WO2023063678A1 - 절삭성능이 우수한 유황 첨가 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법 - Google Patents

절삭성능이 우수한 유황 첨가 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a graphite steel wire rod, steel wire, graphite steel having excellent cutting performance, and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a sulfur-added graphite steel wire rod, steel wire, graphite steel having better cutting performance than general free-cutting steel, and manufacturing thereof It's about how.
  • free-cutting steel to which machinability imparting elements such as Pb, Bi, and S are added is used as a material for machine parts or the like requiring machinability.
  • machinability imparting elements such as Pb, Bi, and S
  • liquid metal embrittlement is used by adding low melting point machinability imparting elements such as Pb and Bi to steel, or a large amount of MnS is formed in steel.
  • the machinability of steel such as chip control and tool life is excellent.
  • Graphite steel is a free-cutting steel developed to solve the above problems.
  • Graphite steel is a steel containing fine graphite grains inside a ferrite matrix or a ferrite and pearlite matrix, and the fine graphite grains inside act as a crack source during cutting This steel has good machinability by playing the role of a chip breaker.
  • graphite steel is currently not commercialized. This is because when carbon is added to steel, graphite is precipitated as metastable cementite, even though it is a stable phase, and it is difficult to precipitate graphite without a separate long heat treatment of 10 hours or more, and decarburization occurs during such a long heat treatment process. This is because harmful effects that adversely affect the performance of the final product occur.
  • the present invention is to provide a sulfur-added graphite steel wire having excellent cutting properties, a steel wire, graphite steel, and a manufacturing method thereof.
  • the graphite steel according to the present invention has excellent cutting performance, so it can replace existing free-cutting steel materials, and can be used as an eco-friendly free-cutting steel that replaces harmful elements such as Pb.
  • Carbon is an essential element for forming graphite grains.
  • the carbon content is less than 0.60% by weight, the effect of improving the machinability is insufficient, and the distribution of graphite grains is uneven even when graphitization is completed. There is a possibility that the machinability, in particular, the surface roughness may decrease. Therefore, the upper limit of the carbon content is preferably 0.90% by weight.
  • Silicon is a necessary component as a deoxidizer in the manufacture of molten steel and is positively added because it is a graphitization promoting element that destabilizes cementite in steel so that carbon can be precipitated as graphite.
  • the content of silicon is preferably 2.0% by weight or more.
  • the upper limit of the silicon content is preferably 2.5% by weight.
  • Manganese improves strength and impact properties of steel, and contributes to improving machinability by forming MnS inclusions in combination with sulfur in steel.
  • manganese is preferably included in an amount of 0.1% by weight or more.
  • the upper limit of the manganese content is preferably 0.6% by weight.
  • Phosphorus is an unavoidable impurity. Although phosphorus helps machinability by weakening the grain boundaries of steel, it increases the hardness of ferrite by a significant solid solution hardening effect, reduces the toughness and resistance to delayed fracture of steel, and promotes the occurrence of surface defects. It is desirable to manage as low as possible. Theoretically, it is advantageous to control the phosphorus content to 0% by weight, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit is managed at 0.015% by weight.
  • Sulfur has an effect of improving machinability by generating MnS, but when it is excessively included, mechanical anisotropy appears due to MnS elongated by rolling.
  • the generation of MnS was induced by adding sulfur within a range that can contribute to improving machinability without causing mechanical anisotropy.
  • sulfur is included in the range of 0.031 to 0.3% by weight, MnS is generated to improve cutability, and 100% cutting performance is shown compared to leaded free-cutting steel.
  • the sulfur content is controlled to less than 0.031% by weight, the fraction of MnS inclusions that can improve cutting performance cannot be made.
  • the anisotropy of the material increases, resulting in a phenomenon of breakage during cutting, resulting in a risk during processing.
  • Aluminum is an element that promotes graphitization next to silicon. This is because aluminum destabilizes cementite when present as solid solution Al, so it is necessary to exist as solid solution Al. In the present invention, in order to exhibit such an effect, it is preferably included in an amount of 0.01% by weight or more. On the other hand, if the content is excessive, the effect is not only saturated, but also can cause nozzle clogging during playing, and AlN is generated at the austenite grain boundary, and graphite with it as a nucleus is non-uniformly distributed at the grain boundary. Therefore, the upper limit of the aluminum content is preferably 0.05% by weight.
  • Titanium combines with nitrogen such as boron and aluminum to produce nitrides such as TiN, BN, and AlN, and these nitrides act as nuclei for graphite generation during constant temperature heat treatment.
  • TiN has a higher formation temperature than AlN or BN and crystallizes before austenite is completed, so uniform distribution in austenite grain boundaries and grains. will do Therefore, graphite grains generated by using TiN as a nucleation site are also finely and uniformly distributed.
  • Nitrogen is combined with titanium, boron, and aluminum to form TiN, BN, AlN, etc.
  • nitrides such as BN and AlN are mainly formed at austenite grain boundaries.
  • graphite since graphite is formed with these nitrides as nuclei, it may cause non-uniform distribution of graphite, so an appropriate amount of addition is required. If the amount of nitrogen added is excessive, it cannot be combined with the nitride-forming element, and if it exists in steel as solid nitrogen, it has a disadvantageous effect of increasing strength and stabilizing cementite to delay graphitization.
  • the content of nitrogen is limited to 0.0030% by weight as the lower limit and 0.0150% by weight as the upper limit for the reason that it is consumed to form nitride that acts as a graphite nucleation site and does not remain as solid nitrogen.
  • BN acts as a nucleus for crystallization of graphite and promotes graphitization, so it is actively added. Since it is excessively generated at the grain boundary and causes non-uniform distribution of graphite grains after graphitization heat treatment, as well as weakening the grain boundary and causing a problem of remarkably deteriorating hot rolling properties, it is preferable to contain it in the range of 0.0005 to 0.0020% by weight. .
  • the remaining components of the present invention are iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • Fe iron
  • unavoidable impurities since unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal steel manufacturing process, this cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary steel manufacturing process, not all of them are specifically mentioned in this specification.
  • the wire rod for graphitization heat treatment may have an area fraction of pearlite of 95% or more.
  • the graphite grains are produced by decomposition of pearlite, when the area fraction of pearlite is low, the fraction of graphite grains is inevitably low, and non-uniform distribution is shown, which is undesirable. Since it is advantageous to secure uniform and fine graphite grains when the area fraction of pearlite is high, the upper limit is not particularly limited.
  • a step of cooling the wire rod is included.
  • the heating step may include heat treatment by maintaining for 60 minutes or more in the range of 1050 ⁇ 100 ° C.
  • the heating temperature of the billet is less than 950 ° C.
  • the load during rolling may increase and the rolling productivity may decrease, so there is a disadvantage at a low heating temperature.
  • the heating temperature exceeds 1150 ° C., not only costs increase, but also decarburization is accelerated and the decarburization layer becomes thick, which is not preferable because it remains in the final product.
  • the reason why the heating holding time is 60 minutes or more is that it is difficult to secure a uniform temperature distribution of the outside and inside of the billet for wire rod rolling when it is less than 60 minutes.
  • the step of manufacturing a wire rod by hot rolling may include hot rolling in a temperature range of 900 to 1150 ° C.
  • the wire rolling temperature is in the range of 900 to 1150°C, surface defects may easily occur during hot rolling if the temperature is lower than 900°C, or rolling may be difficult due to an increase in the rolling load. This is because the graphitization heat treatment time after wire rod rolling may increase due to coarsening.
  • the cooling may include cooling to 500 °C at a cooling rate of 0.1 to 10.0 °C/s.
  • the step of air cooling may be included after the step of cooling.
  • cooling rate exceeds 10.0 °C or more, hard phases such as martensite are generated, which is undesirable because disconnection may occur during cold drawing, which is the process following wire rod rolling. This is undesirable because the graphite grains produced after the graphitization heat treatment may have non-uniform distribution due to reduced or coarsened crystal grain size.
  • Graphite steel wire in weight%, carbon (C): 0.60 ⁇ 0.90%, silicon (Si): 2.0 ⁇ 2.5%, manganese (Mn): 0.1 ⁇ 0.6%, phosphorus (P): 0.015% or less (excluding 0), sulfur (S): 0.031 to 0.3%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.005 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.0020%, nitrogen (N): 0.0030 to 0.0150%, including the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • Graphite steel in weight%, carbon (C): 0.60 ⁇ 0.90%, silicon (Si): 2.0 ⁇ 2.5%, manganese (Mn): 0.1 ⁇ 0.6%, phosphorus (P): 0.015% or less (excluding 0), sulfur (S): 0.031 to 0.3%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, titanium (Ti): 0.005 to 0.02%, boron (B): 0.0005 to 0.0020%, nitrogen (N): 0.0030 to 0.0150%, contains the remaining Fe and unavoidable impurities, has a microstructure, graphite grains are distributed in the ferrite matrix, the graphitization rate is 95% or more, and a total of 5% or less MnS inclusions and pearlite include
  • the graphitization rate means the ratio of the carbon content present in the graphite state to the carbon content added to the steel, and is defined by the following [Relationship 1], and graphitization of 95% or more means that the added carbon is mostly graphite.
  • graphitization of 95% or more means that the added carbon is mostly graphite.
  • the graphitization heat treatment may include heat treatment for 5 hours or more at a temperature range of 700 to 800 ° C.
  • a billet containing the components shown in Table 1 was maintained at a heating temperature for 90 minutes and then rolled at high speed to produce a wire rod having a diameter of 19 mm.
  • the wire rod cooling rate, the area fraction of the wire rod pearlite, the graphitization heat treatment time, and the graphitization fraction are shown in Table 1 below.
  • Examples 1 to 11 correspond to graphite steel wires satisfying the alloy composition range and manufacturing conditions of the present invention, and Comparative Examples 1 to 7 satisfy the alloy composition range and/or manufacturing conditions of the present invention. It corresponds to the good that does not.
  • Example 1 0.65 2.1 0.25 0.14 0.015 0.0006 0.005 0.015 0.005 100
  • Example 2 0.87 2.15 0.36 0.24 0.017 0.0015 0.008 0.023 0.008 100
  • Example 3 0.72 2.35 0.47 0.035 0.007 0.0008 0.006 0.043 0.010 100
  • Example 4 0.68 2.18 0.16 0.26 0.009 0.0009 0.009 0.035 0.009 100
  • Example 5 0.82 2.25 0.55 0.05 0.012 0.0012 0.012 0.040 0.014 100
  • Example 6 0.62 2.48 0.50 0.09 0.006 0.0018 0.014 0.042 0.012 100
  • Example 7 0.73 2.42 0.2 0.16 0.011 0.0007 0.009 0.034 0.006 100
  • Example 8 0.78 2.32 0.32 0.19 0.016 0.0017 0.008 0.019 0.008 100
  • Example 9 0.85 2.15 0.48 0.27 0.009 0.0011 0.004 0.027 0.013 100
  • Cutting performance is a figure based on the cutting performance of leaded free cutting steel (100% means equivalent level).
  • the structure of (100% - graphitization fraction) consists of MnS inclusions and pearlite, and the graphitization structure consists of ferrite + graphite grains. It can be confirmed that the area fraction and graphitization fraction of pearlite are achieved under the wire rod and graphitization manufacturing conditions as shown in Table 2 above.
  • Examples 1 to 11 satisfy the alloy composition range and manufacturing conditions of the present invention, so that the area fraction of pearlite of the graphite steel wire is 95% or more, the graphitization rate is 98.5% or more, and the cutting performance compared to leaded free cutting steel is 100% could confirm that
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 1 which had a sulfur content of only 0.005% by weight and substantially no boron, was only 88% of that of the leaded free-cutting steel, and the wire rod manufacturing method of Comparative Example 1 was 0.05 ° C / s By cooling at a cooling rate of , a wire rod having an area fraction of pearlite of 93% was obtained, and the heat treatment was maintained for 1.5 hours, resulting in a graphite content of only 75%.
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 2 in which the sulfur content was only 0.003% by weight and the boron content was only 0.0002% by weight, was only 95% compared to the leaded free-cutting steel, and the wire rod manufacturing method of Comparative Example 2 was 12.0 ° C. It was cooled at a cooling rate of /s to obtain a wire rod having an area fraction of pearlite of 93.5%, and the graphite content was only 85% as the heat treatment was maintained for 2.5 hours.
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 3 in which the sulfur content was only 0.006% by weight and the boron content was only 0.0004% by weight, was only 89% compared to the leaded free-cutting steel, and the wire rod manufacturing method of Comparative Example 3 was 11.5 ° C. It was cooled at a cooling rate of /s to obtain a wire rod having an area fraction of pearlite of 94.2%, and the graphite content was only 86% as the heat treatment was maintained for 3.0 hours.
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 4 having a carbon content of 0.95% by weight, a sulfur content of 0.007% by weight, and a boron content of 0.0025% by weight was only 92% compared to leaded free cutting steel.
  • the wire rod manufacturing method was cooled at a cooling rate of 0.07° C./s to obtain a wire rod having an area fraction of pearlite of 93.2%, and the graphite content was only 85% as the heat treatment was maintained for 2.5 hours.
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 5 having a carbon content of 0.55% by weight, a silicon content of 2.6% by weight, a sulfur content of 0.4% by weight, a titanium content of 0.025% by weight, and a boron content of 0.0025% by weight was only 91% compared to leaded free-cutting steel, and the wire rod manufacturing method of Comparative Example 5 was cooled at a cooling rate of 15.5 ° C/s to obtain a wire rod having an area fraction of pearlite of 93.5%, and the heat treatment was maintained for 3.4 hours to obtain graphite The pollination rate was only 86%.
  • the cutting performance of the graphite steel of Comparative Example 6 having a silicon content of 2.75% by weight, a manganese content of 0.9% by weight, a sulfur content of 0.45% by weight, a titanium content of 0.03% by weight, and a boron content of 0.0024% by weight was only 93% compared to leaded free-cutting steel, and the wire rod manufacturing method of Comparative Example 6 was cooled at a cooling rate of 14.0 ° C / s to obtain a wire rod having an area fraction of pearlite of 94.1%, and the heat treatment was maintained for 4.2 hours to obtain graphite The pollination rate was only 84%.
  • the graphite steel of Comparative Example 7 having a silicon content of 2.8% by weight, a manganese content of 0.8% by weight, a sulfur content of 0.35% by weight, a titanium content of 0.002% by weight, and a boron content of 0.003% by weight was cut.
  • the performance was only 90% of lead free cutting steel.
  • the graphite steel according to the present invention has excellent cutting performance, it can replace existing free-cutting steel materials, and can be used as an eco-friendly free-cutting steel that replaces harmful elements such as Pb, so its industrial applicability is recognized.

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Abstract

본 발명은 절삭성능이 우수한 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 일반 쾌삭강보다 절삭성능이 우수한, 유황이 첨가된 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로, 본 발명은 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 흑연강 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 95% 이상이며, 총 5% 이하의 MnS 개재물과 펄라이트를 포함하는 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

절삭성능이 우수한 유황 첨가 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법
본 발명은 절삭성능이 우수한 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 일반 쾌삭강보다 절삭성능이 우수한, 유황이 첨가된 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 피삭성이 요구되는 기계 부품 등의 소재로는 Pb, Bi, S 등의 피삭성 부여 원소를 첨가한 쾌삭강이 이용된다. 강재의 피삭성을 향상시키기 위해서 강중에 Pb, Bi 등 저융점 피삭성 부여원소를 첨가하여 액체금속취화 현상을 이용하거나, 다량의 MnS를 강중에 형성시키고 있는데, 이러한 쾌삭강은 절삭가공시 표면조도, 칩처리성, 공구수명 등 강의 피삭성이 매우 우수하다.
그러나, 절삭성이 가장 우수한 Pb 첨가 쾌삭강의 경우에는 절삭 작업시 유독성 퓸 (fume) 등의 유해 물질을 배출하므로 인체에 아주 해로우며 강재의 재활용에도 매우 불리한 문제가 있다. 따라서, 이를 대체하기 위하여 S, Bi, Te, Sn 등의 첨가가 제안되었으나, 강재 제조시에 균열 발생이 용이하여 생산이 매우 까다로운 문제가 있거나, 열간 압연시 균열 발생을 야기한다는 점에서 문제가 많음이 알려져 왔다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위하여 개발된 쾌삭강으로 흑연강이 있으며, 흑연강은 페라이트 기지 혹은 페라이트 및 펄라이트 기지 내부에 미세 흑연립을 포함하는 강으로써, 내부의 미세 흑연립이 절삭시 크랙 공급원으로 작용하여 칩 브레이커의 역할을 함으로써 피삭성도 양호한 성질을 가지고 있는 강이다.
그런데, 이러한 흑연강의 장점에도 불구하고 현재 흑연강이 상용화되지는 못하고 있다. 이는 강에 탄소를 첨가하면, 흑연이 안정상임에도 불구하고, 준안정상인 세멘타이트로 석출되어 별도의 10시간 이상의 장시간 열처리 없이는 흑연을 석출시키는 것이 곤란하며, 이와 같은 장시간의 열처리 과정에서 탈탄이 일어나 최종 제품의 성능에 악영향을 미치는 폐해가 발생하기 때문이다.
뿐만 아니라, 흑연화 열처리를 통해 흑연립을 석출시켰다고 하더라도 불규칙한 형상으로 불균일하게 분포하고 있을 경우 절삭시 물성 분포가 불균일하여 칩처리성이나 표면 조도가 매우 나빠지게 되며, 공구 수명 또한 단축되어 흑연강의 장점을 얻기가 어렵다. 따라서, 흑연립을 이용하면서도 MnS계 개재물을 활용하여 절삭성능이 우수한 흑연 쾌삭강 제조방법이 제공될 필요가 있다.
본 발명은 절삭성이 우수한 유황이 첨가된 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강 선재는, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외함), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 흑연강 선재의 제조방법은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150% 를 함유하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계; 및 상기 선재를 냉각하는 단계를 포함한다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 흑연강 강선은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 흑연강은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 95% 이상이며, 총 5% 이하의 MnS 개재물과 펄라이트를 포함한다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 흑연강의 제조방법은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 제조하는 단계; 및 상기 제조된 선재를 흑연화 열처리하는 단계를 포함한다.
본 발명에 따른 흑연강은 절삭성능이 우수하여 기존 쾌삭강 소재를 대체 가능하며, Pb 등의 유해원소를 대체한 친환경 쾌삭강으로 사용될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강 선재는, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외함), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 해당되는 절삭성능이 우수한 흑연강 선재, 강선, 흑연강 및 그 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
[흑연강 선재]
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강 선재는, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다. 또한, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
[성분범위]
탄소(C): 0.60~0.90중량%
탄소는 흑연립을 형성하기 위해 필수적인 원소이다. 상기 탄소의 함량이 0.60중량% 미만인 경우에는 피삭성 향상 효과가 미흡하고 흑연화 완료시에도 흑연립의 분포가 불균일하며, 그 함량이 0.90중량% 이상으로 과다한 경우 흑연립이 조대하게 생성되고 종횡비가 커져 절삭성 특히 표면 조도가 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 탄소 함량의 상한은 0.90중량%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 2.0~2.5중량%
실리콘은 용강 제조시 탈산제로서 필요한 성분이며, 강중 세멘타이트를 불안정하게 하여 탄소가 흑연으로 석출될 수 있도록 하는 흑연화 촉진 원소이기 때문에 적극 첨가한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 실리콘의 함량은 2.0중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과다한 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 고용강화 효과로 인해 경도가 증가하여 절삭시 공구마모가 가속화되며, 비금속 개재물의 증가에 따른 취성을 유발하고, 열간 압연시 과도한 탈탄을 유발할 우려가 있다. 따라서, 상기 실리콘 함량의 상한은 2.5중량%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~0.6중량%
망간은 강재의 강도 및 충격 특성을 향상시키며, 강 중 유황과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 절삭성 향상에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 망간은 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과다한 경우 흑연화를 저해하여 흑연화 완료 시간이 지연될 우려가 있고 강도 및 경도를 상승시켜 절삭성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 망간 함량의 상한은 0.6중량%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.015중량% 이하(0을 제외)
인은 불가피하게 함유되는 불순물이다. 비록 인은 강의 입계를 취약하게 하여 절삭성에 도움을 주기도 하나, 상당한 고용강화 효과에 의해 페라이트의 경도를 증가시키고, 강재의 인성 및 지연파괴 저항성을 감소시키고, 표면 결함의 발생을 조장하므로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0 중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.015중량%로 관리한다.
유황(S): 0.031~0.3중량%
유황은 MnS 생성으로 절삭성 향상 효과가 있기도 하지만, 과다하게 포함되는 경우에는, 압연에 의해 연신된 MnS로 인해 기계적인 이방성이 나타나게 된다. 본 발명에서는 기계적인 이방성을 일으키지 않으면서도 절삭성을 향상시키는데 기여할 수 있을 범위 내에서 유황을 첨가하여 MnS의 생성을 유도하였다. 구체적으로, 유황이 0.031~0.3중량% 범위로 포함되는 경우, MnS가 생성되어 절삭성이 향상되며, 납 쾌삭강과 대비하여 100%의 절삭성능이 나타난다. 그러나, 유황의 함량을 0.031중량% 미만으로 제어하면, 절삭성능을 향상시킬 정도의 MnS 개재물의 분율을 만들지 못한다. 또한 0.3중량% 초과하게 되면 소재의 이방성이 증가하여 절삭가공중 절손되는 현상이 발생하게 되어 가공시 위험을 초래하게 된다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05중량%
알루미늄은 실리콘 다음으로 흑연화를 촉진시키는 원소이다. 이는 알루미늄이 고용 Al으로 존재할 때 세멘타이트를 불안정하게 하기 때문이며, 따라서 고용 Al으로 존재하는 것이 필요하다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과다한 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 연주시 노즐 막힘을 유발시킬 수 있으며 오스테나이트 입계에 AlN이 생성되어 이를 핵으로 한 흑연이 입계에 불균일하게 분포하게 된다. 따라서, 상기 알루미늄 함량의 상한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.0051~0.02중량%
타이타늄은 보론, 알루미늄 등과 같이 질소와 결합하여 TiN, BN, AlN 등의 질화물을 생성하는데, 이러한 질화물들은 항온 열처리 시 흑연 생성의 핵으로 작용한다. 그러나 BN, AlN등은 생성 온도가 낮아 오스테나이트가 형성된 후 입계에 불균일 석출되는 것에 반하여 TiN은 생성온도가 AlN이나 BN보다 높아 오스테나이트 생성이 완료되기 전 정출하기 때문에 오스테나이트 입계 및 입내에 균일 분포를 하게 된다. 따라서 TiN을 핵생성처로 하여 생성된 흑연립 또한 미세하면서도 균일하게 분포하게 된다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0051중량% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.02%를 초과하여 첨가 될 경우 조대한 탄질화물이 되어 흑연 형성에 필요한 탄소를 소모함으로써, 흑연화를 저해시킬 수 있다. 따라서, 상기 타이타늄 함량의 상한은 0.02중량%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.0030~0.0150중량%
질소는 타이타늄, 보론, 알루미늄과 결합하여 TiN, BN, AlN등을 생성하게 되는데, 특히 BN, AlN 등의 질화물은 주로 오스테나이트 입계에 형성된다. 흑연화 열처리시 이러한 질화물을 핵으로 흑연이 형성되어 흑연의 불균일한 분포를 야기시킬 수 있기 때문에 적정 양의 첨가가 필요하다. 만약 질소 첨가량이 과다하여 질화물 형성 원소와 결합하지 못하고, 고용 질소로써 강중에 존재하게 되면 강도를 높이고 세멘타이트를 안정화시켜 흑연화를 지연시키는 불리한 작용을 하게 된다. 따라서 흑연 핵생성처로 작용하는 질화물을 형성시키는데 소모되고, 고용 질소로는 남기지 않게 하기 위한 이유로 본 발명에서는 질소의 함량을 0.0030중량%를 하한으로, 0.0150중량%를 상한으로 제한하였다.
보론(B): 0.0005~0.0020%
N와 결합해 BN를 형성하여, 흑연의 결정화의 핵으로서 작용하고 흑연화를 촉진하므로 적극적으로 첨가하지만, 0.0005중량% 미만에서는 그 효과가 작고, 또한 0.0020중량%을 초과하여 첨가하면 BN이 오스테나이트 입계에 과다하게 생겨 흑연화 열처리후 흑연립의 불균일 분포를 야기할 뿐만 아니라 입계를 취약하게 하여 열간 압연성을 현저하게 저하시키는 문제를 발생시키므로, 0.0005~0.0020중량%의 범위에서 함유시키는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe) 및 불가피한 불순물이다. 다만, 통상의 철강 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 흑연화 열처리용 선재는 펄라이트의 면적분율이 95% 이상일 수 있다. 본 발명에서, 흑연립은 펄라이트가 분해되어 생기므로 펄라이트의 면적분율이 낮으면 흑연립의 분율도 낮을 수 밖에 없으며, 불균일한 분포를 보이게 되어 바람직하지 않다. 펄라이트의 면적분율은 높은 것이 균일하고 미세한 흑연립을 확보하는 것이 유리하기 때문에 그 상한을 특별히 한정하지 않는다.
[선재의 제조방법]
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강 선재의 제조방법은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계;
상기 빌렛을 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계;
상기 선재를 냉각하는 단계를 포함한다.
선재 가열 공정
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 가열하는 단계는, 1050±100℃범위에서 60분 이상 유지하여 열처리하는 것을 포함할 수 있다.
빌렛을 선재압연하기 전에 1050±100℃범위에서 60분 이상 유지한다. 빌렛의 가열 온도가 950℃미만에서는, 압연중 부하가 증가하여 압연생산성이 저하될 수 있으므로 낮은 가열 온도에서 불리한 면이 있다. 가열 온도가 1150℃를 초과할 경우에는 비용이 상승할 뿐만 아니라, 탈탄이 가속화되어 탈탄층이 두꺼워져 최종 제품에까지 남기 때문에 바람직하지 않다. 가열유지 시간을 60분 이상으로 한 것은, 60분 미만에서는 선재압연을 위한 빌렛의 외내부의 균일한 온도 분포를 확보하기 어렵기 때문이다.
선재 압연 공정
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계는, 900~1150℃의 온도범위에서 열간 압연하는 것을 포함할 수 있다.
선재 압연 온도를 900~1150℃의 범위로 한 것은 900℃미만에서는 열간 압연시 표면흠의 발생이 용이하거나 압연부하량이 증가하여 압연이 힘들 수 있으며, 1150℃초과의 경우에는 AGS(Austenite Grain Size)가 조대화되어 선재 압연 후 흑연화 열처리 시간이 길어질 수 있기 때문이다.
냉각공정
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉각하는 단계는, 0.1~10.0℃/s의 냉각속도로 500℃까지 냉각하는 것을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉각하는 단계 이후 공냉하는 단계를 포함할 수 있다.
냉각속도가 10.0℃초과이상일 경우에는 마르텐사이트와 같은 경질상이 발생하여 선재 압연 다음 공정인 냉간 신선 중 단선이 발생할 수 있으므로 바람직하지 않고, 0.1℃미만의 냉각 속도에서는 초석상이 과도하게 생성되어 펄라이트의 분율이 줄어들거나 결정립 크기가 조대화되어 흑연화 열처리 후 생성된 흑연립이 불균일한 분포를 가질 수 있기 때문에 바람직하지 않다.
[흑연강선]
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강선은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
[흑연강]
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 95% 이상이며, 총 5% 이하의 MnS 개재물과 펄라이트를 포함한다.
한편, 흑연화율이란 강에 첨가된 탄소 함량 대비 흑연 상태로 존재하는 탄소 함량의 비를 의미하는 것으로, 하기 [관계식 1] 에 의해 정의하며, 95% 이상 흑연화되었다는 것은 첨가된 탄소가 대부분 흑연을 생성하는데 소모되었다는 의미로(페라이트 내 고용 탄소 및 미세 탄화물에 고용된 탄소량은 극히 적으므로 고려하지 않음), 미분해된 펄라이트가 존재하지 않는, 즉 페라이트 기지에 흑연립이 분포하는 미세조직을 가지는 것을 의미한다.
[관계식 1]
흑연화율(%) = (1-미분해 펄라이트내 탄소 함량/강 중 탄소 함량)Х100
(미분해 펄라이트가 없을 경우 흑연화율은 100%가 됨)
[흑연강의 제조방법]
본 발명의 일 실시예에 따른 흑연강의 제조방법은, 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 제조하는 단계; 및
상기 제조된 선재를 흑연화 열처리하는 단계를 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 흑연화 열처리하는 단계는, 700~800℃의 온도범위에서 5시간 이상 열처리하는 것을 포함할 수 있다.
700~800℃의 범위에서 5시간 이상 열처리를 유지하면 흑연화율 95% 이상에 도달할 수 있다. 그러나, 700℃미만에서는 흑연화 열처리 시간이 길어지게 되어 10시간 이상을 초과하며, 800℃초과에서는 흑연화 시간이 길어질 뿐만 아니라, 펄라이트의 역변태에 의해 오스테나이트가 생성되고 냉각 중 다시 펄라이트가 생길 수 있기 때문에 바람직하지 않다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이며, 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고, 다른 형태로 구체화될 수도 있다.
(실시예)
하기 표 1의 성분을 포함하는 빌렛을 가열 온도 조건에서 90분간 유지하고 고속 선재 압연하여 19mm의 직경을 갖는 선재로 제조하였다. 이때의 선재 냉각속도, 선재 펄라이트의 면적분율 및 흑연화 열처리시간, 흑연화 분율을 하기 표 1에 나타내었다.
표 1 및 2에서, 실시예 1 내지 11은 본 발명의 합금조성 범위 및 제조조건을 만족하는 흑연강 선재에 해당하며, 비교예 1 내지 7은 본 발명의 합금조성 범위 및/또는 제조조건을 만족하지 않는 선재에 해당한다.
C Si Mn S Ti B P Al N 절삭성능(%)
실시예 1 0.65 2.1 0.25 0.14 0.015 0.0006 0.005 0.015 0.005 100
실시예 2 0.87 2.15 0.36 0.24 0.017 0.0015 0.008 0.023 0.008 100
실시예 3 0.72 2.35 0.47 0.035 0.007 0.0008 0.006 0.043 0.010 100
실시예 4 0.68 2.18 0.16 0.26 0.009 0.0009 0.009 0.035 0.009 100
실시예 5 0.82 2.25 0.55 0.05 0.012 0.0012 0.012 0.040 0.014 100
실시예 6 0.62 2.48 0.50 0.09 0.006 0.0018 0.014 0.042 0.012 100
실시예 7 0.73 2.42 0.2 0.16 0.011 0.0007 0.009 0.034 0.006 100
실시예 8 0.78 2.32 0.32 0.19 0.016 0.0017 0.008 0.019 0.008 100
실시예 9 0.85 2.15 0.48 0.27 0.009 0.0011 0.004 0.027 0.013 100
실시예 10 0.75 2.26 0.14 0.21 0.018 0.001 0.010 0.030 0.007 100
실시예 11 0.73 2.46 0.41 0.15 0.008 0.0015 0.012 0.020 0.008 100
비교예 1 0.63 2.0 0.23 0.005 0.016 0.000 0.017 0.005 0.001 88
비교예 2 0.68 2.2 0.35 0.003 0.02 0.0002 0.020 0.006 0.002 95
비교예 3 0.73 2.25 0.45 0.006 0.009 0.0004 0.025 0.075 0.018 89
비교예 4 0.95 2.15 0.3 0.007 0.018 0.0025 0.023 0.060 0.020 92
비교예 5 0.55 2.6 0.56 0.4 0.025 0.0025 0.019 0.003 0.025 91
비교예 6 0.8 2.75 0.9 0.45 0.03 0.0024 0.018 0.065 0.021 93
비교예 7 0.75 2.8 0.8 0.35 0.002 0.003 0.020 0.06 0.022 90
절삭성능은 납쾌삭강의 절삭성능을 기준으로 한 수치임(100%는 동등한 수준을 의미함).
구분 선재 흑연화
냉각개시온도
(oC)		 냉각속도
(℃		 펄라이트의 면적분율
(%)		 유지시간
(hr)		 흑연화분율
(%)
실시예 1 880 0.5 95.1 6.5 99
실시예 2 865 7.5 96.5 8.1 99
실시예 3 815 1.5 95.1 7.5 100
실시예 4 795 3.2 96.0 5.5 100
실시예 5 865 5.0 97.5 9.4 100
실시예 6 850 2.0 95.5 5.6 99.5
실시예 7 795 9.0 96.5 6.4 100
실시예 8 755 4.5 96.0 7.2 98.5
실시예 9 890 6.0 96.5 8.5 100
비교예 1 915 0.05 93.0 1.5 75
비교예 2 865 12.0 93.5 2.5 85
비교예 3 815 11.5 94.2 3.0 86
비교예 4 740 0.07 93.2 2.5 85
비교예 5 880 15.5 93.5 3.4 86
비교예 6 830 14.0 94.1 4.2 84
(100% - 흑연화 분율)의 조직은 MnS 개재물, 펄라이트로 구성되며 흑연화 조직은 페라이트 + 흑연립으로 구성됨. 펄라이트의 면적분율 및 흑연화 분율은 상기 표 2와 같이 선재 및 흑연화 제조조건하에서 달성됨을 확인할 수 있다.
이하, 표 1 및 2를 참조하여 실시예 및 비교예를 평가한다.
실시예 1 내지 11은 본 발명의 합금조성 범위 및 제조조건을 만족함으로써, 흑연강 선재의 펄라이트의 면적분율이 95% 이상이고, 흑연화율이 98.5% 이상이며, 납쾌삭강 대비 절삭성능이 100%인 것을 확인할 수 있었다.
반면, 유황의 함량이 0.005중량%에 불과하고, 보론을 실질적으로 포함하지 않는 비교예 1의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 88%에 불과하였으며, 비교예 1의 선재 제조방법은 0.05℃/s의 냉각속도로 냉각되어 93%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었고, 열처리가 1.5시간 유지되어 흑연화분율이 75%에 불과하였다.
또한, 유황의 함량이 0.003중량%에 불과하고, 보론의 함량이 0.0002중량%에 불과한 비교예 2의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 95%에 불과하였으며, 비교예 2의 선재 제조방법은 12.0℃/s의 냉각속도로 냉각되어 93.5%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었으며, 열처리가 2.5시간 유지되어 흑연화분율이 85%에 불과하였다.
또한, 유황의 함량이 0.006중량%에 불과하고, 보론의 함량이 0.0004중량%에 불과한 비교예 3의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 89%에 불과하였으며, 비교예 3의 선재 제조방법은 11.5℃/s의 냉각속도로 냉각되어 94.2%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었으며, 열처리가 3.0시간 유지되어 흑연화분율이 86%에 불과하였다.
또한, 탄소의 함량이 0.95중량%이고, 유황의 함량이 0.007중량%이며, 보론의 함량이 0.0025중량%인 비교예 4의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 92%에 불과하였으며, 비교예 4의 선재 제조방법은 0.07℃/s의 냉각속도로 냉각되어 93.2%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었으며, 열처리가 2.5시간 유지되어 흑연화분율이 85%에 불과하였다.
또한, 탄소의 함량이 0.55중량%, 실리콘의 함량이 2.6중량%, 유황의 함량이 0.4중량%, 타이타늄의 함량이 0.025중량%, 보론의 함량이 0.0025중량%인 비교예 5의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 91%에 불과하였으며, 비교예 5의 선재 제조방법은 15.5℃/s의 냉각속도로 냉각되어 93.5%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었으며, 열처리가 3.4시간 유지되어 흑연화분율이 86%에 불과하였다.
또한, 실리콘의 함량이 2.75중량%, 망간의 함량이 0.9중량%, 유황의 함량이 0.45중량%, 타이타늄의 함량이 0.03중량%, 보론의 함량이 0.0024중량%인 비교예 6의 흑연강의 절삭성능은 납쾌삭강 대비 93%에 불과하였으며, 비교예 6의 선재 제조방법은 14.0℃/s의 냉각속도로 냉각되어 94.1%의 펄라이트의 면적분율을 포함하는 선재가 수득되었으며, 열처리가 4.2시간 유지되어 흑연화분율이 84%에 불과하였다.
또한, 실리콘의 함량이 2.8중량%, 망간의 함량이 0.8중량%, 유황의 함량이 0.35중량%, 타이타늄의 함량이 0.002중량%, 보론의 함량이 0.003중량%인 비교예 7의 흑연강은 절삭성능이 납쾌삭강 대비 90%에 불과하였다.
상술한 각 실시예와 비교예의 평가로부터 본 발명의 합금조성 범위 및 제조조건을 만족하여야 본 발명의 흑연강 선재 및 흑연강의 특성을 모두 만족할 수 있는 것을 알 수 있다.
본 발명에 따른 흑연강은 절삭성능이 우수하여 기존 쾌삭강 소재를 대체 가능하며, Pb 등의 유해원소를 대체한 친환경 쾌삭강으로 사용될 수 있으므로, 산업상 이용가능성이 인정된다.

Claims (11)

  1. 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    펄라이트의 면적분율이 95% 이상인, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재.
  3. 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계;
    상기 빌렛을 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계; 및
    상기 선재를 냉각하는 단계를 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서, 상기 가열하는 단계는, 1050±100℃범위에서 60분 이상 유지하여 열처리하는 것을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재의 제조방법.
  5. 청구항 3에 있어서, 상기 열간 압연하여 선재로 제조하는 단계는, 900~1150℃의 온도범위에서 열간 압연하는 것을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재의 제조방법.
  6. 청구항 3에 있어서, 상기 냉각하는 단계는, 0.1~10.0℃/s의 냉각속도로 500℃까지 냉각하는 것을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재의 제조방법.
  7. 청구항 3에 있어서, 상기 냉각하는 단계 이후에, 공냉하는 단계를 더 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 선재의 제조방법.
  8. 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강 강선.
  9. 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로, 페라이트 기지에 흑연립이 분포되어 있으며, 흑연화율이 95% 이상이며, 총 5% 이하의 MnS 개재물과 펄라이트를 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강.
  10. 중량%로 탄소(C): 0.60~0.90%, 실리콘(Si): 2.0~2.5%, 망간(Mn): 0.1~0.6%, 인(P): 0.015% 이하(0을 제외), 유황(S): 0.031~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 타이타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.0005~0.0020%, 질소(N): 0.0030~0.0150%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 제조된 선재를 흑연화 열처리하는 단계를 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강의 제조방법.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 흑연화 열처리하는 단계는, 700~800℃의 온도범위에서 5시간 이상 열처리하는 것을 포함하는, 절삭성능이 우수한 흑연강의 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11131187A (ja) * 1997-10-24 1999-05-18 Kobe Steel Ltd 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法
JPH11350066A (ja) * 1998-06-04 1999-12-21 Nkk Joko Kk 被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法及びその部品並びにそれに用いる熱間圧延鋼材
KR100349008B1 (ko) * 1998-03-04 2002-08-17 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 냉간 단조용 강 및 그 제조방법
EP2530177A1 (en) * 2010-01-25 2012-12-05 Nippon Steel Corporation Steel plate for cold forging and process for producing same
KR102224044B1 (ko) * 2018-12-18 2021-03-09 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11131187A (ja) * 1997-10-24 1999-05-18 Kobe Steel Ltd 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法
KR100349008B1 (ko) * 1998-03-04 2002-08-17 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 냉간 단조용 강 및 그 제조방법
JPH11350066A (ja) * 1998-06-04 1999-12-21 Nkk Joko Kk 被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法及びその部品並びにそれに用いる熱間圧延鋼材
EP2530177A1 (en) * 2010-01-25 2012-12-05 Nippon Steel Corporation Steel plate for cold forging and process for producing same
KR102224044B1 (ko) * 2018-12-18 2021-03-09 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 선재와 흑연강 및 그 제조방법

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