WO2023229432A1 - 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2023229432A1
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clause
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wire rod
tempered
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임남석
문동준
김한휘
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a non-refined wire with excellent machinability and impact toughness and a method for manufacturing the same. More specifically, it relates to a non-refined wire suitable for use as a material for automobiles or machine parts and a method for manufacturing the same.
  • non-quenched steel omits the QT heat treatment process. Therefore, non-quenched steel not only has economic advantages such as reduced heat treatment costs, shortened delivery time due to simplification of the process, and improved productivity, but is also an environmentally friendly steel that can be expected to reduce CO 2 generated by operating the furnace during heat treatment.
  • non-quenched steel had relatively inferior toughness compared to tempered steel, so it was applied only to parts that did not require significant toughness.
  • machinability is also required. To improve machinability, a large amount of MnS is generally created by adding S, which causes the problem of deterioration of product toughness.
  • the impact toughness is improved by controlling the microstructure, such as AlN grain boundary peening effect, microstructure refinement through low-temperature rolling, and securing a sufficient fraction of the soft ferrite phase.
  • the aim is to provide a non-quenched wire rod that can secure the wear resistance properties of cutting tools and a method of manufacturing the same.
  • the non-tempered wire material with improved machinability and impact toughness has a weight percentage of C: 0.3-0.5%, Si: 0.4-0.9%, Mn: 0.5-1.2%, P: 0.02% or less, S : 0.01 ⁇ 0.05%, sol.Al: 0.015 ⁇ 0.05%, Cr: 0.1% ⁇ 0.3%, N: 0.007% ⁇ 0.020%, the remaining Fe and inevitable impurities are included, and the microstructure includes ferrite and pearlite as follows. Relation 1 is satisfied.
  • the method of manufacturing a non-tempered wire with improved machinability and impact toughness according to an embodiment of the present invention is calculated by weight percentage, C: 0.3 to 0.5%, Si: 0.4 to 0.9%, Mn: 0.5 to 1.2%, P: 0.02%.
  • N 0.007% ⁇ 0.020%
  • Al combines with N to form AlN nitride, and this nitride improves impact toughness by suppressing grain boundary growth during heating and refining the grain size.
  • the area fraction of the ferrite phase from the surface to the center of more than 1/4 of the wire diameter is secured at 20% to 40% to further secure impact toughness.
  • MnS which improves cutting performance but can deteriorate impact toughness
  • the reduction in impact toughness is minimized while ensuring cutting performance, especially wear resistance of cutting tools. Therefore, even if heat treatment is omitted, it can be applied to automotive materials or mechanical parts materials that require both machinability and impact toughness.
  • the non-tempered wire material with improved machinability and impact toughness has a weight percentage of C: 0.3-0.5%, Si: 0.4-0.9%, Mn: 0.5-1.2%, P: 0.02% or less, S : 0.01 ⁇ 0.05%, sol.Al: 0.015 ⁇ 0.05%, Cr: 0.1% ⁇ 0.3%, N: 0.007% ⁇ 0.020%, the remaining Fe and inevitable impurities are included, and the microstructure includes ferrite and pearlite as follows. Relation 1 is satisfied.
  • the present inventors examined various angles to provide a wire that can secure machinability and impact toughness, and as a result, it was found that machinability and toughness can be secured without separate heat treatment by appropriately controlling the alloy composition and microstructure of the wire. discovered and completed the present invention.
  • the non-tempered wire material with improved machinability and impact toughness has C: 0.3 to 0.5%, Si: 0.4 to 0.9%, Mn: 0.5 to 1.2%, P: 0.02% or less, S: 0.01 to 0.05. %, sol.Al: 0.015 ⁇ 0.05%, Cr: 0.1% ⁇ 0.3%, N: 0.007% ⁇ 0.02%, including the remaining Fe and inevitable impurities, the microstructure includes ferrite and pearlite, and the following relational formula 1: Satisfies.
  • the C content is 0.3 to 0.5%.
  • C is an element that plays a role in improving the strength of wire rods. In order to achieve the above-mentioned effects, it is preferable to contain 0.3% or more of C. However, if the content is excessive, toughness and machinability may deteriorate, so it is desirable to limit the upper limit of the C content to 0.5%.
  • the Si content is 0.4 to 0.9%.
  • Si is a useful element as a deoxidizer and an element that plays a role in improving strength. If the Si content is less than 0.4%, the above-mentioned effect cannot be achieved, and if it exceeds 0.9%, the deformation resistance of the steel may rapidly increase due to solid solution strengthening and cold workability may deteriorate, so the upper limit of the Si content is 0.9%. It is desirable to limit it to .
  • the content of Mn is 0.5 to 1.2%.
  • Mn is a useful element as a deoxidizing agent and desulfurizing agent. If the Mn content is less than 0.5%, the above-described effect cannot be achieved, and if the Mn content exceeds 1.2%, the strength of the steel itself becomes excessively high, the deformation resistance of the steel rapidly increases, and cold workability may deteriorate. It is desirable to limit the upper limit of the content to 1.2%.
  • the P content is 0.02% or less.
  • P is an inevitably contained impurity and is an element that segregates at grain boundaries, lowering the toughness of steel and reducing delayed fracture resistance. Therefore, in the present invention, it is desirable to control the content as low as possible. In theory, it is advantageous to control the P content at 0%, but since it is inevitably contained during the manufacturing process, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the P content is managed at 0.02%.
  • the S content is 0.01 to 0.05%.
  • S is an element that segregates at grain boundaries, greatly reducing the ductility of steel, and forms emulsions in steel, deteriorating delayed fracture resistance and stress relaxation characteristics. It is an impurity that is inevitably contained during the manufacturing process. However, as in the present invention, S is actively used to improve cutting performance. S improves machinability by combining with Mn to form MnS. In the present invention, the content of S, which is effective in improving machinability without significantly reducing the toughness of the steel, is considered and is managed in the range of 0.01% to 0.05%.
  • the content of Sol.Al is 0.015 ⁇ 0.05%.
  • sol.Al is an element that acts usefully as a deoxidizing agent. In order to achieve the above-mentioned effect, sol.Al may be included in an amount of 0.015% or more. However, if the Al content exceeds 0.05%, manufacturing difficulties may occur due to Al oxide generated during the casting process. Therefore, in the present invention, it is desirable to limit the upper limit of Al content to 0.05%.
  • the Cr content is 0.1 to 0.3% or less.
  • Cr is an element that promotes ferrite and pearlite transformation during hot rolling. In addition, without increasing the strength of the steel itself more than necessary, it reduces the amount of dissolved carbon by precipitating carbides in the steel and contributes to the reduction of dynamic strain aging caused by dissolved carbon. If the Cr content is less than 0.1%, the above-described effect cannot be achieved, and if it exceeds 0.3%, the strength of the steel itself becomes excessively high and the deformation resistance of the steel rapidly increases, which may result in deterioration of cold workability. Therefore, it is desirable to limit the upper limit of Cr content to 0.3%.
  • the N content is 0.007 to 0.02%.
  • N is an essential element to realize the effect of improving impact toughness by forming nitride with Al and refining the particle size. If the N content is less than 0.007%, it is difficult to secure sufficient nitride and the amount of AlN precipitate is reduced, making it impossible to secure the toughness targeted by the present invention. If the N content is more than 0.02%, solid solution that does not exist as nitride As nitrogen increases, the toughness and ductility of the wire rod may decrease. Therefore, in the present invention, it is desirable to limit the upper limit of the N content to 0.02%.
  • the non-roughened wire rod of the present invention may contain other impurities that may be included during the industrial production process of ordinary steel. Since these impurities are known to anyone with ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains, the type and content thereof are not particularly limited in the present invention.
  • the non-quenched wire rod according to an embodiment of the present invention may satisfy relations 1 to 2.
  • [Al], [N], [C], [S], [Mn], and [Si] each mean the content (% by weight) of the corresponding element.
  • Equation 1 is a formula related to personality.
  • AlN is formed due to the addition of high N and Al.
  • Precipitation of fine AlN in steel improves the impact toughness of the non-roughened wire rod according to the present invention by suppressing grain growth and refining the grain size.
  • Equation 2 is an equation related to tool wear among machinability.
  • MnS acts as a stress concentration source during cutting, reduces cutting resistance, and improves tool life through lubrication.
  • Equation 2 reflects these influences in a complex way, and when its value is greater than 0, good tool wear can be ensured.
  • the untreated wire according to an embodiment of the present invention contains ferrite and pearlite as a microstructure, and the area fraction of ferrite is in the area from the surface to the center from a point that is more than 1/4 of the wire diameter. 20 ⁇ 40% is satisfied.
  • the non-roughened wire according to an embodiment of the present invention may have an area fraction of generated AlN of 0.03% or more.
  • the size of the generated AlN may be 150 nm or less.
  • the number of carbonitrides having an average equivalent circle diameter of 100 nm or less per unit area may be 2/ ⁇ m 2 or more.
  • non-quenched steel according to an embodiment of the present invention may have a tensile strength of 700 MPa or more.
  • non-quenched steel according to an embodiment of the present invention may have a yield strength of 350 to 450 MPa.
  • non-quenched steel according to an embodiment of the present invention may have a yield ratio of 0.45 to 0.65.
  • non-quenched steel according to an embodiment of the present invention may have an impact toughness of 60 J/cm 2 or more.
  • the product of tensile strength and impact toughness may be 30,000 to 60,000.
  • the non-tempered wire rod with improved machinability and impact toughness according to the present invention can be manufactured by various methods, and the manufacturing method is not particularly limited. However, as an example, it can be manufactured by the following method.
  • the non-tempered wire material with improved machinability and impact toughness has a weight percentage of C: 0.3-0.5%, Si: 0.4-0.9%, Mn: 0.5-1.2%, P: 0.02% or less, S : 0.01 ⁇ 0.05%, sol.Al: 0.015 ⁇ 0.05%, Cr: 0.1% ⁇ 0.3%, N: 0.007% ⁇ 0.020%, reheating the steel piece containing the remaining Fe and inevitable impurities; Manufacturing a wire rod by hot rolling the reheated steel piece; Comprising: winding the wire rod and then cooling it,
  • the cooling step after winding includes cooling to 400°C at an average cooling rate of more than 0.1 and less than 5.0°C/s, and the wire satisfies the following relational equation 1.
  • the reheating step is a step of reheating the rolled billet and is a step to lower the rolling load during wire rolling. At this time, reheating may be performed at a temperature of 950 to 1100°C. If the reheating temperature of the steel piece is less than 950°C, the rolling load may increase, which may cause manufacturing difficulties. On the other hand, if it exceeds 1,100°C, the AlN generated in the steel piece is re-dissolved during heating, so the area fraction of AlN presented is less than 0.03%. As a result, the effect contributing to particle size refinement is significantly reduced.
  • the reheated steel piece is hot rolled to produce a wire rod.
  • the final rolling temperature of hot rolling may be 750 to 850°C. If the finish rolling temperature is less than 750°C, the rolling load may increase, and if it exceeds 850°C, the grains may become coarse, making it difficult to secure the high toughness targeted by the present invention.
  • a process of winding the wire manufactured according to the above into a coil shape may be performed, and at this time, the winding temperature may be 750 to 850°C. Since the temperature of the wire obtained by the finish rolling may increase due to transformation heat generation, the temperature of the wire immediately before winding may be higher than the temperature at which the finish rolling is performed. At this time, depending on the temperature raised by the heat generation, coiling can be performed after cooling to the above coiling temperature, or coiling can be performed without additional cooling. If the coiling temperature is less than 750°C, the surface layer martensite generated during cooling cannot be recovered by reheating, and tempered martensite is generated, which increases the possibility of causing surface defects during wire drawing. On the other hand, if the temperature exceeds 850°C, thick scale is formed on the surface of the wire, which not only makes it easy to cause surface defects during descaling, but also increases the cooling time during subsequent cooling, which may reduce productivity.
  • the wound wire can be subjected to a cooling process, and at this time, the cooling rate is characterized by cooling to 400°C in an average cooling rate of more than 0.1 and less than 5.0°C/s through air cooling or controlled cooling after hot forging. If the average cooling rate up to 400°C after winding is less than 0.1°C/s, the target strength cannot be satisfied due to excessive production of proeutectoid ferrite, and if it exceeds 5°C/s, low-temperature structures such as martensite are generated. Toughness and machinability may be reduced.
  • Bloom having the alloy composition shown in Table 1 below was heated at 1,200°C for 4 hours and then rolled into steel pieces at a finish rolling temperature of 1,100°C to obtain a billet. Afterwards, the billet was heated at 1090°C for 90 minutes, then finished rolled at 800°C, wound at 780°C, and cooled to produce a wire rod with a diameter of 26 mm.
  • Wire rods having the composition of invention steels 1 to 7 and comparative steels 1 to 7 were manufactured (Table 1), and the tensile strength, impact toughness, cutting tool wear depth, and area fraction of ferrite and AlN of the collected wire specimens were measured as follows. It is shown in Table 2.
  • the room temperature tensile strength was measured by collecting from the center of the untreated steel specimen at 25°C, and the room temperature impact toughness was obtained by performing a Charpy impact test on a specimen with a U-notch (based on U-notch standard sample, 10x10x55mm) at 25°C. It was evaluated based on the impact energy value.
  • a wire rod with a diameter of 26 mm was manufactured into a CD-Bar (Cold Drawn Bar) with a diameter of 24 mm by applying a reduction ratio of 14.8%.
  • the degree of tool wear was evaluated using a CNC lathe. After turning a CD-Bar with a diameter of 24 mm to a diameter of 15 mm and a length of 20 mm, the degree of tool wear was evaluated. At this time, cutting conditions were performed using cutting oil under the conditions of a cutting speed of 100 mm/min, a feed rate of 0.1 mm/rev, and a cutting depth of 1.0 mm, and the cutting tool used was a cermet material tool with a chip breaker. .
  • the wear depth of the tool was measured after continuously machining 300 parts with the above-mentioned shape, and was judged to be defective if it exceeded 0.2mm and good if it was less than 0.2mm.
  • transmission electron microscope specimens were prepared using the replica method, observed at a magnification of 100,000 times, and the arithmetic average of the AlN area fraction was calculated from 50 images using image analysis software. Saved.
  • the ferrite area fraction was measured in the area from the point 1/4 of the wire diameter from the surface to the center.
  • Comparative Example 1 Comparative Steel 1 did not satisfy the tensile strength of 700 MPa or more due to the low C content, and Comparative Examples 2 and 3 had insufficient impact toughness due to excessive Si and Mn contents, respectively. Additionally, in Comparative Examples 4 and 5, the Al and N contents were lower than the values suggested in the present invention, so the area fraction of AlN did not meet 0.03% or more, resulting in low impact toughness values. Comparative Examples 6 to 7 satisfied the chemical composition suggested in the present invention, but did not satisfy the presented relations 1 and 2, resulting in low impact toughness and poor cutting tool wear.

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Abstract

본 발명은 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로 본 발명에 따른 비조질 선재는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.020%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 하기 관계식 1을 만족한다. [관계식1] [N]-[Al]/1.93 ≤ 0.009

Description

절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
본 발명은 절삭성과 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재로 사용하기에 적합한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
조질강이 QT(Quenching and Tempering)열처리를 통해 일정수준의 강도와 인성을 확보하는 것과는 달리, 비조질강은 QT 열처리 공정을 생략한다. 따라서 비조질강은 열처리비용의 절감, 공정 간략화에 따른 납기단축, 생산성 향상 등 경제적 측면에서 이점이 있을 뿐만 아니라, 열처리시 로의 운용에 따라 발생하게 되는 CO2 저감 효과를 기대할 수 있는 친환경적 강재이다. 개발초기 비조질강은 조질강 대비 상대적으로 인성이 열위하였기 때문에 인성이 크게 요구되지 않는 부품에 한하여 적용되어 왔다. 그러나 최근에는 환경이슈 및 원가절감에 대한 수요가의 요구가 증가하면서 비조질강의 인성 향상에 대한 요구가 높아지고 있다. 뿐만 아니라 부품의 최종 형상 확보를 위해 절삭가공이 행해지는 경우가 많아 절삭성도 동시에 요구된다. 절삭성 향상을 위해 일반적으로는 S첨가에 의해 다량의 MnS를 생성시키게 되며 이로 인해 제품 인성이 저하되는 문제가 발생한다.
본 발명에서는 비조질강에 있어 기존 조질강 대비 열위한 충격인성을 극복하기 위해, AlN입계피닝 효과와 저온압연을 통한 조직 미세화 및 연질상인 페라이트상의 충분한 분율을 확보하는 등 미세조직을 제어하여 충격인성 및 절삭공구의 내마모 특성을 확보할 수 있는 비조질 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.020%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤0.009
본 발명의 일 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.020%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 950~1100℃에서 재가열하는 단계; 재가열된 강편을 750~850℃에서 마무리 압연하여 선재를 제조하는 단계; 상기 선재를 권취후 냉각하는 단계;를 포함하고, 상기 권취후 냉각단계는 400℃까지 평균 냉각속도 0.1 초과 5.0℃/s 이하로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 선재는 상기 관계식 1을 만족한다.
본 발명의 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 Al이 N와 결합하여 AlN 질화물을 형성하며, 이러한 질화물은 가열중 입계 성장을 억제, 입도를 미세화하여 충격인성을 향상시킨다. 또한 표면으로부터 선재직경의 1/4이상인 지점에서 중심부까지 페라이트상의 면적분율은 20%~40%를 확보하여 충격인성을 추가로 확보한다. 그리고 절삭성을 향상시키지만 충격인성을 열화시킬 수 있는 MnS의 크기를 미세하게 하여 충격인성 저하를 최소화하면서도 절삭성, 특히 절삭공구의 마모 저항성을 확보한다. 따라서 열처리를 생략하더라도 절삭성 및 충격 인성이 동시에 요구되는 자동차용 소재 또는 기계 부품용 소재 등에 적용이 가능하다.
본 발명의 일 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.020%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤0.009
본 명세서가 실시예들의 모든 요소들을 설명하는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 일반적인 내용 또는 실시예들 간에 중복되는 내용은 생략한다. 또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다. 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다. 이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자들은 절삭성 및 충격인성을 확보할 수 있는 선재를 제공하기 위하여 다양한 각도에서 검토하였으며, 그 결과, 선재의 합금조성 및 미세조직을 적절히 제어함으로써 별도의 열처리 없이도 절삭성 및 인성을 확보할 수 있음을 발견하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤ 0.009
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.3~0.5%이다.
C는 선재의 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 전술한 효과를 나타내기 위해서는 C를 0.3% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 인성 및 절삭성이 열화될 수 있으므로, C의 함량의 상한을 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si의 함량은 0.4~0.9%이다.
Si은 탈산제로서 유용한 원소이면서 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. Si의 함량이 0.4% 미만일 경우, 전술한 효과를 나타낼 수 없고, 0.9%를 초과할 경우, 고용강화에 의해 강의 변형 저항이 급증하여 냉간가공성이 열화될 수 있으므로, Si의 함량의 상한을 0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn의 함량은 0.5~1.2%이다.
Mn은 탈산제 및 탈황제로서 유용한 원소이다. Mn의 함량이 0.5% 미만일 경우, 전술한 효과를 나타낼 수 없고, Mn의 함량이 1.2%를 초과할 경우 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하여, 냉간가공성이 열화될 수 있으므로, Mn의 함량의 상한을 1.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
P의 함량은 0.02% 이하이다.
P은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연 파괴 저항성을 감소시키는데 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 P 함량의 상한을 0.02%로 관리한다.
S의 함량은 0.01~0.05%이다.
S는 결정립계에 편석되어 강의 연성을 크게 저하시키고, 강 중 유화물을 형성하여 지연 파괴 저항성 및 응력 이완 특성을 열화시키는데 주요 원인이 되는 원소로 제조공정 중 불가피하게 함유되는 불순물이다. 그러나 본 발명에서처럼 절삭성을 향상시키기 위해 S를 적극 활용을 하기도 한다. S는 Mn과 결합하여 MnS를 형성하여 절삭성을 향상시키는데 본 발명에서는 강의 인성을 크게 저하시키지 않는 범위 내에서 절삭성 향상에 유효한 S의 함량을 고려하여 0.01%~0.05% 범위로 관리한다.
Sol.Al의 함량은 0.015~0.05%이다.
sol.Al는 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소이다. 전술한 효과를 나타내기 위해서 sol.Al는 0.015% 이상 포함될 수 있다. 다만, Al의 함량이 0.05%를 초과할 경우에는 주조 공정시 생성되는 Al산화물에 의해 제조상 어려움이 발생할 수 있다. 이에, 본 발명에서는 Al 함량의 상한을 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr의 함량은 0.1~0.3% 이하이다.
Cr은 열간압연시 페라이트 및 펄라이트 변태를 촉진시키는 역할을 하는 원소이다. 또한, 강 자체의 강도를 필요 이상으로 높이지 않으면서도, 강 중 탄화물을 석출시켜 고용 탄소량을 저감시키고, 고용 탄소에 의한 동적 변형 시효의 감소에 기여한다. Cr의 함량이 0.1% 미만일 경우, 전술한 효과를 나타낼 수 없고, 0.3%를 초과할 경우에는 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화될 수 있다. 이에 Cr함량의 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
N의 함량은 0.007~0.02%이다.
N는 Al과 함께 질화물을 형성하여 입도를 미세하게 함으로써 충격인성 향상의 효과를 구현하기 위한 필수 원소이다. N의 함량이 0.007% 미만일 경우, 충분한 질화물 확보가 어려워 AlN 석출물 생성량이 감소하여 본 발명에서 목표로 하는 인성을 확보할 수 없고, N의 함량이 0.02%를 초과할 경우에는 질화물로 존재하지 않는 고용 질소가 증가하여 선재의 인성 및 연성이 저하될 수 있다. 이에, 본 발명에서는 N의 함량의 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
합금조성 외 잔부는 Fe이다. 본 발명의 비조질 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 실시예에 따른 비조질 선재는 관계식 1~2을 만족할 수 있다. 관계식 1~2에서 [Al], [N], [C], [S], [Mn] 및 [Si]은 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 1] (충격인성)
[N]-[Al]/1.93 ≤ 0.009
관계식 1은 인성과 관련된 수식이다. 본 발명은 고N 및 Al의 첨가로 인해 AlN이 형성된다. 강 중 미세한 AlN의 석출은 결정립성장을 억제함으로써 입도를 미세화하여 본 발명에 따른 비조질 선재의 충격인성을 향상시킨다. 전술한 효과를 발현시키기 위해서는 [N]-[Al]/1.93의 비를 0.009 이하로 제어하는 것이 바람직하다. [N]-[Al]/1.93 의 값이 0.009를 초과할 경우 Al이 부족 한상태로 첨가된 질소중 상당량이 Al과 결합하지 않은 채 강중에 존재하게 되어 충격 인성을 악화시킬 수 있다.
[관계식 2] -23[C]+[Si](5-2[Si])-4[Mn]+104[S]+3 ≥ 0 (절삭성)
관계식 2는 절삭성중에서 공구마모와 관련된 수식이다. 일반적으로 S를 첨가하면 MnS가 형성되어 절삭 가공시 응력집중원으로 작용, 절삭 저항을 감소시키며, 윤활작용으로 공구의 수명을 향상시킨다. 그러나 첨가 합금 원소들의 작용에 의해 경도가 증가할 경우 공구마모가 가속화 되기 때문에 함께 고려되어야 한다. 관계식 2는 이러한 영향을 복합적으로 반영하고 있으며 그 값이 0이상일 경우 양호한 공구 마모를 확보할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 선재는 미세조직으로 페라이트(ferrite)와 펄라이트(pearlite)를 포함하며, 이때 페라이트의 면적분율은 표면으로부터 선재직경의 1/4이상인 지점에서 중심부까지의 영역에서 20~40%를 만족한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 선재는 생성된 AlN의 면적분율이 0.03% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 선재는 생성된 AlN의 크기가 150nm 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 선재는 탄질화물의 평균 원상당 직경이 100nm 이하인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 2개/㎛2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 강재는 인장강도가 700MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 강재는 항복강도가 350 ~ 450MPa일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 강재는 항복비가 0.45 ~ 0.65일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 강재는 충격인성이 60J/cm2 이상일 수 있다.
또한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 강재는 인장강도와 충격인성의 곱이 30000 ~ 60000일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 실시예로서 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.020%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 재가열하는 단계; 재가열된 강편을 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 선재를 권취 후 냉각하는 단계;를 포함하고,
권취 후 냉각단계는 400℃까지 평균 냉각속도 0.1 초과 5.0℃/s 이하로 냉각하는 단계를 포함하고, 선재는 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤ 0.009
이하 각 제조 단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 만족하는 블룸(Bloom)을 가열한 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는다.
재가열 단계
재가열 단계는 압연된 빌렛을 재가열하는 단계로, 선재압연시 압연부하를 낮추기 위한 단계이다. 이때, 재가열은 950~1100℃의 온도에서 수행될 수 있다. 강편 재가열 온도가 950℃미만일 경우에는 압연부하가 증가하여 제조상 어려움이 있을 수 있고, 반면 1,100℃를 초과하는 경우에는 강편에 생성된 AlN가 가열 중 재고용되므로 제시한 AlN의 면적 분율이 0.03%미만으로 되어 입도 미세화에 기여하는 효과가 현저하게 줄어든다.
선재 압연 단계
선재 압연 단계에서는 재가열된 강편을 열간압연하여 선재로 제조한다.
이때, 열간압연의 마무리 압연온도는 750~850℃일 수 있다. 마무리 압연온도가 750℃미만일 경우 압연부하가 증가할 수 있고, 850℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해져 본 발명에서 목표로 하는 고인성을 확보하기 어려울 수 있다.
권취 단계
상기에 따라 제조된 선재를 코일 형상으로 권취하는 공정을 행할 수 있으며, 이때 권취온도는 750~850℃일 수 있다. 상기 마무리 압연하여 얻은 선재는 변태발열에 의해 온도가 상승할 수 있으므로, 권취 직전 선재의 온도가 마무리 압연을 행한 온도보다 높아질 수 있다. 이때, 그 발열에 의해 상승한 온도에 따라 상기 권취 온도까지 냉각을 행한 후 권취를 행하거나, 별도의 냉각 없이 권취를 행할 수 있다. 상기 권취시 온도가 750℃미만이면 냉각시 발생한 표층부 마르텐사이트가 복열에 의해 회복되지 못하고, 소려 마르텐사이트가 생성되어 신선가공시 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 850℃를 초과하게 되면 선재 표면에 두꺼운 스케일이 형성되어 탈스케일시 표면 결함이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라, 후속 냉각시 냉각 시간이 과도해져 생산성이 저하될 우려가 있다.
냉각 단계
권취된 선재는 냉각 공정을 행할 수 있으며, 이때 냉각속도는 열간 단조 후 공냉 또는 제어냉각을 통해 평균냉각속도 0.1 초과 5.0℃/s 이하 범위에서 400℃까지 냉각하는 것을 특징으로 한다. 권취 후 400℃까지의 평균 냉각속도가 0.1℃/s 미만이 되면 초석 페라이트의 과도한 생성으로 목표로 하는 강도를 만족 시킬 수 없으며, 5℃/s를 초과하게 되면 마르텐사이트 등의 저온 조직이 발생하여 인성 및 절삭성을 저하시킬 수 있다.
{실시예}
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 블룸(bloom)을 1,200℃에서 4시간 동안 가열한 후, 1,100℃의 마무리 압연 온도로 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻었다. 이후, 빌렛을 1090℃에서 90분 동안 가열한 후, 800℃에서 마무리 압연을 하고 780℃에서 권취를 한 후 냉각하여 26mm 직경의 선재를 제작하였다. 발명강 1~7, 비교강 1~7의 성분을 갖는 선재를 제조하였으며 (표 1) 채취한 선재 시편의, 인장강도, 충격인성 및 절삭공구마모깊이, 페라이트와 AlN의 면적분율을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
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 평가하였다.
또한 절삭성 평가를 위해 직경 26mm의 선재를 감면율 14.8%를 적용하여 24mm 직경의 CD-Bar(Cold Drawn Bar)로 제조하였다. 공구의 마모 정도는 CNC선반을 이용하여 평가 하였으며 직경 24mm의 CD-Bar를 직경 15mm길이 20mm가 되도록 선삭 가공을 한 후 공구의 마모 정도를 평가하였다. 이때 절삭 가공 조건은 100mm/min의 절삭속도, 0.1mm/rev의 이송속도, 1.0mm의 절삭 깊이의 조건에서 절삭유를 사용하여 실시하였으며 절삭공구는 칩브레이커가 있는 써멧(Cermet)재질 공구를 사용하였다. 공구의 마모 깊이는 위에서 언급한 형상을 갖는 부품을 300개 연속 가공한 후 플랭크 마모 깊이를 측정하여 0.2mm 초과시 불량 그 이하는 양호로 판단하였다. 100nm 이하로 매우 미세한 AlN의 면적분율을 측정하여 정량화 하기 위해 레플리카법으로 투과전자 현미경 시편을 준비하여, 100,000배의 배율에서 관찰하였으며 이미지 분석 소프트웨어를 활용하여 50장의 이미지로부터 AlN 면적분율의 산술 평균을 구하였다.
구분 화학성분 (wt.%) 관계식
C Si Mn P S Al Cr N 식(1) 식(2)
발명강1 0.37 0.62 1.06 0.0132 0.036 0.035 0.11 0.0096 -0.0084 4.1
발명강2 0.50 0.41 1.17 0.0105 0.043 0.025 0.11 0.0150 0.0019 1.1
발명강3 0.45 0.57 0.93 0.0151 0.012 0.032 0.19 0.0197 0.0033 0.3
발명강4 0.41 0.66 0.89 0.0001 0.015 0.040 0.17 0.0165 -0.0042 1.7
발명강5 0.35 0.89 0.84 0.0097 0.045 0.021 0.27 0.0088 -0.0020 6.9
발명강6 0.30 0.90 1.08 0.0195 0.046 0.038 0.10 0.0140 -0.0057 7.3
발명강7 0.48 0.59 0.75 0.0151 0.025 0.019 0.24 0.0095 -0.0001 1.6
비교강1 0.22 0.62 1.06 0.0132 0.0363 0.035 0.11 0.0096 -0.0084 7.1
비교강2 0.50 1.12 1.17 0.0105 0.0434 0.025 0.11 0.0150 0.0019 3.2
비교강3 0.35 0.57 1.43 0.0151 0.0223 0.032 0.19 0.0197 0.0033 1.8
비교강4 0.41 0.66 0.89 0.0001 0.0146 0.009 0.17 0.0105 0.0058 1.7
비교강5 0.35 0.89 0.84 0.0097 0.0450 0.021 0.27 0.0032 -0.0076 6.9
비교강6 0.34 0.64 1.11 0.0124 0.0326 0.018 0.30 0.0185 0.0092 4.3
비교강7 0.49 0.48 0.86 0.0134 0.0100 0.047 0.26 0.0184 -0.0060 -0.9
구분 강종 강편가열 온도(℃) 400℃까지평균냉각속도(℃/s) *페라이트 분율
(%)		 AlN 면적
분율(%)		 인장강도
(MPa)		 상온충격인성(J/cm2) 공구마모
실시예1 발명강1 1090 0.5 32.1 0.032 773 83 양호
실시예2 발명강2 1090 0.5 27.4 0.038 871 63 양호
실시예3 발명강3 1090 0.5 28.9 0.047 875 66 양호
실시예4 발명강4 1090 0.5 30.3 0.055 836 87 양호
실시예5 발명강5 1090 0.5 33.1 0.031 726 86 양호
실시예6 발명강6 1090 0.5 32.3 0.047 717 85 양호
실시예7 발명강7 1090 0.5 28.0 0.032 848 65 양호
비교예1 비교강1 1090 0.5 31.1 0.032 637 97 양호
비교예2 비교강2 1090 0.5 25.2 0.038 938 49 양호
비교예3 비교강3 1090 0.5 33.1 0.047 839 49 양호
비교예4 비교강4 1090 0.5 30.3 0.024 836 47 양호
비교예5 비교강5 1090 0.5 33.1 0.021 721 58 양호
비교예6 비교강6 1090 0.5 33.7 0.032 764 55 양호
비교예7 비교강7 1090 0.5 27.7 0.041 922 58 불량
비교예8 발명강1 1090 0.1 34.1 0.032 684 92 양호
비교예9 발명강2 1090 10.0 19.7 0.038 921 53 불량
비교예10 발명강3 1150 0.5 28.9 0.012 875 46 양호
페라이트 면적분율은 표면에서 선재직경의 1/4 떨어진 지점에서 중심부까지의 영역에서 측정하였음.
표 1 및 표 2에서 확인할 수 있듯이, 실시예 1~7의 경우, 본 발명에서 제시하는 화학성분, 관계식, 제조조건을 모두 만족시키고 있으며, 목표로 하는 60J/cm2 이상의 충격인성, 700MPa 이상의 인장강도 및 양호한 절삭 공구마모 특성을 보이고 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족시키지 않는 비교예 1~10의 경우 인장강도, 충격인성, 절삭공구 마모 깊이 중 적어도 한가지 특성이 열위하게 나타났다.
구체적으로, 비교예 1에서 비교강 1은 C 함량이 값이 낮아 인장강도 700MPa 이상을 만족시키지 못하고, 비교예 2, 3은 각각 Si 함량과 Mn 함량의 초과로 충격 인성이 미달되었다. 또한 비교예 4, 5는 각각 Al, N 함량이 본 발명에서 제시한 값보다 낮아 AlN의 면적분율이 0.03% 이상을 만족시키지 못하였으며 이로 인해 낮은 충격인성 값을 나타내었다. 비교예 6~7는 본 발명에서 제시하는 화학 성분은 만족하나 제시된 관계식 1, 2를 만족하지 않아 낮은 충격 인성 및 절삭 공구 마모가 불량하였다. 비교예 8~10 또한 화학 성분 범위는 만족하고 있으나 강편 가열의 온도 범위를 초과하거나, 압연 후 냉각시 제시된 400℃까지의 평균 냉각속도 범위를 충족시키지 못하여 충격인성, 인장강도가 목표한 값을 벗어나거나 또는 절삭 공구마모가 양호하지 못하였다.
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 환경 문제 및 원가절감 문제를 개선하면서도 충격인성 및 절삭성이 향상된 비조질 선재를 제공할 수 있으므로, 산업상 이용가능성이 인정된다.

Claims (22)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하는 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
    [관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤0.009
  2. 제 1항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
    [관계식 2] -23[C]+[Si](5-2[Si])-4[Mn]+104[S]+3 ≥ 0
  3. 제 1항에 있어서,
    선재 표면으로부터 선재 직경의 1/4이상 떨어진 곳으로부터 중심부까지의 영역에서 측정된 페라이트의 면적분율이 20~40%인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  4. 제 1항에 있어서,
    생성된 AlN의 면적분율이 0.03% 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  5. 제 1항에 있어서,
    생성된 AlN의 크기가 150nm 이하인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  6. 제 1항에 있어서,
    탄질화물의 평균 원상당 직경이 100nm 이하인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 2개/㎛2 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  7. 제 1항에 있어서,
    인장강도가 700MPa 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  8. 제 1항에 있어서,
    항복강도가 350 ~ 450MPa인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  9. 제 1항에 있어서,
    항복비가 0.45 ~ 0.65인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  10. 제 1항에 있어서,
    상온 충격인성이 60J/cm2 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  11. 제 1항에 있어서,
    인장강도와 상온 충격인성의 곱이 30000 ~ 60000인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
  12. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.4~0.9%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.02% 이하, S: 0.01~0.05%, sol.Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.1%~0.3%, N: 0.007%~0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 950 ~ 1100℃ 온도 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강편을 750~850℃에서 마무리 압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 선재를 권취후 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 권취후 냉각단계는 400℃까지 평균 냉각속도 0.1 초과 5.0℃/s 이하로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 선재는 하기 관계식 1을 만족하는 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
    [관계식 1] [N]-[Al]/1.93 ≤0.009
  13. 제 12항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재.
    [관계식 2] -23[C]+[Si](5-2[Si])-4[Mn]+104[S]+3 ≥ 0
  14. 제 12항에 있어서,
    선재 표면으로부터 선재 직경의 1/4이상 떨어진 곳으로부터 중심부까지의 영역에서 측정된 페라이트의 면적분율이 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  15. 제 12항에 있어서,
    상기 재가열하는 단계에서 생성된 AlN의 면적분율이 0.03% 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  16. 제 12항에 있어서,
    상기 재가열하는 단계에서 생성된 AlN의 크기가 150nm 이하인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  17. 제 12항에 있어서,
    상기 선재의 탄질화물의 평균 원상당 직경이 100nm 이하인 탄질화물의 단위 면적 당 개수가 2개/㎛2 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  18. 제 12항에 있어서,
    인장강도가 700MPa 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  19. 제 12항에 있어서,
    항복강도가 350 ~ 450MPa인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  20. 제 12항에 있어서,
    항복비가 0.45 ~ 0.65인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  21. 제 12항에 있어서,
    충격인성이 60J/cm2 이상인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
  22. 제 12항에 있어서,
    인장강도와 충격인성이 곱이 30000 ~ 60000인 절삭성 및 충격인성이 향상된 비조질 선재의 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0673490A (ja) * 1992-08-26 1994-03-15 Aichi Steel Works Ltd 高靭性非調質圧延棒鋼
JP2004225073A (ja) * 2003-01-20 2004-08-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造非調質用棒鋼
JP2017186652A (ja) * 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 非調質ボルト用線材、非調質ボルト用鋼線およびそれらの製造方法、ならびに非調質ボルト
KR20200062439A (ko) * 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20210077530A (ko) * 2019-12-17 2021-06-25 주식회사 포스코 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0673490A (ja) * 1992-08-26 1994-03-15 Aichi Steel Works Ltd 高靭性非調質圧延棒鋼
JP2004225073A (ja) * 2003-01-20 2004-08-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造非調質用棒鋼
JP2017186652A (ja) * 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 非調質ボルト用線材、非調質ボルト用鋼線およびそれらの製造方法、ならびに非調質ボルト
KR20200062439A (ko) * 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20210077530A (ko) * 2019-12-17 2021-06-25 주식회사 포스코 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법

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