 냉각하는 것을 포함하는 흑연화 열처리용 선재의 제조방법.
  10. 중량%로, C: 0.6~0.9%, Si: 2.0~2.5%, Mn: 0.1~0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, B: 0.0005~0.002%, N: 0.003~0.015%, O: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며,
    미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 100%인 흑연강:
    (1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
    상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 흑연립의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하인 흑연강.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 흑연립의 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하인 흑연강.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 흑연립이 면적분율로 2.0% 이상으로 분포되어 있는 흑연강.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 흑연립이 1000개/mm2 이상의 밀도로 분포되어 있는 흑연강.
  15. 제10항에 있어서,
    경도값이 70~85 HRB인 흑연강.
  16. 중량%로, C: 0.6~0.9%, Si: 2.0~2.5%, Mn: 0.1~0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, B: 0.0005~0.002%, N: 0.003~0.015%, O: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하는 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 제조된 선재를 냉간 신선하는 단계;를 수행한 다음,
    흑연화 열처리하는 단계;를 포함하는 흑연강의 제조방법:
    (1) -0.003 < [N] - [Ti]/3.43 - [B]/0.77 < 0.003
    상기 식 (1)에서, [Ti],[N],[B]는 각각 타이타늄, 질소, 보론의 중량%를 의미한다.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 냉간 신선하는 단계는,
    감면율 10~20%로 냉간 신선하는 것을 포함하는 흑연강의 제조방법.
  18. 제16항에 있어서,
    상기 흑연화 열처리하는 단계는,
    740~780℃의 온도범위에서 2시간 이내로 열처리하는 것을 포함하는 흑연강의 제조방법.
PCT/KR2020/001133 2020-01-22 2020-01-22 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법 WO2021149849A1 (ko)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20915128.1A EP3964599A4 (en) 2020-01-22 2020-01-22 WIREBAR FOR GRAPHITIZING HEAT TREATMENT, GRAPHITE STEEL AND METHOD OF MANUFACTURE THEREOF
PCT/KR2020/001133 WO2021149849A1 (ko) 2020-01-22 2020-01-22 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법
US17/617,189 US20220235441A1 (en) 2020-01-22 2020-01-22 Wire rod for graphitization heat treatment, graphite steel, and manufacturing method therefor
JP2021575471A JP7445686B2 (ja) 2020-01-22 2020-01-22 黒鉛化熱処理用線材と黒鉛鋼及びその製造方法
CN202080046316.8A CN114008233B (zh) 2020-01-22 2020-01-22 用于石墨化热处理的线材、石墨钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/KR2020/001133 WO2021149849A1 (ko) 2020-01-22 2020-01-22 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021149849A1 true WO2021149849A1 (ko) 2021-07-29

Family

ID=76992894

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2020/001133 WO2021149849A1 (ko) 2020-01-22 2020-01-22 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20220235441A1 (ko)
EP (1) EP3964599A4 (ko)
JP (1) JP7445686B2 (ko)
CN (1) CN114008233B (ko)
WO (1) WO2021149849A1 (ko)

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
JPH11350067A (ja) * 1998-06-04 1999-12-21 Toa Steel Co Ltd 快削熱間加工鋼材及び粗形材並びにそれらを用いた快削熱間加工製品及びその製造方法
US6419761B1 (en) * 1998-03-04 2002-07-16 Nippon Steel Corporation Steels for cold forging and process for producing the same
KR100605722B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 냉간단조성 및 쾌삭성이 우수한 기계구조용 흑연화 선재제조방법
KR100605723B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3721723B2 (ja) * 1996-06-27 2005-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材
JPH11229074A (ja) * 1998-02-10 1999-08-24 Nippon Steel Corp 高周波焼入れ性に優れた黒鉛鋼
JP2003105485A (ja) * 2001-09-26 2003-04-09 Nippon Steel Corp 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
KR101657790B1 (ko) * 2014-12-09 2016-09-20 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성 및 냉간단조성이 우수한 흑연강
KR101657792B1 (ko) * 2014-12-11 2016-09-20 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성이 우수한 흑연강
KR101819380B1 (ko) * 2016-10-25 2018-01-17 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
KR101917451B1 (ko) * 2016-12-21 2018-11-09 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
KR102042063B1 (ko) * 2017-12-21 2019-11-08 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성이 향상된 흑연강

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
US6419761B1 (en) * 1998-03-04 2002-07-16 Nippon Steel Corporation Steels for cold forging and process for producing the same
JPH11350067A (ja) * 1998-06-04 1999-12-21 Toa Steel Co Ltd 快削熱間加工鋼材及び粗形材並びにそれらを用いた快削熱間加工製品及びその製造方法
KR100605722B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 냉간단조성 및 쾌삭성이 우수한 기계구조용 흑연화 선재제조방법
KR100605723B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3964599A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
JP2022538992A (ja) 2022-09-07
US20220235441A1 (en) 2022-07-28
EP3964599A1 (en) 2022-03-09
JP7445686B2 (ja) 2024-03-07
CN114008233A (zh) 2022-02-01
EP3964599A4 (en) 2022-08-31
CN114008233B (zh) 2023-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111510A1 (ko) 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR102224044B1 (ko) 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법
WO2018117676A1 (ko) 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
WO2019098483A1 (ko) 충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
WO2020130506A1 (ko) 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2021125858A2 (ko) 법랑용 강판 및 그 제조방법
WO2021149849A1 (ko) 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법
WO2017104920A1 (ko) 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
WO2022139214A1 (ko) 강도 및 내식성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2016072679A1 (ko) 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2018110850A1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법
WO2017099433A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 선재, 강선 및 이들의 제조방법
WO2021125471A1 (ko) 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
WO2024085736A1 (ko) 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020130614A2 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
WO2020085855A1 (ko) 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2021125688A1 (ko) 피로수명이 우수한 판 스프링용 강판 및 그 제조방법
WO2022131864A1 (ko) 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강
WO2022131865A1 (ko) 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강
WO2022265289A1 (ko) 신선 가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2021125435A1 (ko) 베어링용 선재 및 이의 제조방법
WO2022131539A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022255727A1 (ko) 강도 및 피로한도가 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조방법
WO2023113430A1 (ko) Tv 펨너트 부품용 흑연강 선재, 흑연강, 이의 제조 및 절삭 가공 방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20915128

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020915128

Country of ref document: EP

Effective date: 20211203

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021575471

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE