KR101676201B1 - High carbon steel wire rod and steel wire having excellent hydrogen induced cracking resistance and method for manufacturing thereof - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 심해 원유 수송용 아머 케이블(ARMOR CABLE) 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
The present invention relates to a high carbon steel wire rod, a steel wire, and a method of manufacturing the same, which are excellent in resistance to organic hydrogen cracking. And more particularly to an armor cable for deep sea crude oil transportation.
심해 원유 수송용 아머 케이블(ARMOR CABLE)은 해상에서 원유를 수송하는 플렉서블(Flexible) 파이프에 걸리는 하중을 지탱해주는 보강재로써, 고강도 외에도 H2S 환경에서의 수소유기균열(HIC, HYDROGEN INDUCED CRACKING) 저항성이 우수할 것을 요하는 제품으로 알려져 있다.
ARMOR CABLE for deep-sea crude oil transport is a reinforcing material that supports load applied to flexible pipe that transports crude oil in sea. It has high strength and excellent resistance to hydrogen organic cracking (HIC, HYDROGEN INDUCED CRACKING) in H2S environment. It is known as a product that needs to be done.
고강도를 구현하기 위해 공석강(eutectoid steel)으로 구성된 선재를 사용할 시 인장 강도는 1600 MPa 수준으로 아공석강(hypo-eutectoid steel) 대비 400 MPa 높으며, 강도가 높기 때문에 최종 제품 두께 감소로 인해 길이가 증가하기 때문에 더 깊은 심해에서도 유정 채취가 가능하다. 그러나, 탄소 함량이 증가함에 따라 펄라이트 분율이 증가하게 되고 이는 수소유기균열 저항성이 좋지 않은 조직으로 알려져 있으며, 또한, 탄소 함량이 증가하면서 부식 민감도가 증가하기 때문에 탄소의 함량 증가 시 내식성도 저하될 수 있는 문제점이 있다.
The tensile strength is 1600 MPa, 400 MPa higher than hypo-eutectoid steel when using wire composed of eutectoid steel to achieve high strength, and the strength is high, So it is possible to collect oil wells even in deeper deep waters. However, as the carbon content increases, the pearlite fraction increases. This is known as a structure with poor resistance to hydrogen organic cracking. Also, as the carbon content increases, the corrosion sensitivity increases, There is a problem.
또한, S, Ca, P 등은 MnS, CaO, FeP 등으로 결합하여 강도외 다른 특성 특히, 수소유기균열 저항성을 악화시키는 것으로 알려져 있다. 특히, 연질성 개재물인 MnS의 경우, 선재를 신선 또는 압연 중 압연방향으로 연신되기 때문에, 기지와 개재물 계면적이 증가하고 기지와 부정합관계를 갖기 때문에 빈 공간이 존재할 수 밖에 없다.
In addition, S, Ca, P and the like are bonded with MnS, CaO, FeP and the like, and it is known that other properties besides strength are deteriorated, in particular, hydrogen-organic cracking resistance. In particular, in the case of MnS, which is a soft inclusion, since the wire rod is drawn in the rolling direction during drawing or rolling, there is an empty space because the interface between the matrix and the inclusions increases and the mismatch relation with the matrix is present.
최근 대륙붕 에너지 고갈로 인하여 유정 채취 환경이 심해로 이동하고 있으므로, 기존보다 강도가 우수하면서도 수소유기 균열저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
In recent years, due to the depletion of energy in the continental shelf, the environment of the wells has been shifted to the deep sea. Therefore, there is a demand for the development of high carbon steel wires and steel wires excellent in strength and resistance to hydrogen organic cracking.
본 발명의 일 측면은 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
One aspect of the present invention is to provide a high carbon steel wire rod, a steel wire, and a method of manufacturing the same, which are excellent in hydrogen organic cracking resistance.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
On the other hand, the object of the present invention is not limited to the above description. It will be understood by those of ordinary skill in the art that there is no difficulty in understanding the additional problems of the present invention.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.7~0.9 %, Mn: 0.4~0.9 %, Si: 0.07~0.5 %, P: 0.015 %이하, S: 0.0005~0.005 %, Ca: 0.001~0.012 %, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재에 관한 것이다.
One aspect of the present invention is a steel sheet comprising, by weight, 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, 0.001 to 0.012% , The balance of Fe and other unavoidable impurities, and having a Ca / S weight ratio of 1 or more and 3 or less.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.7~0.9 %, Mn: 0.4~0.9 %, Si: 0.07~0.5 %, P: 0.015 %이하, S: 0.0005~0.005 %, Ca: 0.001~0.012 %, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족하는 빌렛을 Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃에서 950분 이상 유지하는 단계;In another aspect of the present invention, there is provided a ferritic stainless steel comprising, by weight, 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, To 0.012%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and retaining a billet having a Ca / S weight ratio of 1 to 3 at a temperature of Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C for at least 950 minutes;
상기 빌렛을 Ae1+200℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하여 선재를 얻는 단계;Rolling the billet at a temperature of Ae 1 + 200 ° C or higher and cooling to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C to obtain a wire rod;
상기 선재를 권취하는 단계; 및Winding the wire rod; And
상기 권취된 선재를 450~550 ℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 선재의 제조방법에 관한 것이다.
And cooling the wound wire rod to a temperature of 450 to 550 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or more, followed by cooling at a cooling rate of 5 ° C / s or less, to a method of manufacturing a wire rod excellent in hydrogen- .
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.7~0.9 %, Mn: 0.4~0.9 %, Si: 0.07~0.5 %, P: 0.015 %이하, S: 0.0005~0.005 %, Ca: 0.001~0.012 %, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 강선에 관한 것이다.
In another aspect of the present invention, there is provided a ferritic stainless steel comprising, by weight, 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.001 to 0.012%, balance Fe and other unavoidable impurities, and satisfying a Ca / S weight ratio of 1 to 3, and excellent hydrogen organic crack resistance.
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, 합금조성 및 Ca/S의 중량비를 적절히 제어함으로써 우수한 인장강도를 가지며 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
Industrial Applicability According to the present invention, it is possible to provide a high carbon steel wire rod, steel wire having excellent tensile strength and excellent resistance to hydrogen organic cracking, and a manufacturing method thereof, by appropriately controlling the alloy composition and the weight ratio of Ca / S.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. However, the embodiments of the present invention can be modified into various other forms, and the scope of the present invention is not limited to the embodiments described below. Further, the embodiments of the present invention are provided to more fully explain the present invention to those skilled in the art.
수소유기균열Hydrogen organic crack 저항성이 우수한 Excellent in resistance 고탄소강High carbon steel 선재Wire rod
본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재는 중량%로, C: 0.7~0.9 %, Mn: 0.4~0.9 %, Si: 0.07~0.5 %, P: 0.015 %이하, S: 0.0005~0.005 %, Ca: 0.001~0.012 %, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족한다.
According to one aspect of the present invention, there is provided a high carbon steel wire rod excellent in resistance to cracking by hydrogen, comprising 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.0005 to 0.005% of Ca, 0.001 to 0.012% of Ca, the balance of Fe and other unavoidable impurities, and a Ca / S weight ratio of 1 to 3.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 합금조성의 단위는 중량%이다.
First, the alloy composition of a high carbon steel wire rod excellent in resistance to hydrogen organic cracking according to one aspect of the present invention will be described in detail. Hereinafter, the unit of each alloy composition is% by weight.
C : 0.7~0.9 %C: 0.7 to 0.9%
C는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이며, 펄라이트 조직에서 경한 세멘타이트 상을 형성시켜 강도를 크게 증가시키는 원소이다. 일반적으로 C 함량이 0.1% 증가되면 100MPa 정도의 강도가 향상되는 것으로 알려져 있다.C is an element added to secure the strength of the material, and it is an element that greatly increases the strength by forming a hardened cementite phase in the pearlite structure. Generally, when the C content is increased by 0.1%, the strength of about 100 MPa is improved.
C 함량이 0.7 % 미만인 경우 고강도를 확보하기 어려우며, C 함량이 0.9 % 초과인 경우 C의 편석이 증가할 수 있으며, 이에 따라 수소 저항성이 악화되는 문제점이 있다. 따라서 C 함량은 0.7~0.9%인 것이 바람직하다.
When the C content is less than 0.7%, it is difficult to secure a high strength. When the C content exceeds 0.9%, the segregation of C may increase, thereby deteriorating the hydrogen resistance. Therefore, the C content is preferably 0.7 to 0.9%.
Si : 0.07~0.5 %, 0.07 to 0.5% of Si,
Si은 페라이트 내 고용이 쉽고 탄화물에 형성을 억제시키는 역할을 하며, Si 첨가 시 강도가 증가되는 효과가 발생한다. 일반적으로 Si 함량이 0.1 % 증가되면 14~16 MPa 정도의 강도가 향상되는 것으로 알려져 있다.Si easily dissolves in ferrite and inhibits the formation of carbide, and the effect of increasing the strength of Si is added. Generally, it is known that when the Si content is increased by 0.1%, the strength of about 14 ~ 16 MPa is improved.
Si 함량이 0.07 % 미만인 경우 상술한 효과가 충분하지 못하며, Si 함량이 0.5 % 초과인 경우에는 강도 증가 효과가 크지 않다. 따라서, Si 함량은 0.07~0.5 %인 것이 바람직하다.
When the Si content is less than 0.07%, the above-mentioned effect is not sufficient, and when the Si content exceeds 0.5%, the effect of increasing the strength is not large. Therefore, the Si content is preferably 0.07 to 0.5%.
Mn : 0.4~0.9 % Mn: 0.4 to 0.9%
Mn은 오스테나이트 안정화 원소이며, 펄라이트 변태시 성장을 지연시키고, 일반적으로 Mn 함량이 0.1 % 증가되면 20 MPa 정도의 강도가 향상되는 것으로 알려져 있다. 그러나, 신선재에서 Mn의 첨가는 신선가공 전 조직 미세화를 위해 행하는 열처리에서 소입성 확보하기 위하여 첨가되는 것이 일반적이다. Mn is an austenite stabilizing element and is known to retard growth during pearlite transformation and generally increase the strength of about 20 MPa when the Mn content is increased by 0.1%. However, the addition of Mn in the drawing material is generally added in order to secure the entrapment property in the heat treatment performed for microstructure before drawing.
Mn 함량이 0.4 % 미만인 경우 소입성 확보가 어렵고, Mn 함량이 0.9 % 초과인 경우 중심 편석을 야기할 수 있는 문제점이 있다. 따라서 Mn 함량은 0.4~0.9 %인 것이 바람직하다.
When the Mn content is less than 0.4%, it is difficult to secure the entrapment property, and when the Mn content exceeds 0.9%, center segregation may occur. Therefore, the Mn content is preferably 0.4 to 0.9%.
Ca : 0.001~0.012 %Ca: 0.001 to 0.012%
Ca은 강력한 탈산재 중 하나이며, CaO 등의 저융점 경질성 개재물을 형성시키고, S와 결합하여 CaS의 구형 개재물을 형성하여 연질성 개재물인 MnS의 형성을 억제시키는 것으로 알려져 있다. Ca is one of strong deoxidation materials and is known to form a low melting point hard inclusion such as CaO and to form Spherical inclusions of CaS by binding with S to inhibit the formation of MnS which is a soft inclusion.
Ca 함량이 0.001 % 미만인 경우 MnS 형성을 충분히 억제시키지 못하고, Ca 함량이 0.012 % 초과인 경우 경질성 개재물이 다량 생성되어 신선 중 단선을 유발시킬 수 있는 문제점이 있다. 따라서 Ca 함량은 0.001~0.012 %인 것이 바람직하다.
If the Ca content is less than 0.001%, MnS formation can not be sufficiently suppressed, and when the Ca content is more than 0.012%, a large amount of hard inclusions are generated, which may lead to breakage in drawing. Therefore, the Ca content is preferably 0.001 to 0.012%.
P : 0.015 % 이하 P: not more than 0.015%
P는 불순물이며, 특별히 함유량을 규정하지는 않지만, 종래의 선재 및 강선과 마찬가지로 연성을 확보하는 관점에서 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다.
P is an impurity and does not specifically specify the content, but is preferably 0.015% or less from the viewpoint of securing ductility as in conventional wire and steel wires.
S : 0.0005~0.005 % S: 0.0005 to 0.005%
S는 불순물이며, 일반적으로 Mn, Mo, Zn 등과 친화력이 높은 원소로, Mn가 첨가된 강에서는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성시킨다. MnS 개재물은 연질성 개재물로 열간 압연 및 신선 중 길이방향으로 연신되는데, 기지 조직과 결합이 되어 있지 않기 때문에 계면에 균열이 생기게 된다. 이러한 균열 자리에는 유정내 포함된 H가 응집하게 되고 이는 균열을 성장 및 확대시켜 파괴에 이르게 한다. 따라서, 종래의 선재 및 강선에서는 일반적으로 0.015% 이하로 제어되고 있으나, 본 발명에서는 MnS 형성을 억제시킬 수 있도록 S 함량을 보다 더 제어할 필요가 있다. S is an impurity and generally has an affinity with Mn, Mo, Zn and the like. In a steel to which Mn is added, it binds with Mn to form an MnS inclusion. The MnS inclusions are soft inclusions that are stretched in the longitudinal direction during hot rolling and drawing, and cracks are generated at the interface because they are not bonded to the matrix. In this crack site, the H contained in the oil well flocculates, which causes growth and expansion of the cracks leading to destruction. Therefore, although it is generally controlled to 0.015% or less in the conventional wire and steel wire, it is necessary to further control the S content in order to suppress MnS formation in the present invention.
S 함량이 0.005 % 초과인 경우 MnS 및 CaS 형성이 많아져 수소유기균열 저항성을 악화시키는 문제점이 있다. 따라서 S 함량의 상한은 0.005 % 인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.004%이다. When the S content exceeds 0.005%, the formation of MnS and CaS is increased and the hydrogen organic cracking resistance is deteriorated. Therefore, the upper limit of the S content is preferably 0.005%. A more preferred upper limit is 0.004%.
반면에, S 함량이 낮을수록 수소유기균열 저항성 측면에서는 유리할 수 있으나, 0.0005 % 미만으로 제어하는 것은 과다한 비용이 소모되는 문제점이 있기 때문에 그 하한은 0.0005 % 인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.001%이다.
On the other hand, a lower S content may be advantageous in terms of hydrogen organic cracking resistance, but it is preferable that the lower limit is 0.0005% because controlling the Si content to less than 0.0005% may cause excessive cost. A more preferred lower limit is 0.001%.
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.
또한, 상술한 각 합금조성을 만족할 뿐만 아니라, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족하여야 한다. In addition, not only each of the above-mentioned alloy compositions is satisfied, but also Ca / S weight ratio should satisfy 1 to 3 inclusive.
본 발명에서 Ca/S 중량비를 제어하는 이유는 연질성 MnS 개재물 형성을 억제하고, 구형 경질성 CaS 개재물의 수를 증가시키기 위함이다. The reason for controlling the weight ratio of Ca / S in the present invention is to suppress formation of soft MnS inclusions and increase the number of spherical hard CaS inclusions.
Ca/S 중량비가 1 미만인 경우, MnS 개재물 형성을 효과적으로 억제하지 못하기 때문에 MnS 개재물이 다량 형성되어 수소유기균열 저항성이 열위해지는 문제점이 있다.If the weight ratio of Ca / S is less than 1, MnS inclusion formation can not be effectively suppressed, so that a large amount of MnS inclusions is formed and the hydrogen organic cracking resistance is poor.
반면에, Ca/S 중량비가 3 초과인 경우, CaS 개재물의 수는 증가하나, 저융점 경질성 CaO계 개재물도 다량 형성되게 되며, 중심 편석대에서 CaO계 개재물이 증가하게 되어 균열 민감도가 증가되므로 수소유기균열 저항성을 악화시키는 문제점이 있다. On the other hand, when the Ca / S weight ratio is more than 3, the number of CaS inclusions increases, but a large amount of low melting point hard CaO inclusions is formed, and CaO inclusions increase at the center segregation zone, There is a problem that the hydrogen organic cracking resistance is deteriorated.
따라서, Ca 및 S가 1 ≤ Ca/S ≤ 3을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
Therefore, it is preferable to control so that Ca and S satisfy 1? Ca / S? 3.
한편, 상기 선재는 1~10 μm 크기의 MnS 개재물 5개/mm2 이하, CaS 개재물 15개/mm2 이상, CaO계 개재물은 10개/mm2 이하일 수 있다. 1~10 μm 크기의 개재물로 한정한 이유는 이러한 크기의 개재물의 수가 가장 많이 존재하기 때문이다.
On the other hand, the wire may have MnS inclusions of 1 to 10 μm in size / 5 mm 2 / mm 2 , CaS inclusions 15 / mm 2 or more, and CaO inclusions 10 / mm 2 or less. The reason for limiting the inclusions to the size of 1 to 10 μm is because the number of inclusions of this size is the largest.
MnS 개재물은 연질성 개재물로 열간 압연 및 신선 중 길이방향으로 연신되는데, 기지 조직과 결합이 안되어 있기 때문에 계면에 균열이 생기게 된다. 이러한 균열 자리에는 유정 내 포함된 H가 응집하게 되고 이는 균열을 성장 및 확대시켜 파괴에 이르게 한다. The MnS inclusions are soft inclusions that are stretched in the longitudinal direction during hot rolling and drawing, and cracks are formed at the interface because they are not bonded to the matrix. In this crack site, the H contained in the oil well flocculates, which causes growth and expansion of the cracks leading to destruction.
CaO계 개재물은 CaO-SiO-Al2O3, Al2O3-CaO, SiO2-Cao, MgO+Al2O3+SiO2+CaO 등의 복합 개재물을 뜻한다. CaO계 개재물은 저융점의 특성을 가지며, 수소유기균열 저항성을 저하시키는 문제점이 있다. The CaO-based inclusions are composite inclusions such as CaO-SiO2-Al2O3, Al2O3-CaO, SiO2-CaO, MgO + Al2O3 + SiO2 + CaO. The CaO-based inclusions have a characteristic of low melting point and have a problem of deteriorating hydrogen organic cracking resistance.
CaS 개재물은 MnS 개재물과 달리 경질성이며 구형이다. CaS 개재물은 경질성으로 선재 압연 중 길이 방향으로 연신이 안되기 때문에, 연질성인 MnS 개재물에 비해 균열 형성 자리가 적고, 균열 크기가 증가되지 않으므로 수소유기균열 저항성을 향상시키는 작용을 한다.
CaS inclusions are hard and spherical, unlike MnS inclusions. Since CaS inclusions are hard, they can not be stretched in the longitudinal direction during rolling, so they have less crack formation sites than the soft MnS inclusions and do not increase the crack size, thereby improving the hydrogen organic cracking resistance.
즉, MnS 개재물 및 CaO계 개재물의 수는 적을수록 수소유기균열 저항성이 향상되고, CaS 개재물은 증가할수록 수소유기균열 저항성을 향상시킨다. 다만, CaO계 개재물은 CaS 개재물이 증가함에 따라 비례하여 증가하는 경향이 있으며, 경질성인 CaO계 개재물 및 CaS 개재물이 신선 중 단선을 유발시킬 수 있다.That is, the smaller the number of MnS inclusions and CaO inclusions, the better the hydrogen organic cracking resistance, and the higher the CaS inclusions, the better the hydrogen organic cracking resistance. However, CaO inclusions tend to increase proportionally with increase of CaS inclusions, and hard CaO inclusions and CaS inclusions may cause breakage of the fresh line.
따라서, 1~10 μm 크기의 MnS 개재물 5개/mm2 이하, CaS 개재물 15개/ mm2 이상, CaO계 개재물은 10개/mm2 이하로 제어함으로써 수소유기균열 저항성을 향상시킬 수 있다.
Therefore, the resistance to hydrogen organic cracking can be improved by controlling MnS inclusions of 1 to 10 μm size to 5 / mm 2 , CaS inclusions to 15 / mm 2 , and CaO inclusions to 10 / mm 2 or less.
이때, 본 발명에 따른 선재의 미세조직은 97 면적% 이상의 펄라이트, 3 면적% 이하의 초석 세멘타이트를 포함할 수 있다. 초석 세멘타이트에 H가 응집되어 수소유기균열을 발생시킬 수 있기 때문에 초석 세멘타이트는 3 면적% 이하인 것이 바람직하다.
At this time, the microstructure of the wire according to the present invention may include 97% or more of pearlite and 3% or less of the cubic cementite. Since H can be aggregated in the quartz cementite to cause hydrogen organic cracking, it is preferable that the cubic cementite is 3% or less by area.
또한, 본 발명에 따른 선재의 인장강도는 980 MPa 이상일 수 있다.
The tensile strength of the wire according to the present invention may be 980 MPa or more.
수소유기균열Hydrogen organic crack 저항성이 우수한 Excellent in resistance 고탄소강High carbon steel 선재의Wire rod 제조방법 Manufacturing method
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 신선성이 우수한 고탄소강 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method for manufacturing a high-carbon steel wire rod excellent in freshness, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.
본 발명의 다른 일 측면인 신선성이 우수한 고탄소강 선재의 제조방법은 상술한 합금조성 및 Ca/S 중량비를 만족하는 빌렛을 Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃에서 950분 이상 유지하는 단계;The method for producing a high-carbon steel wire rod having excellent freshness, which is another aspect of the present invention, includes the steps of maintaining a billet satisfying the alloy composition and Ca / S weight ratio described above at Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C for 950 minutes or longer ;
상기 빌렛을 Ae1+200 ℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하여 선재를 얻는 단계;Rolling the billet at a temperature of Ae 1 + 200 ° C or higher and then cooling to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C to obtain a wire rod;
상기 선재를 권취하는 단계; 및Winding the wire rod; And
상기 권취된 선재를 450~550 ℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
Cooling the wound wire rod to a temperature of 450 to 550 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or more, and then cooling it at a cooling rate of 5 ° C / s or less.
빌렛Billet 가열 및 유지 단계 Heating and holding step
상술한 합금조성 및 Ca/S 중량비를 만족하는 빌렛을 선재 가열로에서 Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃로 가열하고 90분 이상 유지한다. 이는 조대한 세멘타이트를 조직 내 고용시키고, 단상 오스테나이트를 형성시키기 위함이다.
The billet satisfying the above-mentioned alloy composition and Ca / S weight ratio is heated to Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C in the wire furnace heating furnace and maintained for 90 minutes or more. This is to solidify the crude cementite into the tissue and form single-phase austenite.
Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃의 온도 범위는 오스테나이트 단상이 유지되면서 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 온도 범위이며, 잔존하는 탄화물 제거에 효과적인 온도 범위이다. The temperature range from Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C is the temperature range where the austenite phase remains unchanged while maintaining the austenite phase, and is the temperature range effective for residual carbide removal.
Ae1 + 300℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후의 형성되는 최종 미세조직이 조대화 될 수 있는 문제점이 있으며, Ae1 + 200℃ 미만인 경우에는 전부 오스테나이트화 되지 않을 수 있고, 잔존하는 탄화물(세멘타이트) 제거가 충분하지 않을 수 있다. 따라서, Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃의 온도 범위에서 가열하는 것이 바람직하다.
When A e1 + 300 ° C is exceeded, the austenite grains become very coarse and the final microstructure formed after cooling can be coarsened, and Ae 1 If the temperature is lower than + 200 占 폚, all may not be austenitized, and the remaining carbide (cementite) may not be sufficiently removed. Therefore, it is preferable to heat in a temperature range of Ae1 + 200 deg. C to Ae1 + 300 deg.
가열 시간이 90분 미만인 경우 세멘타이트가 충분히 용해되지 않을 수 있다. 반면에 장시간 유지 시 생산성이 현저하게 감소하기 때문에 유지 시간을 150분 이하로 제한할 수 있다.
If the heating time is less than 90 minutes, the cementite may not sufficiently dissolve. On the other hand, since the productivity is remarkably reduced during long-term maintenance, the holding time can be limited to 150 minutes or less.
압연 단계 및 The rolling step and 권취Coiling 단계 step
상기 빌렛을 Ae1+200℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하고 권취한다.The billet is rolled at Ae 1 + 200 ° C or higher and then cooled to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C and wound.
압연 온도가 Ae1 + 200℃ 미만인 경우에는 압연 중 변형에 의한 미세조직 출현 및 초석 페라이트가 형성되는 문제점이 있다. 또한, 냉각종료온도를 Acm+70℃ ~ Acm+150℃로 한정한 것은 냉각 중 초석 세멘타이트가 형성되는 것을 억제하여 초석 세멘타이트가 3면적 %이하가 되도록 하기 위함이다.
When the rolling temperature is less than Ae1 + 200 deg. C, microstructure appears due to deformation during rolling and pro-eutectoid ferrite is formed. The reason why the cooling end temperature is limited to Acm + 70 deg. C to Acm + 150 deg. C is to suppress the formation of cubic cementite during cooling so that the cubic cementite becomes 3 percent by area or less.
냉각단계Cooling step
상기 권취된 선재를 450~550 ℃의 냉각종료온도까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한다. The rolled wire is cooled to a cooling end temperature of 450 to 550 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or more, and then cooled at a cooling rate of 5 ° C / s or less.
450~550 ℃까지는 펄라이트 변태 및 성장에 영향을 주는 온도 구간이기 때문에 10 ℃/s 이상으로 냉각한다. The temperature range from 450 to 550 ℃ is the temperature range that affects the pearlite transformation and growth, so it is cooled to 10 ° C / s or more.
그 미만 온도에서는 코일 형상에 영향을 주기 때문에 5 ℃/s 이하로 냉각하여 제조 원가 상승을 가급적 억제하는 것이 바람직하다. 또한, 200 ℃까지는 상기 냉각속도를 유지하는 것이 바람직하다.
It is preferable to suppress the rise of the manufacturing cost as much as possible by cooling to 5 DEG C / s or less because it affects the shape of the coil at the temperature below that. Further, it is preferable to maintain the cooling rate up to 200 캜.
수소유기균열Hydrogen organic crack 저항성이 우수한 Excellent in resistance 고탄소강High carbon steel 강선 및 그 제조방법 Steel wire and manufacturing method thereof
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 강선에 대하여 설명한다.
Hereinafter, a high carbon steel wire having excellent hydrogen organic crack resistance, which is another aspect of the present invention, will be described.
강선의 경우, 선재를 신선 및 압연하여 제조하므로 MnS 개재물에 의한 균열 발생가능성이 더 커질 수 있으나, 상술한 바와 같이 합금조성 및 Ca/S 중량비를 적절히 제어함으로써 본 발명의 강선은 수소유기균열 저항성이 우수하며 우수한 강도를 나타낸다.
In the case of the steel wire, since the wire rod is manufactured by drawing and rolling, the possibility of cracking due to the MnS inclusion may be larger. However, by properly controlling the alloy composition and the Ca / S weight ratio as described above, Excellent and excellent strength.
본 발명의 강선의 인장강도는 1600MPa 이상일 수 있으며, 미세조직은 97 면적% 이상의 펄라이트, 3 면적% 이하의 초석 세멘타이트를 포함할 수 있다.
The tensile strength of the steel wire of the present invention may be 1600 MPa or more, and the microstructure may include 97 percent by area or more of perlite and 3 percent or less of cornerstone cementite.
또한, 본 발명의 강선을 아세트산, 염화 나트륨 및 증류수를 포함하고 PH 4.2인 혼합수용액에 침치한 후 H2S: 99.5% 가스를 상기 혼합수용액 내 주입하여 12시간 유지 후 하기 관계식 1에 의해 측정한 CLR값이 50 %이하일 수 있다. Further, the steel wire of the present invention was immersed in a mixed aqueous solution containing acetic acid, sodium chloride and distilled water and having a pH of 4.2, and H 2 S: 99.5% gas was injected into the mixed aqueous solution and maintained for 12 hours, The CLR value can be less than 50%.
[관계식 1] CLR (%) = ( 단면 균열 길이의 총합 / 단면 길이 ) x 100
[Relation 1] CLR (%) = (sum of cross-sectional crack length / cross-sectional length) x 100
상기 CLR값은 수소유기균열(HIC) 저항성에 대한 지표로서 CLR 값이 낮을수록 수소유기균열(HIC) 저항성이 우수하다.
The CLR value is an index for hydrogen organic cracking (HIC) resistance, and the lower the CLR value, the better the hydrogen organic cracking (HIC) resistance.
수소유기균열Hydrogen organic crack 저항성이 우수한 Excellent in resistance 고탄소강High carbon steel 강선의 제조방법 Manufacturing method of steel wire
한편, 상기 강선을 제조하기 위한 방법은 바람직하게는 중량%로, C: 0.7~0.9 %, Mn: 0.4~0.9 %, Si: 0.07~0.5 %, P: 0.015 %이하, S: 0.0005~0.005 %, Ca: 0.001~0.012 %, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ca/S 중량비가 1이상 3이하를 만족하는 빌렛을 Ae1+200℃ ~ Ae1+300℃에서 950분 이상 유지하는 단계;The method for manufacturing the steel wire preferably comprises 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, , Ca: 0.001 to 0.012%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and maintaining the billet satisfying Ca / S weight ratio of 1 to 3 at a temperature of from Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C for not less than 950 minutes ;
상기 빌렛을 Ae1+200℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하여 선재를 얻는 단계;Rolling the billet at a temperature of Ae 1 + 200 ° C or higher and cooling to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C to obtain a wire rod;
상기 선재를 권취하는 단계; Winding the wire rod;
상기 권취된 선재를 450~550 ℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; Cooling the wound wire rod to a temperature of 450 to 550 캜 at a cooling rate of 10 캜 / s or more and then cooling at a cooling rate of 5 캜 / s or less;
상기 냉각된 선재를 950 ℃에서 1분 이상 유지하고, 납조에서 500 ℃이상 온도에서 1분 이상 유지하는 열처리 단계; 및Holding the cooled wire rod at 950 占 폚 for 1 minute or more and holding the wire rod at a temperature of 500 占 폚 or more for 1 minute or more in a lead bath; And
상기 열처리된 선재를 총 감면량 30~50% 인가하여 100~300 m/m 신선속도로 신선하고, 총 감면량 40~60% 인가하여 판압연하는 단계를 포함할 수 있다.
Rolling the rolled wire by applying the heat-treated wire material at a total reduction of 30 to 50%, applying the wire at a cutting rate of 100 to 300 m / m, and applying a total reduction of 40 to 60%.
냉각 이전의 단계는 상술한 선재의 제조방법과 동일하므로, 그 후의 공정에 대해서 설명한다.
The steps prior to cooling are the same as those of the above-described wire rod manufacturing method, and the subsequent steps will be described.
열처리 단계Heat treatment step
권취된 선재를 냉각한 후에 950 ℃에서 1분 이상 유지하고, 납조에서 500 ℃이상 온도에서 1분 이상 유지한다. After cooling the wound wire rod, hold it at 950 ℃ for 1 minute or more, and keep it at 500 ℃ or more for 1 minute or longer in the lead bath.
950 ℃ 미만이거나 1분 이하 유지 시에는 두꺼운 세멘타이트를 충분히 고용시키지 못하여 미세한 탄화물이 냉각 후 존재하여 신선 및 압연 균열 발생을 야기할 수 있는 문제점이 있다. 또한, 납조 열처리 온도가 500 ℃ 미만인 경우 상부 베이나이트+펄라이트 혼입조직이 발생하여 신선 중 단선을 유발할 수 있는 문제점이 있기 때문이다.
When the temperature is less than 950 DEG C or less than 1 minute, the thick cementite can not be sufficiently solidified, resulting in the presence of fine carbides after cooling, which may lead to freshness and rolling cracks. If the temperature of the heat treatment is less than 500 ° C., there is a problem that the bainite + pearlite-incorporated structure may be formed and the wire may break during drawing.
신선 및 Fresh and 판압연Rolled plate 단계 step
상기 열처리된 선재를 총 감면량 30~50% 인가하여 100~300 m/m 신선속도로 신선하고, 총 감면량 40~60% 인가하여 판압연한다.The heat-treated wire rod is rolled at a drawing speed of 100 to 300 m / m with a total reduction amount of 30 to 50% applied, and a total reduction amount of 40 to 60%.
신선 속도가 100 m/m 미만인 경우 생산성이 낮으며, 300 m/m 초과인 경우 열간 크랙이 발생할 가능성이 있기 때문이다.
If the drawing speed is less than 100 m / m, the productivity is low. If the drawing speed is more than 300 m / m, hot cracking may occur.
상기 감면량은 하기와 같이 계산한다.The reduction amount is calculated as follows.
신선시 총 감면량(%) = 100×[1-(신선 후 직경/신선 전 직경)2]Total reduction amount in freshness (%) = 100 × [1- (diameter after drawing / diameter before drawing) 2 ]
판압연시 총 감면량(%) = 100×[1-(판압연 후 단면적/판압연 전 단면적)]
(%) = 100 × [1- (section area after plate rolling / area before plate rolling)]
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.
(( 실시예Example ))
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강편을 이용하여 하기와 같이 동일한 제조조건으로 선재 및 판압연한 강선을 제조하여 선재의 TS(인장강도), MnS 개재물 수, CaS 개재물 수 및 CaO계 개재물 수, 판압연한 강선의 TS(인장강도) 및 CLR을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
The steel strips having the composition shown in the following Table 1 were used to produce wire rods and sheet rolled steel under the same manufacturing conditions as described below. The TS (tensile strength), the number of MnS inclusions, the number of CaS inclusions and the number of CaO inclusions, TS (tensile strength) and CLR of the rolled steel wire were measured and are shown in Table 2 below.
선재 제조조건으로는 가열로: 1000℃에서 95분 유지, 압연 온도: 980℃, 압연 후 냉각종료온도: 880℃, 권취 온도: 880℃, 스텔모아 냉각대: 500℃까지 10℃/s 냉각속도로 냉각한 후 200℃까지 5℃/로 냉각하여 16mm 선재를 제조하였다.The wire rods were manufactured under the conditions of a heating furnace: maintained at 1000 占 폚 for 95 minutes, a rolling temperature of 980 占 폚, a rolling finish temperature of 880 占 폚, a coiling temperature of 880 占 폚, And cooled to 200 ° C at a rate of 5 ° C / min to prepare a 16 mm wire rod.
상기 선재를 1000 ℃에서 2분간 유지하고 납조에서 550 ℃의 납조에서 2분간 유지하고 총 감면량 40% 인가하여 200 m/m 신선속도로 신선한 후, 총 감면량 50% 인가하여 판압연하였다. 한편, 발명예 및 비교예 모두 인장강도는 하기 표 1에 기재되어 있듯이 980MPa 정도였으며, 미세조직은 3% 이하 초석 페라이트와 97 % 이상 펄라이트를 포함하였다.
The wire rod was maintained at 1000 占 폚 for 2 minutes, maintained in a water bath at 550 占 폚 for 2 minutes, subjected to a total reduction of 40%, fresh at a rate of 200 m / m, and rolled with a total reduction of 50%. On the other hand, the tensile strength of each of the inventive and comparative examples was about 980 MPa as shown in Table 1 below, and the microstructure contained less than 3% of pro-eutectoid ferrite and more than 97% of pearlite.
개재물 개수는 시편의 길이(t)의 중앙부분(1/2t)을 절단하여 폴리싱한 후 1x1mm2 영역에서 폭 두께로 관찰되는 1~10 μm 크기를 갖는 MnS, CaS, CaO계 개재물 수를 측정하였다. The number of inclusions was measured by measuring the number of inclusions of MnS, CaS, and CaO inclusions having a size of 1 to 10 μm in a width of 1 × 1 mm 2 region after cutting the center portion (1 / 2t) of the length (t) of the specimen.
CLR은 99.5 % H2S 가스 주입 분위기에서, PH 4.2인 혼합용액(아세트산+염화 나트륨+증류수)에 판압연된 강선을 12 시간 침지한 후 단면부에서 관찰되는 균열 길이를 시편 단면 장축 길이로 나누어 확보한 값으로 측정하였다. CLR은 관계식 1로 정의하며, CLR값이 낮을수록 수소유기균열(HIC) 저항성이 우수하다.
The CLR was obtained by immersing a steel sheet rolled in a mixed solution (acetic acid + sodium chloride + distilled water) at PH 4.2 in a 99.5% H 2 S gas injection atmosphere for 12 hours and dividing the crack length observed at the end face by the length And the obtained value was measured. The CLR is defined by the formula 1. The lower the CLR value, the better the hydrogen organic cracking (HIC) resistance.
[관계식 1][Relation 1]
CLR (%) = (단면부에 형성된 균열 길이의 총합 / 단면 장축 길이) x 100
CLR (%) = (total length of crack length formed on the cross section / long length of the cross section) x 100
상기 표 1에서 C, Si 및 Mn의 단위는 중량%이고, P, S 및 Ca의 단위는 중량ppm이다. Ca/S는 중량비다.
In Table 1, the units of C, Si and Mn are% by weight, and the units of P, S and Ca are ppm by weight. Ca / S is a weight ratio.
(MPa)TS
(MPa)
개재물 수MnS
Number of inclusions
개재물 수CaS
Number of inclusions
개재물 수CaO system
Number of inclusions
(MPa)TS
(MPa)
(%)CLR
(%)
상기 표 2에서 MnS 개재물 수, CaS 개재물 수 및 CaO계 개재물 수는 1~10 μm 크기의 개재물 수이며, 단위는 개/mm2 이다.
In Table 2, the number of MnS inclusions, the number of CaS inclusions, and the number of CaO inclusions are numbers of inclusions having a size of 1 to 10 μm, and the unit is / mm 2 .
비교예 1~3 및 발명예 1~3은 S 함량 40ppm에서의 Ca 함량에 따른 변화를 비교한 것이다.Comparative Examples 1 to 3 and Inventive Examples 1 to 3 are comparisons of changes in content of Ca at an S content of 40 ppm.
인장강도의 경우 비교예 1~3도 발명예 1~3과 비슷한 값을 나타내었으나, 비교예 1은 본 발명의 Ca 함량 및 Ca/S값을 만족하지 못한 경우로 대부분이 MnS 개재물이었으며 CLR이 310%로 수소유기균열 저항성이 열위하였다.
In the case of tensile strength, Comparative Examples 1 to 3 showed values similar to Examples 1 to 3, but Comparative Example 1 was the MnS inclusion in which the Ca content and Ca / S value of the present invention were not satisfied, % Of hydrogen organic cracking resistance.
비교예 2 및 3의 경우, 본 발명의 Ca/S 값을 만족하지 못한 경우이다. 비교예 2는 Ca/S 값이 본 발명에서 제어한 범위보다 낮은 경우로 CLR 값은 285%이고, 비교예 3은 Ca/S 값이 본 발명에서 제어한 범위보다 높은 경우로 CLR 값은 305%으로 측정되어 수소유기균열 저항성이 열위한 것을 알 수 있다. 따라서, 본 발명에서 제어한 Ca/S 값을 만족하여야 수소유기균열 저항성이 우수한다는 것을 확인할 수 있다.
In the case of Comparative Examples 2 and 3, the Ca / S value of the present invention is not satisfied. The CLR value was 285% when the Ca / S value was lower than the range controlled by the present invention, and the CLR value was 305% when the Ca / S value was higher than the range controlled by the present invention. And the hydrogen organic cracking resistance is heat-treated. Therefore, it can be confirmed that the hydrogen organic cracking resistance is excellent when the Ca / S value controlled in the present invention is satisfied.
비교예 4, 5 및 발명예 4~6은 S 함량 10ppm에서의 Ca 함량에 따른 변화를 비교한 것이다.Comparative Examples 4 and 5 and Inventive Examples 4 to 6 were obtained by comparing changes in Ca content at S content of 10 ppm.
비교예 4는 본 발명의 Ca 함량 및 Ca/S값을 만족하지 못한 경우로 CLR값이 241%이고, 비교예 5는 Ca/S 값이 본 발명에서 제어한 범위보다 높은 경우로 CLR 값은 272%로 측정되어 수소유기균열 저항성이 열위한 것을 알 수 있다.
In Comparative Example 4, the CLR value was 241% when the Ca content and the Ca / S value of the present invention were not satisfied, and when the Ca / S value was higher than the control range in the present invention, the CLR value was 272 %, And it can be seen that the hydrogen organic cracking resistance is heated.
따라서, 본 발명에서 제시한 각 합금조성의 범위를 만족해야 할뿐만 아니라, Ca/S 값을 만족하여야 수소유기균열 저항성을 향상시킬 수 있음을 확인할 수 있다.
Accordingly, it is confirmed that not only the range of the composition of each alloy shown in the present invention should be satisfied but also the resistance to hydrogen organic cracking can be improved by satisfying the Ca / S value.
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 (10)
1~10 μm 크기의 MnS 개재물이 5개/mm2 이하, CaS 개재물이 15개/mm2 이상, CaO계 개재물은 10개/mm2 이하로 포함되어 있는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel contains 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, 0.001 to 0.012% of Ca, And Ca / S weight ratio of 1 or more and 3 or less,
A high carbon steel wire having excellent resistance to hydrogen organic cracking, wherein the MnS inclusions in the size of 1 to 10 μm are 5 / mm 2 or less, the CaS inclusions are 15 / mm 2 or more, and the CaO inclusions are 10 / mm 2 or less.
상기 선재의 미세조직은 97 면적% 이상의 펄라이트, 3 면적% 이하의 초석 세멘타이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재.
The method according to claim 1,
Wherein the microstructure of the wire comprises 97% or more of pearlite and 3% or less of a cubic cementite.
상기 선재의 인장강도는 980 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재.
The method according to claim 1,
Wherein the wire has a tensile strength of 980 MPa or more.
상기 빌렛을 Ae1+200℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 권취하는 단계; 및
상기 권취된 선재를 450~550 ℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 선재의 제조방법.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel contains 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, 0.001 to 0.012% of Ca, Holding a billet containing impurities and satisfying Ca / S weight ratio of 1 or more and 3 or less at Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C for 950 minutes or more;
Rolling the billet at a temperature of Ae 1 + 200 ° C or higher and cooling to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C to obtain a wire rod;
Winding the wire rod; And
And cooling the wound wire rod to a temperature of 450 to 550 캜 at a cooling rate of 10 캜 / s or more, followed by cooling at a cooling rate of 5 캜 / s or less.
아세트산, 염화 나트륨 및 증류수를 포함하고 PH 4.2인 혼합수용액에 침치한 후 H2S: 99.5% 가스를 상기 혼합수용액 내 주입하여 12시간 유지 후 하기 관계식 1에 의해 측정한 CLR값이 50 %이하인 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 강선.
[관계식 1] CLR (%) = ( 단면 균열 길이의 총합 / 단면 길이 ) x 100
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel contains 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, 0.001 to 0.012% of Ca, And Ca / S weight ratio of 1 or more and 3 or less,
And the mixture was immersed in a mixed aqueous solution containing acetic acid, sodium chloride and distilled water and having a pH of 4.2. Then, H 2 S: 99.5% gas was injected into the mixed aqueous solution and maintained for 12 hours. Thereafter, hydrogen having a CLR value of 50% High carbon steel wire with superior organic crack resistance.
[Relation 1] CLR (%) = (sum of cross-sectional crack length / cross-sectional length) x 100
상기 강선의 미세조직은 97 면적% 이상의 펄라이트, 3 면적% 이하의 초석 세멘타이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 강선.
The method according to claim 6,
Wherein the microstructure of the steel wire comprises 97 percent by area or more pearlite and 3 percent by area or less of cornerstone cementite.
상기 강선의 인장강도는 1600 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 강선.
The method according to claim 6,
Wherein the tensile strength of the steel wire is 1600 MPa or more.
상기 빌렛을 Ae1+200℃ 이상에서 압연한 후 Acm+70℃ ~ Acm+150℃의 냉각종료온도까지 냉각하여 선재를 얻는 단계;
상기 선재를 권취하는 단계;
상기 권취된 선재를 450~550 ℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 선재를 950 ℃에서 1분 이상 유지하고, 납조에서 500 ℃이상 온도에서 1분 이상 유지하는 열처리 단계; 및
상기 열처리된 선재를 총 감면량 30~50% 인가하여 100~300 m/m 신선속도로 신선하고, 총 감면량 40~60% 인가하여 판압연하는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 강선의 제조방법.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel contains 0.7 to 0.9% of C, 0.4 to 0.9% of Mn, 0.07 to 0.5% of Si, 0.015% or less of P, 0.0005 to 0.005% of S, 0.001 to 0.012% of Ca, Holding a billet containing impurities and satisfying Ca / S weight ratio of 1 or more and 3 or less at Ae 1 + 200 ° C to Ae 1 + 300 ° C for 950 minutes or more;
Rolling the billet at a temperature of Ae 1 + 200 ° C or higher and cooling to a cooling end temperature of Acm + 70 ° C to Acm + 150 ° C to obtain a wire rod;
Winding the wire rod;
Cooling the wound wire rod to a temperature of 450 to 550 캜 at a cooling rate of 10 캜 / s or more and then cooling at a cooling rate of 5 캜 / s or less;
Holding the cooled wire rod at 950 占 폚 for 1 minute or more and holding the wire rod at a temperature of 500 占 폚 or more for 1 minute or more in a lead bath; And
And a step of plate rolling by applying the heat-treated wire material at a total reduction of 30 to 50%, applying the wire at a freshness rate of 100 to 300 m / m and applying a total reduction of 40 to 60% Gt;
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