KR101143170B1 - Steel wire rod having high strength and excellent toughness - Google Patents
Steel wire rod having high strength and excellent toughness Download PDFInfo
- Publication number
- KR101143170B1 KR101143170B1 KR1020090035699A KR20090035699A KR101143170B1 KR 101143170 B1 KR101143170 B1 KR 101143170B1 KR 1020090035699 A KR1020090035699 A KR 1020090035699A KR 20090035699 A KR20090035699 A KR 20090035699A KR 101143170 B1 KR101143170 B1 KR 101143170B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel wire
- wire rod
- strength
- high strength
- present
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- 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
- 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
- C22C38/02—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
- C22C38/14—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
- C21D2211/005—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
- C21D2211/009—Pearlite
Abstract
본 발명은 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 등의 용도로 사용되는 강선재로서 종래의 열처리 과정에 의해 생성되는 조질 강선재에 비하여 합금원소 사용량이 감소하고 치수 정밀도가 우수할 뿐만 아니라, 통상의 비조질 강선재에 비하여 간편한 방법으로 제조될 수 있는 고강도 고인성 강선재에 관한 것이다.More particularly, the present invention relates to a high strength and high-strength steel wire rod and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a steel wire rod used for a cold- To a high strength and high strength steel wire which is excellent in dimensional accuracy and can be manufactured by a simple method in comparison with ordinary non-tempered steel wire materials.
본 발명의 강선재는 Al : 0.07~0.14중량%와 Al:N(각 원소의 중량%를 의미함)이 15:1~25:1이 되도록 질소를 포함하는 조성을 가진다.The steel wire rod according to the present invention has a composition including nitrogen so that 0.07 to 0.14 wt% of Al and 15 to 25: 1 of Al: N (wt% of each element) are contained.
본 발명에 따르면 간단한 합금성분계로서 충분한 강도 향상과 인성 향상효과를 가진 강선재를 얻을 수 있으므로, 추가적인 열처리 없이 냉간압조 등의 가공이 가능한 강선재를 제공할 수 있다.INDUSTRIAL APPLICABILITY According to the present invention, a steel wire rod having sufficient strength and toughness improving effect as a simple alloy component can be obtained, so that a steel wire rod which can be processed by cold pressing without additional heat treatment can be provided.
나노, 석출물, 알루미늄, 비조질, 고강도, 고인성 Nano, Precipitates, Aluminum, Non-Alloy, High Strength, High Toughness
Description
본 발명은 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 등의 용도로 사용되는 강선재로서 종래의 열처리 과정에 의해 생성되는 조질 강선재에 비하여 합금원소 사용량이 감소하고 치수 정밀도가 우수할 뿐만 아니라, 통상의 비조질 강선재에 비하여 간편한 방법으로 제조될 수 있는 고강도 고인성 강선재에 관한 것이다.More particularly, the present invention relates to a high strength and high-strength steel wire rod and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a steel wire rod used for a cold- To a high strength and high strength steel wire which is excellent in dimensional accuracy and can be manufactured by a simple method in comparison with ordinary non-tempered steel wire materials.
높은 강도와 인성이 요구되는 강선재, 특히 냉간 강도가 700MPa 이상인 S45C와 같은 냉간압조용 강선재는 최종 부품의 강도 측면에서 고강도가 요구될 뿐만 아니라, 가공과정에서 필요한 연성과 인성이 요구되는 강재이다. 즉, 강선재는 최종 제품의 형상으로 가공될 필요가 있으므로 가공과정에서 파단되지 않도록 충분한 연성과 인성을 가질 필요가 있으며, 일단 부품으로 가공된 이후에는 충분한 강도를 가져서 부품이 사용되는 기기 예를 들면, 자동차 등의 경량화에 이바지할 필요가 있다.Steel wire rods which require high strength and toughness, especially cold-rolled steel wire rods such as S45C with a cold strength of 700 MPa or more are required to have high strength in terms of the strength of the final part, and also to be required a ductility and toughness required in the machining process. That is, it is necessary to have sufficient ductility and toughness so as not to break during the machining process, since the steel wire rod needs to be machined into the shape of the final product. Once the steel wire rod is machined, It is necessary to contribute to the weight reduction of automobiles and the like.
그런데, 통상 소재의 강도와 인성은 서로 양립하기 어려운 성질로서, 통상 강도가 향상되면 인성이 감소하는 현상을 나타낸다. 그러므로, 종래의 방법의 한가지 예를 들면 냉간압조용 강선재를 제조할 경우에는 우선 강선재의 인성과 연성을 확보하기 위하여 구상화 소둔을 실시한 후 원하는 부품 형상으로 가공을 실시한 후, 부품의 강도를 확보하기 위하여 소입 및 소둔 조작을 실시한다. 이러한 과정에 의하여 제조된 강재(선재)를 조질 강재라고 하는데, 그 한가지 방법으로서, 강선재에 대하여 압연 및 소입을 실시하고 상기 과정에 의하여 변태된 마르텐사이트를 다시 500~600℃ 부근에서 온도를 유지시키면서 가공시켜 연신된 강선재를 얻는 과정이 제안되었다.However, the strength and toughness of a material are generally incompatible with each other, and toughness is generally reduced when the strength is increased. Therefore, in the case of manufacturing a cold-rolled steel wire rod as an example of the conventional method, first of all, the steel wire rod is subjected to spheroidizing annealing in order to secure the toughness and ductility of the steel wire rod, The quenching and annealing operations are performed. The steel material (wire rod) produced by this process is referred to as a tempered steel. One of the methods is to perform rolling and quenching of the steel wire rod, and the transformed martensite is heated again at a temperature of about 500 to 600 ° C To obtain a drawn steel wire rod.
그런데, 강재가 소입 및 소둔 과정에 의하여 충분한 강도를 얻기 위해서는 소입성을 향상시키기 위한 합금원소를 다량 첨가하여야 할 뿐만 아니라, 소입과 소려라는 추가적인 공정을 실시하여야 하기 때문에 제조원가가 상승할 수 있다는 문제가 있다. 그 뿐만 아니라, 소입 과정을 통하여 부품에 도입된 열응력으로 인하여 부품의 치수 정밀도가 손상된다는 문제가 발생하게 되었다. 또한, 상술한 방식으로 강선재를 제조할 경우에는 설비 투자비가 증가하고, 냉각속도, 압연 부하 증가 등에 대한 문제를 극복하기 어렵다는 단점도 가지고 있었다.However, in order to obtain sufficient strength by the quenching and annealing process of the steel, not only a large amount of alloying elements for improving the ingotability is added but also an additional process such as quenching and sintering must be carried out, . In addition, there is a problem that the dimensional accuracy of parts is impaired due to the thermal stress introduced into the parts through the quenching process. Further, in the case of manufacturing the steel wire rod in the above-described manner, there is a disadvantage that it is difficult to overcome the problem of the increase of the facility investment cost, the cooling rate and the increase of the rolling load.
상기 조질 강재에서 발생되는 문제를 해결하기 위하여 조질 열처리를 실시하 지 않는 비조질 강재가 제공되기에 이르렀다. 비조질 강재라 함은 상술한 구상화 소둔이나 소입?소려 열처리 중 하나 또는 둘 이상을 실시하지 않고도 원하는 수준의 강도를 얻을 수 있는 강재를 말하는데, 통상 최종 제품에서 요구되는 강도를 충족한 상태에서 가공을 실시하기 때문에 강선재 가공과정에서 높은 변형저항이 발생하고 따라서 스터드나 U 볼트 등과 같은 비교적 가공도가 작은 부품에 적용되는 경우가 많다.In order to solve the problems occurring in the above-mentioned tempered steel, non-tempered steel which does not undergo the tempering treatment has been provided. Non-tempered steel refers to a steel which can achieve the desired level of strength without performing one or more of the above-mentioned spheroidizing annealing and the quenching and annealing. Usually, the steel is processed in a state satisfying the strength required in the final product. Therefore, in many cases, a high deformation resistance is generated in the process of processing a steel wire rod and is applied to a part having a relatively low degree of processing such as a stud or a U-bolt.
상기 비조질강을 제공하는 방법 중 하나로는 합금원소의 성분을 제어하고 냉각패턴을 제어함으로써 강재에 강도와 인성이 높은 조직을 생성시키는 것을 들 수 있다. 상기 방법은 강재의 내부 조직 중 강도와 인성이 높은 조직을 선정하고 그에 맞는 합금성분계와 냉각패턴을 도입하는 방법이다. 한가지 예를 든다면, 적절한 합금성분계로서 인성에 바람직하지 않은 C 함량은 감소시키되, Cr과 Mo 등의 원소를 복합첨가한 것을 도출하고, 상기 성분계의 강재를 압연한 후 제어냉각함으로써 미세조직을 페라이트+펄라이트로 변태시키는 방법이 있다. 상기 방법을 통할 경우 조직의 강도와 인성이 일정 수준까지 확보될 수 있다는 장점이 있다. 그러나, 상기 방법에 의할 경우 다량의 합금원소가 첨가되기 때문에 열처리 생략에 의한 제조원가 감소효과가 상쇄될 뿐만 아니라, 페라이트 분율이 적고 조직이 조대하여 충분한 강도를 얻기가 불가능하며, 조대 펄라이트 생성에 의해 극심한 가공에 사용되기에는 그 인성이 충분하지 못하다는 문제가 있다.One of the methods for providing the non-tempered steel is to control the composition of the alloy element and control the cooling pattern to produce a structure having high strength and toughness in the steel. The above method is a method of selecting a structure having high strength and toughness among the internal structure of a steel material and introducing an alloy component and a cooling pattern thereto. As one example, the C content, which is undesirable for toughness, is reduced as a suitable alloy component, derived from the addition of elements such as Cr and Mo, and the steel of the component system is rolled and then cooled to control the microstructure by ferrite + There is a method of transforming into pearlite. The strength and toughness of the tissue can be secured to a certain level through the above-described method. However, in the above method, since a large amount of alloying element is added, not only the reduction effect of the manufacturing cost by omission of the heat treatment is compensated but also the ferrite fraction is small and the structure is difficult to obtain sufficient strength. There is a problem that its toughness is not sufficient to be used in extreme machining.
또한, 지금까지의 비조질강에 대한 연구는 열처리 생략을 통한 원가절감 차원에서 이루어진 경우가 많으나, 최근의 차량 경량화 및 고강도화 이외에도 부품수를 줄이기 위한 부품의 복잡한 형상화에 발맞춘 복잡한 형상의 단조가공을 실시할 때에는 상술한 바와 같은 방식의 비조질화는 바람직하지 못하다. 따라서, 최근에는 이러한 단점을 해소하기 위하여 보다 큰 변형이 도입되는 가공을 실시하더라도 소재의 파단이 발생하지 않고, 최종 제품의 강도를 충분히 확보할 수 있는 소재의 제공이 요구되기에 이르렀다.In addition, research on non-tempered steels until now has been made in order to reduce costs by omission of heat treatment. However, in addition to light weight and high strength in recent years, complicated shape forging is also carried out in accordance with complicated shaping of parts in order to reduce the number of parts. It is not preferable to perform the non-monotonicization in the above-described manner. Therefore, recently, in order to solve such a disadvantage, it has been required to provide a material capable of sufficiently securing the strength of the final product without causing breakage of the material even if processing is performed to introduce a larger deformation.
이러한 요구를 충족시키는 방법으로서, 최근에 제안된 방법으로는 소재의 결정립을 미세화시키는 방법을 들 수 있다. 즉, 소재의 결정립을 미세화 시킬 경우에는 강도와 인성을 종래 수준에 비하여 한층 더 향상시킬 수 있으므로 강도와 인성이라는 다소 모순된 요구를 동시에 충족시킬 수 있는 것이다. As a method for meeting such a demand, a recently proposed method includes a method of making the grain size of a work piece finer. That is, when the crystal grains of the material are made finer, the strength and toughness can be further improved as compared with the conventional level, so that it is possible to simultaneously satisfy the somewhat contradictory demands of strength and toughness.
이러한 방법의 한가지 예로서는 C 함량을 낮추고 미량의 Ti를 첨가하여 오스테나이트 입자를 미세화 하는 방법을 들 수 있다. 즉, 상기 방법에서는 소재의 변형저항을 높이는 C는 감소시키되 C 감소에 따른 강도 저하의 문제를 결정립 미세화로 보완하는 방법으로서, Ti를 첨가함으로써 오스테나이트 결정립이 Ti계 석출물(예를 들면, 질화물 또는 탄질화물)에 의하여 고정되는 소위 피닝(pinning) 효과를 도모하여 결정립을 미세화 시키는 수단을 채택하고 있다. 결정립이 미세화 될 경우 소재의 강도가 향상되고 인성이 향상됨으로써 같은 변형저항과 변형량에서도 소 재가 파단에 이르지 않고 용이하게 가공될 수 있기 때문이다.One example of such a method is a method of finely austenite particles by lowering the C content and adding a small amount of Ti. That is, in the above method, C is increased to increase the deformation resistance of the workpiece, but the strength decrease due to the decrease in C is compensated by grain refinement. When Ti is added, the austenite grains are precipitated in the Ti- Called pinning effect that is fixed by a carbonitride (carbonitride), thereby making the crystal grains finer. This is because when the grain size is reduced, the strength of the material is improved and the toughness is improved, so that the material can be easily processed without breaking even at the same deformation resistance and deformation amount.
상기 Ti 와 유사한 거동을 나타내는 원소로서는 Nb 나 V 등을 들 수 있다. 이들 역시 탄화물이나 탄질화물 등과 같은 석출물을 형성하는 원소로서, 소재의 결정립을 미세화 시키는 역할을 수행할 수 있다.Nb and V are examples of the element showing similar behavior to Ti. These are also elements that form precipitates such as carbides and carbonitrides, and can serve to refine the crystal grains of the material.
그러나, 이들 원소는 하기 하는 바와 같이 그 투입목적에 비하여 충분한 효과를 발휘하지 못한다는 단점이 있다. 즉, 이들 원소는 도 1에 도시하는 바와 같이 용해온도가 1350℃ 이상으로서 아주 높아 슬라브 재가열시 완전히 용해되지 못하거나 또는 석출물 형성온도가 900℃ 이하로 한정되어 있는 경우가 대부분일 뿐만 아니라 석출되는 구동력도 강하지 못하다. 통상 압연은 850~1050℃의 온도범위에서 이루어지는데, 상기 석출물은 압연온도 범위에서 지속적으로 석출되는 것이 결정립 미세화에 바람직하기 때문에 좁은 온도범위에서 석출되는 것은 효과적이지 못하다.However, these elements are disadvantageous in that they do not exhibit a sufficient effect as compared with the object of the injection as described below. That is, as shown in Fig. 1, these elements are very high at a melting temperature of 1350 DEG C or higher, so that they are not completely dissolved at the time of reheating of the slab or the precipitate forming temperature is limited to 900 DEG C or lower. It is not strong. Normally, rolling is carried out in a temperature range of 850 to 1050 DEG C, and precipitation of the precipitates in a narrow temperature range is not effective because continuous precipitation of the precipitates in the rolling temperature range is preferable for grain refinement.
본 발명의 일측면에 따르면, 넓은 범위에서 석출물이 형성될 수 있어 결정립 미세화에 효과적인 간단한 성분계를 가진 강선재 및 그 제조방법이 제공된다.According to an aspect of the present invention, there is provided a steel wire having a simple constituent system effective for fine grain refinement because precipitates can be formed over a wide range, and a method for manufacturing the same.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 강선재는 Al : 0.07~0.14중량%와 Al:N(각 원소의 중량%를 의미함)이 15:1~25:1이 되도록 질소를 포함하는 조성을 가진다.In order to solve the above problems, the steel wire rod according to the present invention has a composition including nitrogen such that Al is 0.07-0.14 wt% and Al: N (wt% of each element) is 15: 1 to 25: 1.
이때, Ti, Nb, V의 함량의 합이 중량%로 0.01중량% 이하인 것이 바람직하다.At this time, the sum of the contents of Ti, Nb and V is preferably 0.01 wt% or less by weight.
또한, 본 발명의 강선재는 C : 0.15 ~ 0.3중량%, Si : 0.05 ~ 0.15중량%, Mn : 1.0 ~ 3.0중량%, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하를 더 포함하는 것이 보다 바람직하다.The steel wire according to the present invention may further contain 0.15 to 0.3% by weight of C, 0.05 to 0.15% by weight of Si, 1.0 to 3.0% by weight of Mn, 0.02% by weight or less of P and 0.02% desirable.
그리고, 상기 강재 내부에는 130nm 이하의 미세한 AlN계 나노석출물이 형성된 것이 유리하다.It is advantageous that fine AlN-based nano-precipitates of 130 nm or less are formed in the steel material.
또한, 상기 강선재는 면적분율로 50~70%의 페라이트와 30~50%의 펄라이트를 포함하는 조직을 가지는 것이 좋다.It is also preferable that the steel wire rod has a structure including 50 to 70% of ferrite and 30 to 50% of pearlite in an area fraction.
또한, 상기 강선재는 600~700MPa의 인장강도와 20~30%의 연신율을 가지는 것이 효과적이다.It is also effective that the steel wire material has a tensile strength of 600 to 700 MPa and an elongation of 20 to 30%.
본 발명의 또하나의 일측면인 강선재의 제조방법은 상술한 조성을 가지는 강재를 1050~850℃의 온도 범위에서 사상압연하고, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.Another aspect of the present invention is a method for manufacturing a steel wire rod, which comprises subjecting a steel material having the above composition to a temperature of 1050 to 850 캜 and cooling at a cooling rate of 5 캜 / s or less.
이때, 상기 강재의 조성은 C : 0.15 ~ 0.3중량%, Si : 0.05 ~ 0.15중량%, Mn : 1.0 ~ 3.0중량%, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하를 더 포함하는 것이 바람직하다.In this case, it is preferable that the composition of the steel material further includes 0.15 to 0.3 wt% of C, 0.05 to 0.15 wt% of Si, 1.0 to 3.0 wt% of Mn, 0.02 wt% or less of P and 0.02 wt% or less of S Do.
본 발명에 따르면 간단한 합금성분계로서 충분한 강도 향상과 인성 향상효과를 가진 강선재를 얻을 수 있으므로, 추가적인 열처리 없이 냉간압조 등의 가공이 가능한 강선재를 제공할 수 있다.INDUSTRIAL APPLICABILITY According to the present invention, a steel wire rod having sufficient strength and toughness improving effect as a simple alloy component can be obtained, so that a steel wire rod which can be processed by cold pressing without additional heat treatment can be provided.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail.
본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 파악하고 종래기술의 기술상 한계를 극복하기 위하여 깊이 연구한 결과, Al을 종래 투입하던 범위에 비하여 다량으로 투입할 경우에는 대부분의 압연온도 범위에서 석출물을 형성하게 되어, 압연시에 지속적인 피닝 사이트를 제공할 뿐 아니라 새로운 조직의 핵생성 사이트를 제공할 수 있다.The inventors of the present invention have made intensive studies to overcome the above-described problems of the prior art and to overcome the limitations of the prior art. As a result, it has been found that when a large amount of Al is put in the range that is conventionally put in, To provide a continuous pinning site at the time of rolling as well as to provide a nucleation site of a new tissue.
이러한 과정을 겪을 경우에는 오스테나이트 결정립이 미세해지게 되며, 따라서 상기 조직으로부터 변태된 페라이트나 펄라이트 등의 최종조직은 통상의 조직에 비하여 미세한 결정립 크기를 가지므로 강재의 강도와 인성의 향상에 효과적이다.When such a process is carried out, the austenite grains become finer, and thus the final structure such as ferrite or pearlite transformed from the above-mentioned structure has a finer grain size than that of normal structure, so that it is effective in improving the strength and toughness of the steel .
본 발명에서는 상기 유리한 효과를 얻기 위하여 Al의 함량을 0.07~0.14중량%로 한정한다. 상기한 Al 함량은 통상의 탈산용도로 투입되는 Al 함량보다 높은 수준으로서 강재내부에 Al계 석출물(특히, 질화물)을 형성시키기 위한 바람직한 범위이다. 따라서, 충분한 질화물을 형성시키기 위해서는 Al은 0.07중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하고 0.075중량% 이상 첨가되는 것이 보다 바람직하다. 다만, Al 함량이 과다하게 높을 경우에는 산화물계 석출물의 비율이 증대되고, 석출물의 크기도 조대해져서 결정립 미세화에 기여하기 어려울 뿐만 아니라 오히려 강선재의 피로특성이 저하되기 때문에 Al 함량의 상한은 0.14중량%로 정한다. In the present invention, the content of Al is limited to 0.07 to 0.14 wt% in order to obtain the above advantageous effect. The above-mentioned Al content is a preferable range for forming an Al-based precipitate (in particular, a nitride) in the steel material, which is a level higher than the Al content added for conventional deoxidation. Therefore, in order to form sufficient nitride, Al is preferably added in an amount of 0.07% by weight or more, more preferably 0.075% by weight or more. However, when the Al content is excessively high, the ratio of the oxide-based precipitates increases, the size of the precipitates becomes too large to contribute to grain refinement, and rather the fatigue characteristics of the steel wire rod deteriorate. %.
이때, 상기 첨가된 Al은 주로 질소와 반응하여 나노 사이즈의 미세 석출물을 형성하는 것이기 때문에, 열역학적으로 질화물이 용이하게 형성될 수 있도록 Al과 질소의 함량사이에 정량적인 비율이 존재하는 것이 바람직하다. 만일 질소 함량이 부족할 경우에는 Al이 다량 투입된다 하더라도 질화물이 형성되지 않고 상대적으로 산화물 생성량이 과다해져 버릴 우려가 있기 때문에 바람직하지 않고, 반대로 질소 함량이 과다할 경우에는 주조시 코너 크랙(corner crack)이 생성되거나, 노즐 막힘 현상 등이 발생할 우려가 있다. 이를 감안한다면 Al : N(여기서 Al, N은 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 것임) 비율이 15:1 ~ 25:1 인 것이 바람직하다. 상기 조건만 충족한다면 질소의 함량은 강중에 존재가능한 어떠한 범위이더라도 관계 없다. 다만, 보다 바람직한 질소의 함량은 0.0035~0.008중량% 이다.At this time, since the added Al mainly reacts with nitrogen to form nano-sized fine precipitates, it is preferable that a quantitative ratio exists between the content of Al and nitrogen so that the nitride can be thermodynamically formed easily. If the nitrogen content is insufficient, it is not preferable because a large amount of Al may be added, but the nitride may not be formed and the amount of oxide may be relatively increased. On the contrary, if the nitrogen content is excessive, Or nozzle clogging phenomenon may occur. In view of this, it is preferable that the ratio of Al: N (where Al and N represent the content of each element in weight%) of 15: 1 to 25: 1. If the above condition is satisfied, the content of nitrogen may be any range that can exist in the steel. However, the content of nitrogen is more preferably 0.0035 to 0.008% by weight.
그 뿐만 아니라, 본 발명에서는 통상 결정립 미세화를 위하여 첨가되던 미세 합금(micro alloy) 원소인 Nb, V 및 Ti는 실질적으로 첨가하지 않는다. 다만, 이들은 여러가지 경로를 통하여 강중에 혼입되어 제강과정에서 완전히 제거되지 않고 불가피하게 존재하는 경우 등이 있기 때문에, 그 함량의 합계를 0.01중량% 이하로 정하는 것이 바람직하고, 0.005중량% 이하로 정하는 것이 보다 바람직하다. 이는 상기 원소들이 추가될 경우에는 강재의 물성이 오히려 저하되기 때문이다.In addition, in the present invention, Nb, V and Ti which are microalloy elements which are usually added for crystal grain refinement are not substantially added. However, since they are mixed in steel through various routes and are inevitably present in the steel making process, they are not completely removed. Therefore, the total content thereof is preferably set to 0.01 wt% or less, and 0.005 wt% or less More preferable. This is because when the above elements are added, the physical properties of the steel are rather lowered.
즉, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 Al이 상기 함량 범위로 존재하는 조건하에서 Ti가 함께 첨가될 경우에는 용강 중의 질소가 Ti와 먼저 반응하여 TiN을 석출시켜 버리고 따라서 AlN 석출물의 생성이 억제되게 되므로 본 발명에서 의도하는 결정립 미세화 효과를 얻기 어렵다. 또한, Nb를 Al과 함께 첨가할 경우에는 주조시 코너 크랙이 조장되며, 본 발명과 같이 Al이 다량 첨가될 경우에는 석출물이 조대해 질 수 있다. V를 첨가한 경우에도 조대한 V(C,N)이 우선 석출되어 버리기 때문에 Al에 의한 결정립 미세화 효과를 얻기 어렵다.That is, according to the study of the inventors of the present invention, when Ti is added together under the condition that Al is present in the above-mentioned content range, nitrogen in the molten steel first reacts with Ti to precipitate TiN and thereby inhibit the formation of AlN precipitates It is difficult to obtain the grain refinement effect intended in the present invention. When Nb is added together with Al, corner cracks are promoted during casting, and when Al is added in a large amount as in the present invention, precipitates can be coarsened. Even when V is added, the coarse V (C, N) precipitates first, so that it is difficult to obtain the grain refining effect by Al.
상기 Al, Nb, V 및 Ti의 함량 외에 다른 원소의 함량은 특별히 제한하지 않는다. 즉, 본 발명은 상기한 바와 같이 Al을 다량 첨가하여 미세한 크기의 석출물을 형성시킴으로써 결정립을 미세화 시키는 것이 주요한 특징이므로 결정립 미세화에 영향을 미치지 않는 다른 성분의 첨가 또는 배제는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 용이하게 실시할 수 있을 것이므로 그 종류와 범위를 특별히 한정할 필요가 없다.The content of the other elements other than Al, Nb, V and Ti is not particularly limited. That is, since the present invention is characterized in that fine grains are formed by forming fine precipitates by adding a large amount of Al as described above, the addition or elimination of other components which do not affect the grain refinement can be accomplished in the technical field of the present invention It is not necessary to specifically limit the type and scope of the present invention.
다만, 본 발명에서 제공하고자 하는 고강도, 고인성 강재의 주요한 용도 중 하나가 냉간 압조용이므로, 냉간 압조용 강재로서 상술한 성분 조건과 조합하여 보다 바람직한 효과를 얻을 수 있는 강재의 성분계를 제시한다면 다음과 같다.However, since one of the main uses of the high strength and high tough steel to be provided in the present invention is for cold rolling, if a steel material for cold rolling is to be combined with the above- Respectively.
C : 0.15 ~ 0.3중량%C: 0.15 to 0.3 wt%
C는 강재의 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가되는 원소이다. 충분한 강도를 얻기 위해서는 상기 C는 0.15중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 충분한 인 성확보를 위해서는 상기 C는 0.3중량% 이하로 제한되는 것이 바람직하다. 특히 후술하는 바와 같이 통상의 냉간압조용 강선재에 비하여 비교적 높은 Mn 함량을 가진 본 발명에서 제안하는 강재의 성분 특성상 상기 C 함량은 0.15~0.3중량%로 제한하는 것이 바람직하다. C is an essential element added to ensure strength of steel. In order to obtain sufficient strength, it is preferable that C is contained in an amount of 0.15% by weight or more, and C is preferably limited to 0.3% by weight or less in order to secure sufficient toughness. In particular, as described later, the C content is preferably limited to 0.15 to 0.3 wt% on the basis of the characteristic of the steel material proposed in the present invention, which has a relatively high Mn content as compared with a normal steel wire rod for cold rolling.
Si : 0.05 ~ 0.15중량%Si: 0.05 to 0.15 wt%
Si은 페라이트 내에 고용되어 모재 강도를 강화시키는 효과를 가진다. Si에 의한 고용강화 효과를 얻기 위해서는 상기 Si 함량은 0.05중량%인 것이 바람직하다. 다만, Si 함량이 과다할 경우에는 오히려 냉간압조 공정에서 가공경화가 과다하여 가공성과 인성이 저하될 우려가 있으므로 상기 Si는 0.15중량% 이하로 제어되는 것이 보다 바람직하다. Si is dissolved in the ferrite and has the effect of strengthening the base metal strength. The Si content is preferably 0.05% by weight in order to obtain the solid solution strengthening effect by Si. However, when the Si content is excessive, the work hardening may be excessive in the cold pressing process, and the workability and toughness may be lowered, so that Si is more preferably controlled to 0.15 wt% or less.
Mn : 1.0 ~ 3.0중량%Mn: 1.0 to 3.0 wt%
Mn은 강의 강도를 증가시키고 충격특성에 영향을 미치는 합금원소이며 압연성을 증가시키고 취성을 감소시키는 영향을 미친다. 특히, 본 발명의 보다 바람직한 구현례에서는 인성 확보를 위하여 C를 감소시키는 대신 이에 따른 강도 저하를 Mn으로 보상하도록 강선재의 성분을 설계하는 것이므로 상기 Mn은 1.0중량% 이상 첨가되도록 하는 것이 바람직하다. 다만, Mn 함량이 과다하면 가공경화 현상이 심해지므로 상기 Mn은 3.0중량% 이하로 제한되는 것이 보다 바람직하다.Mn is an alloying element that increases the strength of the steel and affects the impact properties, and has the effect of increasing the rolling property and reducing the embrittlement. Particularly, in a more preferred embodiment of the present invention, the steel wire material is designed so as to compensate for the decrease in strength by Mn instead of decreasing C in order to secure toughness. Therefore, it is preferable that Mn is added in an amount of 1.0 wt% or more. However, if the Mn content is excessive, the work hardening phenomenon becomes serious, and therefore it is more preferable that the Mn is limited to 3.0 wt% or less.
P : 0.02중량% 이하P: not more than 0.02% by weight
P는 결정립계에 편석되어 인성저하의 원인이 되기 때문에 0.02중량%이하로 제어되는 것이 바람직하다. 정련시의 제어가 가능하다면 0.01중량% 이하로 제한되는 것이 보다 바람직하다. P is segregated in grain boundaries to cause toughness deterioration, so that it is preferable to control it to 0.02 wt% or less. It is more preferable to limit it to 0.01% by weight or less as far as control during refining is possible.
S : 0.02중량% 이하S: not more than 0.02% by weight
S는 저융점 원소로서 Mn과 결합하여 인성을 저하시키며, 고강도 선재의 특성에 큰 악영향을 미치기 때문에 가능한 한 제한 하는 것이 바람직하나, 정련 공정에서의 부하를 감안하여 그 상한을 0.02중량% 이하로 한정한다. S is a low melting point element which binds with Mn to lower toughness and adversely affects the properties of the high strength wire. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 0.02 wt% or less in consideration of the load in the refining step. do.
즉, 본 발명의 선재의 보다 바람직한 조성은 Al과 N의 함량을 상술한 범위로 제어하고, Nb, V 및 Ti를 실질적으로 첨가하지 않는 상술한 조성에 C : 0.15 ~ 0.3중량%, Si : 0.05 ~ 0.15중량%, Mn : 1.0 ~ 3.0중량%, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하의 범위로 각 원소를 제어한 성분계를 가지는 것이다. 즉, 상술한 간단한 성분계에 의해서도 고강도?고인성 선재를 얻을 수 있는 것이다.More preferably, the composition of the wire of the present invention is such that the content of Al and N is controlled within the above-mentioned range, and in the above-mentioned composition in which Nb, V and Ti are not substantially added, 0.15 to 0.3% 0.1 to 5 wt%, Mn: 1.0 to 3.0 wt%, P: 0.02 wt% or less, and S: 0.02 wt% or less. That is, the high strength and high toughness wire can be obtained even by the simple component system described above.
상술한 바와 같이 본 발명의 성분계는 종래 제시되었던 바와 같은 다량의 합금원소가 첨가된 성분계와는 달리, Al의 석출물을 효과적으로 형성하는 적절한 조건을 제시함으로써 고가의 합금원소 첨가없이 소수의 원소만을 추가적으로 첨가한 아주 간단한 성분계이다. 이러할 경우 합금 원가가 저렴해 질 뿐만 아니라 제강과 정에서도 성분을 제어하는 까다로운 수고를 투입할 필요가 없다는 효과를 얻을 수 있다.As described above, the component system of the present invention provides appropriate conditions for effectively forming precipitates of Al, unlike a component system in which a large amount of alloying elements are added as conventionally proposed, so that only a few elements are added additionally without adding expensive alloying elements It is a very simple ingredient system. In this case, not only is the cost of the alloy lowered, but it is also possible to obtain the effect that it is not necessary to input the troublesome work of controlling the constituents in the steelmaking process.
또한, 상술한 본 발명의 조성을 가지는 강선재는 내부에 미세한 Al계 석출물(AlN)을 다량 형성시킴으로써 비조질강을 제공하기 위한 종래의 복잡한 제어압연 과정을 거치지 않고서도 미세한 결정립을 포함할 수 있다.In addition, the steel wire rod having the composition of the present invention may contain fine grains without forming a conventional complicated control rolling process for providing a non-welded steel by forming a large amount of fine Al-based precipitates (AIN) therein.
즉, 상술한 조성을 가진 강선재는 압연 및 냉각과정에서 크기 130nm 이하의 미세한 AlN계 나노석출물을 다량 형성하게 되는데, 이러한 석출물들의 형성온도는 상기 도 1에 개시된 바와 같이 약 1050~850℃의 범위에 걸쳐 있으므로 통상의 압연(압연은 통상적으로 상기 온도범위에서 실시된다)을 실시하는 동안 내부에서 미세하게 분산분포됨으로써 내부 결정립을 매우 미세하게 하는 역할을 하는 것이다. 나노 석출물의 크기가 작으면 작을수록 미세하게 분산되어 결정립의 성장억제에 효과적이므로 상기 Al계 석출물의 크기 하한은 특별히 한정할 필요가 없으나, 상술한 질화물 형성조건을 가질 경우에는 상기 석출물이 10nm 이상인 것을 확인할 수 있었다. 특히, 10~60nm의 크기를 가지는 석출물은 전체 석출물 중에서 면적 기준으로 약 20~30%를 점유하고 있었으며, 60초과~80nm의 크기를 가지는 석출물은 면적 기준으로 약 40~50%를 점유하고 있었으며, 80nm 초과하는 석출물이 나머지를 점유하고 있음을 확인할 수 있었다.That is, the steel wire rod having the composition described above forms a large amount of fine AlN-based nano-precipitates having a size of 130 nm or less during the rolling and cooling process. The formation temperature of such precipitates is in the range of about 1050 to 850 ° C So that it is finely dispersed in the inside during normal rolling (rolling is usually performed in the temperature range described above), thereby finely dividing the inner crystal. The lower limit of the size of the Al-based precipitate is not particularly limited, since the smaller the size of the nano-sized precipitate is, the more the fine grains are dispersed and the growth of the crystal grains is effectively suppressed. However, in the case of the nitride formation conditions described above, I could confirm. Particularly, the precipitate having a size of 10 to 60 nm occupied about 20 to 30% of the total precipitate on an area basis, and the precipitate having a size of more than 60 to 80 nm occupied about 40 to 50% It was confirmed that precipitates having a size exceeding 80 nm occupied the rest.
이러한 조건으로 석출물이 형성될 경우 압연을 실시하고 후속하는 냉간압연을 위하여 서냉할 경우 내부에는 15~40㎛(보다 바람직하게는 15~20㎛)의 미세 페라이트와 20~55㎛(보다 바람직하게는 20~25㎛)의 미세 펄라이트로 구성된 조직을 얻을 수 있다. 상기 조직 중 페라이트는 면적분율로 약 50~70%의 비율을 점하고 펄라이트는 30~50%의 비율을 점하는 것이 충분한 냉간 압조성 확보를 위하여 바람직하다. 상술한 본 발명의 유리한 조직을 가지는 선재는 구상화 소둔 열처리를 실시하지 않고도 약 140 joule 이상의 충격인성 범위를 가질 뿐만 아니라(신선재의 경우는 130 joule 이상), 600~700MPa 수준의 인장강도와 20~30%의 연신율을 가진다. 또한, 상기 선재를 통상 신선시의 감면율인 15~40%의 감면율로 신선하여 얻어진 신선재는 800~950MPa의 인장강도와 15~25%의 연신율을 나타낼 수 있다.When precipitates are formed under these conditions, rolling is carried out. When the steel is slowly cooled for subsequent cold rolling, fine ferrite of 15 to 40 탆 (more preferably 15 to 20 탆) and fine ferrite of 20 to 55 탆 (more preferably, 20 to 25 占 퐉) micro pearlite can be obtained. It is preferable that ferrite in the above-mentioned structure has a ratio of about 50 to 70% in area fraction and 30 to 50% in pearlite in order to secure a sufficient cold-rolling composition. The wire having the advantageous structure of the present invention as described above has a tensile strength of 600 to 700 MPa and a tensile strength of 20 to 30 MPa as well as an impact toughness range of about 140 joules or more (130 joules or more in the case of a fresh material) % Elongation. Further, the drawn material obtained by drawing the wire material at a reduction ratio of 15 to 40%, which is a reduction ratio at the time of normal drawing, can exhibit a tensile strength of 800 to 950 MPa and an elongation of 15 to 25%.
상술한 본 발명의 강선재는 그 특별한 제조방법을 특별히 제한하지 않아도 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 쉽게 제조할 수 있는 것으로 특별히 그 제조방법을 제한할 필요는 없다. 이는, 본 발명의 강선재의 특징으로서 미세한 Al계 석출물이 넓은 온도범위에서 석출될 수 있기 때문에 적용가능한 압연온도폭이 넓기 때문이며, 그 용도별로 요구되는 조직의 성질에 따라 냉각속도도 변경하여 적용하면 되는 것이다.The steel wire rod according to the present invention can be easily manufactured by anyone having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention belongs, without specifically limiting the particular manufacturing method. This is because, as a characteristic of the steel wire material of the present invention, fine Al-based precipitates can be precipitated in a wide temperature range, and therefore the applicable rolling temperature range is wide. Depending on the application properties, .
특히, 본 발명의 강선재 중 특히 그 용도가 냉간압조용 강선재인 경우 종래와 같이 좁은 온도 범위에서 강재에 대하여 제어압연을 실시하고 제어된 범위의 냉 각속도로 냉각할 필요 없이, 통상 압연가능한 온도인 1050~850℃의 온도 범위에서 압연을 실시하고, 이후 통상 냉간압조용 강선재를 제조하기 위하여 자주 사용되는 0.1~5℃/s의 냉각속도로 냉각하더라도 내부에 충분히 미세한 결정립이 형성된 강선재를 얻을 수 있는 것이다.Particularly, in the case of the steel wire rod for cold-rolling in particular, among the steel wire rod of the present invention, it is not necessary to perform control rolling on a steel material in a narrow temperature range and to cool it at a cooling angular velocity within a controlled range, Rolling is carried out in a temperature range of 1050 to 850 ° C and then a steel wire rod having sufficiently fine crystal grains formed therein is obtained even if it is cooled at a cooling rate of 0.1 to 5 ° C / s frequently used for producing a steel wire rod for cold- You can.
즉, 본 발명에서는 상술한 바와 같이 1050~850℃ 이라는 넓은 온도에서 석출물이 형성되기 때문에, 사상압연온도가 상기 범위에 속한다면 석출물에 의한 결정립 효과를 충분히 얻을 수 있어 유리하다. 따라서, 사상압연온도는 상술한 범위로 할 수 있다.That is, in the present invention, as described above, precipitates are formed at a wide temperature range of 1050 to 850 ° C, so that it is advantageous to sufficiently obtain a crystal grain effect by precipitates if the finishing rolling temperature falls within the above range. Therefore, the finishing rolling temperature can be set within the above-mentioned range.
또한, 이후 냉간압조용 강선재의 경우에는 소재의 변형저항이 너무 크지 않도록 페라이트와 펄라이트가 주된 조직으로 되는 것이 유리하므로 Ar1 온도이하까지는 5℃/s 이하의 속도로 서냉하는 것이 바람직하다. 다만, 종래의 강선재의 경우에는 서냉할 경우 결정립이 조대하게 되어 바람직하지 못한 결과를 얻게 되지만, 본 발명의 강선재의 경우는 내부에 미세한 석출물이 다량 분산분포하게 되기 때문에 상술한 범위로 서냉하더라도 결정립을 미세하게 형성시킬 수 있다. 다만, 너무 낮은 온도로 냉각할 경우에는 별도의 설비가 필요하게 되는 등의 문제가 있으므로 이를 감안하면 상기 냉각속도는 0.1℃/s 이상의 속도로 할 수 있다. Further, in the case of a cold-rolled steel wire rod, it is advantageous for ferrite and pearlite to become main structures so that the deformation resistance of the material is not too large. Therefore, it is preferable to slowly cool the steel wire rod at a rate of 5 DEG C / s or lower. However, in the case of the conventional steel wire rod, the grain size becomes large when the steel is slowly cooled, but an undesirable result is obtained. In the case of the steel wire rod of the present invention, fine precipitates are distributed and distributed in a large amount, The crystal grains can be finely formed. However, since there is a problem that a separate facility is required when cooling to a too low temperature, the cooling rate can be set at a rate of 0.1 ° C / s or higher.
이하, 첨부하는 도면과 후술하는 실시예에 의하여 본 발명을 보다 상세히 설 명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하는 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to the accompanying drawings and the following embodiments. It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate and specify the present invention and not to limit the scope of the present invention. And the scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and the matters reasonably deduced therefrom.
(실시예)(Example)
내부에 존재하는 석출물의 영향을 파악하기 위하여 C, Si, Mn, P 및 S를 각각 C : 0.25중량%, Si : 0.15중량%, Mn : 2.0중량%, P : 0.015중량% 및 S: 0.0016중량%로 조절하고 나머지 Ti, Nb, V, Al, N 을 하기 표 1에 기재한 바와 같이 변화시킨 경우에 950℃에서의 오스테나이트 결정립크기와 충격인성을 비교하였다. 표 1의 결과는 압연상황을 모사하기 위하여 시편을 가열하여 1180℃에서 용체화 처리한 후 950℃에서 10/s의 변형률 속도로 0.6의 변형을 가한 후 950℃에서의 오스테나이트 결정립 크기(AGS)를 확인하기 위하여 상온까지 급냉한 경우에 대한 것이다. C, Si, Mn, P and S were respectively added to 0.25 wt% of C, 0.15 wt% of Si, 2.0 wt% of Mn, 0.015 wt% of P and 0.0015 wt% of S %, And the austenite grain size and impact toughness at 950 ° C were compared when the remaining Ti, Nb, V, Al, and N were changed as shown in Table 1 below. The results are shown in Table 1. In order to simulate rolling conditions, the specimens were heat treated at 1180 ° C, treated at 950 ° C with a strain rate of 10 / s at a strain rate of 0.6, and austenitic grain size (AGS) And then quenched to room temperature to confirm the temperature.
상기 표 1과 도 2에서 확인할 수 있듯이, 본 발명과 같이 알루미늄과 질소만 첨가하였을 뿐 Nb, V, Ti는 첨가하지 않은 시편3의 경우가 950℃에서의 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 12.4㎛ 정도로서 다른 경우에 비하여 매우 미세한 것을 알 수 있었다. 950㎛에서의 결정립이 미세하면 상기 미세한 오스테나이트내에서 생성되는 페라이트와 펄라이트 등의 조직 역시 미세한 결정립 크기를 가지게 되는 것이다.As shown in Table 1 and FIG. 2, in the case of
또한, 표 1과 도 3에 나타내었듯이 그 충격인성(V-notch, U-notch) 역시 오스테나이트 결정립 크기가 작은 시편3의 경우가 가장 양호함을 알 수 있었다. Also, as shown in Table 1 and FIG. 3, it was found that the impact strength (V-notch, U-notch) of
도 4에 표 1에 기재된 각 시편과 동일한 시편을 1180℃에서 용체화 처리한 후, 각각 800, 850, 900 및 950℃에서 10/s의 변형률 속도로 0.6의 변형을 가한 후 급냉시킨 경우의 오스테나이트 결정립 크기를 비교하였다. 도면에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 조건에 해당하는 시편3의 경우에 모든 온도 조건에서 미세한 결정립 크기를 가지는 것을 알 수 있었다.Fig. 4 shows the results obtained by solution-treating the same specimen as shown in Table 1 at 1180 占 폚 and then quenching the specimens at 800, 850, 900 and 950 占 respectively at a strain rate of 10 / s at a strain rate of 0.6, Knitted grain size was compared. As can be seen from the figure, in the case of the
다만, 통상적인 냉간압조용 강선재의 압연온도에 해당하지 않는 800℃에서 변형을 가한 경우에서는 모든 경우에 오스테나이트 결정립 크기가 30㎛ 이상으로서 미세한 결정립을 얻기 위해서는 850℃ 이상의 온도에서 압연하는 것이 바람직하다는 것을 간접적으로 보여주고 있었다.However, in the case where deformation is applied at 800 ° C. which is not equivalent to the rolling temperature of ordinary cold-rolling steel wire, it is preferable to roll at a temperature of 850 ° C. or more in order to obtain fine crystal grains with an austenite grain size of 30 μm or more It was indirectly showing that it was.
한편 도 5에 표 1의 시편3의 조건으로 제조한 강재를 관찰한 투과전자현미경 사진을 나타내었다. 도면에서 볼 수 있듯이 약 130nm 이하의 입방형의 AlN이 미세하고 균일하게 석출되어 있음을 확인할 수 있었다.On the other hand, FIG. 5 shows a transmission electron microscope image of the steel material produced under the condition of the
또한, 미세 석출물의 크기 분포를 관찰하기 위하여, 상기 도 5의 결과를 포함한 4개소에서 투과전자 현미경으로 석출물이 분포하는 사진을 채취한 후, 각 석출물의 크기 분포를 구하였다. 그 결과 10~60nm 크기의 석출물은 면적분율로 29.2%, 60초과~80nm 크기의 석출물은 48.6%, 그리고 80nm초과~130nm 크기의 석출물은 22.2%를 나타내고 있음을 확인할 수 있었다. 도면에서 척도는 0.2㎛를 나타낸다.In addition, in order to observe the size distribution of the fine precipitates, photographs in which precipitates were distributed by transmission electron microscope at four places including the results of FIG. 5 were collected, and the size distributions of the respective precipitates were obtained. As a result, it was confirmed that the precipitates having a size of 10 to 60 nm had an area fraction of 29.2%, a precipitate having a size of more than 60 to 80 nm of 48.6%, and a precipitate having a size of more than 80 nm to 130 nm. In the figure, the scale indicates 0.2 mu m.
또한, 도 7에는 상기 시편3의 조건으로 제조한 강재를 신선한 후 냉간가공한 후의 제품의 조직사진을 나타내었다. 도면에서 볼 수 있듯이, 제품의 내부에는 15~20㎛의 미세페라이트가 약 65~70%, 20~25㎛의 펄라이트가 30~35% 수준으로 형성되어 있음을 확인할 수 있었다. 상기 제품의 충격치를 검사한 결과, V notch 55~60 joule, U-notch 150-190 joule 정도로 높은 값을 가지고 있음을 확인할 수 있었다. 따라서, 본 발명의 조건으로 강선재의 조성을 제어하고 압연할 경우 충분한 가공성을 가지는 비조질 강선재를 제조할 수 있음을 확인할 수 있었다.Fig. 7 shows a photograph of a product obtained by cold-working the steel material prepared under the conditions of the above-mentioned
상술한 조건의 강재를 실제 선재 압연과정에 의하여 제조하였을 때, 충분한 강도와 인성을 얻을 수 있는지를 확인하기 위하여 본 발명의 바람직한 조성 조건을 충족하였던 시편3의 조성을 가진 빌렛을 선재로 제조하였다. 선재를 제조하기 위하여 빌렛을 1150℃로 가열하고, 910℃에서 조압연 및 1050℃에서 사상압연을 종료하고, 1035℃에서 사이징 압연을 실시하였다. 압연된 선재를 0.5℃/s로 냉각한 다음 835℃에서 권취한 후 0.5℃/s의 냉각속도로 선재를 500℃까지 냉각한 후 공냉하여 선경 18mm의 선재를 제조하였다(발명예1). 상기 선재에 대하여 감면율 28.2%인 신선을 실시하여 얻어진 신선재에 대해서도 특성을 평가하고자 하였다(발명예2).In order to confirm whether sufficient strength and toughness can be obtained when the steel material having the above-described conditions was produced by the actual wire rolling process, a billet having the composition of the
또한, 상기 발명예1과 C, Si, Mn, P, S, N 함량은 동일하되 Al 대신 Ti를 0.015중량% 첨가하여 각각 발명예1 및 발명예2와 동일한 방식으로 선재(비교예1)와 신선재(비교예2)를 얻은 경우 및 Al 대신 V를 0.1중량% 첨가하여 선재(비교예3)와 신선재(비교예4)를 얻은 경우도 함께 평가하였으며, 그 결과를 표 2에 나타내었다.Comparative Example 1 and Comparative Example 1 were prepared in the same manner as in Production Example 1 and Inventive Example 2, except that the content of C, Si, Mn, P, S and N was the same as that of Inventive Example 1, The case where the drawing material (Comparative Example 2) was obtained and the case where the wire material (Comparative Example 3) and the drawing material (Comparative Example 4) were obtained by adding 0.1 wt% of V instead of Al were also evaluated, and the results are shown in Table 2 .
상기 표 2에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 발명예의 경우에는 선재 상태에서 658MPa 이상의 인장강도를 나타내고 있었으며, 신선후에는 835MPa 정도로 더욱 향상된 강도를 나타내고 있었다. 그러나, 비교예의 경우에는 선재상태에서는 580MPa(비교예1) 및 592MPa(비교예3)로서 발명예1에 비하여 60MPa 이상 낮은 인장강도를 나타내고 있었으며, 신선하더라도, 789MPa(비교예2) 및 797MPa(비교예4) 정도의 강도에 불과하여 발명예2에 비하여 40MPa 가량 낮은 인장강도를 나타내고 있었다. As can be seen from Table 2, the inventive examples exhibited a tensile strength of 658 MPa or more in the wire rod state and a further improved strength of about 835 MPa after drawing. However, in the case of the comparative example, a tensile strength of 580 MPa (Comparative Example 1) and 592 MPa (Comparative Example 3) in the wire rod state was lower than that of Inventive Example 1 by 60 MPa or more, and even when fresh, 789 MPa (Comparative Example 2) and 797 MPa Example 4), showing a tensile strength as low as 40 MPa as compared with Example 2.
또한, 비조질 강선재의 가공성을 나타내는 연신율(Elongation) 값도, 선재 상태의 발명예인 발명예1의 경우는 24%에 육박하는 높은 값을 가지고 있었으나, Ti, V 등을 첨가하여 결정립 미세화를 도모한 비교예1과 비교예3은 각각 19.2%와 18.9%로서 발명예에 비하여 5% 정도 낮은 연신율을 나타내고 있었다. 이러한 차이는 신선된 이후에도 계속 유지되어 발명예2가 비교예2 및 비교예4에 비하여 2% 이상 높은 연신율을 나타내고 있었다. 따라서, Al을 다량 첨가함과 동시에 Al:N의 비율을 약 20:1 정도로 높인 경우에 강도와 가공성 모두 향상됨을 알 수 있었다.In addition, the elongation value indicating the workability of the non-welded steel wire rod was high at 24% in the case of Inventive Example 1 which is the invention example of the wire rod state. However, the addition of Ti, V, In Comparative Example 1 and Comparative Example 3, 19.2% and 18.9%, respectively, exhibited an elongation as low as about 5% as compared with the inventive examples. This difference was maintained even after freshness, and Example 2 showed an elongation of 2% or more higher than Comparative Examples 2 and 4. Therefore, it was found that both strength and workability were improved when a large amount of Al was added and when the ratio of Al: N was increased to about 20: 1.
또한, 단면 감소율(R.A.) 역시 본 발명의 발명예의 경우가 비교예에 비하여 3~6% 정도 높은 값을 나타내고 있었음을 알 수 있었다. In addition, it was also found that the reduction ratio (R.A.) of the inventive example was as high as 3 to 6% as compared with the comparative example.
또한, 인성의 척도인 U-notch 충격인성과 V-notch 충격인성 값 역시 발명예가 비교예에 비하여 25 Joule 이상 높은 것을 나타내고 있음을 확인할 수 있었으며, 따라서 본 발명에 의해 제조되는 강선재는 인성 역시 높은 수준임을 확인할 수 있었다.Also, it was confirmed that the U-notch impact toughness and V-notch impact toughness, which are measures of toughness, also show that the inventive example is higher than the comparative example by 25 Joules or more. Therefore, the steel wire material manufactured by the present invention has a high toughness .
따라서, 본 발명의 조건으로 제공된 선재는 냉간압조용 선재 등과 같이 고강도와 고인성이 요구되는 용도에 유용하게 사용될 수 있다는 것을 확인할 수 있었다. Therefore, it has been confirmed that the wire rod provided under the condition of the present invention can be usefully used for applications requiring high strength and high toughness, such as wire rod for cold rolling.
도 1은 강재내부에서 생성될 수 있는 석출물의 생성온도와 평형상수를 나타낸 그래프,1 is a graph showing a production temperature and equilibrium constant of a precipitate which can be produced in a steel material,
도 2는 본 발명의 실시예에서 제조된 각 종류의 강재의 내부조직을 관찰한 현미경 사진,2 is a micrograph showing the internal structure of each kind of steel produced in the embodiment of the present invention,
도 3은 본 발명의 실시예에서 제조된 각 시편별 충격인성을 비교한 그래프,3 is a graph comparing the impact toughness of each specimen prepared in the example of the present invention,
도 4는 본 발명의 실시예에서 제조된 각 시편별 오스테나이트 결정립 크기를 비교한 그래프,FIG. 4 is a graph comparing the sizes of austenite grains of the respective specimens manufactured in the embodiment of the present invention,
도 5는 본 발명의 발명예에 의해 제조된 선재를 투과전자 현미경으로 관찰한 사진, FIG. 5 is a photograph of a wire rod manufactured by the inventive example of the present invention, observed by a transmission electron microscope,
도 6은 본 발명의 발명예에 의해 제조된 선재의 석출물 분포를 확인하기 위한 4개수의 투과전자 현미경 관찰 사진, 그리고Fig. 6 is a photograph showing four transmission electron microscopic photographs for confirming the distribution of precipitates of the wire produced by the inventive example of the present invention, and
도 7은 본 발명의 발명예에 의해 제조된 선재를 신선가공하고 부품으로 제조하였을 때의 내부조직을 관찰한 현미경 사진이다.Fig. 7 is a micrograph showing the internal structure observed when the wire rod manufactured by the inventive example of the present invention is drawn and manufactured into parts. Fig.
Claims (8)
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020090035699A KR101143170B1 (en) | 2009-04-23 | 2009-04-23 | Steel wire rod having high strength and excellent toughness |
| RU2011147484/02A RU2494165C2 (en) | 2009-04-23 | 2010-04-23 | High-strength high-ductility steel rod and method of its production |
| PCT/KR2010/002568 WO2010123315A2 (en) | 2009-04-23 | 2010-04-23 | High strength, high toughness steel wire rod, and method for manufacturing same |
| CN201080018076.7A CN102439186B (en) | 2009-04-23 | 2010-04-23 | High strength, high toughness steel wire rod, and method for manufacturing same |
| EP10767329.5A EP2423344B1 (en) | 2009-04-23 | 2010-04-23 | High strength, high toughness steel wire rod, and method for manufacturing same |
| US13/263,758 US20120037283A1 (en) | 2009-04-23 | 2010-04-23 | High-Strength, High-Toughness Steel Wire Rod, and Method for Manufacturing Same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020090035699A KR101143170B1 (en) | 2009-04-23 | 2009-04-23 | Steel wire rod having high strength and excellent toughness |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20100116991A KR20100116991A (en) | 2010-11-02 |
| KR101143170B1 true KR101143170B1 (en) | 2012-05-08 |
Family
ID=43011636
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020090035699A KR101143170B1 (en) | 2009-04-23 | 2009-04-23 | Steel wire rod having high strength and excellent toughness |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20120037283A1 (en) |
| EP (1) | EP2423344B1 (en) |
| KR (1) | KR101143170B1 (en) |
| CN (1) | CN102439186B (en) |
| RU (1) | RU2494165C2 (en) |
| WO (1) | WO2010123315A2 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100448015B1 (en) * | 2002-08-30 | 2004-09-08 | 평산에스아이 주식회사 | Waterproof method of corrugated matter plate structure |
| KR101253823B1 (en) | 2010-06-07 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | No_heat treated wire rod having excellent low temperature toughness and steel wire and method for manufacturing thereof |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101262462B1 (en) * | 2010-11-19 | 2013-05-08 | 주식회사 포스코 | Non heat treatment cold drawn wire rod having excellent impact property and method for manufacturing the same |
| KR20120127095A (en) * | 2011-05-13 | 2012-11-21 | 주식회사 포스코 | High strength and high toughness wire rod having excellent surface property and method for manufacturing the same |
| CN103191916B (en) * | 2013-03-28 | 2015-06-17 | 攀钢集团成都钢钒有限公司 | Rolling method for round steel |
| JP6031022B2 (en) * | 2013-12-02 | 2016-11-24 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel wire for bolt excellent in delayed fracture resistance, high-strength bolt, and method for producing them |
| JP2015212412A (en) * | 2014-04-18 | 2015-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | Hot rolled wire |
| CN105215077A (en) * | 2014-06-11 | 2016-01-06 | 丹阳市凯鑫合金材料有限公司 | A kind of production method of cold-heading silk |
| KR101665783B1 (en) * | 2014-12-04 | 2016-10-13 | 주식회사 포스코 | Non-quenched and tempered steel wire rod having excellent room-temperature formability and low-temperature impact toughness and manufacturing method thereof |
| KR101758491B1 (en) * | 2015-12-17 | 2017-07-17 | 주식회사 포스코 | Non-quenched and tempered wire rod having excellent strength and cold workability and method for manufacturing same |
| JP7299475B2 (en) * | 2018-03-26 | 2023-06-28 | 日本製鉄株式会社 | Steel for cold forging |
| CN114749507A (en) * | 2022-04-14 | 2022-07-15 | 淄博淄翼金属材料有限公司 | Production method of stainless steel wire rod wire material |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR0157252B1 (en) * | 1993-06-30 | 1998-11-16 | 김무 | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
| JP2001140037A (en) * | 1999-08-31 | 2001-05-22 | Nippon Steel Corp | High carbon steel sheet excellent in formability |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1065495A1 (en) * | 1982-12-03 | 1984-01-07 | Научно-исследовательский институт металлургии | Structural steel |
| JPS6167775A (en) * | 1984-09-10 | 1986-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel bar or wire for cold forging |
| KR950007785B1 (en) * | 1993-06-16 | 1995-07-18 | 포항종합제철주식회사 | Making method of high tension wire rod |
| JPH08260047A (en) * | 1995-03-23 | 1996-10-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of bar steel and wire rod for cold forging |
| JPH0949065A (en) * | 1995-08-07 | 1997-02-18 | Kobe Steel Ltd | Wear resistant hot rolled steel sheet excellent in stretch-flanging property and its production |
| EP0952233B1 (en) * | 1998-04-21 | 2003-03-19 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof |
| JP3527641B2 (en) * | 1998-08-26 | 2004-05-17 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel wire with excellent cold workability |
| EP1559804A4 (en) * | 2002-10-17 | 2006-01-25 | Nat Inst For Materials Science | Formed product and method for production thereof |
| RU2270268C1 (en) * | 2005-02-01 | 2006-02-20 | Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" | Corrosion-resistant steel and the product made out of it |
| RU2346074C2 (en) * | 2006-09-04 | 2009-02-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Каури" | Stainless high-strength steel |
| RU61285U1 (en) * | 2006-09-04 | 2007-02-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Каури" | STAINLESS STEEL HIGH STRENGTH STEEL BAR |
| BRPI0804500B1 (en) * | 2007-04-18 | 2018-09-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | hot work steel |
-
2009
- 2009-04-23 KR KR1020090035699A patent/KR101143170B1/en active IP Right Grant
-
2010
- 2010-04-23 US US13/263,758 patent/US20120037283A1/en not_active Abandoned
- 2010-04-23 RU RU2011147484/02A patent/RU2494165C2/en not_active IP Right Cessation
- 2010-04-23 EP EP10767329.5A patent/EP2423344B1/en active Active
- 2010-04-23 CN CN201080018076.7A patent/CN102439186B/en active Active
- 2010-04-23 WO PCT/KR2010/002568 patent/WO2010123315A2/en active Application Filing
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR0157252B1 (en) * | 1993-06-30 | 1998-11-16 | 김무 | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
| JP2001140037A (en) * | 1999-08-31 | 2001-05-22 | Nippon Steel Corp | High carbon steel sheet excellent in formability |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100448015B1 (en) * | 2002-08-30 | 2004-09-08 | 평산에스아이 주식회사 | Waterproof method of corrugated matter plate structure |
| KR101253823B1 (en) | 2010-06-07 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | No_heat treated wire rod having excellent low temperature toughness and steel wire and method for manufacturing thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102439186A (en) | 2012-05-02 |
| EP2423344A2 (en) | 2012-02-29 |
| EP2423344B1 (en) | 2015-11-04 |
| EP2423344A4 (en) | 2014-10-29 |
| WO2010123315A2 (en) | 2010-10-28 |
| RU2011147484A (en) | 2013-05-27 |
| US20120037283A1 (en) | 2012-02-16 |
| RU2494165C2 (en) | 2013-09-27 |
| CN102439186B (en) | 2015-04-08 |
| KR20100116991A (en) | 2010-11-02 |
| WO2010123315A3 (en) | 2011-03-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101143170B1 (en) | Steel wire rod having high strength and excellent toughness | |
| JP4966316B2 (en) | Steel wire rod excellent in cold workability and hardenability, and manufacturing method thereof | |
| KR100414937B1 (en) | Cold workable steel bar or wire and process | |
| JP3758508B2 (en) | Manufacturing method of duplex stainless steel pipe | |
| KR101965520B1 (en) | Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component | |
| JP5620336B2 (en) | Steel parts for high fatigue strength and high toughness machine structure and manufacturing method thereof | |
| KR101965521B1 (en) | Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component | |
| KR100740414B1 (en) | Non-refined steel being reduced in anisotropy of material and excellent in strength, toughness and machinability | |
| JP2009013439A (en) | High toughness high-speed tool steel | |
| EP2420585A1 (en) | Low-specific gravity steel for forging having excellent machinability | |
| KR100957962B1 (en) | Steel for a structure having excellent low temperature toughnetss and tensile strength of heat affected zone and manufacturing method for the same | |
| JP2011246784A (en) | Rolled non-heat treated steel bar having excellent strength and toughness and method for producing the same | |
| JP2007211314A (en) | Method for hot-forging non-heat-treated parts | |
| KR101714903B1 (en) | Steel wire rod having high strength and impact toughness, and method for manufacturing thereof | |
| KR102113076B1 (en) | Rolled wire rod | |
| JP2007513259A (en) | Steel wire for cold heading having excellent low temperature impact characteristics and method for producing the same | |
| KR102424956B1 (en) | low-carbon boron steel wire with improved hardenability and softening resistance and method for manufacturing the same | |
| KR20090069872A (en) | Steel for a structure having excellent low temperature toughnetss and tensile strength of heat affected zone and manufacturing method for the same | |
| KR101568494B1 (en) | Medium carbon soft wire rod and method for manufaturing the same | |
| KR101797349B1 (en) | High-carbon steel wire rod for cold forging without spheroidizing heat treatment, processed good using the same, and methods for manufacturing thereof | |
| JP3077568B2 (en) | Method of manufacturing steel for low-temperature rebar | |
| KR102385471B1 (en) | Steel wire having enhanced cold formability and method for manufacturing the same | |
| KR102391061B1 (en) | Steel wire having enhanced cold formability and method for manufacturing the same | |
| KR20120127095A (en) | High strength and high toughness wire rod having excellent surface property and method for manufacturing the same | |
| JP4144500B2 (en) | Non-tempered steel with excellent balance between strength and machinability and method for producing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E601 | Decision to refuse application | ||
| J201 | Request for trial against refusal decision | ||
| AMND | Amendment | ||
| B701 | Decision to grant | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20150417 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20160427 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170426 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20180424 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20190426 Year of fee payment: 8 |