KR101665825B1 - Wire rod and steel wire having high strength and manufacturing method for the same - Google Patents
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Abstract
본 발명은 마르텐사이트 조직에 석출된 바나듐 탄화물을 통하여 가공경화율을 향상시킬 수 있는 가공경화율이 우수한 고강도 선재, 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것으로서, 본 발명의 일 측면에 따른 가공경화율이 우수한 고강도 선재는, 중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength wire rod and a steel wire having excellent work hardening rates capable of improving the work hardening rate through vanadium carbide precipitated in a martensite structure and a method of manufacturing the same, Wherein the high strength wire comprises 0.1 to 0.4% of C, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.001 to 0.03%, B: 0.001 to 0.003%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and V and C satisfy the following relational expression (1).
[Relation 1]
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
Description
본 발명은 가공경화율이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재, 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength wire rod, a heat-treated wire rod, a steel wire, and a method of manufacturing the same, which are excellent in work hardening rate.
대경용 강선은 콘크리트 보강용으로 사용되는 PC강선, 교량용 케이블, 앵커로프 등에 사용되며, 고강도 확보를 요구하고 있다. 이와 같은 특성을 확보함으로써, 연선 구조 단순화가 가능해짐에 따라, 강선 중량 감소 및 교량사이의 경간거리가 증가되게 된다.
Daekyung Steel Wire is used for PC steel wire, cable for bridge, anchor rope, etc. used for reinforcing concrete, and it is required to secure high strength. By securing such characteristics, it becomes possible to simplify the twisted structure, so that the weight of the steel wire is reduced and the span distance between the bridges is increased.
강선의 강도를 증가시키는 방법으로는 고탄소 펄라이트 조직을 갖는 선재를 외부 신선 가공하는 방법 및 결정립 미세화에 의해 강도를 증가시키는 방법을 들 수 있다.
Examples of the method of increasing the strength of the steel wire include a method of external drawing a wire having a high carbon pearlite structure and a method of increasing the strength by grain refinement.
상기 강선 등은 압연된 선재를 신선 및 열처리 하여 미세조직이 펄라이트가 되도록 제조한다. 상기 선재의 신선가공시 가공경화율을 증가시킴으로써 강도가 대폭 향상될 수 있다. 즉, 신선가공시 가공경화율을 증가시키면 라멜라 간격이 미세화되고 가공경화계수가 증가하며, 전위의 집적도가 증가하게 되어 강선의 강도는 증가하게 된다.
The steel wire or the like is drawn and annealed to produce a pearlite microstructure. By increasing the work hardening rate during drawing of the wire rod, the strength can be greatly improved. That is, when the work hardening rate is increased in the drawing process, the lamellar spacing becomes finer, the work hardening coefficient increases, and the integration degree of dislocation increases, so that the strength of the steel wire increases.
상기와 같은 방법은 강선의 강도를 효과적으로 증가시키지만, 고탄소 강재 자체의 연성이 낮아, 신선제조사가 원하는 만큼 신선 가공량을 부여할 수 없다는 문제가 있다.
Although the above method effectively increases the strength of the steel wire, there is a problem that the ductility of the high carbon steel itself is low, and the fresh wire maker can not give a fresh machining amount as desired.
한편, 결정립 미세화에 의해 강도를 증가시키는 방법은 C, Si, Mn등의 고용강화 원소를 증가시키거나, Cr 첨가를 통한 가공경화율 증가 등 여러 가지 방법이 있으나, 대경용 강선의 강도증가에 한계점이 있었다.
On the other hand, there are various methods such as increasing the solid solution strengthening elements such as C, Si, and Mn, or increasing the work hardening rate by adding Cr. However, there are limitations in increasing the strength of the large diameter steel wire .
이를 해결하기 위하여, 종래의 발명자들은 펄라이트 조직강이 아닌 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등으로 이루어진 복합조직강을 신선용 선재로 활용하고자 하였다. 이와 같이 복합조직을 갖는 선재는 판상 마르텐사이트를 피하기 위하여 탄소 농도가 0.5 중량% 이하이기 때문에 신선을 통한 가공경화율이 펄라이트 조직강 대비 열위하다.
In order to solve this problem, the inventors of the prior art tried to utilize a composite structure steel made of ferrite, bainite, martensite, etc. instead of pearlite structure steel as a drawing wire. In order to avoid plate-shaped martensite, the wire having a composite structure has a carbon concentration of 0.5 wt% or less, so that the work hardening rate through drawing is lower than that of the pearlite structure steel.
따라서, 가공경화율이 우수한 고강도 선재, 강선 및 그들의 제조방법에 관한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
Therefore, there is a demand for development of high-strength wire materials, steel wires and methods for manufacturing them, which have excellent work hardening rates.
본 발명은 V 및 C의 함량 및 미세조직을 적절히 제어함으로써 가공경화율이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재 및 그들의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
It is an object of the present invention to provide a high-strength wire rod and a heat-treated wire rod excellent in work hardening ratio by appropriately controlling the contents of V and C and microstructure, and a method of manufacturing them.
본 발명의 일 측면은 One aspect of the present invention is
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following
미세조직은 페라이트 단상이고, 바나듐 탄화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 선재에 관한 것이다.Wherein the microstructure is a ferrite single phase and comprises vanadium carbide.
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상이고, 그 크기는 20~500nm일 수 있다.
The number of the vanadium carbides may be 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size may be 20 to 500 nm.
상기 선재의 인장강도는 730MPa 이상일 수 있다.
The tensile strength of the wire may be 730 MPa or more.
본 발명의 또 다른 일 측면은 Another aspect of the present invention is
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following
미세조직은 래쓰 마르텐사이트 단상이고, 그리고 바나듐 탄화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열처리 선재에 관한 것이다.The microstructure is a rut-martensite single phase, and includes a vanadium carbide.
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 열처리 선재의 인장강도는 1230MPa 이상일 수 있다.
The tensile strength of the heat-treated wire rod may be 1230 MPa or more.
본 발명의 또 다른 일 측면은 Another aspect of the present invention is
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 래쓰 마르텐사이트 단상이고, 상기 마르텐사이트의 래쓰가 신선방향으로 배열되어 있고, 바나듐 탄화물을 포함하는 고강도 강선에 관한 것이다.0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , 0.001 to 0.003% of B, and the balance of Fe and other unavoidable impurities, wherein V and C satisfy the following
[관계식 1] [Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 강선의 인장강도는 1960MPa 이상일 수 있고 그리고 단면감소율이 30%이상일 수 있다.
The tensile strength of the steel wire may be 1960 MPa or more and the section reduction ratio may be 30% or more.
본 발명의 또 다른 일 측면은 Another aspect of the present invention is
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities,
상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하는 강편을 1000~1150℃에서 가열하는 단계;Heating the slab having V and C satisfying the following
상기 가열된 강편을 열간압연 하여 선재를 얻는 단계; 및Hot-rolling the heated billet to obtain a wire rod; And
상기 선재를 1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 선재의 제조방법에 관한 것이다.And cooling the wire rod at a cooling rate of 1 to 10 ° C / second.
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 열간압연은 950~1100℃의 온도에서 행할 수 있다.
The hot rolling may be performed at a temperature of 950 to 1100 캜.
본 발명의 또 다른 일 측면은 Another aspect of the present invention is
상기 고강도 선재를 1000~1150℃로 가열하여 20℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하여 열처리 선재를 제조하는 고강도 열처리 선재의 제조방법에 관한 것이다.
Wherein the high-strength wire rod is heated to 1000 to 1150 ° C and quenched at a cooling rate of 20 ° C / sec or more to produce a heat-treated wire rod.
본 발명의 또 다른 일 측면은 Another aspect of the present invention is
상기 고강도 열처리 선재를 신선하여 강선을 제조하는 고강도 강선의 제조방법에 관한 것이다.
And a method for manufacturing a high strength steel wire by manufacturing the steel wire by drawing the high-strength heat-treated wire rod.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
In addition, the solution of the above-mentioned problems does not list all the features of the present invention. The various features of the present invention and the advantages and effects thereof can be understood in more detail with reference to the following specific embodiments.
본 발명에 의하면, 마르텐사이트 조직에 석출된 바나듐 탄화물을 통하여 가공경화율을 향상시킴으로써 대경용 고강도 강선을 제공할 수 있고, 이로 인하여 연선 구조 단순화가 가능해지고 강선 중량 감소 및 교량 사이의 경간 거리를 증가시킬 수 있는 효과가 있다.According to the present invention, it is possible to provide a high strength steel wire for large diameter by improving the work hardening rate through the vanadium carbide precipitated in the martensite structure, thereby simplifying the twisted wire structure, reducing the weight of the steel wire and increasing the span distance between the bridges There is an effect that can be made.
본 발명에 의하면, 콘크리트 보강용으로 사용되는 PC강선, 교량용 케이블, 앵커 로프 등에 유효하게 적용될 수 고강도 강선을 제공할 수 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a high strength steel wire which can be effectively applied to PC steel wires, cables for bridges, and anchor ropes used for reinforcing concrete.
도 1은 Thermocalc로 계산된 (Fe_1.49V_0.02Ti_0.002B)-C 평형 상태도이다.
도 2는 발명예3의 주사전자현미경 미세조직 사진으로서, (a)는 선재의 미세조직 사진, (b)는 열처리 후 신선 전의 열처리 선재의 미세조직 사진, (c)는 단면감소율 76.7%로 신선 후 강선의 미세조직 사진이다.
도 3은 내수소지연파괴 저항성을 비교하기 위한 thermal desorption spectrometry 결과를 나타낸다.Fig. 1 is a (Fe_1.49V_0.02Ti_0.002B) -C equilibrium state diagram calculated by Thermocalc.
Fig. 2 is a micrograph of a scanning electron microscope of Inventive Example 3, wherein (a) is a microstructure photograph of a wire, (b) is a microstructure photograph of a heat-treated wire before heat treatment, This is a microstructure photograph of the post-steel wire.
FIG. 3 shows the results of thermal desorption spectrometry to compare resistance to hydrogen peroxide breakdown.
본 발명자들은 펄라이트 조직강의 신선가공시 가공경화율이 적기 때문에 대경용 강선의 고강도화가 어렵고 저항성이 열위하다는 것을 인지하게 되었다. 이러한 문제점을 개선하기 위하여 본 발명자들은 기지(matrix) 가 마르텐사이트 조직을 갖는 바나듐 석출강화강을 신선가공하여 초기강도 뿐만 아니라 가공경화율도 우수하고, 더욱이 바나듐 탄화물을 비확산성 수소트랩부로 활용하여 내지연파괴 저항성을 증가시킬 수 있다는 점을 인지하고 본 발명을 완성하게 되었다.
The inventors of the present invention have recognized that it is difficult to increase the strength of the steel wire for large diameter because the work hardening rate is small during drawing of pearlitic structure steel, and the resistance is poor. In order to solve these problems, the inventors of the present invention have found that a vanadium precipitation hardened steel having a matrix of martensite structure is subjected to a drawing process to obtain an excellent initial hardness as well as an excellent work hardening ratio. Further, the vanadium carbide is used as a non- It is possible to increase the fracture resistance. Thus, the present invention has been completed.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 선재에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the high strength wire according to one aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 선재는, 중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 바나듐 탄화물을 포함하고, 미세조직은 페라이트 단상이다.According to one aspect of the present invention, there is provided a high strength wire according to one aspect of the present invention, which comprises 0.1 to 0.4% of C, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, : 0.025% or less, Ti: 0.001 to 0.03%, B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
이하, 강재의 합금조성을 제어한 이유에 대하여 설명한다.
Hereinafter, the reason why the alloy composition of the steel is controlled will be described.
탄소(C): 0.1~0.4 중량%Carbon (C): 0.1 to 0.4 wt%
C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이다. 강중 C는 대부분 탄화물의 형태로 존재한다. 탄화물은 석출강화 효과를 통해 변형시 전위 생성의 장소로 작용할 뿐만 아니라, 전위 이동의 장해물 역할을 함으로써 가공경화를 증가시켜 강도를 증가시킨다. 탄소 함량을 증가시키면 석출물 양이 증가하여 강도증가에 효과적이나, 조대탄화물 등을 생성시켜 생산성 및 신선가공성 저하 등을 야기한다. 탄소 함량이 0.4% 초과하는 경우에는 조대탄화물을 석출시킬 수 있으므로 탄소 함량의 상한은 0.4%인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 탄소 함량의 상한은 0.35 %이다. 탄소 함량이 0.1 % 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있으므로 탄소 함량의 하한은 0.1 %인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.15 %이며, 보다 더 바람직한 하한은 0.2 %이다.
C is the most effective element for strengthening the river. Most of the steel C exists in the form of carbides. Carbides not only act as sites of dislocation generation during deformation through the precipitation strengthening effect, but also act as obstacles to dislocation movement, thereby increasing work hardening and increasing strength. Increasing the carbon content increases the amount of precipitate, which is effective in increasing the strength, but it causes generation of coarse carbides and the like, resulting in lower productivity and drawability. When the carbon content exceeds 0.4%, the coarse carbide can be precipitated, so that the upper limit of the carbon content is preferably 0.4%. The upper limit of the more preferable carbon content is 0.35%. When the carbon content is less than 0.1%, it is difficult to secure the intended strength of the present invention, so that the lower limit of the carbon content is preferably 0.1%. A more preferable lower limit is 0.15%, and a still more preferable lower limit is 0.2%.
바나듐(V): 0.4~1.7중량%Vanadium (V): 0.4 to 1.7 wt%
V는 탄소와 결합하여 VC형태의 탄화물을 형성시키는 원소이다. 화학량론적으로 V:C=4.24:1 로써 V을 C의 4~4.5 중량배로 넣어주면 V이 C와 화학량론적으로 결합하여 VC를 형성시키므로 세멘타이트 등의 탄화물을 형성시키지 않는 페라이트 기지에 VC 석출물이 존재하는 강재를 얻을 수 있다. 바나듐 탄화물은 탄성계수가 380GPa 로 알려져 있는 경한 탄화물이며 전위이동 방해에 효과적이다. 바나듐 함량이 1.7 % 초과하는 경우에는 탄소와 결합하지 않고 과포화되어 경제적으로 불필요하므로 바나듐 함량의 상한은 1.7 %인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 1.6 %이며, 보다 더 바람직한 상한은 1.5 %이다. 바나듐 함량이 0.4 % 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있으므로 바나듐 함량의 하한은 0.4 %인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5%이며, 보다 더 바람직한 하한은 0.6 %이다.
V is an element that bonds with carbon to form carbide of VC form. Stoichiometrically V = C = 4.24: 1. If V is added in a ratio of 4 to 4.5 times the weight of C, V is stoichiometrically bonded to C to form VC, so that VC precipitates are formed in the ferrite matrix, which does not form carbides such as cementite The existing steel can be obtained. Vanadium carbide is a mild carbide whose elastic modulus is known to be 380 GPa and is effective in dislocation dislocation. When the vanadium content exceeds 1.7%, it is not bonded to carbon and is supersaturated and economically unnecessary, so that the upper limit of the vanadium content is preferably 1.7%. A more preferred upper limit is 1.6%, and a still more preferable upper limit is 1.5%. When the content of vanadium is less than 0.4%, it is difficult to secure the intended strength of the present invention, so that the lower limit of the vanadium content is preferably 0.4%. More preferably 0.5%, and still more preferably 0.6%.
실리콘(Si): 0.001~0.2 중량% Silicon (Si): 0.001 to 0.2 wt%
Si은 고용강화 효과로 강도를 상승시켜 VC 석출강화강에서의 신선가공성을 저하시킨다. 또한, 탄소의 확산속도를 증가시켜 오스테나이징 열처리시 탈탄을 야기시킬 수 있다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 Si 함량의 상한은 0.2 %로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, Si는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로 Si 함량의 하한은 0.001 %로 한정하는 것이 바람직하다.
Si increases the strength by the solid solution strengthening effect and lowers the drawing workability in the VC precipitation strengthened steel. Also, the diffusion rate of carbon may be increased to cause decarburization during the austenizing heat treatment. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the Si content is preferably limited to 0.2%. It is preferable to control Si as low as possible, but since it is inevitably contained inevitably in a manufacturing process, the lower limit of the Si content is preferably limited to 0.001%.
망간(Mn): 0.1~0.2중량%Manganese (Mn): 0.1 to 0.2 wt%
망간은 오스테나이징 열처리 후 ??칭시에 소입성을 우수하게 하여 마르텐사이트 기지로의 변태에 효과적이며, 고용강화 효과로 강도를 상승시킨다. 0.1% 미만 첨가시에는 상기 효과가 불충분하며, MnS로 S를 석출시키는 역할을 충분히 하지 못하여 S에 의한 고온취성이 유발할 수 있는 문제점이 있으므로, Mn 함량의 하한은 0.1 %인 것이 바람직하다. 그러나 0.2 % 초과로 첨가시에는 편석 혹은 개재물 등을 형성하여 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 강선의 취성파단 민감도를 증가시키므로, Mn 함량의 상한은 0.2 %인 것이 바람직하다.
The manganese is excellent in the fineness after the austenizing heat treatment and is effective for the transformation to the martensite base, and the strength is increased by the solid solution strengthening effect. When the amount is less than 0.1%, the above effect is insufficient and the effect of precipitating S into MnS is insufficient, which may cause high-temperature brittleness due to S. Therefore, the lower limit of the Mn content is preferably 0.1%. However, when added in an amount exceeding 0.2%, segregation, inclusion or the like is formed to increase the brittle fracture sensitivity of the high strength steel wire of the present invention, so that the upper limit of the Mn content is preferably 0.2%.
보론(B): 0.001~0.003 중량%Boron (B): 0.001 to 0.003 wt%
보론은 오스테나이징 열처리 후 ??칭시에 소입성을 우수하게 하여 마르텐사이트 기지로의 변태에 효과적이다. 그러므로 0.001 % 이상 첨가하는 것이 효과적이나, 0.003 % 초과하여 첨가할 경우 편석에 의한 취성파단 민감도를 증가시킨다. 따라서, 보론은 0.001~0.003 중량% 로 포함되는 것이 바람직하다.
Boron is effective for transforming to a martensitic base by making it excellent in fineness after the austenizing heat treatment. Therefore, it is effective to add 0.001% or more, but when it is added in excess of 0.003%, the brittle fracture sensitivity due to segregation increases. Therefore, boron is preferably contained in an amount of 0.001 to 0.003% by weight.
티타늄(Ti): 0.001~0.03 중량%Titanium (Ti): 0.001 to 0.03 wt%
티타늄은 강 중 불순물로 유입된 질소와 우선 결합하여, 바나듐 및 보론이 질화물을 형성하는 것을 억제한다. 바나듐과 보론을 질화물 형성으로부터 자유롭게 하여, 바나듐과 보론의 제 역할을 하게 한다. 티타늄 질화물 형성을 위해 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.03% 초과하여 첨가될 경우 탄화물 원소를 형성하여 바나듐탄화물 형성을 방해할 수 있다. 따라서, 티타늄은 0.001~0.03 중량% 로 포함되는 것이 바람직하다.
Titanium first binds to the nitrogen introduced as impurities in the steel, inhibiting vanadium and boron from forming nitrides. Vanadium and boron are made free from nitride formation, and serve as vanadium and boron. It is preferable to add 0.001% or more for the formation of titanium nitride. However, when it is added in an amount exceeding 0.03%, a carbide element may be formed to hinder the formation of vanadium carbide. Therefore, titanium is preferably contained in an amount of 0.001 to 0.03% by weight.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the ordinary manufacturing process, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
However, since phosphorus and sulfur are generally referred to as impurities, a brief description thereof is as follows.
인(P): 0.025 중량% 이하Phosphorus (P): 0.025% by weight or less
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.025중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 P의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 정련공정의 제조비용이 크게 증가하는 문제가 있으므로, 상기 P의 함량은 0.001%~0.025%로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
The phosphorus is inevitably contained as an impurity and is preferably controlled as low as possible. Theoretically, it is preferable to limit the phosphorus content to 0%, but it is inevitably contained inevitably 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 preferably limited to 0.025 wt%. If the content of P is less than 0.001% by weight, the production cost of the refining process is greatly increased. Therefore, it is more preferable to control the P content to 0.001% to 0.025%.
황(S): 0.025 중량% 이하Sulfur (S): 0.025% by weight or less
상기 황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 는 상기 황 함량의 상한은 0.025중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 S의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 정련공정의 제조비용이 크게 증가하는 문제가 있으므로, 상기 S의 함량은 0.001%~0.02%로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
The sulfur is inevitably contained and is preferably controlled as low as possible. Theoretically, it is advantageous to limit the content of sulfur to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is preferably limited to 0.025 wt%. If the content of S is less than 0.001% by weight, the production cost of the refining process is greatly increased. Therefore, the content of S is more preferably controlled to 0.001% to 0.02%.
또한, 상기 강선의 합금조성은 상술한 조건에 추가하여, V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.Further, in addition to the above-mentioned conditions, the alloy composition of the steel wire preferably satisfies the following relational expression (1).
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
V/C 비율이 4.0 미만일 경우에는 C의 양이 높아, 마르텐사이트 열처리시에 기지 마르텐사이트를 필요 이상으로 강하게 만들어 신선성이 저하되고, V/C 비율이 4.5 초과일 경우 바나듐이 마르텐사이트 기지에 과포화되어 신선가공성을 저하시킨다. 따라서, V 및 C가 4.0 ≤ V/C ≤ 4.5를 만족하는 것이 바람직하다.
When the V / C ratio is less than 4.0, the amount of C is high and the base martensite becomes stronger than necessary at the time of the heat treatment of martensite, thereby deteriorating the freshness. When the V / C ratio exceeds 4.5, vanadium is added to the martensite base It is supersaturated to deteriorate the drawability. Therefore, it is preferable that V and C satisfy 4.0? V / C? 4.5.
상기 선재의 미세조직은 실질적으로 페라이트 단상이다.
The microstructure of the wire is substantially ferrite single phase.
상기 선재의 미세조직은 실질적으로 페라이트 단상이며, 본 발명의 목적 달성을 해치지 않는 범위에서 기타 다른 상(phase)이 포함되는 것을 배제하는 것이 아님은 물론이다.It is needless to say that the microstructure of the wire rod is substantially ferrite single phase and does not exclude that other phases are included within the scope of attaining the object of the present invention.
미세조직 내 펄라이트 형태의 탄화물이 5% 이상 형성될 경우, 첨가된 탄소가 소진되어 바나듐 탄화물을 충분히 형성하지 못하여 가공경화율이 열위하게 될 수 있다.
If more than 5% of carbide in the form of pearlite in the microstructure is formed, the added carbon may be exhausted and the work hardening rate may be insufficient due to insufficient formation of vanadium carbide.
상기 선재는 페라이트 기지에 바나듐 탄화물을 포함한다.
The wire includes a vanadium carbide in a ferrite base.
상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상일 수 있고, 그 크기는 20~500nm일 수 있다. The number of the vanadium carbides may be 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size may be 20 to 500 nm.
상기 바나듐 탄화물의 개수가 1.2x108개/mm2 미만인 경우, 조대 탄화물이 형성되어 강도가 하락하고, 신선 가공성이 저하되기 때문에 상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2이상인 것이 바람직하다. When the number of the vanadium carbides is less than 1.2 x 10 8 / mm 2 , the number of the vanadium carbides is preferably 1.2 x 10 8 / mm 2 or more since a coarse carbide is formed and the strength is lowered and the drawing workability is lowered.
또한, 20nm미만의 바나듐 탄화물은 정합계면으로 석출되어 확산성 수소트랩부로 작용하기 때문에 내지연파괴 저항성 향상에 효과가 적다. 반면, 500nm 초과의 바나듐 탄화물은 신선가공시 마르텐사이트 래쓰의 회전을 방해하여 기공을 형성시킬 수 있다.
In addition, since vanadium carbide of less than 20 nm precipitates at the matching interface and acts as a diffusible hydrogen trap, it is less effective in improving resistance to delayed fracture. On the other hand, vanadium carbide exceeding 500 nm can form pores by interrupting the rotation of the martensite rath during the drawing process.
상기 선재의 인장강도는 730 MPa 이상일 수 있다.The tensile strength of the wire may be 730 MPa or more.
상기 선재의 강도가 730MPa 미만인 경우에는 신선 후 목적하는 강도가 확보되지 않을 우려가 있다.
When the strength of the wire rod is less than 730 MPa, there is a possibility that the desired strength can not be secured after the wire is drawn.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 고강도 열처리 선재에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a high-strength heat-treated wire according to another aspect of the present invention will be described in detail.
여기서, 열처리 선재는 선재를 열처리한 것으로서 신선하여 강선으로 제조되기 전의 선재를 의미한다. 즉, 열처리 후 신선 전 선재이다.
Here, the heat-treated wire rod refers to a wire rod obtained by heat-treating a wire rod before it is manufactured into a steel wire. That is, it is a wire material after heat treatment.
본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 고강도 열처리 선재는 The high-strength heat-treated wire according to another aspect of the present invention comprises
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following
미세조직은 95%이상의 래쓰 마르텐사이트를 포함하고, 그리고 바나듐 탄화물을 포함한다.The microstructure contains more than 95% of rut martensite, and includes vanadium carbide.
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 고강도 열처리 선재는 상기 성분계를 만족하고, 미세조직은 실질적으로 래쓰 마르텐사이트 단상이다.The high-strength heat-treated wire rod satisfies the above-mentioned component system, and the microstructure is substantially a rut-martensite single phase.
물론, 본 발명의 목적 달성을 해치지 않는 범위에서 기타 다른 상(phase)이 포함되는 것을 배제하는 것은 아니다.It is needless to say that it does not exclude that other phases are included in the scope of the present invention.
래쓰 형태가 아닌 플레이트 형태의 마르텐사이트가 형성되는 경우, 신선가공시 마르텐사이트의 회전이 용이하지 않아 신선가공성이 저하되는 문제가 있다.
When plate-shaped martensite is formed not in the form of a rath, there is a problem that rotation of the martensite is not easy during drawing, resulting in poor drawability.
상기 열처리 선재는 래쓰 마르텐사이트 기지에 바나듐 탄화물을 포함한다.The heat-treated wire rod contains vanadium carbide in a rath-martensite base.
상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상일 수 있고, 그 크기는 20~500nm일 수 있다.The number of the vanadium carbides may be 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size may be 20 to 500 nm.
상기 바나듐 탄화물의 개수가 1.2x108개/mm2 미만인 경우, 조대 탄화물이 형성되어 강도가 하락하고, 신선 가공성이 저하되기 때문에 상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2이상인 것이 바람직하다. When the number of the vanadium carbides is less than 1.2 x 10 8 / mm 2 , the number of the vanadium carbides is preferably 1.2 x 10 8 / mm 2 or more since a coarse carbide is formed and the strength is lowered and the drawing workability is lowered.
또한, 20nm미만의 바나듐 탄화물은 정합계면으로 석출되어 확산성 수소트랩부로 작용하기 때문에 내지연파괴 저항성 향상에 효과가 적다. 반면, 500nm 초과의 바나듐 탄화물은 신선가공시 마르텐사이트 래쓰의 회전을 방해하여 기공을 형성시킬 수 있다.
In addition, since vanadium carbide of less than 20 nm precipitates at the matching interface and acts as a diffusible hydrogen trap, it is less effective in improving resistance to delayed fracture. On the other hand, vanadium carbide exceeding 500 nm can form pores by interrupting the rotation of the martensite rath during the drawing process.
상기 열처리 선재의 인장강도는 1230MPa 이상일 수 있다.The tensile strength of the heat-treated wire rod may be 1230 MPa or more.
상기 열처리 선재의 인장강도가 1230 MPa 미만인 경우에는 신선 후 강도가 확보되지 않을 우려가 있다.
When the tensile strength of the heat-treated wire rod is less than 1230 MPa, there is a possibility that the strength after the wire drawing is not secured.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 고강도 강선에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a high strength steel wire according to another aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 고강도 강선은The high strength steel wire according to another aspect of the present invention
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하고, 바나듐 탄화물을 포함하고, 미세조직은 래쓰 마르텐사이트 단상이고, 상기 마르텐사이트의 래쓰가 신선방향으로 배열되어 있다.0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , 0.001 to 0.003% of B, and the balance of Fe and other unavoidable impurities, wherein V and C satisfy the following
[관계식 1] [Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 고강도 강선은 마르텐사이트 래쓰가 신선방향으로 배열되어 있고 래쓰에 바나듐 탄화물이 석출된 것이 바람직하다It is preferable that the high strength steel wire has martensite raths arranged in the drawing direction and vanadium carbide precipitates in the raths
상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상일 수 있고, 그 크기는 20~500nm일 수 있다.The number of the vanadium carbides may be 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size may be 20 to 500 nm.
상기 바나듐 탄화물의 개수가 1.2x108개/mm2 미만인 경우, 조대 탄화물이 형성되어 강도가 하락하고, 신선 가공성이 저하되기 때문에 상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2이상인 것이 바람직하다. When the number of the vanadium carbides is less than 1.2 x 10 8 / mm 2 , the number of the vanadium carbides is preferably 1.2 x 10 8 / mm 2 or more since a coarse carbide is formed and the strength is lowered and the drawing workability is lowered.
또한, 20nm미만의 바나듐 탄화물은 정합계면으로 석출되어 확산성 수소트랩부로 작용하기 때문에 내지연파괴 저항성 향상에 효과가 적다. 반면, 500nm 초과의 바나듐 탄화물은 신선가공시 마르텐사이트 래쓰의 회전을 방해하여 기공을 형성시킬 수 있다.
In addition, since vanadium carbide of less than 20 nm precipitates at the matching interface and acts as a diffusible hydrogen trap, it is less effective in improving resistance to delayed fracture. On the other hand, vanadium carbide exceeding 500 nm can form pores by interrupting the rotation of the martensite rath during the drawing process.
상기 강선은 1960MPa 이상의 인장강도와 30%이상의 단면감소율을 가질 수 있다.
The steel wire may have a tensile strength of 1960 MPa or more and a section reduction ratio of 30% or more.
상기 강선의 단면감소율(RA)이 패스당 30% 미만인 경우에는 단면감소율은 총 감면율을 달성하기 위해 필요한 패스의 수를 과도하게 늘리게 되며, 선재 표면에 변형이 내부보다 상대적으로 많이 축적되어 내외부의 변형분포가 불균일하게 되는 경향이 높아져서 최종제품의 기계적 물성에 악영향을 미칠 수 있다.
When the cross-sectional reduction ratio (RA) of the steel wire is less than 30% per pass, the cross-sectional reduction rate excessively increases the number of passes required to achieve the total reduction ratio, and the strain is accumulated relatively more on the wire surface than on the inside, The distribution tends to become non-uniform, which may adversely affect the mechanical properties of the final product.
상기한 인장강도 및 단면감소율 범위를 만족하는 경우에는 높은 강도를 유지하면서 로프로 사용되는 구조가 단순하게 되며 이로 인해 전체적인 강선 또는 로프 중량이 감소하게 된다. When the tensile strength and the sectional reduction ratio are satisfied, the structure used as the rope is simplified while maintaining a high strength, thereby reducing the overall weight of the steel wire or the rope.
따라서, 상기 강선은 직경이 2mm 이상인 대경용 강선에 바람직하게 적용될 수 있다.
Therefore, the steel wire can be preferably applied to a large diameter steel wire having a diameter of 2 mm or more.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 고강도 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of manufacturing a high strength wire according to another aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 선재의 제조방법은According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a high-
중량%로, C: 0.1~0.4%, V: 0.4~1.7%, Si: 0.001~0.2%, Mn: 0.1~0.2%, P: 0.025%이하, S: 0.025%이하, Ti: 0.001~0.03%, B: 0.001~0.003%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities,
상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하는 강편을 1000~1150℃에서 가열하는 단계;Heating the slab having V and C satisfying the following
상기 가열된 강편을 열간압연 하여 선재를 얻는 단계; 및Hot-rolling the heated billet to obtain a wire rod; And
상기 선재를 1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.And cooling the wire rod at a cooling rate of 1 to 10 ° C / second.
[관계식 1][Relation 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
가열하는 단계Heating step
상기 성분계를 만족하는 강편을 1000~1150℃로 가열한다. 상기 온도 범위에서 강편의 가열을 행함으로써 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지할 수 있으며, 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물을 효과적으로 용해할 수 있다. And the billet satisfying the above-mentioned component system is heated to 1000 to 1150 캜. By heating the steel strip in the temperature range described above, coarsening of the austenite grains can be prevented, and residual segregation, carbides and inclusions can be effectively dissolved.
상기 강편의 가열온도가 1150℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 고강도 및 고인성 선재를 획득하기 어렵다. 반면, 1000℃ 미만인 경우에는 가열에 의한 상기 효과가 충분하지 못할 수 있다. 여기서, 강편이란 선재로 제조될 수 있는 블룸이나 빌렛과 같은 반제품을 모두 의미한다.
When the heating temperature of the steel strip exceeds 1150 DEG C, the austenite grains become very coarse and it is difficult to obtain a high strength and high-strength wire rod. On the other hand, if it is less than 1000 ° C, the above-mentioned effect due to heating may not be sufficient. Here, the term "steel" refers to all semifinished products such as blooms and billets, which can be produced from wire rods.
열간압연 하여 Hot-rolled 선재를Wire rod 얻는 단계 Steps to Obtain
상기와 같이 가열된 강편을 열간압연하여 선재를 얻는다. 이때, 압연은 950~1100℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 압연온도가 950℃미만일 경우에는 본 발명이 의도하는 미세조직을 획득하기 어려우며, 연질의 페라이트가 확보될 가능성이 있다. 반면, 압연온도가 1100℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하여 강도 및 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 열간압연은 950~1100℃에서 행하는 것이 바람직하다.
The heated steel strip is hot-rolled to obtain a wire rod. At this time, the rolling is preferably performed at a temperature of 950 to 1100 캜. When the rolling temperature is lower than 950 DEG C, it is difficult to obtain the intended microstructure of the present invention, and there is a possibility that soft ferrite is secured. On the other hand, when the rolling temperature exceeds 1100 ° C, the size of the austenite grains increases and the strength and ductility may be lowered. Therefore, the hot rolling is preferably performed at 950 to 1100 占 폚.
냉각하는 단계Cooling step
상기와 같이 제조된 선재를 냉각한다. 이 때, 냉각은 1~10℃/초의 속도로 행하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 1℃/초 미만인 경우에는 바나듐 탄화물이 조대화 되어 본 발명이 의도하고자 하는 미세조직을 얻기 어렵다. 반면에, 냉각속도가 10℃/초를 초과하는 경우에는 경질의 조직이 형성되어 후열처리 공정 전 신선가공성 확보가 어려운 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 1~10℃/초를 만족하는 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 단계 후에는 냉각된 선재의 보관 및 이동을 용이하게 하기 위하여 권취하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
The wire rod thus produced is cooled. At this time, the cooling is preferably performed at a rate of 1 to 10 DEG C / second. When the cooling rate is less than 1 캜 / second, the vanadium carbide is coarsened and it is difficult to obtain the microstructure to which the present invention is intended. On the other hand, if the cooling rate exceeds 10 DEG C / second, a hard texture may be formed, which may make it difficult to secure the drawing processability before the post-heat treatment process. Therefore, it is preferable that the cooling rate is in the range of 1 to 10 DEG C / sec. After the cooling step, the step of winding may be further included to facilitate the storage and movement of the cooled wire rod.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 고강도 열처리 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method for manufacturing a high-strength heat-treated wire, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.
본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 고강도 열처리 선재의 제조방법에서는According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a high-strength heat-
상기 고강도 선재를 1000~1150℃로 가열하여 20℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하여 열처리 선재를 제조한다.The high-strength wire is heated to 1000 to 1150 캜 and quenched at a cooling rate of 20 캜 / sec or more to produce a heat-treated wire rod.
상기 열처리는 1000~1150℃ 에서 오스테나이징 열처리를 하여 20℃/초 이상의 냉각속도로 급냉하는 것이 바람직하다.
Preferably, the heat treatment is quenched at a cooling rate of 20 ° C / sec or more by subjecting to austenizing heat treatment at 1000 to 1150 ° C.
상기 가열온도가 1000℃ 미만일 경우에는 페라이트가 완전히 오스테나이트로 상변태 되지 않아 본 발명에서 원하는 강도를 얻을 수 없으며, 1150℃를 초과하는 경우에는 바나듐 탄화물이 오스테나이트에 완전히 고용되어 바나듐의 고용강화 효과로 인한 신선가공성이 저하된다. When the heating temperature is lower than 1000 ° C, the ferrite is not completely converted into austenite, and thus the desired strength can not be obtained. When the heating temperature is higher than 1150 ° C, vanadium carbide is completely dissolved in the austenite, Resulting in deterioration of the drawing processability.
상기 가열 후 20℃/초 이상의 냉각속도로 급냉함으로써 신선 전 선재 즉, 열처리 선재는 마르텐사이트 기지와 미고용 바나듐 탄화물이 존재하는 미세조직을 갖는다.After the heating, the wire rods are quenched at a cooling rate of 20 ° C / sec or more to have a martensite base and a microstructure in which non-used vanadium carbide is present.
상기 신선 전 선재 즉, 열처리 선재는1230MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다. 상기 열처리 선재의 인장강도가 1230 MPa 미만인 경우에는 신선 후 강도가 확보되지 않을 우려가 있다.
The wire roughening material, that is, the heat-treated wire rod may have a tensile strength of 1230 MPa or more. When the tensile strength of the heat-treated wire rod is less than 1230 MPa, there is a possibility that the strength after the wire drawing is not secured.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 고강도 강선의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of manufacturing a high strength steel wire according to another aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 고강도 강선의 제조방법에서는 상기 고강도 열처리 선재를 신선하여 강선을 제조한다.According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a high strength steel wire, wherein the high strength heat treated wire is drawn to produce a steel wire.
이렇게 얻어진 강선은 마르텐사이트 래쓰가 신선방향으로 배열되어 있고 래쓰에 예를 들면, 20nm 이상 500nm 이하의 바나듐 탄화물이 석출될 수 있다.The steel wire thus obtained may have martensite raths arranged in the drawing direction and vanadium carbide of 20 nm or more and 500 nm or less, for example, may be precipitated in the rut.
상기와 같이 제조된 강선은 예를 들면, 1960 MPa 이상의 인장강도 및 30% 이상의 단면감소율을 가질 수 있다.The steel wire thus produced may have, for example, a tensile strength of 1960 MPa or more and a section reduction ratio of 30% or more.
본 발명에서 신선은 통상적인 신선 방법이 적용될 수 있으며, 특별히 한정되지 않는다.
In the present invention, a conventional drawing method can be applied to the drawing, and is not particularly limited.
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.
Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples. It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate the invention in more detail and not to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.
(실시 예)(Example)
하기 표 1에 기재된 성분계의 강들을 주조하였다. 그 후 통상적인 방법에 의해 1100℃에서 가열하고, 1000℃의 온도에서 열간압연된 13mm 선재를 8℃/초의 속도로 냉각하였다. 그 후, 선재의 인장강도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
Steels of the component system described in Table 1 below were cast. Thereafter, it was heated at 1100 DEG C by a conventional method, and the 13 mm wire rod hot-rolled at a temperature of 1000 DEG C was cooled at a rate of 8 DEG C / sec. Then, the tensile strength of the wire rod was measured and shown in Table 2 below.
상기와 같은 조건으로 제조된 선재중 발명예 1 내지 3 그리고 비교예 1 을 1050℃에서 오스테나이징 열처리를 하여 60℃ 오일에 급냉하여 열처리 선재(신선 전 선재)를 제조하였다.Examples 1 to 3 and Comparative Example 1 of the wire rod produced under the above conditions were subjected to an austenizing heat treatment at 1050 占 폚 and then quenched into 60 占 폚 oil to prepare heat treated wire rods (wire rods).
이때, 열처리 조건은 도1의 Fe-C 상태도를 참고하였으며, 도1의 상태도는 발명예 3의 합금원소가 첨가된 Fe-C 상태도 이다. 발명예 3의 경우, 오스테나이트 (γ)와 바나듐탄화물 (VC) 2상영역은 약 900~1200℃ 이다. 본 발명에서는 기지조직이 마르텐사이트이고, 미고용 바나듐 탄화물을 최대한 활용하는 것이 목적이므로, 2상영역에서 오스테나이징 열처리를 시행하였다.
Here, the heat treatment conditions refer to the Fe-C state diagram of FIG. 1, and the state diagram of FIG. 1 is the Fe-C state diagram to which the alloy element of Inventive Example 3 is added. In the case of Inventive Example 3, the austenite (γ) and vanadium carbide (VC) two-phase region is about 900 to 1200 ° C. In the present invention, since the base structure is martensite and the purpose of making maximum use of the non-solid vanadium carbide, the austenizing heat treatment is performed in the two-phase region.
상기와 같은 조건으로 열처리된 열처리 선재 중 비교예 2 내지 3은 560℃ 납조(Lead Patenting, LP)열처리를 하여 연성을 부여하였다.
Of the heat-treated wire rods which were heat-treated under the above-mentioned conditions, Comparative Examples 2 to 3 were softened by heat treatment at 560 ° C (Lead Patenting, LP).
상기와 같은 조건으로 제조된 열처리 선재에 대한 미세조직 및 인장강도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
The microstructures and tensile strengths of the heat-treated wires prepared under the above conditions were measured and are shown in Table 2 below.
상기 열처리 선재를 상온에서 단면감소율 76.7%까지 신선을 행한 후, 강선의 인장강도 및 단면감소율, 직경100배의 비틀림 특성을 측정하여 하기 표2에 나타내었다.
The heat-treated wire rod was drawn at room temperature to a reduction rate of 76.7%, and then the tensile strength, cross-sectional reduction rate, and torsional characteristics of a wire having a diameter of 100 times were measured.
(중량%) C
(weight%)
(중량%) V
(weight%)
(중량%) Si
(weight%)
(중량%) Mn
(weight%)
(중량%) Ti
(weight%)
(중량%) B
(weight%)
단, 상기 표 1에서 탄화물 개수의 단위는 108개/mm2이다.
However, the unit of the number of carbides in Table 1 is 10 8 / mm 2 .
R.A. (%)Steel wire
RA (%)
특성평가
(회)torsion
Character rating
(time)
미세조직Heat-treated wire (wire for fresh wire)
Microstructure
신선 전 선재)Heat treated wire rod (
Fresh wire)
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 3은 C 및 V의 중량이 증가할수록 강도가 증가하였으며, 신선 후 강선의 단면감소율도 30% 이상임을 알 수 있다.As shown in Table 2, in Examples 1 to 3, the strength increased as the weight of C and V increased, and the reduction rate of the section of the steel wire after drawing was 30% or more.
또한, 비틀림특성 평가결과, 딜라미네이션 (나선형 파단) 이 발생하지 않고, 양호한 특성을 나타내었다.
As a result of evaluating the torsional characteristics, delamination (spiral fracture) did not occur and good characteristics were exhibited.
상기 표 1및 2에 나타난 바와 같이, 비교예 1은 바나듐이 첨가되지 않은 탄소강으로서, 열처리 선재의 강도는 발명예 1 내지 3보다 높았으나, 바나듐탄화물에 의한 전위 생성 및 고착 등이 어려워 신선 후 강선의 강도는 발명예 1 내지 3보다 낮음을 알 수 있다.
As shown in Tables 1 and 2, Comparative Example 1 is carbon steel to which vanadium is not added. The strength of the heat-treated wire rod was higher than those of Inventive Examples 1 to 3, but it was difficult to generate and fix dislocations by vanadium carbide. Is lower than that in Inventive Examples 1 to 3.
비교예 1은 0.35 중량% 의 탄소가 모두 고용되어 마르텐사이트를 형성함에 따라, 마르텐사이트 기지의 강도가 높고 신선가공성이 부족할 것임을 예상할 수 있다. 비교예 1은 신선 후 강선의 단면감소율이 유사 탄소성분인 발명예 3에 대비하여 열위하고, 본 발명이 의도하는 선재의 단면감소율을 만족하지 못한 것을 알 수 있다. 발명예 3은 비교예 1과 달리 탄소를 모두 고용하지 않는 2상영역에서 열처리를 실시함으로써, 마르텐사이트 기지조직은 비교예 1 보다 탄소함량이 적어 신선가공성이 우수하다. 즉, 발명예 3은 비교예 1보다 미고용된 바나듐 탄화물을 통한 가공경화율이 우수하여 신선 후 강선의 인장강도가 우수하다.
In Comparative Example 1, it is expected that the strength of the martensite base is high and the drafting workability will be insufficient as 0.35% by weight of carbon is all solubilized to form martensite. In Comparative Example 1, the cross-sectional reduction rate of the drawn steel wire was inferior to that of Example 3 which is a similar carbon component, and it was found that the cross-sectional reduction rate of the wire rod of the present invention was not satisfied. In the case of Inventive Example 3, unlike Comparative Example 1, the martensitic matrix structure had a carbon content lower than that of Comparative Example 1, and thus the drawing processability was excellent. That is, Example 3 is superior to Comparative Example 1 in terms of the work hardening rate through the use of vanadium carbide which is not solidified, and thus the tensile strength of the steel wire after the drawing is excellent.
비교예 2 및 3은 종래 대경용 강선으로 활용되는 펄라이트 조직강이다. 펄라이트 조직강은 마르텐사이트 조직강에 비하여 신선 전 선재(열처리 선재)의 인장강도가 낮고, 이로 인하여 신선 후 강선의 인장강도가 본 발명이 의도하는 선재의 인장강도를 확보하지 못한 것을 알 수 있다.Comparative Examples 2 and 3 are perlite structural steels used as conventional large diameter steel wires. The pearlitic structure steel has lower tensile strength than the martensitic structure steel, and thus the tensile strength of the post-drawing steel wire can not secure the tensile strength of the wire material intended by the present invention.
비교예 4는 V/C비율이 4.0 미만으로 바나듐이 첨가됨에 따라 과포화된 탄소함량에 의해 신선가공성이 열위함을 알 수 있다.In Comparative Example 4, the V / C ratio is less than 4.0, and as the vanadium is added, the freshworkability is shown to be due to the supersaturated carbon content.
비교예 5는 V/C비율이 4.0 미만으로 바나듐이 첨가됨에 따라 부족한 바나듐 함량에 의해 본 발명이 의도하는 선재 및 강선의 인장강도를 확보하지 못한 것을 알 수 있다.In Comparative Example 5, the V / C ratio was less than 4.0, indicating that the vanadium content was insufficient due to the addition of vanadium, thereby failing to secure the tensile strength of the wire and steel wire intended by the present invention.
비교예 6은 낮은 탄소 함량에 의해 본 발명이 의도하는 선재 및 강선의 인장강도를 확보하지 못한 것을 알 수 있다.In Comparative Example 6, it can be seen that the tensile strength of the wire and the steel wire intended by the present invention can not be ensured due to the low carbon content.
비교예 7은 높은 탄소 함량에 의해 강선이 딜라미네이션이 발생하였음을 알 수 있다.
In Comparative Example 7, it can be seen that delamination occurred in the steel wire due to a high carbon content.
도2는 본 발명의 이해를 돕기 위해 발명예 3의 열간압연된 선재, 열처리 선재, 신선 후 강선의 미세조직을 나타내는 사진이다. 2 is a photograph showing the microstructure of hot-rolled wire, heat-treated wire, and drawn wire of Inventive Example 3 to facilitate understanding of the present invention.
도 2에 나타난 바와 같이, 열간압연된 선재는 페라이트와 바나듐탄화물로 이루어져 있음을 알 수 있다(도2-a). 상기 도2-a를 분석한 결과, 바나듐탄화물이 약 4.2x108개/mm2 였다. 그리고 그 크기는 20~100nm정도 였다.
As shown in FIG. 2, the hot-rolled wire rod is composed of ferrite and vanadium carbide (FIG. 2-a). As a result of the analysis of FIG. 2-a, the vanadium carbide was about 4.2 × 10 8 / mm 2 . And its size was about 20 to 100 nm.
또한, 상기 열처리 조건으로 열처리된 열처리 선재는 래쓰 마르텐사이트와 미고용된 바나듐 탄화물로 이루어져 있음을 알 수 있다(도 2-b). Further, it can be seen that the heat-treated wire material subjected to heat treatment under the above-mentioned heat treatment conditions is composed of rut martensite and non-solidified vanadium carbide (Fig. 2-b).
또한, 상기 신선 조건으로 변형 후에는 마르텐사이트 래쓰가 신선방향으로 일렬로 배열되는 것을 알 수 있다(도2-c). 이와 같이 마르텐사이트 래쓰가 일렬로 배열된 것으로부터 마르텐사이트 래쓰의 회전을 통한 변형을 수반하여 신선가공성이 우수하였을 것이라는 것을 유추할 수 있다.
Further, it can be seen that the martensite raths are arranged in a line in the drawing direction after the deformation by the drawing conditions (Fig. 2-c). From the fact that the martensite raths are arranged in a line, it can be deduced that the drawing workability is excellent due to the deformation through rotation of the martensite rath.
도3은 신선 후 강선의 수소취성 저항성을 비교하기 위하여 발명예 3 과 비교예 3의 온도에 따른 수소방출속도를 thermal desorption spectrometry로 분석한 결과를 나타낸 도면이다. FIG. 3 is a graph showing the results of thermal desorption spectrometry analysis of the hydrogen release rate according to the temperatures of Examples 3 and 3 in order to compare the hydrogen embrittlement resistance of the steel wire after drawing.
전기화학적으로 임의로 수소를 주입하였을 때 발명예 3 및 비교예 3은 수소가 방출되는 피크가 2개가 나타난다. 발명예 3의 저온에서 나타나는 확산성 수소 피크는 전위에 트랩된 수소에서 방출되는 것이며, 500℃ 이상의 고온에서 방출되는 비확산성 수소 피크는 바나듐 탄화물 계면에 트랩된 수소에서 방출되는 것이다. When hydrogen was injected electrochemically randomly, Example 3 and Comparative Example 3 showed two peaks at which hydrogen was emitted. The diffusive hydrogen peak appearing at the low temperature of Inventive Example 3 is emitted from the hydrogen trapped at the potential and the non-diffusible hydrogen peak emitted at the high temperature of 500 ° C or higher is released from the hydrogen trapped at the vanadium carbide interface.
한편, 비교예 3의 저온에서 나타나는 확산성 수소피크는 전위에 트랩된 수소에서 방출되는 것이며, 300℃ 부근에서 방출되는 비확산성 수소 피크는 펄라이트에 트랩된 수소에서 방출되는 것이다. 일반적으로 방출되는 온도가 높은 곳에 수소가 트랩되었다는 것은 내부에 트랩된 수소가 확산이 용이하지 않다는 것이며, 미세조직적으로 이러한 트랩부가 많다는 것은 내수소지연파괴 저항성이 우수하다고 알려져 있다. 따라서 500℃ 이상의 높은 온도에서 방출되는 수소트랩부가 있는 발명예 3의 내수소지연파괴 저항성이 우수하다.
On the other hand, the diffusive hydrogen peak appearing at the low temperature of Comparative Example 3 is emitted from the hydrogen trapped at the potential, and the non-diffusible hydrogen peak emitted at around 300 ° C is released from the hydrogen trapped in the pearlite. Generally, hydrogen is trapped in a high temperature region. It is known that the trapped hydrogen is not easily diffused. Therefore, the hydrogen-delay fracture resistance of the inventive Example 3 having a hydrogen trapping portion released at a high temperature of 500 ° C or more is excellent.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
It will be understood by those skilled in the art that various changes in form and details may be made therein without departing from the spirit and scope of the invention as defined in the appended claims. It will be possible.
Claims (12)
미세조직은 페라이트 단상이고, 바나듐 탄화물을 포함하고, 상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상이고, 그 크기는 20~500nm인 것을 특징으로 하는 고강도 선재.
[관계식 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following relational expression 1,
Wherein the microstructure is a ferrite single phase and contains vanadium carbide, the number of the vanadium carbide is 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size is 20 to 500 nm.
[Relation 1]
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 선재의 인장강도는 730MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 선재.
The method according to claim 1,
Wherein the wire has a tensile strength of 730 MPa or more.
미세조직은 래쓰 마르텐사이트 단상이고, 바나듐 탄화물을 포함하고, 상기 바나듐 탄화물의 개수는 1.2x108개/mm2 이상이고, 그 크기는 20~500nm인 것을 특징으로 하는 고강도 열처리 선재.
[관계식 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following relational expression 1,
Wherein the microstructure is a rut-martensite single phase and contains vanadium carbide, the number of vanadium carbides is 1.2 x 10 8 / mm 2 or more, and the size is 20 to 500 nm.
[Relation 1]
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 선재의 인장강도는 1230MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 열처리 선재.
5. The method of claim 4,
Wherein the wire has a tensile strength of 1230 MPa or more.
미세조직은 래쓰 마르텐사이트 단상이고, 상기 마르텐사이트의 래쓰가 신선방향으로 배열되어 있고, 바나듐 탄화물을 포함하는 고강도 강선.
[관계식 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities, V and C satisfy the following relational expression 1,
Wherein the microstructure is a rath-martensite single phase, the rut of the martensite is arranged in the drawing direction, and the high strength steel wire comprising vanadium carbide.
[Relation 1]
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
상기 강선의 인장강도는 1960MPa 이상이고, 그리고 단면감소율이 30%이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강선.
8. The method of claim 7,
Wherein the steel wire has a tensile strength of 1960 MPa or more and a section reduction ratio of 30% or more.
상기 V 및 C가 하기 관계식 1을 만족하는 강편을 1000~1150℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강편을 950~1100℃의 온도에서 열간압연 하여 선재를 얻는 단계; 및
상기 선재를 1~10℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 선재의 제조방법.
[관계식 1]
4.0 ≤ V/C ≤ 4.5 (단, V 및 C는 각각의 함량(중량%)을 나타냄)
0.1 to 0.4% of V, 0.4 to 1.7% of V, 0.001 to 0.2% of Si, 0.1 to 0.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.025% or less of S and 0.001 to 0.03% of Ti, , B: 0.001 to 0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities,
Heating the slab having V and C satisfying the following relational expression 1 at 1000 to 1150 캜;
Hot rolling the heated billet at a temperature of 950 to 1100 占 폚 to obtain a wire rod; And
And cooling the wire rod at a cooling rate of 1 to 10 占 폚 / sec.
[Relation 1]
4.0? V / C? 4.5 (where V and C represent the respective contents (% by weight)),
A method for manufacturing a high-strength heat-treated wire rod in which a wire according to any one of claims 1 to 3 is heated to 1000 to 1150 ° C and quenched at a cooling rate of 20 ° C / sec or more to produce a heat-
A method for manufacturing a high strength steel wire, which is manufactured by drawing the high strength heat treated wire according to claim 4 or 6.
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant |