KR101758491B1 - Non-quenched and tempered wire rod having excellent strength and cold workability and method for manufacturing same - Google Patents

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Abstract

중량%로, C: 0.3~0.4%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하 및 O: 0.0001~0.003%를 포함하고, Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하고, 상기 펄라이트의 상분율은 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 상기 펄라이트의 평균 라멜라 간격은 하기 관계식 3 및 4를 만족하는 비조질 선재가 개시된다.
[관계식 1] VP2/VP1≤1.4
[관계식 2] 50≤(15VP1+VP2)/16≤70
[관계식 3] DL1/DL2≤1.4
[관계식 4] 0.1≤(15DL1+DL2)/16≤0.3
(여기서, VP1 및 VP2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트 분율(면적%) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트 분율(면적%)을 의미하며, DL1 및 DL2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm)을 의미함)The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.3 to 0.4% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.8 to 1.8% of Mn, 0.5 to 1.0% of Cr, 0.02% or less of P, At least one of Nb: 0.005 to 0.03% and V: 0.05 to 0.3%, and the balance of Fe and unavoidable impurities; Discloses a non-tempered wire including a ferrite and a pearlite, wherein the phase fraction of the pearlite satisfies the following relational equations (1) and (2), and the average lamellar spacing of the pearlite satisfies the following relational expressions (3) and .
[Relation 1] VP 2 / VP 1? 1.4
[Relation 2] 50? (15 VP 1 + VP 2 ) / 16? 70
[Relation 3] DL 1 / DL 2? 1.4
[Relational expression 4] 0.1? (15 DL 1 + DL 2 ) /16? 0.3
(Where, VP 1 and VP 2, each in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire of the wire from the surface of the wire diameter (D) direction 3 / 8D pearlite fraction of the area to a position (area%), and the diameter of the wire material (D (Area%) in the region from the direction 3 / 8D position to the center of the wire, and DL 1 and DL 2 respectively indicate the diameter (D (mm)) of the wire from the surface of the wire at a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire ) Mean mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region up to 3 / 8D position and mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region from the 3 / 8D position in the direction of diameter (D) )

Description

강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법{NON-QUENCHED AND TEMPERED WIRE ROD HAVING EXCELLENT STRENGTH AND COLD WORKABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}TECHNICAL FIELD [0001] The present invention relates to a non-woven wire having excellent strength and cold workability,

본 발명은 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 기계 부품용 소재로서 사용하기에 적합한 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to a non-flattened wire having excellent strength and cold workability suitable for use as a material for machine parts and a method of manufacturing the same. BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a non-flattened wire excellent in strength and cold workability, .

냉간 가공 방법은 열간 가공 방법이나 기계 절삭 가공 방법과 비교할 때, 생산성이 우수할 뿐만 아니라, 열처리 비용 절감의 효과가 크기 때문에, 볼트, 너트 등의 기계 부품 제조에 널리 사용되고 있다.
The cold working method is widely used for manufacturing mechanical parts such as bolts and nuts because it has excellent productivity and has a large effect of reducing the heat treatment cost as compared with the hot working method or the mechanical cutting working method.

다만, 상기와 같이 냉간 가공 방법을 이용하여 기계 부품을 제조하기 위해서는 본질적으로 강재의 냉간 가공성이 우수할 것이 요구되며, 보다 구체적으로는 냉간 가공시 변형 저항이 낮으며, 연성이 우수할 것이 요구된다. 왜냐하면 강의 변형 저항이 높을 경우 냉간 가공시 사용하는 공구의 수명이 저하되며, 강의 연성이 낮을 경우 냉간 가공시 분열이 발생하기 쉬워 불량품 발생의 원인이 되기 때문이다.
However, in order to manufacture the mechanical parts using the cold working method as described above, it is required that the cold workability of the steel is essentially excellent, and more specifically, it is required to have low deformation resistance in cold working and excellent ductility . This is because when the deformation resistance of the steel is high, the life of the tool used in the cold working is reduced, and when the ductility of the steel is low, cracking is likely to occur during cold working, which is a cause of defective products.

이에 따라, 통상적인 냉간 가공용 강재는 냉간 가공 전 구상화 소둔 열처리를 거치게 된다. 구상화 소둔 열처리시 강재가 연화되어 변형 저항이 감소하고, 연성이 향상되어 냉간 가공성이 향상되기 때문이다. 그런데, 이 경우 추가 비용이 발생하고, 제조 효율이 저하되기 때문에, 추가 열처리 없이도 우수한 냉간 가공성을 확보할 수 있는 비조질 선재의 개발이 요구되고 있다.As a result, the ordinary steel for cold working is subject to a spheroidizing annealing heat treatment before cold working. This is because the steel is softened during the annealing for spheroidizing annealing, the deformation resistance is decreased, the ductility is improved, and the cold workability is improved. However, in this case, an additional cost is incurred and the production efficiency is lowered. Therefore, development of a non-tempered wire material capable of ensuring excellent cold workability without requiring additional heat treatment is required.

하지만, 통상적으로 0.3중량% 이상의 탄소를 함유하는 중탄소강에서는 펄라이트 분율이 50%를 초과하는 경우에 펄라이트 조직에 의한 매트릭스(Matrix) 강화에 의해 냉간가공성이 열위해지는 것으로 알려져 있다. 특히, 강도 확보를 위하여 Mn, Cr 등 편석 조장 원소를 함께 사용할 경우 중심부 편석 부위와 비편석 부위의 조직 편차가 커지고, 신선가공으로 강도를 확보하는 비조질강의 경우에는 신선 가공 후 이러한 편차는 더욱 커지게 되어 냉간단조성 확보가 어렵다. 중탄소강 이상의 고강도 비조질강에서는 중심부 편석에 의한 조직 불균형과 더불어 중심부 산화물계 비금속 개재물의 영향도 매우 커지게 된다.However, it is known that, in a medium carbon steel containing 0.3% by weight or more of carbon, when the pearlite fraction exceeds 50%, the cold workability is weakened by matrix strengthening by pearlite structure. Particularly, when the segregation promoting elements such as Mn and Cr are used together to secure the strength, the deviation of the structure between the central segregation region and the non-segregation region becomes large, and in the case of the non- It is difficult to secure a simple and cold composition. In the case of high strength noncondensated steel of medium carbon steel or more, the influence of the central oxide-based nonmetallic inclusions becomes very large in addition to the structural imbalance due to the center segregation.

더욱이, 중심 편석에 의해 매트릭스(Matrix) 강화가 될 경우에 이러한 비금속 개재물의 민감도는 더욱 커지게 되어 냉간가공성에 악영향을 미칠 수가 있다. 따라서, 중탄소강 이상의 고강도 비조질강 개발에 있어서는 이러한 중심부 편석에 의한 조직편차와 중심부 개재물의 영향에 대한 검토가 이루어져야만 한다.
Furthermore, when the matrix is strengthened by center segregation, the sensitivity of such nonmetallic inclusions is further increased, which may adversely affect the cold workability. Therefore, in the development of high - strength non - tempered steel above medium carbon steel, it is necessary to study the influence of the structural deviation and the central inclusions due to the center segregation.

본 발명의 여러 목적 중 하나는, 추가 열처리 없이도 우수한 강도 및 냉간단조성을 확보할 수 있는 비조질 선재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
One of the objects of the present invention is to provide a non-tempered wire which can secure excellent strength and cold simple composition even without further heat treatment, and a method of manufacturing the same.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.3~0.4%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하 및 O: 0.0001~0.003%를 포함하고, Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하고, 상기 펄라이트의 상분율은 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 상기 펄라이트의 평균 라멜라 간격은 하기 관계식 3 및 4를 만족하는 비조질 선재를 제공한다.In order to achieve the above object, one aspect of the present invention provides a ferritic stainless steel comprising 0.3 to 0.4% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.8 to 1.8% of Mn, 0.5% or less of Cr, % Of S, 0.03% or less of S, 0.01 to 0.05% of sol.Al, 0.01% or less of N and 0.0001 to 0.003% of O, 0.005 to 0.03% of Nb and 0.05 to 0.3% Wherein the microstructure comprises ferrite and pearlite, the phase fraction of the pearlite satisfies the following relational formulas 1 and 2, and the average pearlite average lamellae And the gap satisfies the following relational expressions (3) and (4).

[관계식 1] VP2/VP1≤1.4[Relation 1] VP 2 / VP 1? 1.4

[관계식 2] 50≤(15VP1+VP2)/16≤70[Relation 2] 50? (15 VP 1 + VP 2 ) / 16? 70

[관계식 3] DL1/DL2≤1.4[Relation 3] DL 1 / DL 2? 1.4

[관계식 4] 0.1≤(15DL1+DL2)/16≤0.3[Relational expression 4] 0.1? (15 DL 1 + DL 2 ) /16? 0.3

(여기서, VP1 및 VP2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트 분율(면적%) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트 분율(면적%)을 의미하며, DL1 및 DL2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm)을 의미함)
(Where, VP 1 and VP 2, each in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire of the wire from the surface of the wire diameter (D) direction 3 / 8D pearlite fraction of the area to a position (area%), and the diameter of the wire material (D (Area%) in the region from the direction 3 / 8D position to the center of the wire, and DL 1 and DL 2 respectively indicate the diameter (D (mm)) of the wire from the surface of the wire at a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire ) Mean mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region up to 3 / 8D position and mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region from the 3 / 8D position in the direction of diameter (D) )

또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.3~0.4%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, O: 0.0001~0.003% 이하 및 N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 탄소당량(Ceq)이 0.6 이상 0.7 이하인 블룸(bloom)을 1200~1300℃의 가열 온도로 가열하고, 상기 가열 온도에서 240분 이상 유지한 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는 단계, 상기 빌렛을 재가열 후, 마무리 압연온도 750~900℃의 조건 하 선재 압연하여 선재를 얻는 단계, 및 상기 선재를 권취 후, 0.3~1℃/sec 의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.
In another aspect of the present invention, there is provided a ferritic stainless steel comprising 0.3 to 0.4% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.8 to 1.8% of Mn, 0.5% or less of Cr, 0.02% or less of P, % Of Al, 0.01 to 0.05% of sol, 0.01 to 0.05% of O, 0.0001 to 0.003% of O and 0.01% or less of N, 0.005 to 0.03% of Nb and 0.05 to 0.3% of V, A bloom containing the remainder Fe and unavoidable impurities and having a carbon equivalent (Ceq) of 0.6 or more and 0.7 or less is heated at a heating temperature of 1200 to 1300 ° C, maintained at the heating temperature for 240 minutes or more, obtaining a billet; subjecting the billet to reheating and then subjecting the wire to rolling at a finishing rolling temperature of 750 to 900 DEG C to obtain a wire; and after cooling the wire, cooling the wire at a rate of 0.3 to 1 DEG C / sec The present invention also provides a method for producing a non-dwelling wire material.

본 발명에 따르면, 구상화 소둔 열처리를 생략하더라도 냉간 가공시 변형 저항을 충분히 억제할 수 있는 고강도 비조질 선재를 제공할 수 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a high-strength non-tempered wire rod capable of sufficiently suppressing deformation resistance during cold working even if the annealing for spheroidizing annealing is omitted.

본 발명자들은 신선가공 후 소정의 강도 및 경도를 가지면서도 우수한 냉간가공성을 확보할 수 있는 선재를 제공하기 위하여 다양한 각도에서 검토하였으며, 그 결과, 중탄소강 선재에 있어 합금조성과 제조방법을 최적화하여 선재의 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트 복합 조직을 확보하되, 선재의 부위별 펄라이트 상분율 및 펄라이트 라멜라 간격 등을 적절히 제어함으로써 신선가공 후에도 냉간가공성이 열화되지 않는 고강도 선재를 제공할 수 있음을 알아내고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
The inventors of the present invention have studied various angles to provide a wire rod capable of ensuring excellent cold workability while having predetermined strength and hardness after drawing. As a result, it has been found that by optimizing alloy composition and manufacturing method in medium carbon steel wire rod, It is possible to provide a high strength wire which does not deteriorate the cold workability even after the wire drawing process by properly controlling the pearlite phase fraction and the pearlite lamella spacing according to the portions of the wire rods by the fine structure of the ferrite and the pearlite. .

이하, 본 발명의 일 측면인 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a non-tempered wire having excellent strength and cold workability, which is one aspect of the present invention, will be described in detail.

먼저, 비조질 선재의 합금 성분 및 조성 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
First, the alloy composition and the composition range of the non-cored wire will be described in detail. It is to be noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.

C: 0.3~0.4%C: 0.3 to 0.4%

탄소는 선재의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.3% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소 함량의 상한은 0.4%인 것이 바람직하다.
Carbon improves the strength of the wire. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable that the content is 0.3% or more. However, when the content thereof is excessive, the deformation resistance of the steel increases rapidly, thereby deteriorating the cold workability. Therefore, the upper limit of the carbon content is preferably 0.4%.

Si: 0.05~0.3%Si: 0.05 to 0.3%

실리콘은 탈산제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.05% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 고용강화에 의해 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘 함량의 상한은 0.3%인 것이 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하다.
Silicon is a useful element as a deoxidizer. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable that it is contained in an amount of 0.05% or more. However, if the content is excessive, resistance to steel deformation increases rapidly due to reinforcement of the solid solution, which results in deterioration of cold workability. Therefore, the upper limit of the silicon content is preferably 0.3%, more preferably 0.25%.

Mn: 0.8~1.8%Mn: 0.8 to 1.8%

망간은 탈산제 및 탈황제로서 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.8% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 1.0% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간 함량의 상한은 1.8%인 것이 바람직하고, 1.6%인 것이 보다 바람직하다.
Manganese is a useful element as a deoxidizer and desulfurizer. In order to exhibit such an effect in the present invention, the content is preferably 0.8% or more, more preferably 1.0% or more. However, if the content is excessive, the strength of the steel itself becomes excessively high, so that the deformation resistance of the steel increases rapidly, thereby deteriorating the cold workability. Therefore, the upper limit of the manganese content is preferably 1.8%, more preferably 1.6%.

Cr: 0.5% 이하(0% 포함)Cr: 0.5% or less (including 0%)

크롬은 열간압연시 페라이트 및 펄라이트 변태를 촉진시키는 역할을 한다. 또한, 강 자체의 강도를 필요 이상으로 높이지 않으면서도, 강 중 탄화물을 석출시켜 고용 탄소량을 저감시켜, 고용 탄소에 의한 동적 변형 시효의 감소에 기여하나, 크롬을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 그 함량이 과다할 경우, 강 자체의 강도가 지나치게 높아져 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 상기 크롬 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하고, 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Chromium promotes ferrite and pearlite transformation during hot rolling. In addition, without increasing the strength of the steel itself more than necessary, it precipitates carbides in the steel to reduce the amount of solid carbon, contributing to the reduction of the dynamic strain age due to the solid carbon, There is no big obstacle. On the other hand, if the content is excessive, the strength of the steel itself becomes excessively high, so that the deformation resistance of the steel increases rapidly, thereby deteriorating the cold workability. The chromium content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less.

P: 0.02% 이하P: not more than 0.02%

인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 인성을 저하시키고, 지연 파괴 저항성을 감소시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.02%로 관리한다.
Phosphorus is an impurity which is inevitably contained and is an element which segregates in the grain boundaries to decrease the toughness of the steel and reduce the delayed fracture resistance. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible. Theoretically, it is advantageous to control 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 controlled to 0.02%.

S: 0.02% 이하S: not more than 0.02%

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 강의 연성을 크게 저하시키고, 강 중 유화물을 형성하여 지연 파괴 저항성 및 응력 이완 특성을 열화시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.02%로 관리한다.
Sulfur is an inevitably contained impurity which segregates in the grain boundaries to greatly reduce ductility of steel and form an emulsion in the steel to deteriorate delayed fracture resistance and stress relaxation characteristics. Therefore, the content of sulfur is controlled to be as low as possible . Theoretically, it is advantageous to control the sulfur 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 sulfur content is controlled to 0.02%.

sol.Al: 0.01~0.05%sol.Al: 0.01 to 0.05%

가용 알루미늄은 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소로써, 0.01% 이상 첨가하고, 바람직하게는 0.015% 이상 첨가하며, 보다 바람직하게는 0.02% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과할 경우 AlN형성에 의한 오스테나이트 입도 미세화 효과가 커지게 되어 냉간가공성이 저하된다. 따라서 본 발명에서는 상기 가용 알루미늄 함량의 상한을 0.05%로 관리한다.
Soluble aluminum is an element which functions as a deoxidizing agent and is added in an amount of 0.01% or more, preferably 0.015% or more, and more preferably 0.02% or more. However, when the content exceeds 0.05%, the effect of making the austenite grain size by AlN formation becomes large, and the cold workability is deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the soluble aluminum content is controlled to 0.05%.

N: 0.01% 이하N: not more than 0.01%

질소는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 그 함량이 과다할 경우, 고용 질소량이 증가하여 강의 변형 저항이 급증하며, 이로 인해 냉간가공성이 열화되는 문제가 있다. 이론상 질소의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 질소의 함량의 상한을 0.01%로 관리하는 것이 바람직하고, 0.008%로 관리하는 것이 보다 바람직하며, 0.007%로 관리하는 것이 보다 더 바람직하다.
Nitrogen is an impurity inevitably contained. When the content is excessive, the amount of solid solution nitrogen is increased, so that the deformation resistance of the steel is rapidly increased, thereby deteriorating the cold workability. Theoretically, it is advantageous to control the nitrogen content to 0%, but it is inevitably contained in the manufacturing process normally. Therefore, it is important to manage the upper limit. In the present invention, the upper limit of the nitrogen content is preferably controlled to 0.01%, more preferably 0.008%, and more preferably 0.007%.

O: 0.0001~0.003%O: 0.0001 to 0.003%

산소는 비금속 개재물의 형태로 선재 내 존재하며, 통상 0.0001% 이상 함유된다. 그런데, 이러한 비금속 개재물은 파괴의 기점이 되어 강의 피로강도 및 냉간단조성을 저하시키며, 특히, 비조질강과 같이 신선가공에 의해 강도를 확보하는 경우, 선재의 중심부에서 비금속 개재물을 기점으로 한 파괴가 일어나기 쉽다. 특히, 본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 강 중 산소 함량이 0.003%를 초과하는 선재에서는 비금속 개재물의 양이 많아져 엄격한 용도에 사용되는 가공재에서는 단선 회피가 충분치 않다. 따라서, 본 발명에서는 그 상한을 0.003%로, 보다 바람직하게는 0.001%로, 보다 더 바람직하게는 0.0008%로 관리한다.
Oxygen is present in the wire in the form of non-metallic inclusions, and is usually contained in an amount of 0.0001% or more. However, such nonmetallic inclusions become a starting point of fracture and degrade the fatigue strength and cold simple composition of the steel. Particularly, in the case of securing the strength by fresh working such as non-tempered steel, breakage occurs at the center of the wire rod starting from non- easy. In particular, according to the results of research conducted by the present inventors, in a wire rod having an oxygen content of more than 0.003%, the amount of nonmetallic inclusions is increased, so that a workpiece used for stringent applications is not sufficient to avoid disconnection. Therefore, in the present invention, the upper limit is controlled to 0.003%, more preferably 0.001%, and still more preferably 0.0008%.

Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상At least one of 0.005 to 0.03% of Nb and 0.05 to 0.3% of V

니오븀은 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소로서 0.005% 이상 첨가한다. 하지만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로 역시 용해도 한계를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 더욱이, 그 함량이 과다할 경우, 고용한계를 넘게 되어 조대한 석출물을 형성하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량은 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Niobium is added as an element which plays a role in limiting the grain boundary movement of austenite and ferrite by forming carbonitride in an amount of 0.005% or more. However, since the above-mentioned carbonitride acts as a breaking point, it may lower the impact toughness, especially, the impact resistance at low temperature, so it is also preferable to keep the solubility limit. Furthermore, when the content is excessive, the solubility limit is exceeded and coarse precipitates are formed. Therefore, the content thereof is preferably limited to 0.03% or less.

한편, 바나듐은 니오븀과 마찬가지로 탄질화물을 형성하여 오스테나이트 및 페라이트의 입계 이동을 제한하는 역할을 하는 원소로서 0.05% 이상 첨가한다. 다만, 상기 탄질화물은 파괴 기점으로 작용하여 충격인성 특히, 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 용해도 한계(solubility limit)를 지켜 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 그 함량은 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
On the other hand, vanadium, like niobium, forms a carbonitride and is added in an amount of 0.05% or more as an element that serves to limit the grain boundary movement of austenite and ferrite. However, since the carbonitride acts as a breaking point, it may lower the impact toughness, particularly, the impact resistance at low temperature, so it is preferable to keep the solubility limit. Therefore, the content thereof is preferably limited to 0.3% or less.

상기 합금조성 외 잔부는 철(Fe)이다. 뿐만 아니라, 본 발명의 비조질 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
The balance other than the alloy composition is iron (Fe). In addition, the non-cored wire of the present invention may include other impurities that may normally be included in the industrial production process of steel. These impurities can be known to anyone with ordinary knowledge in the art to which the present invention belongs, so that the kind and content of the impurities are not specifically limited in the present invention.

다만, Ti는 본 발명의 효과를 얻기위해 그 함량을 최대한 억제하여야 하는 대표적인 불순물에 해당하기 때문에, 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
However, since Ti corresponds to a typical impurity whose content is to be suppressed as much as possible in order to obtain the effect of the present invention, a brief description thereof will be given below.

Ti: 0.005% 이하Ti: 0.005% or less

타이타늄은 탄질화물 형성원소로써, Nb 및 V보다 높은 온도에서 탄질화물을 형성한다. 따라서, 강 중 타이타늄이 포함될 경우 비록 C 및 N의 고정에는 유리할 수 있으나, Ti 탄질화물을 핵으로 하여 Nb 및/또는 V가 석출되어 기지 내에 조대한 탄질화물이 다량 형성됨으로써 냉간 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 타이타늄의 함량의 상한을 0.005%로 관리하는 것이 바람직하고, 0.004%로 관리하는 것이 보다 바람직하다.
Titanium is a carbonitride-forming element and forms carbonitride at temperatures higher than Nb and V. Therefore, if titanium is included in the steel, it may be advantageous to fix C and N, but Nb and / or V is precipitated using Ti carbonitride as nuclei, so that a large amount of coarse carbonitride is formed in the matrix, have. Therefore, it is important to manage the upper limit. In the present invention, the upper limit of the content of titanium is preferably controlled to 0.005%, more preferably 0.004%.

일 예에 따르면, 본 발명의 비조질 선재의 탄소당량(Ceq)는 0.6 이상 0.7 이하일 수 있다. 여기서, 탄소당량(Ceq)은 하기 식 1에 의해 정의될 수 있다. 만약, 탄소당량(Ceq)이 0.6 미만이거나 0.7을 초과하는 경우 목표 강도 확보가 어려울 수 있다.According to one example, the carbon equivalent (Ceq) of the non-cored wire of the present invention may be 0.6 or more and 0.7 or less. Here, the carbon equivalent (Ceq) can be defined by the following equation (1). If the carbon equivalent (Ceq) is less than 0.6 or exceeds 0.7, securing the target strength may be difficult.

[식 1][Formula 1]

Ceq = [C] + [Si]/9 + [Mn]/5 + [Cr]/12Ceq = [C] + [Si] / 9 + [Mn] / 5 + [Cr] / 12

(여기서, [C], [Si], [Mn] 및 [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(%)을 의미함)
(Wherein each of [C], [Si], [Mn] and [Cr] means the content (%) of the element)

본 발명의 비조질 선재는 그 미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함한다.
The non-cored wire of the present invention includes ferrite and pearlite in its microstructure.

본 발명의 비조질 선재는 펄라이트의 상분율(부피%)이 하기 관계식 1 및 2를 만족한다.In the non-cored wire of the present invention, the phase fraction (volume%) of the pearlite satisfies the following relational expressions (1) and (2).

[관계식 1] VP2/VP1≤1.4[Relation 1] VP 2 / VP 1? 1.4

[관계식 2] 50≤(15VP1+VP2)/16≤70[Relation 2] 50? (15 VP 1 + VP 2 ) / 16? 70

(여기서, VP1 및 VP2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트 분율(면적%) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트 분율(면적%)을 의미함)
(Where, VP 1 and VP 2, each in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire of the wire from the surface of the wire diameter (D) direction 3 / 8D pearlite fraction of the area to a position (area%), and the diameter of the wire material (D ) Percentage of pearlite (area%) in the region from the 3 / 8D position to the center of the wire rod)

상기 관계식 1은 선재의 부위별 펄라이트 상분율 관련 제어식으로써, 일반적으로 본 발명과 같은 중탄소강에서 Mn 및 Cr 등 편석 조장 원소를 적극적으로 활용할 경우 중심 편석부와 비편석부의 펄라이트 조직의 편차가 매우 커지게 되며, 신선가공으로 강도를 확보하는 비조질강의 경우 신선 가공 후 이러한 편차가 더욱 커져, 결과적으로 냉간가공성이 열화되는 결과를 가져오게 된다. 본 발명에서는 VP2/VP1을 1.4 이하로 제어함으로써 우수한 냉간가공성을 확보한다.
The relational expression 1 is a pearlite phase fraction-related control formula for each part of the wire rod. In general, when the segregation promoting elements such as Mn and Cr are actively used in the medium carbon steel as in the present invention, the deviation of the pearlite structure between the center segregation part and the non- In the case of a non-tempered steel which secures strength by drawing, the deviation becomes larger after drawing, resulting in deterioration of cold workability. In the present invention, excellent cold workability is secured by controlling VP 2 / VP 1 to 1.4 or less.

한편, 상기와 같이 VP2/VP1을 1.4 이하로 제어하는 방법은 여러가지가 있을 수 있으므로 본 발명의 독립 청구항에서는 이를 특별히 제한하지 않는다. 다만, 한가지 예를 든다면, 후술하는 바와 같이 블룸 가열온도 및 유지 시간을 적절히 제어함으로써 상기와 같이 VP2/VP1를 1.4 이하로 제어할 수 있다.
On the other hand, there are various methods for controlling VP 2 / VP 1 to 1.4 or less as described above, and thus there is no particular limitation in the independent claims of the present invention. However, if one example is given, VP 2 / VP 1 can be controlled to 1.4 or less as described above by properly controlling the bloom heating temperature and the holding time as described later.

상기 관계식 2는 선재의 평균 펄라이트 상분율 관련 제어식으로써, 만약, (15VP1+VP2)/16 값이 50 미만이거나 70을 초과하는 경우, 목적하는 냉간가공성 및 강도의 동시 확보가 어려울 수 있다.
Equation (2) is the average pearl phase fraction related control formula of the wire. If the value of (15VP 1 + VP 2 ) / 16 is less than 50 or exceeds 70, it may be difficult to simultaneously achieve the desired cold workability and strength.

또한, 본 발명의 비조질 선재는 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm)이 하기 관계식 3 및 4를 만족한다.In the non-cored wire of the present invention, the average lamellar spacing (μm) of the pearlite satisfies the following relational expressions (3) and (4).

[관계식 3] DL1/DL2≤1.4[Relation 3] DL 1 / DL 2? 1.4

[관계식 4] 0.1≤(15DL1+DL2)/16≤0.3[Relational expression 4] 0.1? (15 DL 1 + DL 2 ) /16? 0.3

(여기서, DL1 및 DL2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm)을 의미함)
(Where DL 1 and DL 2 are the average lamellar spacing (μm) of the pearlite in the region from the surface of the wire rod to the 3 / 8D direction of the diameter D of the wire in cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire rod, (Μm) of the pearlite in the region from the 3 / 8D position in the (D) direction to the center of the wire)

상기 관계식 3은 선재의 부위별 펄라이트 라멜라 간격 관련 제어식으로써, 펄라이트 조직을 적극적으로 활용하는 중탄소강에서는 펄라이트 분율과 더불어 펄라이트 라멜라 간격 또한 물성에 큰 영향을 미치게 된다. 즉, 라멜라 간격이 미세할수록 선재의 강도가 증가하게 되며, 중심 편석부와 비편석부의 라멜라 간격의 차이가 커질수록 물성의 편차가 심해지게 된다. 본 발명에서는 DL1/DL2를 1.4 이하로 제어함으로써 우수한 냉간가공성을 확보한다.
The relationship (3) is related to the pearlite lamellar spacing of each wire, and the pearlite spacing as well as the pearlite lamellar spacing also have a great influence on the physical properties of the medium carbon steel in which the pearlite structure is actively utilized. That is, as the lamellar spacing becomes finer, the strength of the wire rod increases, and as the difference in the lamellar spacing between the center segregated portion and the non-seamed portion becomes larger, the variation of physical properties becomes worse. In the present invention, excellent cold workability is ensured by controlling DL 1 / DL 2 to 1.4 or less.

한편, 상기와 같이 DL1/DL2을 1.4 이하로 제어하는 방법은 여러가지가 있을 수 있으므로 본 발명의 독립 청구항에서는 이를 특별히 제한하지 않는다. 다만, 한가지 예를 든다면, 후술하는 바와 같이 선재 압연 온도 및 냉각 속도를 적절히 제어함으로써 상기와 같이 DL1/DL2을 1.4 이하로 제어할 수 있다.
On the other hand, there are various methods for controlling DL 1 / DL 2 to 1.4 or less as described above, so that the independent claims of the present invention do not particularly limit the method. However, by way of example, DL 1 / DL 2 can be controlled to be 1.4 or less as described above by suitably controlling the wire rolling temperature and the cooling rate as described later.

상기 관계식 4는 선재의 평균 라멜라 간격 관련 제어식으로써, 만약, (15DL1+DL2)/16 값이 0.1 미만이거나 0.3을 초과하는 경우, 목적하는 냉간가공성 및 강도의 동시 확보가 어려울 수 있다.
The relational expression 4 is a control formula related to the average lamellar spacing of the wire. If the value of (15DL 1 + DL 2 ) / 16 is less than 0.1 or more than 0.3, it may be difficult to secure the desired cold workability and strength at the same time.

일 예에 따르면, 상기 펄라이트의 강도 편차는 하기 관계식 5를 만족할 수 있다. According to one example, the intensity variation of the pearlite can satisfy the following relational expression (5).

[관계식 5][Equation 5]

(VP2/VP1)×(√(DL1/DL2))≤1.5
(VP 2 / VP 1 ) ((DL 1 / DL 2 ))? 1.5

전술한 바와 같이, 일반적으로 중탄소 비조질강에 있어서 강도 및 냉간가공성을 확보하기 위해 Mn 및 Cr을 적극적으로 활용할 경우, Mn 및 Cr의 중심부 편석에 의해 선재 C 단면에 걸쳐 물성의 편차가 야기되며, 이는 신선 가공 후에 더욱 커져, 최종 제품 제조를 위한 단조 가공시 내부 크랙 발생 가능성을 현저히 높이게 된다. 상기 관계식 5는 선재의 부위별 펄라이트의 강도 편차 관련 제어식으로써, 본 발명자들은 수많은 실험을 통해 (VP2/VP1)×(√(DL1/DL2)) 값이 1.5 이하일 경우 큰 신선 가공량에도 불구하고, 내부 균열 발생 없이 냉간 단조를 통한 성형이 가능함을 확인하였다.
As described above, when Mn and Cr are actively used in order to ensure strength and cold workability in heavy carbon non-alloyed steel, the central segregation of Mn and Cr causes a variation in physical properties across the cross section of the wire material C, This is further increased after the drawing process, which significantly increases the possibility of internal cracking during forging for final product manufacture. The relationship (5) is a control formula related to the variation of the pearlite strength of each wire, and the present inventors have found through extensive experiments that when the value of (VP 2 / VP 1 ) × (DL 1 / DL 2 ) , It was confirmed that cold forging can be performed without internal cracks.

일 예에 따르면, 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 산화물계 개재물의 평균 조성은 하기 관계식 6 내지 8을 만족할 수 있다.According to one example, the average composition of the oxide inclusions in the region from the 3 / 8D position in the direction of the diameter (D) of the wire to the center of the wire in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire can satisfy the following relational expressions 6 to 8 .

[관계식 6] 30≤[Al2O3]≤70[Relation 6] 30? [Al 2 O 3 ]? 70

[관계식 7] 20≤[SiO2]≤40[Relation 7] 20? [SiO 2 ]? 40

[관계식 8] 10≤[CaO]+[MgO]≤20[Relation 8] 10? [CaO] + [MgO]? 20

(여기서, [Al2O3], [SiO2], [CaO] 및 [MgO] 각각은 해당 개재물의 함량(중량%)을 의미함)
(Here, [Al 2 O 3 ], [SiO 2 ], [CaO] and [MgO] each represent the content (wt%) of the inclusion concerned)

여기서, 비금속 개재물의 조성을 제어하는 이유는 선재 내 경질의 개재물(비점성 개재물)을 최소한으로 감소시킴으로써 선재를 연속적으로 강선 인발할 때 한층 향상된 드로잉성과 냉간가공성을 가지는 선재를 제공함에 있다. 특히, 본 발명자들은 강재 중 불가피하게 혼입해 오는 산화물계 개재물 중 특정 산화물의 함유량이 많아지면 개재물이 경질화해 냉간 가공성이 열화됨을 확인하였다.
The reason for controlling the composition of the nonmetallic inclusions is to provide a wire having improved drawability and cold workability by continuously reducing the number of hard inclusions (non-viscous inclusions) in the wire, thereby continuously drawing the steel wire. In particular, the present inventors have found that when the content of the specific oxide in the oxide inclusions inevitably incorporated in the steel is increased, the inclusions are hardened and the cold workability is deteriorated.

이하에서는 산화물계 개재물을 구성하는 각 산화물의 함유량을 정한 이유 등에 대해 상세히 설명한다. 본 발명에서 목적으로 하는 비점성 개재물 개수의 저감과 연질화를 위해서는 다원계 산화물 조성의 조합이 필요하다. 우선 Al2O3 및 SiO2를 반드시 포함하면서, CaO 또는 MgO 중 하나 이상을 포함하는 3원계 이상의 산화물의 조합이 최적인 것으로 나타났다.
Hereinafter, the reason for determining the content of each oxide constituting the oxide inclusion will be described in detail. For the purpose of reducing and softening the number of non-viscous inclusions in the present invention, a combination of multi-component oxide compositions is required. It has been found that the combination of oxides of ternary or higher systems containing at least one of CaO and MgO, which necessarily contains Al 2 O 3 and SiO 2 , is optimal.

Al2O3: 30~70%Al 2 O 3 : 30 to 70%

Al2O3는 산화물계 개재물을 보다 저융점이고 또한 연질인 것으로 하는 데 유용한 성분이다. 강이나 슬래그 중 Al2O3는 필연적으로 존재하게 되나, 슬래그 중의 Al2O3량을 적정하게 관리할 경우 개재물의 융점이 낮아지고, 이로 인해 연신성이 확보되어 압연과정 중 미세하게 되고, 최종 소재의 건전성에 유리한 것으로 알려지고 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해 Al2O3 함량을 30% 이상으로 한다. 바람직하게는 35% 이상, 보다 바람직하게는 40% 이상이다. 그러나 Al2O3 함량이 지나치게 많아지면, 경질이어서 미세화하기 어려운 알루미나계 개재물이 되고, 역시 열연 공정에서 미세화하기 어려운 것이 되어 파괴나 파손의 기점이 되므로, 그 상한을 70%로 한다. 바람직하게는 65%, 보다 바람직하게는 60%이다.
Al 2 O 3 is a component useful for making the oxide inclusion a lower melting point and softness. Al 2 O 3 is inevitably present in steel or slag, but when the amount of Al 2 O 3 in the slag is appropriately controlled, the melting point of the inclusions is lowered, whereby the elongation is ensured and the fineness is reduced during the rolling process. It is said that it is advantageous for the soundness of the material. The content of Al 2 O 3 is set to 30% or more in order to effectively exhibit the above action. , Preferably not less than 35%, and more preferably not less than 40%. However, if the content of Al 2 O 3 is excessively large, alumina-based inclusions which are hard and difficult to be finely made become alumina-based inclusions, which are also difficult to miniaturize in the hot rolling process and become a starting point of fracture or breakage. It is preferably 65%, more preferably 60%.

SiO2: 20~40%SiO 2 : 20 to 40%

SiO2는 전술한 Al2O3와 함께, 강이나 슬래그 중 필연적으로 존재하게 되며, 다원계 산화물의 근간을 이루는 중요한 산화물이다. 그 함량이 20% 미만일 경우, 다원계 산화물의 개재물로서 기타 산화물과의 우수한 조합은 얻어질 수 없으며 40%를 초과할 경우 경질의 개재물이 형성될 가능성이 높아진다. 따라서, 그 하한을 20%로, 상한을 40%로 하는 것이 바람직하다.
SiO 2 is inevitably present in steel or slag together with Al 2 O 3 mentioned above, and is an important oxide forming the basis of a multi-component oxide. When the content is less than 20%, excellent combination with other oxides as inclusions of the multi-component oxide can not be obtained, and when it exceeds 40%, possibility of formation of hard inclusions is increased. Therefore, it is preferable to set the lower limit to 20% and the upper limit to 40%.

CaO+MgO: 10~20%CaO + MgO: 10 to 20%

MgO 및 CaO는 개재물을 최적인 복합 조성으로 해, 저융점화하기 위해 필요한 성분이다. MgO 및 CaO 모두 단독으로는 고융점이지만, 다원계 산화물의 융점을 저하시키는 효과가 있다. 그 효과를 발현시키기 위해서는 합계로 10％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 다만, 이들 함량의 합이 과다할 경우, 개재물의 융점이 높아지거나 MgO, CaO의 결정이 생성되어, 열연 공정에서 미세화하기 어려운 것이 되어 파괴나 파손의 기점이 될 수 있으므로, 그 상한을 합계로 20% 이하로 한다.
MgO and CaO are components necessary for making inclusions an optimal composite composition and lowering the melting point. Although both MgO and CaO have a high melting point, they have an effect of lowering the melting point of the multi-component oxide. In order to exhibit the effect, it is necessary to add 10% or more in total. However, if the sum of these contents is excessive, the melting point of the inclusions is increased, or crystals of MgO and CaO are produced, which makes it difficult to miniaturize in the hot rolling process, which may be a starting point of fracture or breakage. %.

일 예에 따르면, 산화물계 개재물의 평균 직경은 8μm 이하(0μm 제외)일 수 있으며, 산화물계 개재물의 최대 직경은 15μm 이하(0μm 제외)일 수 있다.
According to one example, the average diameter of the oxide inclusions may be less than or equal to 8 탆 (excluding 0 탆), and the maximum diameter of the oxide inclusions may be less than or equal to 15 탆 (excluding 0 탆).

이와 같이 산화물로 이루어지는 비금속 개재물을 미세화함으로써, 파괴의 기점을 감소시킬 수 있다. 여기에서, 비금속 개재물의 평균 직경 및 최대 직경은 선재의 길이 방향 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 평균 또는 최대 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미하며, 비금속 개재물의 최대 직경은 아래와 같이 하여 구하였다. 광학현미경에 의해, 400배로 800시야의 관찰을 행하고, 각 시야에서의 비금속 개재물의 최대 직경을 검블(Gumble) 확률지(確率紙) 상에 정리하고, 50000㎟ 상당의 극치(極値)를 산출하여 최대 직경으로 하였다.
By making the nonmetallic inclusions made of oxides finer in this manner, the starting point of fracture can be reduced. Here, the average diameter and the maximum diameter of the nonmetallic inclusions mean the average or maximum equivalent circular diameter of the particles detected by observing one longitudinal end face of the wire, and the maximum diameter of the nonmetallic inclusions is Respectively. Observations of 800 fields of view were carried out with an optical microscope at 400 times and the maximum diameter of nonmetallic inclusions in each field of view was collected on a Gumble probability map to calculate an extreme value equivalent to 50000 mm 2 To the maximum diameter.

한편, 상기와 같이 산화물계 개재물의 평균 조성 및 직경을 제어하는 방법은 여러가지가 있을 수 있으므로 본 발명에서는 이를 특별히 제한하지 않는다. 다만, 한가지 예를 든다면, 용강 중 용존 Al, Si 농도 및 용존 Mg, Ca 농도를 조정함으로써, 형성되는 산화물계 개재물의 평균 조성 및 직경을 제어할 수 있다.
On the other hand, there are various methods for controlling the average composition and diameter of the oxide inclusions as described above, and therefore, there is no particular limitation in the present invention. However, the average composition and diameter of the oxide inclusions to be formed can be controlled by adjusting the concentrations of dissolved Al, Si, and dissolved Mg and Ca in the molten steel.

이상에서 설명한 본 발명의 비조질 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
The non-cored wire of the present invention described above can be manufactured by various methods, and the manufacturing method thereof is not particularly limited. However, as an embodiment, it can be produced by the following method.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of producing a non-woven wire having excellent strength and impact toughness, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.

먼저, 상기 성분계를 만족하는 블룸(bloom)을 가열 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는다.
First, a bloom satisfying the above-mentioned component system is heated and then rolled to obtain a billet.

블룸(bloom)의 가열 온도는 1200~1300℃인 것이 바람직하고, 1200~1250℃인 것이 보다 바람직하다. 블룸의 가열 온도가 1200℃ 미만일 경우 열간압연성이 저하될 우려가 있으며, 더욱이 C, Mn, Cr 등의 중심부 편석 조장 원소의 확산이 충분히 이뤄지지 않아 편석부와 비편석부의 조직 편차가 커져 냉간 가공성의 열화를 가져올 수 있다. 반면, 1300℃를 초과할 경우 오스테나이트의 조대화로 인해 연성이 열화할 우려가 있다.
The heating temperature of the bloom is preferably 1200 to 1300 占 폚, and more preferably 1200 to 1250 占 폚. When the heating temperature of the bloom is less than 1200 ° C, there is a fear that the hot rolling property may be lowered. Furthermore, since diffusion of the central segregation promoting elements such as C, Mn, Cr and the like is not sufficiently performed, the tissue deviation of the segregation portion and the non- It can lead to deterioration. On the other hand, if the temperature is higher than 1300 ° C, ductility may deteriorate due to coarsening of austenite.

일 예에 따르면, 블룸의 가열시, 가열 온도에서의 유지 시간은 240분 이상일 수 있다. 만약, 그 유지 시간이 240분 미만일 경우 균질화 처리가 충분치 못할 우려가 있다. 한편, 가열 온도에서의 유지 시간이 길수록 균질화에 유리하여 편석의 저감에 유리한 바, 본 발명에서는 그 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
According to one example, during heating of the bloom, the holding time at the heating temperature may be at least 240 minutes. If the holding time is less than 240 minutes, homogenization may not be sufficient. On the other hand, the longer the holding time at the heating temperature is, the more advantageous it is for the homogenization and the reduction of the segregation is advantageous. In the present invention, the upper limit of the holding time is not particularly limited.

다음으로, 상기 빌렛(billet)을 재가열 후, 선재 압연하여 비조질 선재를 얻는다.
Next, after the billet is reheated, the billet is rolled to obtain a non-tempered wire rod.

빌렛의 재가열 온도는 1050~1250℃인 것이 바람직하고, 1100~1200℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 빌렛의 재가열 온도가 1050℃ 미만일 경우, 열간 변형 저항이 증가하여 생산성의 저하를 가져 올 우려가 있으며, 반면, 가열 온도가 1250℃를 초과할 경우, 페라이트 결정립이 지나치게 조대해져 연성이 저하될 우려가 있다.
The reheating temperature of the billet is preferably 1050 to 1250 占 폚, and more preferably 1100 to 1200 占 폚. If the reheating temperature of the billet is less than 1050 캜, the hot deformation resistance may increase and the productivity may be lowered. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 캜, the ferrite grains become too coarse, There is a concern.

일 예에 따르면, 빌렛의 재가열시, 재가열 온도에서의 유지 시간은 60~240분 이상일 수 있다. 만약, 그 유지 시간이 60분 미만일 경우 균질화 처리가 충분치 못할 우려가 있다. 한편, 재가열 온도에서의 유지 시간이 길수록 편석 조장 원소들의 균질화에는 유리하나, 오스테나이트 조직이 과도하게 성장하여 연성이 저하될 우려가 있는 바, 그 유지 시간의 상한은 240분으로 한정할 수 있다.
According to one example, the holding time at the reheating temperature during reheating of the billet may be 60 to 240 minutes or more. If the holding time is less than 60 minutes, the homogenization process may not be sufficient. On the other hand, the longer the holding time at the reheating temperature is, the more favorable the homogenization of the segregation promoting elements, but the austenite structure is excessively grown and the ductility is lowered, and the upper limit of the holding time can be limited to 240 minutes.

선재 압연시, 마무리 압연온도는 750~900℃일 수 있고, 바람직하게는 800~880℃일 수 있다. 만약, 마무리 압연온도가 750℃ 미만인 경우 페라이트 결정립 미세화에 의한 강도 상승으로 변형 저항이 증가할 우려가 있으며, 반면, 900℃를 초과하는 경우 페라이트 결정립이 지나치게 조대해져 연성이 열화되고, 펄라이트의 라멜라 간격이 미세화되어 냉간가공성이 열화될 우려가 있다.
When the wire rod is rolled, the finish rolling temperature may be 750 to 900 占 폚, preferably 800 to 880 占 폚. If the finishing rolling temperature is lower than 750 캜, there is a fear that the deformation resistance increases due to the increase in the strength due to refinement of the ferrite grain size. On the other hand, when the finish rolling temperature exceeds 900 캜, the ferrite grains become too coarse and the ductility deteriorates, There is a fear that the cold workability is deteriorated.

이후, 상기 비조질 선재를 권취한 후, 냉각한다.
Thereafter, the non-cored wire is wound and cooled.

일 예에 따르면, 비조질 선재의 권취온도는 750~900℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 800~850℃일 수 있다. 만약, 권취온도가 750℃ 미만인 경우에는 냉각시 발생한 표층부의 마르텐사이트가 복열에 의해 회복되지 않고, 소려 마르텐사이트가 생성되어 딱딱하고 무른 강이 되기 때문에 냉간가공성이 저하될 우려가 있다. 반면, 권취온도가 900℃를 초과하는 경우 그 표면에 두꺼운 스케일이 형성되어 탈스케일시 트러블이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라, 냉각시간이 길어져 생산성이 저하될 우려가 있다.
According to one example, the coiling temperature of the non-cored wire may be 750 to 900 占 폚, and more preferably 800 to 850 占 폚. If the coiling temperature is less than 750 占 폚, the martensite at the surface layer during cooling may not be recovered by the double refraction, and burnt martensite may be generated to form a hard and soft steel, which may lower the cold workability. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 900 ° C, a thick scale is formed on the surface of the coater so that troubles on descaling may easily occur, and the cooling time may be prolonged, which may lower productivity.

비조질 선재의 냉각시 냉각속도는 0.3~1℃/sec일 수 있고, 바람직하게는 0.3~0.8℃/sec 이하일 수 있다. 이는 안정적으로 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 형성하기 위함으로, 만약, 냉각속도가 0.3℃/sec 미만일 경우 펄라이트 조직의 라멜라 간격이 넓어져 연성이 부족할 우려가 있으며, 1℃/sec를 초과할 경우 페라이트 분율이 감소하고, 펄라이트 라멜라 간격이 미세해져 냉간단조성이 열화될 우려가 있다.
The cooling rate during cooling of the non-heatable wire can be 0.3 to 1 占 폚 / sec, preferably 0.3 to 0.8 占 폚 / sec or less. If the cooling rate is less than 0.3 ° C / sec, the lamellar spacing of the pearlite structure may widen and the ductility may be insufficient. If the cooling rate exceeds 1 ° C / sec, the ferrite fraction There is a fear that the pearlitic lamellar spacing becomes finer and the cold simple composition deteriorates.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the description of these embodiments is intended only to illustrate the practice of the present invention, but the present invention is not limited thereto. And the scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and the matters reasonably deduced therefrom.

(( 실시예Example ))

하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 블룸(bloom)을 1250℃에서 5시간 가열한 후, 1150℃의 마무리 압연 온도 조건으로 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻었다. 이후, 상기 빌렛(billet)을 1200℃에서 3시간 가열한 후, φ25mm로 열간압연 하여 선재를 제조하였다. 이때, 마무리 압연온도는 850℃로, 압연비는 80%로 일정하게 하였다. 이후, 800℃의 온도에서 권취한 후, 0.5℃/sec의 속도로 냉각하였다.
A bloom having an alloy composition as shown in Table 1 below was heated at 1250 占 폚 for 5 hours and then subjected to rolling at a finish rolling temperature of 1150 占 폚 to obtain a billet. Thereafter, the billet was heated at 1200 캜 for 3 hours, and then hot-rolled to? 25 mm to produce a wire rod. At this time, the finish rolling temperature was 850 DEG C and the rolling ratio was kept constant at 80%. Thereafter, the film was wound at a temperature of 800 DEG C and then cooled at a rate of 0.5 DEG C / sec.

이후, 냉각된 선재의 펄라이트 분율 및 라멜라 간격, 개재물의 조성 및 크기를 측정하여 하기 표 2 및 표 3에 나타내었다.
Then, the pearlite fraction, the lamellar spacing, the composition and the size of the inclusions of the cooled wire rod were measured and shown in Tables 2 and 3 below.

또한, 냉각된 선재의 냉간가공성을 평가하여 하기 표 4에 함께 나타내었다. 냉간가공성 평가는 노치압축시편을 진변형 0.7의 압축 시험을 실시하여 균열 발생 유무로 평가하였으며, 균열이 발생하지 않을 경우 "GO", 균열이 발생한 경우, "NG"평가하였다. The cold workability of the cooled wire rod was evaluated and shown in Table 4 below. For the cold workability evaluation, the notched specimens were subjected to compressive test of true deformation 0.7 to evaluate crack occurrence, "GO" when no crack occurred, and "NG" when crack occurred.

한편, 각각의 선재에 각각 10%, 15%, 20%의 신선 가공량을 인가하여 강선을 제조하였으며, 제조된 강선의 냉간가공성을 평가하여 하기 표 4에 함께 나타내었다. 구체적인 평가 방법은 전술한 바와 같다.
On the other hand, steel wires were prepared by applying 10%, 15%, and 20%, respectively, to the respective wire rods, and the cold workability of the steel wires was evaluated. The concrete evaluation method is as described above.

강종Steel grade 합금 조성(중량%)Alloy composition (% by weight) CeqCeq CC SiSi MnMn PP SS CrCr AlAl NbNb VV TiTi NN OO 발명강1Inventive Steel 1 0.30 0.30 0.23 0.23 1.52 1.52 0.011 0.011 0.0042 0.0042 0.00 0.00 0.030.03 0.025 0.025 　 　 0.0042 0.0042 0.0007 0.0007 0.630 0.630 발명강2Invention river 2 0.33 0.33 0.21 0.21 1.48 1.48 0.011 0.011 0.0044 0.0044 0.25 0.25 0.030.03 　 0.11 0.11 　 0.0045 0.0045 0.0008 0.0008 0.670 0.670 발명강3Invention steel 3 0.35 0.35 0.17 0.17 1.33 1.33 0.010 0.010 0.0055 0.0055 0.13 0.13 0.020.02 0.010 0.010 0.12 0.12 　 0.0044 0.0044 0.0010 0.0010 0.646 0.646 발명강4Inventive Steel 4 0.37 0.37 0.16 0.16 1.26 1.26 0.012 0.012 0.0043 0.0043 0.11 0.11 0.040.04 　 0.09 0.09 0.003 0.003 0.0052 0.0052 0.0005 0.0005 0.649 0.649 발명강5Invention steel 5 0.39 0.39 0.15 0.15 1.02 1.02 0.010 0.010 0.0052 0.0052 0.00 0.00 0.020.02 0.008 0.008 0.11 0.11 0.002 0.002 0.0044 0.0044 0.0011 0.0011 0.611 0.611 비교강1Comparative River 1 0.32 0.32 0.26 0.26 1.69 1.69 0.010 0.010 0.0058 0.0058 0.00 0.00 0.030.03 0.023 0.023 　 　 0.0058 0.0058 0.0027 0.0027 0.687 0.687 비교강2Comparative River 2 0.34 0.34 0.24 0.24 1.51 1.51 0.010 0.010 0.0055 0.0055 0.34 0.34 0.030.03 　 0.17 0.17 　 0.0055 0.0055 0.0025 0.0025 0.697 0.697 비교강3Comparative Steel 3 0.38 0.38 0.18 0.18 1.48 1.48 0.012 0.012 0.0062 0.0062 0.22 0.22 0.020.02 0.018 0.018 0.14 0.14 　 0.0053 0.0053 0.0019 0.0019 0.714 0.714 비교강4Comparative Steel 4 0.42 0.42 0.16 0.16 1.45 1.45 0.010 0.010 0.0047 0.0047 0.16 0.16 0.030.03 　 0.08 0.08 0.018 0.018 0.0045 0.0045 0.0011 0.0011 0.741 0.741 비교강5Comparative Steel 5 0.45 0.45 0.17 0.17 1.37 1.37 0.012 0.012 0.0053 0.0053 0.00 0.00 0.020.02 0.013 0.013 0.11 0.11 0.015 0.015 0.0050 0.0050 0.0020 0.0020 0.743 0.743 여기서, Ceq=[C]+[Si]/9+[Mn]/5+[Cr]/12이고,
상기 [C], [Si], [Mn] 및 [Cr] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함Where Ceq = [C] + [Si] / 9 + [Mn] / 5 + [Cr] / 12,
Each of [C], [Si], [Mn] and [Cr] means the content (weight%) of the corresponding element

강종Steel grade 미세조직
종류Microstructure
Kinds ①① ②② ③③ ④④ ⑤⑤ 비고Remarks 발명강1Inventive Steel 1 F+PF + P 1.061.06 58.358.3 1.331.33 0.22 0.22 1.221.22 발명예1Inventory 1 발명강2Invention river 2 F+PF + P 1.141.14 60.660.6 1.281.28 0.17 0.17 1.281.28 발명예2Inventory 2 발명강3Invention steel 3 F+PF + P 1.201.20 62.762.7 1.221.22 0.19 0.19 1.321.32 발명예3Inventory 3 발명강4Inventive Steel 4 F+PF + P 1.271.27 64.164.1 1.161.16 0.15 0.15 1.361.36 발명예4Honorable 4 발명강5Invention steel 5 F+PF + P 1.351.35 66.966.9 1.051.05 0.12 0.12 1.381.38 발명예5Inventory 5 비교강1Comparative River 1 F+PF + P 1.171.17 59.859.8 1.451.45 0.23 0.23 1.401.40 비교예1Comparative Example 1 비교강2Comparative River 2 F+PF + P 1.251.25 61.661.6 1.411.41 0.18 0.18 1.481.48 비교예2Comparative Example 2 비교강3Comparative Steel 3 F+PF + P 1.341.34 65.365.3 1.331.33 0.14 0.14 1.541.54 비교예3Comparative Example 3 비교강4Comparative Steel 4 F+PF + P 1.461.46 70.270.2 1.271.27 0.12 0.12 1.641.64 비교예4Comparative Example 4 비교강5Comparative Steel 5 F+PF + P 1.551.55 72.572.5 1.191.19 0.09 0.09 1.691.69 비교예5Comparative Example 5 여기서, 미세조직 종류 중 F는 페라이트(ferrite)를 의미하고, P는 펄라이트(pearlite)를 의미함.
또한, ①=VP2/VP1를 의미하고, ②=(15VP1+VP2)/16를 의미하며, ③=DL1/DL2을 의미하고,
④= (15DL1+DL2)/16를 의미하고, ⑤=(VP2/VP1)×(√(DL1/DL2))를 의미함.Here, among the microstructures, F means ferrite and P means pearlite.
(1) = VP 2 / VP 1 , ( 2 ) = (15VP 1 + VP 2 ) / 16, (3) = DL 1 / DL 2 ,
④ = (15DL 1 + DL 2 ) / 16, and ⑤ = (VP 2 / VP 1 ) × (DL 1 / DL 2 ).

강종Steel grade 개재물 조성(중량%)Inclusion composition (% by weight) 개재물 평균직경
(μm)Inclusion mean diameter
(μm) 개재물 최대직경
(μm)Maximum diameter of inclusion
(μm) 비고Remarks Al2O3 Al 2 O 3 SiO2 SiO 2 CaOCaO MgOMgO 합계Sum 발명강1Inventive Steel 1 6464 2222 77 66 9999 7.17.1 9.19.1 발명예1Inventory 1 발명강2Invention river 2 5555 2525 88 55 9393 7.57.5 7.37.3 발명예2Inventory 2 발명강3Invention steel 3 4040 2828 55 77 8080 5.85.8 10.510.5 발명예3Inventory 3 발명강4Inventive Steel 4 3636 2121 88 88 7373 6.56.5 11.311.3 발명예4Honorable 4 발명강5Invention steel 5 3232 2626 1010 44 7272 4.64.6 9.89.8 발명예5Inventory 5 비교강1Comparative River 1 8282 1111 22 33 9898 6.26.2 16.716.7 비교예1Comparative Example 1 비교강2Comparative River 2 6363 1717 1One 55 8686 7.67.6 15.615.6 비교예2Comparative Example 2 비교강3Comparative Steel 3 5252 2323 55 22 8282 8.88.8 11.511.5 비교예3Comparative Example 3 비교강4Comparative Steel 4 3737 3030 77 33 7777 9.49.4 10.410.4 비교예4Comparative Example 4 비교강5Comparative Steel 5 2222 3535 1010 55 7272 11.311.3 12.212.2 비교예5Comparative Example 5

강종Steel grade 냉간가공성Cold workability 비고Remarks 선재Wire rod 강선(10%)Steel wire (10%) 강선(15%)Steel wire (15%) 강선(20%)Steel wire (20%) 발명강1Inventive Steel 1 GOGO GOGO GOGO GOGO 발명예1Inventory 1 발명강2Invention river 2 GOGO GOGO GOGO GOGO 발명예2Inventory 2 발명강3Invention steel 3 GOGO GOGO GOGO GOGO 발명예3Inventory 3 발명강4Inventive Steel 4 GOGO GOGO GOGO GOGO 발명예4Honorable 4 발명강5Invention steel 5 GOGO GOGO GOGO GOGO 발명예5Inventory 5 비교강1Comparative River 1 GOGO GOGO NGNG NGNG 비교예1Comparative Example 1 비교강2Comparative River 2 GOGO GOGO NGNG NGNG 비교예2Comparative Example 2 비교강3Comparative Steel 3 GOGO GOGO GOGO NGNG 비교예3Comparative Example 3 비교강4Comparative Steel 4 GOGO GOGO GOGO NGNG 비교예4Comparative Example 4 비교강5Comparative Steel 5 GOGO GOGO GOGO NGNG 비교예5Comparative Example 5

표 4에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우, 관계식 1 내지 5의 조건을 모두 만족할 뿐만 아니라, 비금속 개재물의 조성, 평균직경 및 최대직경이 본 발명에서 제안하는 조건으로 제어되어 신선가공 후 내부에 크랙이 발생되지 않아 강도 및 우수한 냉간가공성을 확보 할 수 있었다. 반면, 비교예 1 내지 5의 경우, 본 발명에서 제안하는 조건을 적어도 하나 이상 만족하지 않는 경우로 신선가공 후 내부에 크랙이 발생되었으며 발명예 대비 냉간가공성이 열위하게 나타남을 알 수 있다.As can be seen from Table 4, in the case of Inventive Examples 1 to 8 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention, not only the conditions of the relational expressions 1 to 5 are satisfied, but also the composition, average diameter and maximum diameter Was controlled under the conditions proposed in the present invention, and cracks were not generated in the interior after the drawing process, and strength and excellent cold workability could be ensured. On the other hand, in the case of Comparative Examples 1 to 5, when at least one of the conditions proposed in the present invention were not satisfied, it was found that cracks were generated in the interior after the drawing process, and the cold workability was poor compared to the case of the present invention.

Claims (11)

중량%로, C: 0.3~0.4%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, N: 0.01% 이하 및 O: 0.0001~0.003%를 포함하고, Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직으로 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하고,
상기 펄라이트의 상분율은 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 상기 펄라이트의 평균 라멜라 간격은 하기 관계식 3 및 4를 만족하는 비조질 선재.
[관계식 1] VP2/VP1≤1.4
[관계식 2] 50≤(15VP1+VP2)/16≤70
[관계식 3] DL1/DL2≤1.4
[관계식 4] 0.1≤(15DL1+DL2)/16≤0.3
(여기서, VP1 및 VP2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트 분율(면적%) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트 분율(면적%)을 의미하며, DL1 및 DL2 각각은 선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 표면으로부터 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치까지 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm) 및 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 펄라이트의 평균 라멜라 간격(μm)을 의미함)
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.3 to 0.4% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.8 to 1.8% of Mn, 0.5 to 1.0% of Cr, 0.02% or less of P, At least one of Nb: 0.005 to 0.03% and V: 0.05 to 0.3%, the balance being Fe and unavoidable impurities, the content of N being 0.01% or less and the content of O being 0.0001 to 0.003%
The microstructure includes ferrite and pearlite,
Wherein the phase fraction of the pearlite satisfies the following relational equations (1) and (2), and the average lamellar spacing of the pearlite satisfies the following relational equations (3) and (4).
[Relation 1] VP 2 / VP 1? 1.4
[Relation 2] 50? (15 VP 1 + VP 2 ) / 16? 70
[Relation 3] DL 1 / DL 2? 1.4
[Relational expression 4] 0.1? (15 DL 1 + DL 2 ) /16? 0.3
(Where, VP 1 and VP 2, each in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire of the wire from the surface of the wire diameter (D) direction 3 / 8D pearlite fraction of the area to a position (area%), and the diameter of the wire material (D (Area%) in the region from the direction 3 / 8D position to the center of the wire, and DL 1 and DL 2 respectively indicate the diameter (D (mm)) of the wire from the surface of the wire at a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire ) Mean mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region up to 3 / 8D position and mean lamellar spacing (μm) of pearlite in the region from the 3 / 8D position in the direction of diameter (D) )
제1항에 있어서,
상기 펄라이트의 강도 편차는 하기 관계식 5를 만족하는 비조질 선재.
[관계식 5]
(VP2/VP1)×(√(DL1/DL2))≤1.5
The method according to claim 1,
The nonlinearity of the pearlite satisfying the following relational expression (5).
[Equation 5]
(VP 2 / VP 1 ) ((DL 1 / DL 2 ))? 1.5
제1항에 있어서,
상기 불가피한 불순물은 Ti를 포함하고, 중량%로, Ti: 0.005% 이하로 억제된 비조질 선재.
The method according to claim 1,
Wherein the unavoidable impurities include Ti and are suppressed to Ti of 0.005% or less by weight.
제1항에 있어서,
탄소당량(Ceq)이 0.6 이상 0.7 이하인 비조질 선재.
The method according to claim 1,
A non-tempered wire having a carbon equivalent (Ceq) of 0.6 to 0.7.
제1항에 있어서,
선재의 길이 방향에 수직한 단면에서 선재의 직경(D) 방향 3/8D 위치로부터 선재의 중심까지의 영역에서의 산화물계 개재물의 평균 조성은 하기 관계식 6 내지 8을 만족하는 비조질 선재.
[관계식 6] 30≤[Al2O3]≤70
[관계식 7] 20≤[SiO2]≤40
[관계식 8] 10≤[CaO]+[MgO]≤20
(여기서, [Al2O3], [SiO2], [CaO] 및 [MgO] 각각은 해당 개재물의 함량(중량%)을 의미함)
The method according to claim 1,
The average composition of the oxide inclusions in the region from the 3 / 8D position in the direction of the diameter (D) of the wire to the center of the wire in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire satisfies the following relational expressions (6) to (8).
[Relation 6] 30? [Al 2 O 3 ]? 70
[Relation 7] 20? [SiO 2 ]? 40
[Relation 8] 10? [CaO] + [MgO]? 20
(Here, [Al 2 O 3 ], [SiO 2 ], [CaO] and [MgO] each represent the content (wt%) of the inclusion concerned)
제5항에 있어서,
상기 산화물계 개재물의 평균 직경은 8μm 이하인 비조질 선재.
6. The method of claim 5,
Wherein the oxide-based inclusions have an average diameter of 8 占 퐉 or less.
제5항에 있어서,
상기 산화물계 개재물의 최대 직경은 15μm 이하인 비조질 선재.
6. The method of claim 5,
Wherein the maximum diameter of the oxide inclusion is 15 占 퐉 or less.
중량%로, C: 0.3~0.4%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Cr: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, sol.Al: 0.01~0.05%, O: 0.0001~0.003% 이하 및 N: 0.01% 이하를 포함하고, Nb: 0.005~0.03% 및 V: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 탄소당량(Ceq)이 0.6 이상 0.7 이하인 블룸(bloom)을 1200~1300℃의 가열 온도로 가열하고, 상기 가열 온도에서 240분 이상 유지한 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는 단계;
상기 빌렛을 재가열 후, 마무리 압연온도 750~900℃의 조건 하 선재 압연하여 선재를 얻는 단계; 및
상기 선재를 권취 후, 0.3~1℃/sec 의 속도로 냉각하는 단계;
를 포함하는 비조질 선재의 제조방법.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.3 to 0.4% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.8 to 1.8% of Mn, 0.5 to 1.0% of Cr, 0.02% or less of P, 0.005 to 0.03% of Nb and 0.05 to 0.3% of V, the balance comprising Fe and unavoidable impurities, the carbon content of carbon Heating a bloom having an equivalent weight (Ceq) of 0.6 or more and 0.7 or less at a heating temperature of 1200 to 1300 캜, holding the bloom at the heating temperature for 240 minutes or more, and rolling the billet to obtain a billet;
After reheating the billet, subjecting the billet to a wire rolling at a finishing rolling temperature of 750 to 900 占 폚 to obtain a wire rod; And
Cooling the wire rod at a rate of 0.3 to 1 占 폚 / sec;
Of the non-flattened wire.
제8항에 있어서,
상기 불가피한 불순물은 Ti를 포함하고, 중량%로, Ti: 0.005% 이하로 억제된 비조질 선재의 제조방법.
9. The method of claim 8,
Wherein the unavoidable impurities include Ti and are suppressed to Ti of 0.005% or less by weight.
제8항에 있어서,
상기 빌렛의 재가열 온도는 1050~1200℃인 비조질 선재의 제조방법.
9. The method of claim 8,
And the reheating temperature of the billet is 1050 to 1200 占 폚.
제8항에 있어서,
상기 선재의 권취 온도는 750~900℃인 비조질 선재의 제조방법.9. The method of claim 8,
Wherein the winding temperature of the wire is 750 to 900 占 폚.
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