WO2011037403A2 - 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2011037403A2
WO2011037403A2 PCT/KR2010/006496 KR2010006496W WO2011037403A2 WO 2011037403 A2 WO2011037403 A2 WO 2011037403A2 KR 2010006496 W KR2010006496 W KR 2010006496W WO 2011037403 A2 WO2011037403 A2 WO 2011037403A2
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
wire rod
wire
weight
cementite
Prior art date
Application number
PCT/KR2010/006496
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
WO2011037403A3 (ko
Inventor
이상윤
권정석
김동현
김준영
이유환
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to CN201080042643.2A priority Critical patent/CN102549174B/zh
Priority to JP2012530781A priority patent/JP2013505366A/ja
Publication of WO2011037403A2 publication Critical patent/WO2011037403A2/ko
Publication of WO2011037403A3 publication Critical patent/WO2011037403A3/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Definitions

  • High carbon flexible wire rods that can be omitted for soft nitridation and manufacturing method
  • the present invention relates to a high carbon soft wire rod and spheroidized microstructure of the wire rod in the manufacturing step of the wire rod in order to omit or shorten the soft nitriding treatment for warm and hot forging or other processing.
  • spheroidization In order to soften the wire, spheroidization is generally performed. Spheroidal heat treatment spheroidizes semanite and induces homogeneous particle distribution in order to improve intermetallic workability during intermetallic forming. In addition, the hardness of the material to be processed can be reduced as much as possible in order to improve the life of the processing dies. In order to achieve the above two objectives, it is used as a concept of soft nitriding of materials, and additionally, when cutting is required, cutting property can be improved than general ferrite + pearlite steel. Such spheroidization heat treatment is largely classified into two types.
  • One is a method of heating for a long time below the vacancy temperature, and is mainly used for the spheroidizing treatment of hot rolled products.
  • the other is the method of obtaining spheroidized tissue by ultra-cooling after heating between the vacancy temperature and the austenitization temperature (inter-critical annealing).
  • the process of spheroidization at the spheroidizing heat treatment temperature is carried out by a carbon concentration gradient due to defects in lamellar cementite or a difference in the curvature with a flat interface at the end due to diffusion at a high temperature.
  • spherical cementite is formed by the formation of a large number of sub-crystal grains or grain boundaries formed during the recovery or recrystallization of ferrite where polygonization occurs during the initial stage of heat treatment. Segmented in the form of bands or ribbons, the segmented cementite becomes spherical to reduce surface energy and is then grown by Ostwald ripening machinery.
  • perturbation theory refers to a phenomenon in which the shape of the rod becomes unstable by the perturbation introduced by capillarity, and is conceived in relation to the length of the perturbation wavelength and the shape of the rod. To explain the phenomenon that is being done.
  • the grain boundary groove model forms grain boundary grooves at the grain boundary interface introduced by deformation or transformation, and these boundary grooves form curvatures at the interface, and the curves show potential differences. This difference in potential causes atoms to move, causing the grooves to continue to grow, which leads to the segmentation of cementite. But in process of visualization This model is applicable only to the initial stages of the spheroidizing heat treatment, as the grain boundary decreases over a long time.
  • the lamellar tip exists in the lamellar structure, and since this part has a curved surface, it is energy unstable compared to other parts, so that visualization starts at this part.
  • the ends of these lamellae refer to the ends generated at the completion of lamellae growth and defect sites generated at the time of lamellae growth.
  • the spheroidization by heating in the abnormal region is fundamentally different in all aspects of the spheroidizing mechanism and kinetics from the spheroidizing method below the vacancy temperature.
  • the process of spheroidization is carried out at the high temperature at which the pearlite part and the ferrite part are transformed into austenite when the abnormal area is heated, and in the austenite area where the pearlite was present.
  • cementite particles do not completely dissolve but remain partially, retaining the form of austenite + residual cementite, and then the remaining cementite acts as a nucleus during the growth of ferrite and residual cementite particles from austenite, rather than the ferrite + pearlite transformation.
  • the metamorphosis proceeds in the form of, and in the slow cooling after the transformation, the spherical particles already formed are grown through a process similar to Ostwald ripening, forming spheroidized tissue. The mechanism for forming spheroidized microstructures by the above-described method is considered.
  • the austenite produced includes not only the region in which the ferrite was present but also a part of the region in which the ferrite was present, the ferrite fraction of the silver was smaller than that of the initial tissue, and the portion of the austenite transformed from pearlite to austenite was In this case, all vacancies of cementite are dissolved and are not present in the molten state in the austenite but remain in part and remain as spherical cementite. Therefore, the austenite produced at this time has a concentration of carbon lower than the amount of carbon in the existing fillite.
  • the austenite When these microstructures reach the A1 temperature, the austenite is transformed back to room temperature tissue, but it is important to note that the austenite is not converted to ferrite and ferrite again, but all are transformed to ferrite and the carbon dissolved in the austenite Rather than precipitate as cementite cementite, it is combined with the remaining cementite particles to contribute to the growth of cementite particle size.
  • the microstructure observed in this case consists of ferrite and spheroidized particles.
  • the next step is to slow down to room temperature, where spherical particles are grown by Ostwald ripening, where relatively small semanite particles disappear and only large particles continue to grow. Looking at such a spheronization mechanism according to the heating step, as follows.
  • the room temperature microstructure of the carbon steel is mainly composed of pearlite or ferrite + ferrite.
  • heating to a temperature at which high temperature austenite is produced affects the microstructure that appears when the heating rate reaches the silver in the abnormal region.
  • the present invention is to provide a high-carbon flexible wire rod and a method for manufacturing the same, which can be omitted by the soft nitriding treatment containing the spherical cementite in the microstructure of the wire rod by applying the control rolling and extreme temperature in the wire rod manufacturing process.
  • the present invention in one embodiment, by weight% C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, Mn: 0.2-1.5%, Al: 0.03% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Provided is a high carbon soft wire comprising residual Fe and other unavoidable impurities and comprising ferrite and filite containing spherical semanite.
  • the wire rod may further include at least one of Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, and V: 0.5% or less.
  • the wire rod preferably has an area fraction of ferrite containing spherical cementite of 30% or more.
  • the spherical cementite of the wire rod preferably contains 50% or more of spherical cementite having an aspect ratio of 1-2.5.
  • the wire rod preferably has a hardness of 250 Hv or less.
  • the wire rod has a tensile strength of 75 kg / ⁇ 2 or less.
  • the present invention provides a method for producing a high-strength high carbon flexible wire rod having no or shortened spheroidization heat treatment, with an increase of%, C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, and Mn: 0.2-1.5.
  • the wire rod may further include one or more of Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, and V: 0.5% or less.
  • After the engraving step may further include the step of engraving the phase up to the silver at an ' exclination speed of 5 ⁇ 20 ° C / s.
  • the present invention can provide a manufacturing method including a step of spheroidizing the cementite in the manufacturing step of the wire rod in order to omit or shorten the soft nitriding process for drawing and processing the wire rod.
  • This allows the spheroidization process, which currently takes 25 hours or more, By shortening it to several hours, the process can be simplified and the energy from heat treatment can be reduced.
  • 1 is a graph showing a conventional spheroidization treatment step.
  • Figure 2 is a photograph observing the microstructure of the invention examples 1 and 2, Comparative Examples 1 to 4.
  • 3 is a graph showing the correlation between the angular velocity, rolling temperature and hardness.
  • the present invention can provide a flexible wire rod by securing a spherical cementite in the microstructure of the wire rod, through the control rolling and ultra-wetting process in the manufacturing step of the wire rod, which can minimize the time spent in the conventional spheroidization process,
  • the wire rod having similar or better mechanical properties than the wire rod subjected to the conventional spheroidizing process can be provided.
  • the component system of this invention is demonstrated.
  • the content of C is less than 0.7 weight 3 ⁇ 4, the effectiveness of the direct spheroidization process of cementite implemented in the present invention is lowered, and softening may be achieved by implementing only general softening heat treatment.
  • the content of C exceeds 1.5 weight 3 ⁇ 4, the spheroidization of semanite becomes difficult and the forging of the steel is significantly lowered, so that cracks and the like occur even after the forging is performed. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.7-1.5% by weight.
  • the Si content exceeds 2.0 weight 3 ⁇ 4, the segregation of the steel increases, there is a difference between the inside and the outside of the wire rod, there is a fear of the formation of low-silver structure, and the high silver strength of the steel increases, so that the load of the wire during the wire rod process is high. I get caught.
  • the Si content increases Increasing the activity of carbon promotes surface decarburization, which can cause surface decarburization in slow cooling patterns of wire rods.
  • the lower limit of the Si content does not have any particular reason for limitation, but it is preferable to contain at least 0.005 weight 3 ⁇ 4 for strength.
  • Mn is an element that forms a solid solution to form a solid solution to strengthen the solid solution, and is a very useful element to improve the hardenability of high strength CHQ.
  • Mn is more than 1.5 weight 3 ⁇ 4>
  • Tissue heterogeneity by stones has a more detrimental effect on the wire properties.
  • macro segregation and micro segregation are easy to occur according to the uneven segregation mechanism of the river.
  • Manganese segregation promotes segregation due to relatively low diffusion coefficient compared to other elements, and the improvement of hardenability is caused by the core martensite.
  • the content of Mn is preferably limited to 0.2-1.5% by weight.
  • A1 reacts strongly with nitrogen to produce A1N. Fine A1N in the steel serves to interfere with austenite grain growth, which is advantageous for seed generation through rolling. However, when the A1 content exceeds 0.03% by weight, excessive A1 2 0 3 may be formed to provide a cause of fatigue failure.
  • the upper limit of the content of P is preferably limited to 0.02% by weight. In consideration of economical efficiency, the upper limit thereof is more preferably limited to 0.015% by weight.
  • S is an element that is inevitably contained in the manufacturing process, it is preferable to suppress the content as much as possible because it has a low melting point element, the grain boundary segregation lowers the toughness and forms an emulsion, which adversely affects the delayed fracture resistance and the relaxation characteristics.
  • Other elements to be contained are not particularly limited, but may be included depending on the characteristics of the steel.
  • the present invention may additionally include one or more of Cr, Mo, Ni, and V.
  • Cr promotes the formation of cementite and reduces the lamellar spacing of the pearlite, thereby promoting cementation and improving forging.
  • the content of Cr exceeds 1.5% by weight, it may adversely affect the mechanical properties, so the upper limit of the Cr content is preferably limited to 1.5% by weight.
  • Mo molybdenum
  • Mo has a secondary reinforcing effect during tempering and is an excellent element for improving softening resistance of steel.
  • the content of Mo exceeds 0.5% by weight, the strength is excessively increased, which adversely affects the forging. Therefore, the upper limit of the Mo content is preferably limited to 0.5% by weight.
  • Ni (nickel) 1.0 weight 3 ⁇ 4 or less
  • Ni is an element that is useful for increasing hardenability and improving toughness. It is preferable to be contained, but when it exceeds 1.0 weight 3 ⁇ 4, strength may be excessively improved, and forging property may deteriorate. Therefore, the upper limit of the Ni content is preferably limited to 1.0% by weight.
  • the V is a softening resistance improving element, when the content is less than 0.5% by weight can act as a non-diffusing hydrogen trap site due to vanadium-based or niobium-based precipitates in the base material, and can be expected to improve the delayed fracture resistance, Improvement effect on softening resistance can be expected through strengthening precipitation. However, if the content exceeds 0.5% by weight, the improvement effect on the delayed fracture resistance and softening resistance by the precipitates is saturated, and coarse alloy carbides which are not dissolved in the base metal during the austenitic heat treatment increase, such as nonmetallic inclusions. Because of its function, there is a problem that causes a decrease in fatigue characteristics. A method for producing a flexible wire rod that satisfies the above component system will be described.
  • the present invention is carried out in the wire rod manufacturing step of the spheroidization process is carried out for the soft nitriding of the material for the drawing and processing of the masonry steel, spheroidizing part or all of the cementite in the filament to omit or shorten the subsequent softening heat treatment process can do.
  • the cast steel satisfying the above component system is heated to a temperature of A3 or higher to austenite its microstructure.
  • the microstructure may include some ferrite together.
  • the upper limit of the temperature of the austenitization step is not limited, but may be defined in consideration of the process equipment. Austenitic generally turns to perlite, a composite of ferrite and cementite, when A1 is less than or equal to degrees.
  • DET Divorced Eutectoid Transformation
  • This is due to the presence of cementite seeds in austenite instead of pearlite under limited conditions.
  • Spherical cementite may grow to induce spheroidization of cementite.
  • the present invention after rolling the austenitization step of the billet A1 ⁇ A1 + 80 ° C. and is extremely cold at an angular speed of 0.03 ° C / s or less from Al-50 ° C to Al-100 ° C. After the austenitization step, the billet may be controlled rolled in the range of A1 to A1 + 80 ° C. to distribute fine cementite seeds within the tissue.
  • the generation of fine cementite seeds is induced in the abnormal region, and the closer the rolling hardness is to the A1 temperature, the smoother the generation of cementite seeds is.
  • the rolled wire is angled at an angle of angular velocity of 0.03 ° C / s or less to A1-50 ° C-Al— 100 ° C.
  • semanite seeds in austenite grow to become spherical cementite. . From a reactionary point of view, even though cementite is present, the formation of pearlite from the austenite boundary is stable, but if the slowing angle is slowed down, the cementite seed generated therein can be grown, thereby inhibiting the growth of pearlite.
  • the present invention may include a final final step to room temperature after the initial step. It is preferable that the angular velocity of the final angular phase is 5-20 ° C./s.
  • the microstructure of the wire rod produced by the manufacturing method as described above includes ferrite and pearlite containing spherical cementite.
  • the area fraction of the ferrite containing spherical cementite is preferably 30% or more of the entire microstructure, and the spherical cementite having an aspect ratio of 1 to 2.5 of the spherical cementite is preferably 50% or more. Do.
  • the hardness of the wire rod having a microstructure as described above is 250Hv or less and the tensile strength is 75 kg / miif or less.
  • the present invention can significantly shorten the spheroidization time and can provide a soft wire having the mechanical properties.
  • the wire rod was spheroidized by three stages of cooling after austenitizing according to the manufacturing conditions shown in FIG. 1.
  • the total heat treatment time was about 22-30 hours.
  • Austenitic wires satisfying the above component system at the temperature of A3 + 100 o C or higher are subjected to filamentous rolling at 760, 780, 800, 820 and 840 ° C as shown in Table 1 below. After hardness at the speed of TVs, the hardness is measured and shown in FIG. 3. In addition, the fraction and aspect ratio of the spherical cementite was measured and shown in Table 1 below. In addition, the microstructure photograph of Comparative Example 1 (A), Comparative Example 2 (D), Comparative Example 3 (E), Comparative Example 4 (F), Inventive Example 1 (B) and Inventive Example 2 (C) is shown in FIG. Indicated.
  • Comparative Example 6 840 0.05 20 2.6 Comparative Example 1 and Comparative Example 2, the rolling temperature is below the A1 temperature, the spherical cementite fraction was measured to be less than 10%, which can be confirmed through Figure 2 (A, D).
  • the rolling temperature was higher than A1 temperature, the angular velocity was too fast at 0.05 ° C / s, the spherical cementite fraction was measured at 20-30%, and the aspect ratio and hardness were also measured high.
  • Microstructures of Comparative Example 3 and Comparative Example 4 can be confirmed through Figure 2 (E, F).
  • Inventive Examples 1 to 4 had a fraction of spherical cementite of 50% or more, hardness of 250 Hv or less, and an aspect ratio of 1 to 2.5.
  • Inventive examples 1 and 2 can be confirmed through FIG. 2 (B, C).
  • FIG. 3 a graph of the correlation between the angular velocity, the rolling temperature, and the hardness is shown in FIG. 3.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, Mn: 0.2-1.5%, Al: 0.03% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 빌렛을 A3 이상의 온도에서 오스테나이트화하는 단계, A1~A1+80°C에서 마무리 압연하는 단계 및 상기 압연한 선재를 0.03°C/s 이하의 냉각속도로 A1-50°C ~ A1-100°C까지 냉각하는 단계를 포함하는 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재의 제조방법 및 이에 의하여 제조된 선재를 제공한다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법
【기술분야】
본 발명은 온간 및 넁간 단조 또는 기타 가공을 하기 위한 연질화 처리를 생략 또는 단축하기 위하여 선재의 제조단계에서 선재의 미세조직을 구상화한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
【배경기술】
선재를 연질화하기 위하여 일반적으로 구상화 열처리를 한다. 구상화 열처리는 넁간 성형시 넁간 가공성을 향상시키기 위하여 세맨타이트를 구형화하고 균질한 입자 분포를 유도한다. 또한， 가공 다이스의 수명을 향상시키기 위하여 가공되는 소재의 경도를 가능한 한 낮추어 줄 수 있다. 상기 2가지의 목적을 달성하기 위해 소재의 연질화 개념으로서 이용되고 있으며， 부가적으로 절삭가공이 필요한 경우 일반 페라이트 + 펄라이트 강보다 절삭성을 향상시킬 수 있다. 이러한 구상화 열처리는 크게 2가지로 분류된다. 하나는 공석온도 이하에서 장시간 가열하는 방법으로서， 주로 열연 제품의 구상화 처리에 이용되고 있다 (sub- critical annealing). 다른 하나는 공석온도와 오스테나이트화 온도 사이에서 가열 후 극서냉하여 구상화조직을 얻는 방법이다 (inter-critical annealing). 초기 조직이 펄라이트로 구성된 경우， 구상화 열처리 온도에서 구상화가 진행되는 과정은, 높은 온도에서의 확산에 의하여 라멜라 (lamellar) 세멘타이트의 결함 또는 끝 부분에서의 평평한 계면과의 곡를 차이에 의한 탄소 농도 구배가 발생하여 라멜라 세멘타이트가 분절되고, 이후 계면 에너지를 줄이기 위해 구상화된다고 알려져 있다. 이와 같이 형성된 구형 입자는 Ostwald ripening과 유사한 과정을 거쳐 성장하게 되어 구상화 조직을 형성한다. 이러한 구상화 과정은 오스테나이트로 변태온도 직하에서 주로 관찰되어 소재의 기지조직이 페라이트와 펄라이트로부터 페라이트에 구상 세멘타이트가 존재하는 형태로 변화한다. 즉 초기 조직에서 펄라이트로 존재하던 부분이 페라이트와 구형 세멘타이트로 변하게 되어, 전체 미세조직이 페라이트와 구형 세멘타이트로 이루어진다. 이와 같은 구상화가 이루어지는 기구에 대해서는 많은 연구들이 발표되었는테, 대부분이 판상의 세멘타이트가 그 형태를 잃어가며 구형의 세멘타이트로 형성되는 과정에 대한 여러 이론들이 있으나， 그 이후의 성장 거동은 대부분의 보고서에서
Ostwald ripening의 형태로 성장하는 것으로 알려져 있다. 구형의 세멘타이트가 형성되는 과정은 열처리ᅳ 초기 단계에서 다각형화 (polygonization)가 발생하는 페라이트의 회복 또는 재결정 과정에서 형성된 많은 아결정립계 또는 결정립계가 형성되고, 이에 따라 열적으로 불안정한 판상의 세멘타이트는 밴드 (band) 또는 리본 (ribbon)의 형태로 분절되며, 분절된 세멘타이트는 표면 에너지 감소를 위해 구형으로 된 후 Ostwald ripening 기구에 의해 성장하게 된다. 이러한 구상화 기구를 설명하는 모델은 대체적으로 3가지 정도가 존재한다. 첫번째로 perturbation theory (섭동이론)는 로드 (rod)의 형태가 모세관현상 (capillarity)에 의해 도입된 perturbation에 의하여 불안정해지는 현상을 말하는 것으로서 perturbation 파장의 길이와 로드의 형태, 즉 길이와의 관계로 구상화가진행되는 현상을 설명한.것이다. 또한， grain boundary groove model은 변형 또는 변태에 의해 도입된 아결정립계 계면에 grain boundary groove가 형성되며 이러한 boundary groove는 계면에 곡를 (Curvature)을 형성하고 이 곡를은 potential의 차이를 나타나게 된다. 이러한 potential의 차이는 원자의 이동을 야기시켜 groove가 계속 성장하게 되고 이로 인하여 세멘타이트는 분절된 형태로 발전하게 된다. 그러나 구상화 처리중 장시간에 이르게 되면 아결정립계가 감소하게 되므로 이 model은 구상화 열처리의 초기 단계에만 적용 가능하다. 마지막으로 fault migration theory는, 라멜라 구조에서 라멜라의 끝 부분이 존재하며 이 부분은 곡면의 형태를 가지므로 다른 부위에 비하여 에너지적으로 불안정하므로 이 부위에서 구상화가 시작된다. 이러한 라멜라의 끝 부분은 라멜라 성장 완료시에 생성되는 끝단부와 라멜라 성장시 발생되는 결함 부위를 말한다. 이상 영역에서의 가열에 의한 구상화는 공석온도 이하에서의 구상화 방법과는 근본적으로 구상화 기구 및 kinetics 모든 면에서 다르다. 초기 조직이 펄라이트와 페라이트로 구성된 경우, 구상화가 진행되는 과정은 높은 온도에서의 펄라이트 부위 및 페라이트의 일부 부위가 이상 영역 가열시 오스테나이트로 변태하며, 펄라이트가 존재하던 부위에 존재하는 오스테나이트 영역에 세멘타이트 입자가 완전히 용해되지 않고 일부 잔존하여 오스테나이트 + 잔류 세멘타이트의 형태를 유지한 후 서넁시 잔존 세멘타이트가 핵으로 작용하여 오스테나이트로부터 페라이트 + 펄라이트 변태가 아닌 페라이트와 잔존 세멘타이트 입자의 성장의 형태로 변태가 진행되며 변태 이후의 서냉시에는 이미 형성된 구형 입자가 Ostwald ripening과 유사한 과정을 거쳐 성장하게 되어 구상화조직을 형성하게 된다. 상술한 방식에 의한 구상화 미세조직의 형성기구를 고찰하고자 한다. 일반적인 미세조직인 페라이트와 필라이트로 구성된 소재를 이상 영역으로 가열하여 서넁에 의한 구상화 조직을 형성하는 것은 상술한 바와 같이， 페라이트와 펄라이트가 공존하는 상태에서 필라이트는 모두 오스테나이트로 변태하고 페라이트의 일부 또한 오스테나이트로 변태하게 되므로, 가열온도에서 존재하는 상은 페라이트와 오스테나이트가 된다. 또한， 이때 생성되는 오스테나이트는 필라이트가 존재하던 영역뿐 아니라 페라이트가 존재하던 영역 일부를 포함하기 때문에 이 은도에서의 페라이트 분율은 초기 조직의 경우 보다 작게되고, 펄라이트로부터 오스테나이트로 변태한 부위에 있어서는 모든 공석 세멘타이트가 용해되어 오스테나이트에 용융 상태로 존재하는 것이 아니라 일부 잔존하게 되어 구형의 세멘타이트로 잔류하게 된다. 따라서 이 때 생성된 오스테나이트에는 기존 필라이트에서의 탄소량보다 낮은 농도의 탄소를 갖고 있다. 이러한 미세조직이 A1 온도에 이르면 오스테나이트가 다시 상온 조직으로 변태하게 되는데 여기에서 주의해야 할 점은 오스테나이트가 다시 페라이트와 필라이트로 변태하는 것이 아니라 모두 페라이트로 변태되면서 오스테나이트에 용융되어 있던 탄소는 펄라이트의 세멘타이트로 석출하기보다는 잔존되어 있던 세멘타이트 입자와 결합하여 세멘타이트 입자 크기의 성장에 기여하게 된다. 따라서 이 경우에 관찰되는 미세조직은 페라이트와 구상화된 세멘타이트 입자로 이루어진다. 다음 단계는 서넁하여 상온까지 넁각하는 단계로서， 상대적으로 크기가 작은 세맨타이트 입자는 소멸되고 크기가 큰 입자만 계속적으로 성장하는 Ostwald ripening에 의한 구상화 입자의 성장이 이루어진다. 이와 같은 구상화 기구를 가열 단계에 따라 검토해보면， 다음과 같다. 첫째 이상 영역의 온도까지 가열하는 과정에 있어서， 일반적으로 탄소강의 상온 미세조직은 주로 펄라이트 또는 필라이트 + 페라이트로 구성되어 있다. 이러한 경우 높은 온도의 오스테나이트가 생성되는 온도까지 가열하는 경우, 가열 속도가 이상 영역의 은도에 도달했을 경우 나타나는 미세조직에 영향을 미친다.
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명은 선재의 제조공정시 제어압연과 극서넁을 적용하여 선재의 미세조직내에 구형 세멘타이트를 포함시킨 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재와 그 제조방법을 제공하고자 한다.
【기술적 해결방법】 본 발명은 일구현례로서， 중량 %로 C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, Mn: 0.2-1.5%, Al: 0.03% 이하, P: 0.02% 이하， S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 블가피한 불순물을 포함하고， 구형 세맨타이트를 함유한 페라이트 및 필라이트를 포함하는 고탄소 연질 선재를 제공한다.
상기 선재는 Cr: 1.5% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ni： 1.0% 이하 및 V： 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 선재는 구형 세멘타이트를 함유한 페라이트의 면적분율이 30% 이상인 것이 바람직하다.
상기 선재의 구형 세멘타이트는 애스팩트비 (Aspect ratio)가 1-2.5인 구형 세멘타이트를 50%이상 포함하는 것이 바람직하다.
상기 선재는 경도가 250Hv 이하인 것이 바람직하다.
상기 선재는 인장강도가 75kg/画 2 이하인 것이 바람직하다. 본 발명은 다른 일구현례로서 , 구상화 열처리를 생략 또는 단축한 고강도 고탄소 연질 선재의 제조방법에 있어서, 증량 %로, C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, Mn: 0.2- 1.5%, Al: 0.03% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 빌렛을 A3이상의 온도에서 오스테나이트화하는 단계; A1~A1+80°C에서 마무리 압연하는 단계; 및 상기 압연한 선재를 0.03°C/s 이하의 넁각속도로 A1-5( C ~ A1-150°C 범위로 넁각하는 단계를 포함하는 고탄소 연질 선재의 제조방법을 제공한다.
상기 선재는 Cr: 1.5% 이하， Mo: 0.5% 이하， Ni： 1.0% 이하 및 V： 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 넁각단계 후 5~20°C/s의' 넁각속도로 상은까지 넁각하는 단계를 더 포함할 수 있다.
【발명의 효과】
본 발명은 선재의 신선 및 가공을 위한 연질화 공정을 생략 또는 단축하기 위하여， 선재의 제조단계에서 세멘타이트를 구상화하는 공정을 포함한 제조방법을 제공할 수 있다. 이를 통하예 현재 일반적으로 25시간 이상 소요되는 구상화 공정을 수시간 이내로 단축함으로서 공정을 단순화하고 열처리로 인한 에너지를 저감할 수 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 종래의 구상화처리 공정을 나타내는 그래프이다.
도 2는 발명예 1 및 2, 비교예 1 내지 4의 미세조직을 관찰한사진이다.
도 3은 넁각속도, 압연온도 및 경도의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명은 선재의 제조단계에서 제어압연과 극서넁공정을 통하여, 선재의 미세조직내에 구형 세멘타이트를 확보하여 연질 선재를 제공할 수 있으며, 이는 종래에 구상화공정에 투입된 시간을 최소화할 수 있으며， 종래의 구상화공정을 실시한 선재와 유사하거나 보다 우수한 기계적 물성을 갖는 선재를 제공할 수 있다. 이하, 본 발명의 성분계에 대하여 설명한다.
C (탄소): 0.7-1.5 중량1 To
C 함량이 높아질수톡 선재의 강도는 증가되나, 넁간 단조성이 떨어져 가공이 어렵게 되는 단점이 있다. C의 함량이 0.7 중량 ¾ 미만인 경우에는 본 발명에서 구현하고 있는 세멘타이트의 직접 구상화 프로세스의 효용성이 떨어지며, 일반 연화 열처리만 구현해도 연질화가 가능하다. 반면에， C의 함량이 1.5 중량 ¾를 초과하는 경우에는 세맨타이트의 구상화가 어려워지고 넁간 단조성이 현저하게 저하되어 넁간 단조를 행한 후에도 균열 등이 발생하게 된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.7-1.5 중량 %로 한정하는 것이 바람직하다.
Si (실리콘): 0.005-2.0 증량 %
Si의 함량이 2.0 중량 ¾를 초과하는 경우에는 강의 편석이 증가하여 선재 내，외부의 차이가 생기고 저은조직의 생성 우려가 있으며, 강의 고은강도가 증가하여 선재공정 중 선재압연시 를의 부하가 많이 걸리게 된다. 또한 Si 함량 증가는 탄소의 활동도를 증가시켜 표면 탈탄을 조장하는데 이는 선재의 서냉 패턴 중 표면 탈탄의 원인이 될 수 있다. Si 함량의 하한치는 특별한 한정 이유를 갖지는 않으나 강도를 위해서 0.005 중량 ¾ 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
Mn (망간): 0.2-1.5 중량 %
Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로서, 고강도 CHQ의 소입성 향상에 매우 유용한 원소이다, 단, Mn의 함량이 1.5 중량 ¾>를 초과하는 경우에는 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 선재특성에 더 유해한 영향을 미친다. 그리고, 강의 웅고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로인한 경화능 향상은 중심부 저온조직 (core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 그리고， 상기 Mn의 함량이 0.2 중량 % 미만인 경우에는 망간편석에 의한 편석대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 웅력이완 개선효과는 기대하기 어려우며 MnS 개재물이 감소하게 된다. 따라서， 상기 Mn의 함량은 0.2-1.5 중량 %로 한정하는 것이 바람직하다.
A1 (알루미늄): 0.03 중량 ¾ 이하
A1은 강 증에 질소와 반웅하여 A1N을 생성한다. 강중의 미세한 A1N은 오스테나이트 입계 성장을 방해하는 역할을 하여 압연을 통한 시드 (seed) 생성에 유리하다. 그러나 A1 함량이 0.03 중량 %를 초과하는 경우 과도한 A1203를 형성시켜 피로파단의 원인을 제공할 수 있다.
P (인)： 0.02 중량 % 이하
P은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며， 인은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며 , 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 따라서， 상한을 관리하는 것이 중요하며， 상기 P의 함량의 상한은 0.02 증량 %로 한정하는 것이 바람직하다. 경제성올 고려하여 그 상한을 0.015 중량 %로 한정하는 것이 보다 바람직하다.
S: 0.02 증량 % 이하
S는 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 웅력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나， 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 증요하며， 상기 S의 함량의 상한은 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다ᅳ 그 밖에 함유되는 원소는 특별히 한정하지 않았지만 강의 특성에 따라 함유시킬 수 있다. 본 발명은 일구현례로서， Cr, Mo, Ni 및 V 증 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.
Cr (크름): 1.5 중량 % 이하.
Cr은 세멘타이트의 형성을 조장하고 퍼얼라이트의 라멜라 간격을 작게 하는 특성이 있어 세멘타이트 구상화를 촉진시켜 단조성을 향상시킨다. 그러나 Cr의 함량이 1.5 증량 %를 초과하는 경우 기계적 특성에 악형향을 미칠수 있어, 상기 Cr 함량의 상한은 1.5 중량 %로 한정하는 것이 바람직하다.
Mo (몰리브덴): 0.5 중량 % 이하
Mo는 템퍼링 (Tempering)시 2차 강화효과를 가지고 있어 강의 연화저항성 향상에 우수한 원소이다. 그러나 Mo의 함량이 0.5 증량 %를 초과하는 경우에는 강도가 지나치게 상승하여 단조성에 악영향을 미치게 된다. 따라서, 상기 Mo 함량의 상한은 0.5 증량 %로 한정하는 것이 바람직하다.
Ni (니켈): 1.0 중량 ¾ 이하
Ni은 소입성을 증가시키고 인성을 향상시키는데 유용한 원소이기 때문에 적정량이 함유되는 것은 바람직하나 1.0 중량 ¾를 초과하는 경우에는 지나치게 강도가 향상되어 오히려 단조성이 악화될 수 있다. 따라서， 상기 Ni 함량의 상한은 1.0 중량 %로 한정하는 것이 바람직하다.
V (바나듐): 0.5중량 % 이하
상기 V은 연화저항성 개선원소로, 그 함량이 0.5 중량 % 이하인 경우에는 모재 내 바나듐계 또는 니오븀계 석출물들로 인해 비확산성 수소 트랩사이트로의 역할을 수행하고 지연파괴 저항성 개선효과를 기대할 수 있으며， 석출강화를 통한 연화저항성에 대한 개선효과를 기대할 수 있다. 그러나， 그 함량이 0.5 증량 %를 초과하는 경우에는 석출물들에 의한 지연파괴 저항성 및 연화저항성에 대한 개선효과가 포화되고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하는 문제 점이 있다. 상기와 같은 성분계를 만족하는 연질 선재를 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 본 발명은 과공석강의 신선 및 가공을 위한 소재의 연질화를 위하여 실시되는 구상화공정을 선재 제조단계에서 실시하여， 필라이트내의 세멘타이트의 일부 또는 전체를 구상화시켜 이후의 연화 열처리 공정을 생략또는 단축할 수 있다. 상기 성분계를 만족하는 주편을 A3이상의 온도로 가열하여 그 미세조직을 오스테나이트화한다. 단， 상기 미세조직에는 일부 페라이트가 더불어 포함될 수 있다. 상기 오스테나이트화 단계의 온도의 상한은 한정되는 것은 아니나, 공정설비를 고려하여 한정될 수 있다. 오스테나이트는 일반적으로 A1은도 이하로 넁각되면 페라이트와 세멘타이트의 복합구조로된 펄라이트로 변한다. 그러나, 본 발명에서는 일반적인 공석변태와 구별되는 DET(Divorced Eutectoid Transformation)현상이 일어난다. 이는 오스테나이트내에 세멘타이트 시드가 존재할 경우 제한된 조건에서 펄라이트 대신 구형 세멘타이트가 성장하여 세멘타이트의 구상화를 유도할 수 있다. 본 발명은, 상기 오스테나이트화 단계를 거친 빌렛을 A1~A1+80°C에서 압연한 후 Al-50 °C ~ Al-100 °C까지 0.03 °C /s 이하의 넁각속도로 극서넁한다 . 상기 오스테나이트화 단계 후 빌렛을 A1~A1+80°C의 범위에서 제어압연하여 미세한 세멘타이트 시드를 조직내에 분포시킬 수 있다. 이상영역에서 미세한 세멘타이트 시드의 생성이 유도되고 압연은도가 A1 온도에 근접할수록 세멘타이트 시드의 생성이 원활해진다. 상기 압연한 선재를 0.03°C/s 이하의 넁각속도로 A1-50°C - Al— 100°C까지 넁각하는데， 극서넁에 의하여， 오스테나이트내에 존재한 세맨타이트 시드는 성장하여 구형 세멘타이트가 된다. 반웅 속도론적 입장에서 보면 세멘타이트가 존재하더라도 오스테나이트 입계로부터 펄라이트가 생성되는 것이 안정적이나 넁각 속도를 늦춘다면 내부에 생성된 세멘타이트 시드가 성장할 수 있는 조건이 되어 펄라이트의 성장이 억제된다. 이러한 것은 늦은 생각속도로 인해 막대형 세멘타이트 성장보다는 구형 세멘타이트 성장이 일어날 수 있는 환경이 조성되기 때문이다. 본 발명은 상기 넁각단계 후 상온까지 최종 넁각하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 최종넁각단계의 넁각속도가 5~20°C/s인 것이 바람직하다. 상기와 같은 제조방법에 의하여 제조된 선재의 미세조직은 구형 세멘타이트를 함유한 페라이트 및 펄라이트를 포함한다. 여기서, 구형 세멘타이트를 함유한 페라이트의 면적분율은 전체 미세조직 중 30% 이상인 것이 바람직하며, 상기 구형 세멘타이트 중 애스팩트비 (Aspect ratio)가 1~2.5인 구형 세멘타이트가 50%이상인 것이 바람직하다.
또한, 상기와 같은 미세조직을 갖는 선재의 경도는 250Hv 이하이고 인장강도는 75kg/miif 이하이다. 본 발명은 구상화시간을 획기적으로 단축할 수 있으며， 상기 기계적 물성을 갖는 연질 선재를 제공할 수 있다.
【발명의 실시를 위한 형태】
이하， 실시예를 통하여 본 발명을 설명한다.
(실시예)
(종래예)
중량 %로， C: 1.0%, Mn: 0.3%, Si: 0.2%, Cr: 1.4%, Al： 0.03% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 도 1에 나타난 제조조건에 의하여 오스테나이트화 후 3단계 냉각을 통하여 구상화 처리를 하였다. 전체 열처리 시간은 약 22~30시간이 소요되었다.
(발명예 1 내지 4 및 비교예 1 내지 6)
상기와 같은 성분계를 만족하는 선재를 A3+100oC 이상의 온도에서 오스테나이트화한 후에 선계를 하기 표 1과 같이, 760, 780, 800, 820 및 840°C에서 사상압연을 실시한 후 0.01 및 0.05 TVs의 속도로 넁각한 후 그 경도를 측정하여 도 3에 나타내었다. 또한， 구형 세멘타이트의 분율 및 애스팩트비 (Aspect ratio)를 측정하여 하기 표 1에 나타내었다. 또한, 도 2에 비교예 1(A), 비교예 2(D), 비교예 3(E)， 비교예 4(F), 발명예 1(B) 및 발명예 2(C)의 미세조직 사진을 나타내었다.
【표 1】
Figure imgf000013_0001
발명예 3 820 0.01 50 2.3
비교예 5 820 0.05 20 2.7
발명예 4 840 0.01 60 2.2
비교예 6 840 0.05 20 2.6 비교예 1 및 비교예 2는 압연온도가 A1온도 이하로서, 구형 세멘타이트 분율이 10% 미만으로 낮게 측정되었으며， 이는 도 2(A, D)를 통하여 확인할 수 있다. 비교예 3 내지 6은 압연온도가 A1온도 이상이지만 넁각속도가 0.05°C/s로 너무 빨라서, 구상 세멘타이트 분율이 20-30%로 측정되었으며, 애스팩트비 및 경도 또한 높게 측정되었다. 비교예 3 및 비교예 4의 미세조직은 도 2(E, F)를 통하여 확인할 수 있다. 반면에， 발명예 1 내지 4는 구형 세멘타이트의 분율이 50%이상이며, 경도는 250Hv 이하이고， 애스팩트비 1~2.5 범위내였다. 이 중 발명예 1 및 2는 도 2(B, C)를 통하여 확인할 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 4， 비교예 1 내지 6에 대하여， 넁각속도, 압연온도 및 경도의 상관관계의 그래프를 도 3에 나타내었다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1]
중량 ¾로， C: 0.7-1.5%, Si: 0.005-2.0 , Mn: 0.2-1.5%, Al： 0.03% 이하, P: 0.02% 이하， S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고， 구형 세맨타이트를 함유한 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 고탄소 연질 선재.
【청구항 2]
제 1항에 있어서， 상기 선재는 Cr: 1.5% 이하, Mo: 0.5% 이하， Ni： 1.0% 이하 및 V： 0.5% 이하 증 1종 이상을 추가로 포함하는 고탄소 연질 선재.
【청구항 3]
제 1항에 있어서， 상기 선재는 구형 세멘타이트를 함유한 페라이트의 면적분율이 30% 이상인 고탄소 연질 선재.
【청구항 4]
제 1항에 있어서, 상기 선재의 구형 세멘타이트는 애스팩트비 (Aspect ratio)가 1~2.5인 구형 세멘타이트를 5W이상포함한 고탄소 연질 선재.
【청구항 5】
제 1항에 있어서， 상기 선재는 경도가 250Hv 이하인 고탄소 연질 선재 .
【청구항 6]
제 1항에 있어서， 상기 선재는 인장강도가 75kg/麵 2 이하인 고탄소 연질 선재 . 【청구항 7】
연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재의 제조방법에 있어서， 중량 %로, C: 0.
7-1.5%, Si: 0.005-2.0%, Mn: 0.2-1.5%, Al: 0.03% 이하， P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 빌렛을 A3이상의 은도에서 오스테나이트화하는 단계; A1~A1+80°C에서 마무리 압연하는 단계; 및
상기 압연한 선재를 0.03°C/s 이하의 넁각속도로 A1-5C C ~ A1-150°C 범위로 넁각하는 단계를 포함하는 고탄소 연질 선재의 제조방법 .
【청구항 8)
제 7항에 있어서 , 상기 선재는 Cr: 1.5% 이하， Mo: 0.5% 이하， Ni： 1.0% 이하 및 V： 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 고탄소 연질 선재의 제조방법.
【청구항 91
제 7항에 있어서， 상기 넁각단계 후 5~2(rc/s의 넁각속도로 상온까지 넁각하는 단계를 더 포함하는 고탄소 연질 선재의 제조방법 .
PCT/KR2010/006496 2009-09-23 2010-09-20 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법 WO2011037403A2 (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201080042643.2A CN102549174B (zh) 2009-09-23 2010-09-20 无需软化处理的高含碳量软线材及其制造方法
JP2012530781A JP2013505366A (ja) 2009-09-23 2010-09-20 軟質化処理の省略が可能な高炭素軟質線材及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2009-0090106 2009-09-23
KR1020090090106A KR20110032555A (ko) 2009-09-23 2009-09-23 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
WO2011037403A2 true WO2011037403A2 (ko) 2011-03-31
WO2011037403A3 WO2011037403A3 (ko) 2011-07-07

Family

ID=43796382

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2010/006496 WO2011037403A2 (ko) 2009-09-23 2010-09-20 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP2013505366A (ko)
KR (1) KR20110032555A (ko)
CN (1) CN102549174B (ko)
WO (1) WO2011037403A2 (ko)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101461724B1 (ko) * 2012-11-27 2014-11-14 주식회사 포스코 고강도 강선
KR101858851B1 (ko) 2016-12-16 2018-05-17 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR101977467B1 (ko) * 2017-05-29 2019-05-13 주식회사 포스코 강도 및 냉간가공성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법
KR102047403B1 (ko) 2017-12-26 2019-11-22 주식회사 포스코 냉간압조용 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법
KR102421642B1 (ko) * 2019-12-20 2022-07-18 주식회사 포스코 베어링용 선재 및 이의 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100328043B1 (ko) * 1997-11-04 2002-05-10 이구택 고탄소강대의제조방법
JP2002294337A (ja) * 2001-03-28 2002-10-09 Kawasaki Steel Corp 熱間加工ままでの冷間加工性に優れる含ｂ高炭素鋼の製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3454869B2 (ja) * 1993-07-28 2003-10-06 新日本製鐵株式会社 高炭素鋼板の連続焼鈍による球状化焼鈍方法
JP3394439B2 (ja) * 1998-02-17 2003-04-07 山陽特殊製鋼株式会社 被削性に優れる軸受用鋼
JP2000192148A (ja) * 1998-12-25 2000-07-11 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP2004190127A (ja) * 2002-11-28 2004-07-08 Jfe Steel Kk 球状化炭化物組織を有する軸受け用線材・棒鋼およびその製造方法
CN101208446B (zh) * 2005-06-29 2012-07-04 新日本制铁株式会社 拉丝性能优异的高强度线材及其制造方法
JP2007327084A (ja) * 2006-06-06 2007-12-20 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100328043B1 (ko) * 1997-11-04 2002-05-10 이구택 고탄소강대의제조방법
JP2002294337A (ja) * 2001-03-28 2002-10-09 Kawasaki Steel Corp 熱間加工ままでの冷間加工性に優れる含ｂ高炭素鋼の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN102549174A (zh) 2012-07-04
CN102549174B (zh) 2014-04-16
KR20110032555A (ko) 2011-03-30
WO2011037403A3 (ko) 2011-07-07
JP2013505366A (ja) 2013-02-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108220774B (zh) 韧性优异的线材、钢丝及其制造方法
JP7159445B2 (ja) 軟質熱処理時間短縮形冷間圧造用線材及びその製造方法
JP6566168B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2005336526A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN106148660A (zh) 一种变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法
JP5576785B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法
WO2011037403A2 (ko) 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법
CN108220773B (zh) 具有优异可拉拔性的高强度线材、热处理线材及其制造方法
KR101316271B1 (ko) 연질화 처리 생략이 가능한 중탄소 연질 선재 및 그 제조방법
WO2014025105A1 (ko) 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법
KR101977499B1 (ko) 구상화 연화 열처리 생략이 가능한 선재 및 이의 제조방법
WO2012067473A2 (ko) 냉간 신선형 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법
JP4757744B2 (ja) 表層細粒鋼部品とその製造方法
JP6056647B2 (ja) 軸受鋼の製造方法およびその製造方法で得られる軸受鋼
KR101500210B1 (ko) 연질화 처리 생략이 가능한 고탄소 연질 선재 및 그 제조방법
JP7221478B2 (ja) 軟質熱処理時間短縮のための冷間圧造用線材及びその製造方法
KR101372651B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강선용 선재, 강선 및 그 제조방법
KR101053409B1 (ko) 과공석강 강재, 상기 과공석강 강재로부터 인라인 구상화된 강선재 및 그 제조방법
JP2024521184A (ja) 伸線加工性に優れた線材及びその製造方法
KR101461714B1 (ko) 신선성이 우수한 고연성 선재 및 강선 및 이들의 제조방법
JP2023507727A (ja) 加工性に優れた鋼材及びその製造方法
CN117897507A (zh) 合金钢
JP2023554115A (ja) 耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法
KR101304670B1 (ko) 구상화 열처리 생략형 강재 및 그 제조방법
JP2024521927A (ja) 強度および疲労限度が向上したバネ用線材、鋼線、バネおよびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080042643.2

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10819044

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012530781

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase in:

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 10819044

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A2