WO2021172604A1 - 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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박인규
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Definitions

  • the present invention relates to a non-tempered wire rod and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a non-tempered wire rod having excellent wire drawability and impact toughness suitable for use as a material for automobiles or machine parts, and a method for manufacturing the same.
  • Structural steels used for mechanical structures or automobile parts are mostly quenched and tempering steels, which are subjected to reheating, quenching, and annealing processes after hot working to increase strength and toughness.
  • non-heat treated steel refers to steel that can obtain similar strength to heat treated steel without heat treatment after hot working.
  • Non-tempered wire rods are excellent in economic feasibility by lowering the manufacturing cost by omitting the heat treatment process involved in manufacturing existing tempered wire rods. We are trying to apply it to many products.
  • the ferrite-pearlite-based non-tempered wire rod has the advantage of being able to design low-cost components and stably obtaining a homogeneous structure in the Stelmor cooling zone manufacturing process. While rising, there is a problem in that ductility and toughness are rapidly reduced.
  • the present invention is to provide a non-tempered wire rod capable of securing excellent wire-drawing properties and impact toughness without additional heat treatment and a method for manufacturing the same.
  • the non-tempered wire having excellent wire-drawing property and impact toughness is, by weight, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P : 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less It contains, and contains the remainder Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, includes a ferrite-pearlite layered structure in the rolling direction.
  • the average thickness of the ferrite layer in the L section which is a parallel section in the rolling direction, may be 5 to 30 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the ferrite in the cross-section C which is a cross-section perpendicular to the rolling direction, may be 3 to 20 ⁇ m.
  • the fraction of the ferrite may be 30 to 90%.
  • the average lamellar spacing of the pearlite may be 0.03 ⁇ 0.3 ⁇ m or less.
  • carbon equivalent (Ceq) expressed by the following formula may be 0.4 to 0.6.
  • each of [C], [Si], [Mn], and [Cr] means the content (%) of the corresponding element.
  • a difference between the maximum hardness value and the minimum hardness value in the cross-section C, which is a cross-section perpendicular to the rolling direction, may be 30 Hv or less.
  • the average value of the impact toughness at room temperature may be 100J or more.
  • Imax the maximum value of average room temperature impact toughness after wire drawing
  • Imin minimum value of average ambient temperature impact toughness after drawing processing.
  • the method for manufacturing a non-tempered wire rod having excellent wire-drawing property and impact toughness is in wt%, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less
  • Preparing a steel slab containing at least one type and containing the remainder Fe and unavoidable impurities reheating the slab to a reheating temperature Tr that satisfies the following formula (2), rolling the reheated slab into a wire rod and cooling the rolled wire rod after winding.
  • the step of rolling the wire rod may include rolling to a finish rolling temperature (Tf) that satisfies the following formula (3).
  • T2 955 - 396 [C] + 24.6 [Si] - 68.1 [Mn] - 24.8 [Cr] - 36.1 [Nb] - 20.7 [V]
  • T3 734 + 465 [C] - 355 [Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650 ⁇ [Nb] + 730[V] - 232 ⁇ [V], [C], [Si], [Mn], [Cr],
  • Each of [Al], [Ti], [Nb], and [V] means the content (%) of the corresponding element.
  • the cooling step may include cooling at an average rate of 0.1 ⁇ 2 °C / s.
  • FIG. 1 is a ferrite-pearlite layered structure photograph of a non-tempered wire rod according to an embodiment of the present invention.
  • the non-tempered wire having excellent wire-drawing property and impact toughness is, by weight, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P : 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less It contains, and contains the remainder Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, includes a ferrite-pearlite layered structure in the rolling direction.
  • Non-Heat Treated Steel refers to a steel that can obtain strength similar to that of heat-treated steel without heat treatment after hot working. It is a product with excellent economic feasibility by lowering the unit price, and at the same time, since it does not perform final quenching and annealing, defects due to heat treatment, that is, straightness due to heat treatment bending, are being applied to many products.
  • the ferrite-pearlite-based non-tempered wire rod has the advantage of being able to design low-cost components and stably obtaining a homogeneous structure in the Stelmor cooling zone manufacturing process.
  • the strength of the product increases, but there is a problem in that ductility and toughness are rapidly reduced.
  • the present inventors studied from various angles in order to provide a non-tempered wire rod capable of securing excellent wire-drawing properties and impact toughness after wire-drawing. As a result, it was found that by appropriately controlling the alloy composition and microstructure of the non-tempered wire rod, it was possible to secure excellent impact toughness while increasing strength during wire drawing without additional heat treatment, and completed the present invention.
  • the non-tempered wire rod excellent in wire drawing property and impact toughness is, by weight, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P : 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less It contains, and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • it is preferably included in an amount of 0.05% by weight or more.
  • the upper limit of the carbon content is preferably 0.35% by weight.
  • Silicon is a useful element as a deoxidizer. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included in an amount of 0.05% by weight or more. However, when the content is excessive, the deformation resistance of the steel rapidly increases due to solid solution strengthening, which leads to a problem in that the cold workability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the silicon content is preferably 0.5% by weight, more preferably 0.25% by weight.
  • Manganese is an element useful as a deoxidizer and a desulfurizer. In order to exhibit this effect in the present invention, it is preferably contained in 0.5 wt% or more, and more preferably 0.8 wt% or more. However, when the content is excessive, the strength of the steel itself becomes excessively high, and the deformation resistance of the steel rapidly increases, thereby deteriorating the cold workability. Therefore, the upper limit of the manganese content is preferably 2.0% by weight, more preferably 1.8% by weight.
  • Chromium serves to promote ferrite and pearlite transformation during hot rolling.
  • the upper limit of the chromium content is preferably 1.0% by weight, more preferably 0.5% by weight.
  • Phosphorus (P) 0.03 wt% or less
  • Phosphorus is an unavoidably contained impurity and is an element that segregates at grain boundaries to reduce the toughness of steel and is a major factor in reducing delayed fracture resistance. Theoretically, it is advantageous to control the content of phosphorus to 0% by weight, but inevitably it must be contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the phosphorus content is managed as 0.03% by weight.
  • Sulfur is an unavoidably contained impurity element that segregates at grain boundaries to greatly reduce the ductility of steel, and forms an emulsion in steel to deteriorate delayed fracture resistance and stress relaxation characteristics. desirable.
  • Soluble aluminum is an element useful as a deoxidizer. In order to exhibit this effect in the present invention, it is preferable to include 0.01% by weight or more. More preferably, it is 0.015 weight% or more, More preferably, it contains 0.02 weight% or more. However, when the content is excessive, the effect of refining the austenite grain size by AlN formation is increased, and thus the cold forging formability may be deteriorated. Therefore, it is preferable that the upper limit of the available aluminum content is 0.07% by weight.
  • Nitrogen is an unavoidably contained impurity, and when its content is excessive, the amount of dissolved nitrogen increases and the deformation resistance of the steel rapidly increases, thereby deteriorating the cold workability. Theoretically, it is advantageous to control the content of nitrogen to 0% by weight, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the nitrogen content is preferably managed as 0.01 wt%, more preferably 0.008 wt%, even more preferably 0.007 wt%.
  • the present invention may include the above-described component system and at least one of niobium (Nb), vanadium (V), and titanium (Ti).
  • Niobium (Nb) 0.1% by weight or less
  • Niobium is an element that forms carbides and carbonitrides to limit grain boundary movement of austenite and ferrite.
  • the carbonitride may act as a fracture origin and decrease impact toughness, and there is a problem of forming coarse precipitates, so it is preferable to add niobium by keeping the solubility limit do. Therefore, the upper limit of the niobium content is preferably 0.1% by weight.
  • Vanadium like niobium, forms carbides and carbonitrides, and serves to limit grain boundary movement of austenite and ferrite.
  • the carbonitride acts as a fracture origin and may reduce impact toughness, and there is a problem of forming coarse precipitates. Therefore, it is preferable to add vanadium by keeping the solubility limit. Therefore, the upper limit of the vanadium content is preferably 0.5% by weight.
  • Titanium also has the effect of limiting the grain size of austenite by combining with carbon and nitrogen to form carbonitride.
  • the upper limit of the titanium content is preferably 0.1% by weight.
  • the balance other than the alloy composition is Fe.
  • the wire rod for drawing of the present invention may contain other impurities that may be included in the industrial production process of ordinary steel. These impurities are not particularly limited in the present invention, since the content can be known by anyone having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains.
  • the non-toughened wire rod according to an embodiment of the present invention may have a carbon equivalent (Ceq) of 0.4 to 0.6 expressed by the following formula. If the carbon equivalent (Ceq) is less than 0.4, it may be difficult to secure the target strength, and if the carbon equivalent exceeds 0.6, the deformation resistance of the steel may rapidly increase and cold workability may deteriorate.
  • each of [C], [Si], [Mn], and [Cr] means the content (%) of the corresponding element.
  • the non-tempered wire rod according to an embodiment of the present invention includes ferrite and pearlite as a microstructure.
  • the ferrite and pearlite may form a ferrite-pearlite band structure.
  • the layered structure may be a ferrite-pearlite layered structure in the rolling direction according to an example.
  • the meaning of the ferrite-pearlite layered structure in the rolling direction means that the length and width of each ferrite and pearlite layer are formed in a direction parallel to and perpendicular to the rolling direction, respectively.
  • the ferrite-pearlite layered structure in the rolling direction has excellent wire drawing properties because the initial structure before drawing is arranged in a direction favorable to wire drawing.
  • the impact toughness is improved because it is difficult to propagate the impact in the direction and propagation of the impact is made along the ferrite-pearlite interface, which is the weakest part.
  • the non-tempered wire rod may include ferrite in an area fraction of 30 to 90%.
  • ferrite in an area fraction of 30 to 90%.
  • the average thickness of the ferrite layer (band) in the L section, which is a parallel section in the rolling direction may be 5 to 30 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the ferrite in the cross-section C, which is a cross-section perpendicular to the rolling direction may be 3 to 20 ⁇ m.
  • the thickness of the ferrite layer means the thickness of the ferrite band in the L section, which is a parallel section in the rolling direction, and when the average thickness of the ferrite band is less than 5 ⁇ m, the strength increases and cold workability may deteriorate, whereas 30 ⁇ m If it is exceeded, it may be difficult to secure the target strength.
  • the particle diameter of the ferrite means the ferrite particle diameter in the C section, which is a cross section perpendicular to the rolling direction. If it exceeds 20 ⁇ m, it may be difficult to secure the target strength.
  • the average particle diameter means an average equivalent circular diameter of particles detected by observing a cross section of the steel sheet, and the average particle diameter of pearlite formed together is particularly limited because it is affected by the average particle diameter of the ferrite. I never do that.
  • the pearlite structure of the present invention may have an average lamellar spacing of 0.03 to 0.3 ⁇ m.
  • the finer the lamellar spacing of the pearlite structure the greater the strength of the wire rod, but if it is less than 0.03 ⁇ m, there is a risk of deterioration of cold workability, and if the lamellar spacing exceeds 0.3 ⁇ m, it may be difficult to secure the target strength.
  • non-tempered wire rod of the present invention having excellent wire-drawing properties and impact toughness including the composition range and microstructure described above will be described.
  • the difference between the maximum hardness value and the minimum hardness value in the cross-section C, which is a cross-section perpendicular to the rolling direction of the non-tempered wire is 30 Hv or less.
  • the average value of the impact toughness at room temperature is 100J or more when 30 to 60% of the non-tempered wire is drawn.
  • the non-tempered wire rod satisfies the following formula (1) when 30 to 60% wire drawing is performed.
  • Imax is the maximum value of average room temperature impact toughness after drawing
  • Imin is the minimum value of average room temperature impact toughness after drawing
  • the room temperature impact toughness is evaluated by the Charpy impact energy value obtained by performing a Charpy impact test on a specimen having a U-notch (U-notch standard sample standard, 10x10x55mm) at 25°C.
  • the present invention through numerous experiments, found that when a well-developed ferrite-pearlite layered structure (FP band structure) in the rolling direction is secured, excellent wire-drawing property and impact toughness can be simultaneously secured, and the present invention was proposed. .
  • FP band structure ferrite-pearlite layered structure
  • a method for manufacturing a non-tempered wire rod comprises the steps of manufacturing a steel piece, reheating the steel piece to a reheating temperature, rolling the reheated steel piece into a wire rod, and cooling the rolled wire rod after winding do.
  • the steel piece manufactured according to an example of the present invention is, in weight%, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 1.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and Ti: 0.1% or less, and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • the steel piece having the composition range may be reheated to a reheating temperature (Tr) satisfying the following formula (2).
  • T1 757 + 606 [C] + 80 [Nb]/[C] + 1023 ⁇ [Nb] + 330 [V].
  • the step of reheating the steel piece to a reheating temperature (Tr) satisfying Equation (2) is a step for re-dissolving the carbonitride formed by Nb, V, or a combination thereof in the component system in the base material. If carbonitride formed of Nb, V, or a combination thereof does not dissolve during reheating in a heating furnace and remains, it becomes difficult to refine ferrite grains in the subsequent wire rod rolling process due to continuous coarsening when maintaining high temperature, and when cooling A hybrid tissue may be produced.
  • the step of rolling the reheated steel strip into a wire rod may include hot rolling to a finish rolling temperature (Tf) satisfying Equation (3) below.
  • T2 955 - 396[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 24.8[Cr] - 36.1[Nb] - 20.7[V]
  • T3 734 + 465[C] - 355[Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650 ⁇ [Nb] + 730[V] - 232 ⁇ [V].
  • finish rolling temperature (Tf) affects the alloy microstructure, it corresponds to a very important process condition for forming a ferrite-pearlite layered structure.
  • Tf finish rolling temperature
  • Equation (3) when the finish rolling temperature (Tf) is less than T2, the deformation resistance due to the refinement of the ferrite grain boundary increases and there is a possibility that the cold forging composition is inferior, and when the finish rolling temperature (Tf) exceeds T3 There is a fear that the ferrite-pearlite layered structure is not well formed.
  • the step of rolling to the finish rolling temperature is preferably a pretreatment step, after the reheating step that satisfies the formula (1), rolling to the finish rolling temperature (Tf) satisfying the formula (2), ferrite-pearlite layered structure It is possible to better ensure the refinement of the ferrite resistance and the homogeneity of the distribution.
  • the step of cooling the rolled wire rod after winding corresponds to the step of controlling the lamellar spacing of the pearlite in the ferrite-pearlite layered structure formed in the previous process, the finish rolling condition.
  • pearlite in a structure composed of ferrite-pearlite, pearlite is advantageous in terms of strength, but it acts as a major factor in reducing toughness. At this time, when the lamellar spacing of the pearlite is fine, there is an aspect that acts relatively favorably on toughness.
  • the cooling step of the present invention it is necessary to appropriately control the cooling rate in order to refine the pearlite lamellar spacing. If the cooling rate is too slow, the lamellar spacing is widened and there is a risk of insufficient ductility.
  • the average cooling rate during cooling may be 0.1 to 2° C./sec. If the average cooling rate is less than 0.1°C/sec, the lamellar spacing of the pearlite structure is widened and there is a risk of insufficient ductility. There is a risk of sharply lowering the toughness.
  • the average cooling rate may be more preferably 0.3 to 1°C/sec. In the above range, it is possible to obtain a non-tempered wire rod excellent in ductility and toughness while sufficiently securing the strength of the wire rod.
  • the present invention in order to form a ferrite-pearlite layered structure, the reheating temperature, the rolling temperature, and the subsequent cooling process of the steel piece are controlled. That is, the present invention is characterized in that the reheating, rolling and cooling conditions are optimized in including a series of processes consisting of reheating-rolling-cooling a steel piece satisfying the above-described component system.
  • a steel piece having an alloy composition as shown in Table 1 was heated for 3 hours at a heating temperature suitable for component conditions, and then hot-rolled to a wire diameter of 20 mm to prepare a wire rod.
  • the finish rolling temperature was set according to the component conditions and cooled at an arbitrary cooling rate after winding.
  • the tensile strength at room temperature was measured by sampling from the center of the non-tempered steel specimen at 25°C, and the room temperature impact toughness was obtained by performing a Charpy impact test on a specimen having a U-notch (U-notch standard sample, 10x10x55mm) at 25°C. It was evaluated as the impact energy value.
  • Comparative Example 1 the carbon equivalent (Ceq) was 0.347, which was less than 0.4, and the finish rolling temperature (Tf) was less than T2.
  • the non-tempered wire of Comparative Example 1 had an average thickness of the L-section ferrite band of 32 ⁇ m, which was thicker than 30 ⁇ m, and the C-section hardness deviation was 32 Hv, exceeding 30 Hv, and the average room temperature after 30-60% wire drawing.
  • the difference in impact toughness was 65J of 40J or more, which did not satisfy Equation (1) of the present invention.
  • Comparative Example 3 the reheating temperature (Tr) exceeded T1, and the average cooling rate was 0.08°C/s, which was less than 0.1°C/s.
  • the non-tempered wire rod of Comparative Example 3 had an average pearlite lamella spacing of 0.34 ⁇ m, which exceeded 0.3 ⁇ m, and the impact toughness after 45% and 55% drawing was 88J and 61J, respectively, which was smaller than 100J, and 55% drawn.
  • the difference in average room temperature impact toughness after 30-60% wire drawing was 40J or more, 41J, which did not satisfy Equation (1) of the present invention.
  • Comparative Example 4 the carbon equivalent (Ceq) was 0.677, which exceeded 0.6, the reheating temperature (Tr) exceeded T1, the finish rolling temperature (Tf) exceeded T3, and the average cooling rate was 2.4°C/s, which was 2 °C/s was exceeded.
  • the non-tempered wire of Comparative Example 4 had an average L-section ferrite band thickness of 31 ⁇ m, which was thicker than 30 ⁇ m, and the impact toughness after 35%, 45%, and 55% wire drawing was 94J, 74J, and 52J, respectively. It was less than 100J, and disconnection occurred after 45% and 55% drawing, and the difference in average room temperature impact toughness after 30 to 60% drawing was 42J, which was 40J or more, which did not satisfy Equation (1) of the present invention.
  • Comparative Example 5 had a carbon content of 0.38% by weight, exceeding 0.35% by weight, a carbon equivalent (Ceq) of 0.612, exceeding 0.6, and an average cooling rate of 0.05°C/s, which was less than 0.1°C/s. For this reason, the non-tempered wire of Comparative Example 5 had a ferrite fraction of less than 30% as 28%, an average C-section ferrite particle diameter of 22 ⁇ m, exceeding 20 ⁇ m, and an average pearlite lamellar spacing of 0.32 ⁇ m, exceeding 0.3 ⁇ m.
  • C section hardness deviation was 36Hv, which exceeded 30Hv
  • the impact toughness after 35%, 45, and 55% wire drawing was 81J, 62J and 38J, respectively, which was less than 100J, and breakage occurred after 45% and 55% wire drawing
  • the difference in average room temperature impact toughness was 43J, which was 40J or more, which did not satisfy Equation (1) of the present invention.
  • Comparative Example 6 the carbon content was 0.43 wt%, exceeding 0.35 wt%, and the carbon equivalent (Ceq) was also 0.690, exceeding 0.6.
  • the non-tempered wire of Comparative Example 6 had a ferrite fraction of less than 30% as 21%, the hardness deviation of C section was 41Hv, which exceeded 30Hv, and the impact toughness after 35%, 45%, and 55% wire drawing was 61J each. , 43J, 25J, which were smaller than 100J, and disconnection occurred after 35%, 45%, and 55% wire drawing.
  • the non-tempered wire rod and the method for manufacturing the same of the present invention can provide a non-tempered wire rod having excellent wire-drawing property and impact toughness without additional heat treatment by controlling the alloy composition and manufacturing conditions.
  • a non-tempered wire rod having excellent wire-drawing properties and impact toughness suitable for use as a material for automobiles or as a material for mechanical parts, and a method for manufacturing the same.

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Abstract

본 명세서에서는 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법을 개시한다. 개시되는 비조질 선재의 일 실시예에 따르면, 중량%로 C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조를 포함한다.

Description

신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
본 발명은 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 상세하게는 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
기계구조용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 구조용강은 대부분 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 공정을 거쳐 강도와 인성을 높인 조질강(Quenching and Tempering Steel; 調質鋼)이 사용되고 있다.
반면, 비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 열간 가공 후 열처리를 하지 않고도 열처리한 조질강과 유사한 강도를 얻을 수 있는 강을 말한다. 비조질 선재는 기존 조질 선재 제조시 수반되는 열처리 공정을 생략함으로써 제조단가를 낮추어 경제성이 우수하며, 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용을 시도하고 있다.
특히, 페라이트-펄라이트계 비조질 선재는 저가의 성분설계가 가능하고 스텔모어(Stelmor) 냉각대 제조공정에서 균질한 조직을 안정적으로 얻을 수 있는 장점이 있지만, 신선가공량이 증가함에 따라 제품의 강도는 상승하는 반면 연성 및 인성이 급격하게 저하되는 문제가 있다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 몰리브덴(Mo) 등의 고가의 소입성 합금원소(quenching element) 및 보론(B) 등을 활용한 베이나이트계 미세조직을 확보하는 기술이 제시된 바 있으나, 선재 제조시 스텔모어 냉각대에서의 냉각 편차에 따르는 베이나이트 조직 불균일로 인한 물성 편차로 인하여 상업적으로 생산하기 어려운 한계점이 있다.
상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 추가 열처리 없이도 우수한 신선가공성 및 충격인성을 확보할 수 있는 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시예 따른 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재는 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조를 포함한다.
또한, 상기 압연 방향의 평행 단면인 L단면에서의 상기 페라이트 층의 평균 두께가 5~30㎛일 수 있다.
또한, 상기 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 상기 페라이트의 평균 입경이 3~20㎛일 수 있다.
또한, 상기 페라이트의 분율이 30~90%일 수 있다.
또한, 상기 펄라이트의 평균 라멜라 간격이 0.03~0.3㎛ 이하일 수 있다.
또한, 하기 식으로 표현되는 탄소 당량(Ceq)이 0.4~0.6일 수 있다.
Ceq = [C] + [Si]/9 + [Mn]/5 + [Cr]/12
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다.)
또한, 상기 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 최대 경도값과 최소 경도값의 차가 30Hv 이하일 수 있다.
또한, 상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상일 수 있다.
또한, 상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 하기 식(1)을 만족할 수 있다.
(1) Imax - Imin ≤ 40J
(여기서, Imax : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최대값, Imin : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최소값.)
본 발명의 일 실시예 따른 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 제조하는 단계, 상기 강편을 하기 식(2)를 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강편을 선재로 압연하는 단계 및 상기 압연된 선재를 권취 후 냉각하는 단계를 포함한다.
(2) T1 ≤ Tr ≤ 1200℃
(여기서, T1 = 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V]이며, [C], [Nb], [V] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다.)
또한, 상기 선재를 압연하는 단계는 하기 식(3)를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)로 압연하는 것을 포함할 수 있다.
(3) T2 ≤ Tf ≤ T3
(여기서, T2 = 955 - 396[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 24.8[Cr] - 36.1[Nb] - 20.7[V], T3 = 734 + 465[C] - 355[Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650√[Nb] + 730[V] - 232√[V]이며, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Ti], [Nb], [V] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다.)
또한, 상기 냉각하는 단계는 평균 0.1~2℃/s의 속도로 냉각하는 것을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면, 합금조성 및 제조조건을 제어하여 추가 열처리 없이도 우수한 신선가공성 및 충격인성의 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 비조질 선재의 페라이트-펄라이트 층상구조 사진이다.
본 발명의 일 실시예 따른 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재는 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조를 포함한다.
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.
비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 열간 가공 후 열처리를 하지 않고도 열처리한 조질강과 유사한 강도를 얻을 수 있는 강을 말하며, 비조질 선재는 기존 조질 선재 제조시 수반되는 열처리 공정을 생략함으로써 소재의 제조단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품임과 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용을 시도하고 있다.
특히, 페라이트-펄라이트계 비조질 선재는 저가의 성분설계가 가능하고 스텔모어(Stelmor) 냉각대 제조공정에서 균질한 조직을 안정적으로 얻을 수 있는 장점이 있다. 그러나, 신선가공량이 증가함에 따라 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성 및 인성이 급격하게 저하되는 문제가 있다.
본 발명자들은 신선가공 후 우수한 신선가공성 및 충격인성을 확보할 수 있는 비조질 선재를 제공하기 위하여 다양한 각도에서 검토하였다. 그 결과, 비조질 선재의 합금조성 및 미세조직을 적절히 제어함으로써 별도의 열처리 없이도 신선가공시 강도 증가와 함께 우수한 충격인성을 확보할 수 있음을 발견하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 측면에 따른 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재는 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 상기 비조질 선재의 성분조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
탄소(C): 0.05~0.35중량%
탄소는 선재의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.05중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소 함량의 상한은 0.35중량%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.05~0.5중량%
실리콘은 탈산제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.05중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 고용강화에 의해 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘 함량의 상한은 0.5중량%인 것이 바람직하고, 0.25중량%인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~2.0중량%
망간은 탈산제 및 탈황제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.5중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.8중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간 함량의 상한은 2.0중량%인 것이 바람직하고, 1.8중량%인 것이 보다 바람직하다.
크롬(Cr): 1.0중량% 이하
크롬은 열간압연시 페라이트 및 펄라이트 변태를 촉진시키는 역할을 한다. 또한, 강 자체의 강도를 필요 이상으로 높이지 않으면서도, 강 중 탄화물을 석출시켜 고용 탄소량을 저감시켜, 고용 탄소에 의한 동적 폐해 시효의 감소에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬 함량의 상한은 1.0중량%인 것이 바람직하고, 0.5중량%인 것이 보다 바람직하다.
인(P): 0.03중량% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물로서 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연 파괴 저항성을 감소시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.03중량%로 관리한다.
황(S): 0.03중량% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로서 결정립계에 편석되어 강의 연성을 크게 저하시키고, 강 중 유화물을 형성하여 지연 파괴 저항성 및 응력 이완 특성을 열화시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.03중량%로 관리한다.
가용 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.07중량%
가용 알루미늄은 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과가 나타나기 위해서는 0.01중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015중량% 이상이며, 보다 더 바람직하게는 0.02중량% 이상으로 포함한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 AlN형성에 의한 오스테나이트 입도 미세화 효과가 커지게 되어 냉간단조성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 가용 알루미늄 함량의 상한은 0.07중량%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.01중량% 이하
질소는 불가피하게 함유되는 불순물로서 그 함량이 과다할 경우에는 고용 질소량이 증가하여 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 이론상 질소의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 질소의 함량의 상한은 0.01중량%으로 관리하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.008중량%, 보다 더 바람직하게는 0.007중량%으로 관리한다.
또한, 본 발명은 상술한 성분계 및 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1중량% 이하
니오븀은 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소이다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성을 저하시킬 수 있으며, 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있으므로, 용해도 한계(solubility limit)를 지켜 니오븀을 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니오븀 함량의 상한은 0.1중량%인 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.5중량% 이하
바나듐은 니오븀과 마찬가지로 탄화물 및 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소이다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성을 저하시킬 수 있으며, 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있으므로, 용해도 한계를 지켜 바나듐을 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 바나듐 함량의 상한은 0.5중량%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.1중량% 이하
티타늄 또한 탄소 및 질소와 결합하여 탄질화물을 생성시킴으로써 오스테나이트의 결정립 크기를 제한하는 효과가 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 조대한 석출물이 형성되어 개재물 파단의 주요한 크랙 생성처로 작용할 가능성이 높아진다는 문제점이 있다. 따라서, 상기 티타늄 함량의 상한은 0.1중량%인 것이 바람직하다.
상기 합금조성 외 잔부는 Fe이다. 뿐만 아니라, 본 발명의 신선용 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
본 발명의 일 예에 따른 비조질 선재는 하기 식으로 표현되는 탄소 당량(Ceq)이 0.4~0.6일 수 있다. 만약, 탄소 당량(Ceq)이 0.4 미만인 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있으며, 탄소 당량이 0.6을 초과하는 경우 강의 변형 저항이 급증하여 냉간가공성이 열화될 수 있다.
Ceq = [C] + [Si]/9 + [Mn]/5 + [Cr]/12
여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다.
이하, 본 발명에 의한 비조질 선재의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 비조질 선재는 미세조직으로 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite)를 포함한다. 첨부된 도 1을 참조하면, 상기 페라이트와 펄라이트는 페라이트-펄라이트 층상구조(band structure)를 형성할 수 있다. 또한, 상기 층상구조는 일 예에 따르면 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조일 수 있다.
이때, 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조의 의미는 각 페라이트, 펄라이트 층의 길이 및 폭이 각각 압연 방향과 평행한 방향, 수직한 방향으로 형성되는 것을 의미한다.
압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조는 신선 전의 초기 조직이 신선가공에 유리한 방향으로 배열되어 있기 때문에 우수한 신선가공성을 가지게 되며, 신선가공을 통해 압연 방향으로 연신된 페라이트-펄라이트 층상구조는 충격 시 두께방향으로 충격의 전파가 진행되기 어렵게 되고 가장 취약한 부분인 페라이트-펄라이트 계면을 따라서 충격의 전파가 이루어지기 때문에 충격인성이 향상된다.
또한, 일 예에 따르면 비조질 선재는 면적분율로 30~90%의 페라이트를 포함할 수 있다. 상기와 같은 조직을 확보하는 경우, 강도를 확보하면서도 우수한 신선가공성 및 충격인성을 확보할 수 있다.
본 발명의 페라이트 조직은 압연 방향의 평행 단면인 L단면에서의 페라이트 층(band)의 평균 두께가 5~30㎛일 수 있다. 또한, 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 페라이트의 평균 입경이 3~20㎛일 수 있다.
상기 페라이트 층의 두께는 압연 방향의 평행 단면인 L단면에서의 페라이트 밴드 두께를 의미하며, 상기 페라이트 밴드의 평균 두께가 5㎛ 미만일 경우 강도가 증가하여 냉간가공성이 열화될 수 있으며, 반면 30㎛를 초과할 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있다.
상기 페라이트의 입경은 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 페라이트 입경을 의미하며, 상기 페라이트의 평균 입경이 3㎛ 미만일 경우 입계 미세화에 의해 강도가 증가하여 냉간단조성이 감소할 우려가 있으며, 반면 20㎛를 초과할 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있다. 이때, 상기 평균 입경은 강판의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 평균 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미하며, 함께 형성되는 펄라이트의 평균 입경은 상기 페라이트의 평균입경에 영향을 받기 때문에 특별히 제한하지 않는다.
본 발명의 펄라이트 조직은 평균 라멜라 간격이 0.03~0.3㎛ 일 수 있다. 펄라이트 조직의 라멜라 간격은 미세할수록 선재의 강도가 증가하나 0.03㎛ 미만 일 경우 냉간가공성이 열화될 우려가 있으며, 라멜라 간격이 0.3㎛를 초과하는 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있다.
이하, 상술한 조성범위와 미세조직을 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 본 발명의 비조질 선재에 대하여 설명한다.
일 예에 따르면, 상기 비조질 선재는 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 최대 경도값과 최소 경도값의 차가 30Hv이하이다.
다른 일 예에 따르면, 상기 비조질 선재는 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상이다.
다른 일 예에 따르면, 상기 비조질 선재는 30~60% 신선가공 시, 하기 식(1)을 만족한다.
(1) Imax - Imin ≤ 40J
여기서, Imax : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최대값, Imin : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최소값이다.
여기서, 상온 충격인성은 25℃에서 U노치(U-notch 규격 샘플 기준, 10x10x55mm)를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가한 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 수많은 실험을 통하여 압연 방향으로 잘 발달된 페라이트-펄라이트 층상구조(F-P band structure)를 확보할 경우 우수한 신선가공성 및 충격인성을 동시에 확보할 수 있음을 알아내고, 본 발명을 제안하기에 이르렀다.
본 발명의 일 예에 따른 비조질 선재의 제조방법은 강편을 제조하는 단계, 강편을 재가열 온도로 재가열하는 단계, 재가열된 강편을 선재로 압연하는 단계 및 압연된 선재를 권취 후 냉각하는 단계를 포함한다.
본 발명의 일 예에 따라 제조되는 강편은 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
강편을 재가열하는 단계
강편을 재가열하는 단계에서는 상기 조성범위를 갖는 강편을 하기 식(2)를 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열할 수 있다.
(2) T1 ≤ Tr ≤ 1200℃
여기서, T1 = 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V]이다.
상기 강편을 식(2)를 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 단계는 성분계 중 Nb, V 또는 이들의 조합에 의해 형성되는 탄질화물을 모재 내에 재고용시키기 위한 단계이다. Nb, V 또는 이들의 조합으로 형성된 탄질화물이 가열로 내 재가열 시 용해되지 않고, 잔류하게 되면, 고온 유지시 연속적인 조대화로 인하여 후속 공정인 선재압연 공정에서 페라이트 결정립 미세화가 어려워지며, 냉각시 혼립 조직이 생성될 수 있다.
상기 식(2)에서, 강편 재가열 온도가 T1 미만일 경우에는 Nb, V 또는 이들의 조합에 의해 형성되는 조대한 탄질화물들이 완전히 재고용되지 않으며, 강편 재가열 온도가 1200℃을 초과하는 경우에는 오스테나이트 조직이 과도하게 성장하여 연성이 저하될 우려가 있다.
재가열된 강편을 선재로 압연하는 단계
재가열된 강편을 선재로 압연하는 단계는 하기 식(3)을 만족하는 마무리 압연온도(Tf)로 열간압연하는 것을 포함할 수 있다.
(3) T2 ≤ Tf ≤ T3
여기서, T2 = 955 - 396[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 24.8[Cr] - 36.1[Nb] - 20.7[V], T3 = 734 + 465[C] - 355[Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650√[Nb] + 730[V] - 232√[V]이다.
상기 마무리 압연온도(Tf)는 합금 미세 조직에 영향을 미치므로, 페라이트-펄라이트 층상구조를 형성하는데 매우 중요한 공정 조건에 해당한다. 상기 식(3)의 조건으로 마무리 압연 시 페라이트-펄라이트 층상구조가 잘 형성된다.
상기 식(3)에서 상기 마무리 압연온도(Tf)가 T2 미만인 경우, 페라이트 입계 미세화에 의한 변형 저항이 증가하여 냉간단조성이 열위될 가능성이 있으며, 마무리 압연온도(Tf)가 T3를 초과하는 경우에는 페라이트-펄라이트 층상구조가 잘 형성되지 않을 우려가 있다.
또한, 상기 마무리 압연온도로 압연하는 단계는 바람직하게는 전처리 단계인 식(1)을 만족하는 재가열 단계 이후, 식(2)를 만족하는 마무리 압연온도(Tf)로 압연하여, 페라이트-펄라이트 층상구조 내 페라이트의 미세화 및 분포의 균질성을 더 잘 확보할 수 있다.
압연된 선재를 권취 후 냉각하는 단계
본 발명에서 압연된 선재를 권취 후 냉각하는 단계는 이전 공정인 마무리 압연조건에서 형성된 페라이트-펄라이트 층상구조 내 펄라이트의 라멜라 간격을 제어하는 단계에 해당한다.
기본적으로 페라이트-펄라이트로 이루어진 조직에서 펄라이트는 강도 측면에서는 유리하나, 인성을 저하시키는 주된 요인으로 작용한다. 이때, 펄라이트의 라멜라 간격이 미세할 경우에 인성에 상대적으로 유리하게 작용하는 측면이 있다.
따라서, 본 발명의 냉각하는 단계에서는 이러한 펄라이트 라멜라 간격을 미세화하기 위하여 냉각속도를 적절히 제어할 필요가 있다. 만약 냉각속도가 너무 느리게 되면 라멜라 간격이 넓어져 연성이 부족할 우려가 있으며, 너무 빠르게 되면 저온조직이 발생되어 인성을 급격히 저하시킬 우려가 있다.
본 발명에서 바람직하게는 냉각 시 평균 냉각속도는 0.1~2℃/sec일 수 있다. 만약, 평균 냉각속도가 0.1℃/sec 미만인 경우에는 펄라이트 조직의 라멜라 간격이 넓어져 연성이 부족할 우려가 있으며, 평균 냉각속도가 2℃/sec를 초과하는 경우 저온조직이 생성되어 강의 강도를 지나치게 증가시키고 인성을 급격히 저하시킬 우려가 있다.
냉각 시 평균 냉각속도는 보다 바람직하게는 0.3~1℃/sec일 수 있다. 상기 범위에서는 선재의 강도를 충분히 확보하면서도 연성 및 인성이 우수한 비조질 선재를 얻을 수 있다.
상술한 바와 같이 본 발명에서는 페라이트-펄라이트 층상구조을 형성시키기 위하여 강편의 재가열 온도, 압연 온도 및 후속되는 냉각 공정을 제어한다. 즉, 본 발명은 상술한 성분계를 만족하는 강편을 재가열-압연-냉각으로 이루어지는 일련의 공정을 포함함에 있어서, 상기 재가열, 압연 및 냉각 조건을 최적화하는 것에 특징이 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}
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 강편을 성분조건에 맞는 가열온도에서 3시간 가열한 후, 선경 20mm로 열간압연하여 선재를 제조하였다. 이때, 마무리 압연온도는 성분조건에 맞게 설정하여 실시하였고, 권취 후 임의의 냉각속도로 냉각하였다.
이후, 전자현미경을 이용하여, 미세조직의 종류 및 분율, 페라이트 밴드 두께 및 펄라이트 라멜라 간격 등을 분석 및 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
이후, 30~60% 신선가공 후 단선유무, 상온 인장강도 및 상온 충격인성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다. 신선가공성의 표현을 신선가공 중에 단선이 발생되지 않은 경우는 ○, 단선이 1회 이상 발생된 경우는 X로 표기하였다.
여기서, 상온 인장강도는 25℃에서 비조질강 시편의 중심부에서 채취하여 측정하였으며, 상온 충격인성은 25℃에서 U노치(U-notch 규격 샘플 기준, 10x10x55mm)를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가한 것이다.
강종 합금 조성(중량%) Ceq
C Si Mn Cr P S sol.Al N Nb V Ti
발명예1 0.06 0.25 1.65 0.3 0.012 0.0052 0.034 0.0055 0.050 0.110 0 0.443
발명예2 0.11 0.21 1.48 0 0.011 0.0043 0.041 0.0046 0.038 0.054 0 0.430
발명예3 0.18 0.22 1.37 0 0.010 0.0038 0.030 0.0040 0.030 0.050 0 0.478
발명예4 0.25 0.24 1.28 0.15 0.009 0.0046 0.026 0.0045 0.019 0 0 0.546
발명예5 0.33 0.23 1.15 0 0.011 0.0050 0.032 0.0052 0.010 0 0.010 0.586
비교예1 0.07 0.12 1.22 0.24 0.010 0.0062 0.031 0.0048 0.043 0.152 0 0.347
비교예2 0.15 0.16 1.41 0.15 0.012 0.0055 0.035 0.0042 0.032 0.104 0 0.462
비교예3 0.26 0.14 1.52 0.11 0.011 0.0043 0.042 0.0058 0.029 0.046 0 0.589
비교예4 0.32 0.21 1.67 0 0.010 0.0051 0.033 0.0060 0.021 0.038 0 0.677
비교예5 0.38 0.25 1.02 0 0.009 0.0047 0.024 0.0053 0.017 0 0.015 0.612
비교예6 0.43 0.27 0.15 0 0.010 0.0056 0.027 0.0047 0.013 0 0 0.690
여기서, Ceq = [C] + [Si]/9 + [Mn]/5 + [Cr]/12, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미함
강종 T1(℃) 재가열온도Tr(℃) T2(℃) T3(℃) 마무리압연온도Tf(℃) 평균냉각속도(℃/s) 조직 페라이트분율(%) L단면페라이트밴드 평균두께(㎛) C단면페라이트평균입경(㎛) 펄라이트평균라멜라 간격(㎛) C단면경도편차(Hv)
발명예1 1122 1156 814 880 834 1.6 F+P 84 23 15 0.26 9
발명예2 1069 1085 813 841 828 1.1 F+P 77 22 12 0.24 15
발명예3 1073 1097 794 826 815 0.8 F+P 69 17 7 0.25 20
발명예4 1056 1073 770 813 806 0.4 F+P 56 15 8 0.20 18
발명예5 1062 1082 751 829 789 1.0 F+P 42 10 11 0.16 26
비교예1 1111 1135 836 914 812 1.3 F+P 82 32 12 0.30 32
비교예2 1082 1104 796 862 887 0.9 F+P 71 36 25 0.28 26
비교예3 1113 1065 747 891 834 0.08 F+P 53 19 14 0.34 19
비교예4 1117 1087 718 851 856 2.4 F+P 35 31 18 0.21 28
비교예5 1124 1132 741 875 862 0.05 F+P 28 26 22 0.32 36
비교예6 1137 1154 713 862 841 1.2 F+P 21 24 16 0.27 41
여기서, T1 = 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V],T2 = 955 - 396[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 24.8[Cr] - 36.1[Nb] - 20.7[V],T3 = 734 + 465[C] - 355[Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650√[Nb] + 730[V] - 232√[V]
시편No. 0%신선가공 35%신선가공 45%신선가공 55%신선가공 Imax-Imin(J)
인장강도(Mpa) 충격인성(J) 인장강도(Mpa) 충격인성(J) 신선가공성 인장강도(Mpa) 충격인성(J) 신선가공성 인장강도(Mpa) 충격인성(J) 신선가공성
발명예1 546 345 738 253 ○ 781 221 ○ 824 224 ○ 32
발명예2 574 316 771 219 ○ 813 210 ○ 857 216 ○ 9
발명예3 621 256 822 209 ○ 870 206 ○ 909 190 ○ 19
발명예4 613 211 840 188 ○ 887 179 ○ 933 168 ○ 20
발명예5 642 185 867 164 ○ 908 153 ○ 958 162 ○ 11
비교예1 617 225 807 168 ○ 845 135 ○ 889 103 ○ 65
비교예2 625 212 826 151 ○ 873 116 ○ 924 97 ○ 54
비교예3 689 156 908 102 ○ 953 88 ○ 997 61 X 41
비교예4 696 143 927 94 ○ 979 74 X 1029 52 X 42
비교예5 742 133 970 81 ○ 1022 62 X 1063 38 X 43
비교예6 770 115 996 61 X 1041 43 X 1088 25 X 36
여기서, Imax는 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최대값, Imin는 신선가공 후 평균 상온충격인성의 최소값
이하, 표 1 내지 3으로부터 각 발명예와 비교예를 비교 평가한다.
표 1 내지 3으로부터 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우, 압연 방향으로 발달된 페라이트-펄라이트 층상구조로 인해 강도를 확보하면서도 신선가공성 및 충격인성이 우수했다.
반면, 비교예 1 내지 6의 경우, 본 발명에서 제안하는 제조조건을 만족하지 않는 경우로서 본 발명에서 제안하는 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조가 충분히 형성되지 못하여 발명예 대비 신선가공시에 단선의 발생율이 높으며, 낮은 충격인성을 보였다.
비교예 1은 탄소 당량(Ceq)이 0.347로서 0.4 미만이었으며, 마무리 압연온도(Tf)가 T2 미만이었다. 이로 인해, 비교예 1의 비조질 선재는 L단면 페라이트 밴드 평균 두께가 32㎛로서 30㎛보다 더 두꺼웠으며, C단면 경도 편차가 32Hv로서 30Hv를 초과하였으며, 30~60% 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 차가 40J 이상인 65J으로 본 발명의 식(1)을 만족하지 않았다.
비교예 2는 마무리 압연 온도(Tf)가 T3를 초과하였다. 이로 인해, 비교예 2의 비조질 선재는 L단면 페라이트 밴드 평균 두께가 36㎛로서 30㎛보다 더 두꺼웠으며, C단면 페라이트 평균 입경은 25㎛로서 20㎛를 초과하였으며, 55% 신선가공 후 충격인성이 97J로 100J보다 작았으며, 30~60% 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 차가 40J 이상인 54J으로 본 발명의 식(1)을 만족하지 않았다.
비교예 3은 재가열 온도(Tr)가 T1을 초과하였으며, 평균 냉각속도가 0.08℃/s로서 0.1℃/s 보다 작았다. 이로 인해, 비교예 3의 비조질 선재는 펄라이트 평균 라멜라 간격이 0.34㎛으로 0.3㎛을 초과하였으며, 45%, 55% 신선가공 후 충격인성이 각 88J, 61J로서 100J보다 작았으며, 55% 신선가공 후 단선이 발생하였으며, 30~60% 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 차가 40J 이상인 41J으로 본 발명의 식(1)을 만족하지 않았다.
비교예 4는 탄소 당량(Ceq)이 0.677로서 0.6을 초과하였으며, 재가열 온도(Tr)가 T1을 초과하였으며, 마무리 압연 온도(Tf)가 T3를 초과하였으며, 평균 냉각속도가 2.4℃/s로서 2℃/s를 초과하였다. 이로 인해, 비교예 4의 비조질 선재는 L단면 페라이트 밴드 평균 두께가 31㎛로서 30㎛보다 더 두꺼웠으며, 35%, 45%, 55% 신선가공 후 충격인성이 각 94J, 74J, 52J로서 100J보다 작았으며, 45%, 55% 신선가공 후 단선이 발생하였으며, 30~60% 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 차가 40J 이상인 42J으로 본 발명의 식(1)을 만족하지 않았다.
비교예 5는 탄소의 함량이 0.38중량%으로서 0.35중량%을 초과하며, 탄소 당량(Ceq)도 0.612로서 0.6을 초과하였으며, 평균 냉각속도가 0.05℃/s로서 0.1℃/s보다 작았다. 이로 인해, 비교예 5의 비조질 선재는 페라이트 분율이 28%로서 30% 미만이며, C단면 페라이트 평균 입경이 22㎛로서 20㎛을 초과하였으며, 펄라이트 평균 라멜라 간격이 0.32㎛로서 0.3㎛을 초과하였으며, C단면 경도 편차는 36Hv로서 30Hv을 초과하였으며, 35%, 45, 55% 신선가공 후 충격인성이 각 81J, 62J 38J로서 100J보다 작았으며, 45%, 55% 신선가공 후 단선이 발생하였으며, 30~60% 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 차가 40J 이상인 43J로서 본 발명의 식(1)을 만족하지 않았다.
비교예 6은 탄소의 함량이 0.43중량%으로서 0.35중량%을 초과하며, 탄소 당량(Ceq)도 0.690로서 0.6을 초과한다. 이로 인해, 비교예 6의 비조질 선재는 페라이트 분율이 21%로서 30% 미만이며, C단면 경도 편차는 41Hv로서 30Hv을 초과하였으며, 35%, 45%, 55% 신선가공 후 충격인성이 각 61J, 43J, 25J로서 100J보다 작았으며, 35%, 45%, 55% 신선가공 후 단선이 발생하였다.
이로부터, 본 발명의 비조질 선재 및 그 제조방법은 합금조성 및 제조조건을 제어하여 추가 열처리 없이도 우수한 신선가공성 및 충격인성의 비조질 선재를 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 따르면 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로, 압연 방향으로의 페라이트-펄라이트 층상구조를 포함하는 신성가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 압연 방향의 평행 단면인 L단면에서의 상기 페라이트 밴드의 평균 두께가 5~30㎛인 신성가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 상기 페라이트의 평균 입경이 3~20㎛인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트의 분율이 30~90%인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 펄라이트의 평균 라멜라 간격이 0.03~0.3㎛인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  6. 제1항에 있어서,
    하기 식으로 표현되는 탄소 당량(Ceq)이 0.4~0.6인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재: Ceq = [C] + [Si]/9 + [Mn]/5 + [Cr]/12
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다).
  7. 제1항에 있어서,
    상기 압연 방향의 직각 단면인 C단면에서의 최대 경도값과 최소 경도값의 차가 30Hv 이하인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 상온 충격인성의 평균값이 100J 이상인 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 선재를 30~60% 신선가공 시, 하기 식(1)을 만족하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재:
    (1) Imax - Imin ≤ 40J
    (여기서, Imax : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최대값, Imin : 신선가공 후 평균 상온 충격인성의 최소값).
  10. 중량%로, C: 0.05~0.35%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~2.0%, Cr: 1.0% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, sol.Al: 0.01~0.07%, N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하 및 Ti: 0.1% 이하 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 제조하는 단계;
    상기 강편을 하기 식(2)를 만족하는 재가열 온도(Tr)로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강편을 선재로 압연하는 단계; 및
    상기 압연된 선재를 권취 후 냉각하는 단계;를 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법:
    (2) T1 ≤ Tr ≤ 1200℃
    (여기서, T1 = 757 + 606[C] + 80[Nb]/[C] + 1023√[Nb] + 330[V]이며, [C], [Nb], [V] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다).
  11. 제10항에 있어서,
    상기 선재를 압연하는 단계는,
    하기 식(3)를 만족하는 마무리압연 온도(Tf)로 압연하는 것을 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법:
    (3) T2 ≤ Tf ≤ T3
    (여기서, T2 = 955 - 396[C] + 24.6[Si] - 68.1[Mn] - 24.8[Cr] - 36.1[Nb] - 20.7[V],
    T3 = 734 + 465[C] - 355[Si] + 360[Al] + 891[Ti] + 6800[Nb] - 650√[Nb] + 730[V] - 232√[V]이며,
    [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Ti], [Nb], [V] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미한다).
  12. 제10항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는,
    평균 0.1~2℃/s의 속도로 냉각하는 것을 포함하는 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114318158A (zh) * 2021-11-29 2022-04-12 安阳钢铁股份有限公司 一种标准件用免退火易淬火冷镦钢及其生产方法
WO2023057062A1 (en) * 2021-10-06 2023-04-13 East Metals Ag Alloyed steel

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20010060772A (ko) * 1999-12-28 2001-07-07 이구택 강도 및 인성이 우수한 비조질강 및 이를 이용한 선재의제조방법
JP2004137542A (ja) * 2002-10-17 2004-05-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法
KR20160068048A (ko) * 2014-12-04 2016-06-15 주식회사 포스코 상온 가공성 및 저온 충격인성이 우수한 중탄소강 비조질 선재 및 이의 제조방법
KR20170056059A (ko) * 2015-11-12 2017-05-23 주식회사 포스코 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20200062439A (ko) * 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5356120A (en) * 1976-11-02 1978-05-22 Nippon Steel Corp Production of high tensile bolt for low temperature service
JPS62199750A (ja) * 1986-02-27 1987-09-03 Nippon Steel Corp 靭性の優れた非調質棒鋼およびその製造方法
JPH0762204B2 (ja) * 1989-12-13 1995-07-05 新日本製鐵株式会社 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法
JP4132178B2 (ja) * 1998-02-18 2008-08-13 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法
JP3851533B2 (ja) 2001-10-05 2006-11-29 株式会社神戸製鋼所 高強度非調質アプセットボルト用線材およびその製造方法並びに高強度非調質アプセットボルトの製造方法
JP2003183733A (ja) 2001-12-14 2003-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 線材の製造方法
JP4263946B2 (ja) * 2002-05-27 2009-05-13 新日本製鐵株式会社 超高温熱間鍛造非調質部品とその製造方法
KR101674750B1 (ko) * 2014-12-04 2016-11-10 주식회사 포스코 표면 경화 열처리성이 우수한 중탄소강 비조질 선재 및 이의 제조방법
JP2017043835A (ja) 2015-08-25 2017-03-02 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
KR101714916B1 (ko) 2015-11-12 2017-03-10 주식회사 포스코 냉간단조성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR101758490B1 (ko) * 2015-12-17 2017-07-17 주식회사 포스코 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR101758491B1 (ko) * 2015-12-17 2017-07-17 주식회사 포스코 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
CN106350734B (zh) * 2016-09-21 2018-01-09 邢台钢铁有限责任公司 高强韧性非调质钢盘条及其制备方法
JP6828592B2 (ja) 2017-05-24 2021-02-10 日本製鉄株式会社 伸線加工用熱間圧延線材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20010060772A (ko) * 1999-12-28 2001-07-07 이구택 강도 및 인성이 우수한 비조질강 및 이를 이용한 선재의제조방법
JP2004137542A (ja) * 2002-10-17 2004-05-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法
KR20160068048A (ko) * 2014-12-04 2016-06-15 주식회사 포스코 상온 가공성 및 저온 충격인성이 우수한 중탄소강 비조질 선재 및 이의 제조방법
KR20170056059A (ko) * 2015-11-12 2017-05-23 주식회사 포스코 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20200062439A (ko) * 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023057062A1 (en) * 2021-10-06 2023-04-13 East Metals Ag Alloyed steel
CN114318158A (zh) * 2021-11-29 2022-04-12 安阳钢铁股份有限公司 一种标准件用免退火易淬火冷镦钢及其生产方法

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