KR100651302B1

KR100651302B1 - 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 및 그의 제조방법

Info

Publication number: KR100651302B1
Application number: KR1020050005112A
Authority: KR
Inventors: 나가오마모루
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2004-01-20
Filing date: 2005-01-19
Publication date: 2006-11-29
Anticipated expiration: 2025-01-19
Also published as: JP2005206853A; EP1559805A1; BRPI0500201B1; KR20050076674A; US7393422B2; US20050155672A1; DE602005027014D1; BRPI0500201A; EP1559805B1

Abstract

본 발명의 고탄소강 선재는 C 0.65 내지 1.20%, Si 0.05 내지 1.2%, Mn 0.2 내지 1.0% 및 Cr 0.35% 이하(0%를 포함함)를 함유하고, P 및 S를 각각 0.02% 이하의 양으로 추가로 함유하고, 금속 조직의 80% 이상이 펄라이트 조직으로 구성되고, 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS와 평균 라멜라 간격 λ가 하기 수학식 1의 관계를 나타낸다:

상기 식에서, Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4이다.

상기 고탄소강 선재는 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있으며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 작고 신선 가공성이 우수하다.

Description

신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 및 그의 제조방법{HIGH CARBON STEEL WIRE ROD SUPERIOR IN WIRE-DRAWABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

도 1은 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)와 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)의 차이와, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간 사이의 관계를 나타내는 설명도이다.

도 2는 고탄소강 선재의 인발 저항 저감량과, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간 사이의 관계를 나타내는 설명도이다.

본 발명은 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 감소되고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재에 관한 것이다.

스틸 코드 또는 반도체 절단용 소오 와이어(saw wire) 용도의 극세선으로 신선 가공되는 선재로서는 탄소 함유량이 약 0.7 내지 0.8%이고 직경이 5.0mm 이상인 고탄소강 선재(JIS G3502: SWRS72A, SWRS82A에 상당)가 사용된다. 이들 고탄소강 선재가 신선 가공시에 단선되면 생산성이 현저히 저해된다. 이를 피하기 위해, 고탄소강 선재는 뛰어난 신선 가공성을 가질 것이 요구된다.

종래부터, 고탄소강 선재의 뛰어난 신선 가공성을 달성하기 위해, 열간압연 후에 선재를 수냉한 다음 송풍 냉각하여 선재 조직을 미세 펄라이트 조직으로 하는 방법, 또는 신선 공정 전 또는 도중에 선재에 1 또는 2회 중간 패턴팅을 추가로 실시하는 방법이 채택되어 왔다.

최근, 고탄소강선은 보다 가는 선 직경을 가질 것이 요구되어 왔다. 이러한 요구를 만족시키기 위해, 또한 생산성 향상의 관점에서, 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있는 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재를 제공할 것이 요구되고 있다. 생산성을 증가시키기 위해, 고탄소강 선재는 보다 뛰어난 내단선성 및 향상된 다이 수명을 가질 것이 더욱 요구되고 있다.

이러한 요구를 만족시키기 위해, 고탄소강 선재의 신선 가공성을 향상시키는 기술이 여러가지 제안되어 왔다. 예컨대, 일본 특허공고 제 91-60900 호에는 고탄소강 선재의 C 당량에 따라 인장강도 및 펄라이트에 함유된 조 펄라이트(500배의 광학 현미경하에서 식별가능한 펄라이트)의 비율을 적정 값으로 제어하는 기술이 제안되어 있다.

일본 특허공개 제 2000-63987 호에는 고탄소강 선재의 펄라이트 조직의 평균 콜로니 직경을 150㎛ 이하로 하고 평균 라멜라 간격을 0.1 내지 0.4㎛로 함으로써 신선 가공성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 부언하면, 상기 콜로니란 펄라이트의 라멜라 방향이 규칙적인 영역을 말한다. 이 복수개의 콜로니에 의해 페라 이트 결정 방위가 일정한 영역인 노듈 또는 블록이 형성된다. 이들 기술에 기재되어 있는 바와 같이, 열간압연 후의 선재는 수냉에 의해 권취 온도를 조절한 후, 스텔모어(Stelmor) 조정 냉각장치에 의해 송풍량을 조정함으로써 제조된다.

상기 일본 특허공고 제 91-60900 호에 기재된 기술에 따르면, 라멜라 간격이 조잡한 조 펄라이트가 약 10 내지 30% 존재하기 때문에 다이 수명이 개선된다. 그러나, 이 기술은 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재에 요구되는 신선중의 단선에 대한 저항성이 불충분하고 신선 가공성도 불충분하다.

상기 일본 특허공개 제 2000-63987 호의 기술은 라멜라 간격을 어느 정도 조잡하게, 즉 0.1 내지 0.4㎛로 함으로써 다이 수명을 개선할 수 있다. 그러나, 라멜라 간격을 상기와 같이 조잡하게 한 결과, 평균 콜로니 직경이 40㎛ 이상으로 조대해지고 있다(그의 실시예 참조). 이 기술은 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재에 요구되는 내단선성이 불충분하다.

미국 특허 제 6,783,609 호에는, 다이 수명의 개선을 위해, 펄라이트의 라멜라 간격을 어느 정도 넓혀 선재의 강도를 낮추는 한편, 결정립으로서 물리적 의미가 있는 펄라이트 노듈의 평균 입경을 일정치 이하로 감소시키는 기술이 제안되어 있다. 이 기술은 비교적 넓은 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 경우에도 내단선성을 향상시키고 뛰어난 신선 가공성을 달성한다.

일본 특허공개 제 99-302743 호에는 반송중에 흠집이 생겨 강 표면에 소성 변형을 받은 경화 조직이 생성될 수 있는 경우에도 내단선성을 열화시키지 않는 고강도강 선재를 제조하는 기술이 제안되어 있다. 이 기술에 따르면, 조직의 70% 이 상이 펄라이트 또는 베이나이트, 또는 이들 둘의 혼합 조직인 고탄소강 선재를 신선 가공 전에 300 내지 600℃의 온도로 가열하고, 상기 온도에서 100초 이하 동안 유지하고, 그 후 선재를 방냉 또는 수냉한다.

일본 특허공개 제 2001-179325 호에는 코일을 서냉하여 연질화시키는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술은 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재 용도로 의도한 것은 아니다. 구체적으로, 이 기술은 열간압연 후의 냉각 컨베이어상의 코일의 냉각 속도를 강의 성분, 서냉 개시시의 오스테나이트 입경, 선 직경, 링 간격, 및 서냉시의 온도를 조정함으로써 제어한다.

그러나, 상기 미국 특허 제 6,783,609 호 및 일본 특허공개 제 99-302743 호의 기술에서는, 신선 다이의 인발 저항을 감소시키고 신선 가공성을 향상시키는 관점이 없고, 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재에 요구되는 충분한 신선 가공성을 갖지 못하고 있다. 또한, 열간압연 후의 고탄소강 선재를 단지 연질화하더라도(일본 특허공개 제 2001-179325 호) 신선 가공성은 불충분하다.

본 발명은 상기 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있으며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 감소되고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 및 그의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명에 따르면, 상기 목적을 달성하기 위해, 질량%로 C 0.65 내지 1.20%, Si 0.05 내지 1.2%, Mn 0.2 내지 1.0% 및 Cr 0.35% 이하(0%를 포함함)를 함유하고, P 및 S를 각각 0.02% 이하의 양으로 추가로 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이며, 금속 조직의 80% 이상이 펄라이트 조직으로 구성되고, 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS(MPa)와 평균 라멜라 간격 λ(nm) 사이에 하기 수학식 1의 관계가 존재하는, 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재가 제공된다:

수학식 1

상기 식에서, Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4이고, 여기서 %C는 고탄소강 선재의 C 함유량이고, %Mn은 Mn 함유량이며, %Cr은 Cr 함유량이다.

또한, 본 발명에 따르면, 상기 목적을 달성하기 위해, 고탄소강 선재를 압연 완료 후 실온으로 냉각할 때, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간을 60 내지 200초로 유지하고, 그 후 선재를 실온으로 냉각하는, 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재의 제조방법이 제공된다.

본 발명자들은 고탄소강 선재의 평균 라멜라 간격 λ와 탄소 당량 Ceq로부터 예측되는 고탄소강 선재의 인장강도(예측 인장강도)보다도 실제의 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS(실제 인장강도)가 작은 경우에, 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있으며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 감소되고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재가 얻어지는 것을 발견하였다.

상기 식에서 TS는 실제의 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS를 의미하고, 상기 식에서 우변측의

은 실제의 고탄소강 선재의 Ceq와 평균 라멜라 간격 λ로부터 산출되는, 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도를 의미한다. 또한, 상기 식에서 Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4는 본 발명에서 독자적으로 설정한 것이다.

열간압연 후에 제어 냉각한 고탄소강 선재는 일정한 라멜라 간격을 가진 층상 세멘타이트를 갖는 펄라이트 조직으로 구성되어 있다. 본 발명에서와 같이, 실제의 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS가 상기 식을 만족시켜 상기 예측 인장강도보다도 작은 경우에는, 이 고탄소강 선재 조직에 있어서는 고탄소강 선재의 라멜라 구조를 유지하면서 층상 세멘타이트의 기계적 성질이 연질화되는 것으로 추정된다.

상기한 종래의 고탄소강 선재의 연질화 처리에 따르면, 라멜라 간격 λ 자체가 조잡해져 버린다. 상기 예측 인장강도의 식에서 라멜라 간격 λ가 커지는 경우, 본 발명과 달리 상기 예측 인장강도보다도 실제 인장강도쪽이 작게 되지 않고, 상기 예측 인장강도쪽이 작게 된다. 또한, 신선중의 단선에 대한 저항성이 부족하여, 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재로서 만족스러운 신선 가공성이 얻어지지 않게 된다. 본 발명의 고탄소강 선재는 단지 어닐링된 상태에서와 같이 단순히 연질화되어 인장강도를 저하시킨 종래의 것과는 다르다는 것을 주지해야 한다.

또한, 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않은 고탄소강 선재의 경우에도, 실제의 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS쪽이 커지며, 본 발명과 달리 상기 예측 인장강도보다도 실제 인장강도쪽이 작게 되지 않고, 상기 예측 인장강도쪽이 작게 된다. 그 결과, 상기 기술들에 기재된 임의의 단순한 연질화에서와 마찬가지로 신선중의 단선에 대한 저항성이 부족하게 되어 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재에 요구되는 만족스러운 신선 가공성이 얻어지지 않는다.

상기 예측 인장강도는 실제 평균 라멜라 간격 λ와 실제 탄소 당량 Ceq로부터 예측된다. 바꿔 말하면, 본원에서 말하는 상기 예측 인장강도는 고탄소강 선재의 실제의 층상 세멘타이트의 연질화 정도, 또는 실제의 평균 라멜라 간격 λ 및 탄소 당량 Ceq에 따른 예측 인장강도이다. 보다 구체적으로, 상기 예측 인장강도는 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않거나 종래의 방법으로 연질화된 고탄소강 선재의 평균 인장강도 또는 이에 근사한 인장강도이다. 본 발명의 예측 인장강도는 단순한 계산상이나 통계처리적인 연질화의 기준이 아니고, 실제의 고탄소강 선재에 있어서 라멜라 구조를 유지하면서 상기 라멜라 간격과 탄소 당량으로부터 기대할 수 있는 연질화 한계의 기준이라는 것을 주지해야 한다.

본 발명에 있어서의 이러한 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도와 예측 인장강도의 관계(기준)는, 본 발명에서와 같이 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화하더라도 이 층상 세멘타이트의 연질화 자체를 직접 정량적으로 측정할 수 없다는 점에서도 필요하다.

또한, 이 층상 세멘타이트의 연질화 조직이, TEM 또는 SEM과 같은 통상적인 조직 관찰 방법에 있어서도 층상 세멘타이트의 연질화되어 있지 않은 조직과 판별될 수 없다는 점에서도 필요하다.

이와 같이, 본 발명에서는, 라멜라 구조를 유지하면서, 종래의 단순한 연질 화와 같이 고탄소강 선재의 인장강도를 저하시킬 뿐만 아니라, 층상 세멘타이트의 기계적 성질도 연질화한다. 그 결과, 통상의 신선 가공 조건에서의 가공 경화, 및 필요에 따라 수행되는 신선 가공 후의 열처리에 의해 소정의 인장강도가 얻어질 정도로 인장강도의 저하량이 적다. 이러한 적은 인장강도 저하는, 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략하며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 적고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재를 제공하도록 할 수 있다.

바람직한 실시태양의 설명

(금속 조직)

본 발명에서는, 고탄소강 선재의 금속 조직의 80% 이상이 펄라이트 조직이다. 이 펄라이트 조직은 강 선재를 오스테나이트 상태로부터 냉각시켰을 때, 공석(共析) 변태에 의해 얻어지는, 페라이트와 세멘타이트가 서로 층 형태로 나란히 배열된 조직을 말한다. 금속 조직을 이러한 펄라이트 조직으로 하는 것은 고강도 및 강 선재의 신선 가공성을 기본적으로 확보하기 위해 필수적이다. 펄라이트 조직의 비율이 금속 조직의 80% 미만이고 베이나이트와 같은 과냉 조직의 비율이 금속 조직의 20%를 초과하는 경우, 강 선재의 신선 가공성이 기본적으로 얻어질 수 없다.

(인장강도)

본 발명에서는, 상기한 바와 같이, 고탄소강 선재의 실제 평균 라멜라 간격 λ와 실제 탄소 당량 Ceq로부터 예측되는 고탄소강 선재의 인장강도(예측 인장강도)보다도 실제의 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS(실제 인장강도)를 작게 한다. 실제 평균 인장강도를 예측 인장강도보다도 작게 하지 않으면, 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있으며 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 적고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재를 얻을 수 없다.

인장강도 TS(MPp)는 일반적으로 라멜라 간격 S(㎛)에 의해 결정되고 TS=σ0+KS^-1/2(여기서, σ0 및 K는 상수이다)의 관계가 있다는 것은 공지된 사실이다.

본 발명자들은 이 인장강도와 라멜라 간격의 관계를 기초로, 실제의 라멜라 간격으로부터 예측되는 인장강도를 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않거나 종래의 방법으로 연질화된 고탄소강 선재의 평균 인장강도에 가능한 한 근사시키려고 하였다. 이를 위해, 본 발명자들은 고탄소강 선재의 실제 평균 라멜라 간격 λ(nm)와 실제 탄소 당량 Ceq도 고려하여 예측 인장강도를

으로 규정하였다. 이 식에서, Ceq도 고탄소강 선재의 C 함유량인 %C, Mn 함유량인 %Mn 및 Cr 함유량인 %Cr로부터 Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4의 식으로 규정한다.

상기한 바와 같이, 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않거나 종래의 방법으로 연질화된 고탄소강 선재의 경우에는, 상기 규정된 예측 인장강도보다도 실제 인장강도쪽이 작게 되지 않고, 반대로 상기 예측 인장강도쪽이 작게 된다. 그 결과, 어느 경우에도, 신선중의 단선에 대한 저항성이 부족하고, 다이렉트 패턴팅재 또는 다이렉트 드로잉재로서 만족스러운 신선 가공성이 얻어지지 않는다.

즉, 층상 세멘타이트가 연질화된 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS는 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 작게 된다. 한편, 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않거나 종래의 방법으로 연질화된 고탄소강 선재의 경우에는, 그 의 실제 평균 인장강도 TS는 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 크게 된다.

상기한 바와 같이, 본 발명은 고탄소강 선재의 라멜라 구조를 유지하면서 층상 세멘타이트의 기계적 성질도 연질화시키는 것을 목적으로 한다. 이와 같이 연질화된 고탄소강 선재와 연질화되어 있지 않은 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS의 차이는 탄소량이 비교적 낮은 선재의 경우에는 약 30MPa이고, 탄소량이 비교적 높은 선재의 경우에도 약 200MPa 미만이다(실시예 참조). 마찬가지로, 상기 방법으로 연질화된 선재와, 고탄소강 선재의 예측되는 인장강도 및 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시킨 다른 방법으로 연질화된 선재의 예측되는 인장강도 TS의 차이도, 탄소량이 비교적 낮은 선재의 경우에는 약 10MPa 미만이고, 탄소량이 비교적 높은 선재의 경우에도 약 50MPa로 작다(실시예 참조).

인장강도의 차이가 작은 이유는, 상기 예측되는 고탄소강 선재의 인장강도가 탄소 당량 Ceq로부터 예측되는 단순한 인장강도가 아니라, 고탄소강 선재의 실제 평균 라멜라 간격 λ를 고려한 예측값이기 때문이다. 또 하나의 이유는 고탄소강 선재의 라멜라 구조를 유지하면서 층상 세멘타이트의 기계적 성질도 연질화시키고 있기 때문이다.

더구나, 본 발명에서와 같이, 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS를 상기 예측되는 고탄소강 선재의 인장강도보다도 작게 하기 위해서는, 바꿔 말하면 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시키기 위해서는, 특정한 열처리 방법을 채택할 필요가 있다. 이 열처리 방법은 고탄소강 선재를 압연 완료 후 실온으로 냉 각할 때, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간을 60 내지 200초의 범위로 유지하고, 그 후 실온으로 냉각하도록 수행된다.

본 발명에서는, 단순한 연질화에서와 같이 고탄소강 선재의 인장강도를 대폭 저하시키지 않고, 예컨대 통상적인 신선 가공 조건에서의 가공 경화, 또는 필요에 따라 수행되는 신선 가공 후의 열처리에 의해 소정의 인장강도가 얻어질 정도로 인장강도가 약간 저하된다. 이 약간의 인장강도 저하는 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있게 하며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 감소되고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재를 얻는데 도움이 된다.

(강선의 성분)

이하, 본 발명의 고탄소강 선재의 화학 성분 및 각 원소의 한정 이유를 설명한다. 이들은 신선 가공성 뿐만 아니라, 극세선을 요구하는 스틸 코드 및 반도체 절단용 소오 와이어에 적용되는 고강도, 높은 피로 특성 및 높은 연선성(撚線性)과 같은 특성을 만족시키기 위해 필요한 또는 바람직한 정보이다.

상기 필요 특성을 만족시키기 위해, 본 발명에 따른 고탄소강 선재의 기본적인 조성은 질량%로 C 0.65 내지 1.20%, Si 0.05 내지 1.2%, Mn 0.2 내지 1.0%, Cr 0.35% 이하(0%를 포함함), P 0.02% 이하 및 S 0.02% 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다.

필요에 따라, 본 발명의 고탄소강 선재는 상기 기본적인 성분 이외에 질량%로 V 0.005 내지 0.30%, Cu 0.05 내지 0.25%, Ni 0.05 내지 0.30%, Mo 0.05 내지 0.25%, Nb 0.10% 이하, Ti 0.010% 이하, B 0.0005 내지 0.0050% 및 Co 2.0% 이하 중에서 선택된 1종 이상, 또는 Ca 0.0005 내지 0.005%, REM 0.0005 내지 0.005% 및 Mg 0.0005 내지 0.007% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 함유한다.

(C: 0.65 내지 1.20%)

C는 경제적이고 유효한 강화 원소이다. C 함유량이 증가함에 따라 신선시의 가공 경화량 및 신선후의 강도도 증대된다. 또한, 원소 C는 페라이트량을 저감시키는 효과도 있다. 이들 작용을 만족스러울 정도로 발휘시키기 위해서는 고탄소강의 C 함유량이 0.65% 이상일 필요가 있다. 그러나, C 함유량이 너무 높으면, 오스테나이트 입계에 망상의 초석 세멘타이트가 생성되어 신선 가공중에 단선이 발생하기 쉽게 될 뿐만 아니라 신선 가공성 및 최종 신선 후의 극세선의 인성·연성을 현저히 열화시켜 고속 연선성이 저하된다. 따라서, C 함유량의 상한은 1.20%로 한다.

(Si: 0.05 내지 1.2%)

Si는 강의 탈산을 위해 필요한 원소이며, Al의 부재하에서는 특히 탈산을 위해 필요하다. 또한, Si는 패턴팅 열처리 후에 형성되는 펄라이트에 함유된 페라이트상에 고용되어 패턴팅 후의 강도를 향상시키는 효과도 있다. Si 함유량이 0.05% 미만인 경우에는 탈산 효과 및 강도 향상 효과가 만족스러울 정도로 발휘되지 않는다. 따라서, Si 함유량의 하한은 0.05%로 한다. Si는 함유량이 너무 높으면, 기계적 탈스케일링(mechanical descaling; 이하, MD라고도 한다)을 이용한 신선 공정을 수행하기 어렵고, 또한 상기 펄라이트에 함유된 페라이트의 연성 및 신선 후의 극세선의 연성을 저하시킨다. 따라서, Si 함유량의 상한은 1.2%로 한다.

(Mn: 0.2 내지 1.0%)

Mn도 Si와 마찬가지로 탈산제로서 유효하다. Al을 적극적으로 함유하지 않는 본 발명의 강 선재의 경우에는 Si 뿐만 아니라 Mn도 첨가하여 상기 탈산 작용을 효과적으로 발휘시키는 것이 필요하다. Mn은 강 중의 S를 MnS로서 고정하여 강의 인성·연성을 향상시키는 작용도 가질 뿐만 아니라 강의 소입성(燒入性)을 향상시켜 압연재의 초석 페라이트를 저감시키는 효과가 있다. Mn 함유량이 0.2% 미만이면 효과가 없다. 이들 효과를 효과적으로 발휘시키기 위해, Mn 함유량의 하한은 0.2%로 한다. 한편, Mn은 편석되기 쉽기 때문에, 1.0%를 초과하는 과잉의 Mn 함유량은 편석을 야기하고 Mn의 편석부에 베이나이트 및 마르텐사이트와 같은 과냉 조직을 생성하여, 그 후의 신선 가공성을 해친다. 이 때문에, Mn의 상한은 1.0%로 한다.

[Cr: 0.35% 이하(0%를 포함함)]

Cr은 선택적인 첨가 원소이다. 다른 선택적인 첨가 원소와 달리, Cr은 고탄소강 선재에 함유될 때에는, 층상 세멘타이트가 연질화되어 있지 않거나 종래의 방법으로 연질화된 고탄소강 선재의 평균 인장강도에 가능한 한 근사시킬 필요가 있다. 따라서, Cr 함유량은 예측 인장강도의 식을 근사시키기 위해 Ceq 산출식에서 고려되어야 한다. 본 발명에서는 Cr 함유량을 0.35% 이하(0%를 포함함)로 규정한다.

Cr은 소입성을 향상시킬 뿐만 아니라 펄라이트의 라멜라 구조를 미세화하여 펄라이트를 미세하게 한다. 그 결과, Cr은 극세 고탄소강선의 강도 및 선재의 신 선 가공성을 향상시키는데 유효하다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Cr은 바람직하게는 0.005% 이상의 양으로 함유시킨다. 한편, Cr의 양이 너무 많으면, 미용해 세멘타이트가 생성되기 쉽게 되거나, 변태 종료에 요구되는 시간이 길어지게 되어 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 과냉 조직이 생성될 우려가 있을 뿐만 아니라, MD성도 나빠진다. 따라서, Cr 함유량의 상한은 0.35%로 한다.

(V, Cu, Ni, Mo, Nb, Ti, B 및 Co 중 1종 이상)

V, Cu, Ni, Mo, Nb, Ti, B 및 Co는 각각 강의 강화 면에서 유사한 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소의 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, 이들 원소 중 1종 이상을 선택적으로 함유시킨다.

(V: 0.005 내지 0.30%)

V는 소입성을 향상시키고 고강도 극세 강선을 제조하는데 유효하다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, V를 0.005% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. V를 너무 많이 함유하면, 탄화물을 과도하게 생성하여 층상 세멘타이트로서 사용되어야 하는 C의 함유량이 감소한다. 이는 반대로 강도를 감소시키거나 제 2 상 페라이트를 다량으로 생성하는 원인이 될 수도 있다. 따라서, V 함유량의 상한은 0.30%로 한다.

(Cu: 0.05 내지 0.25%)

Cu는 강을 강화시키는 이외에 극세 강선의 내식성을 높일 뿐만 아니라 MD시의 탈스케일성을 향상시켜 사용되는 다이의 눌러붙음과 같은 문제를 방지하는데 유 효하다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.05% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Cu 함유량이 너무 높으면, 압연 완료 후의 선재가 약 900℃의 고온하에 유지되는 경우에도 선재 표면에 블리스터가 형성되고, 이 블리스터 아래의 강 모재에 마그네타이트가 생성되기 때문에, MD성이 열화된다. 또한, Cu는 S와 반응하여 입계중에 CuS를 편석시키기 때문에, 선재 제조 과정에서 강괴 또는 선재에 흠집을 발생시킬 수 있다. 이 때문에, Cu 함유량의 상한은 0.25%로 한다.

(Ni: 0.05 내지 0.30%)

Ni는 강을 강화시킬 뿐만 아니라 세멘타이트의 연성을 향상시키기 때문에, 신선 가공성과 같은 연성을 효과적으로 향상시킨다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Ni를 0.05% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Ni는 비싸기 때문에, Ni의 상한은 0.30%로 한다.

(Mo: 0.05 내지 0.25%)

Mo는 소입성 및 극세선의 강도를 향상시키는데 유효하다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Mo는 0.05% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Mo를 너무 많이 함유하면, 탄화물을 과도하게 생성하여 층상 세멘타이트로서 사용되어야 하는 C의 함유량이 감소한다. 이는 반대로 강도를 낮추거나 제 2 상 페라이트를 과도하게 생성하는 원인이 된다. 따라서, Mo의 상한은 0.25%로 한다.

(Nb: 0.020 내지 0.10%)

Nb는 강을 효과적으로 강화시키고 오스테나이트의 회복, 재결정화 및 입자 성장을 억제한다. 이에 의해 펄라이트 변태가 촉진되어 인장강도 TS가 더욱 저하되고 노듈 크기가 미세화되어, 신선 가공성이 향상된다. 이들 작용을 발휘시키기 위해서는, Nb는 0.020% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Nb 함유량이 0.10%를 초과하면, 과도한 석출 강화로 인해 신선 가공성이 오히려 저하된다. 따라서, Nb 함유량의 상한은 0.10%로 한다.

(Ti: 0.005 내지 0.010%)

Ti는 강의 강도를 향상시킬 뿐만 아니라, 탄화물 또는 질화물을 형성하여 선재의 연성을 향상시킨다. 이들 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.005% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Ti 함유량이 0.010%를 초과하면, 과도한 석출 강화로 인해 신선 가공성이 오히려 저하된다. 따라서, Ti 함유량의 상한은 O.010%로 한다.

(B: 0.0005 내지 0.0050%)

B는 연성을 향상시키고, 패턴팅 처리에서 발생하는 입계 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있다. 선재중의 B는 층박리의 발생 기점이 될 수 있는 입계 페라이트를 억제하는 작용을 함으로써 층박리의 억제에 보다 확실히 기여할 수 있다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, B는 0.0005% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. B를 너무 많이 함유하면, 상기 효과를 발휘할 수 있는 자유 B가 감소함으로써 조대한 화합물이 생성되기 쉽게 되어 연성이 저하될 수 있다. 따라서, B 함유량의 상한은 0.0050%로 한다.

(Co: 0.005 내지 2.0%)

Co는 강을 강화시킬 뿐만 아니라 초석 세멘타이트의 생성을 억제하여 연성 및 신선 가공성을 향상시킨다. 따라서, Co는 바람직한 하한치로서 0.005% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Co를 너무 많이 함유하면, 패턴팅 처리시의 펄라이트 변태에 긴 시간을 요구하게 되어 생산성이 저하된다. 따라서, Co 함유량의 상한은 2.0%로 한다.

(Ca, REM 및 Mg 중 1종 이상)

Ca, REM 및 Mg는 강 안에서 미세한 산화물을 생성하고 오스테나이트를 세립으로 하는 효과가 있다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는, Ca, REM 및 Mg 중 1종 이상을 각 원소의 하한치로서 0.0005% 이상의 양으로 선택적으로 함유시킨다. Ca, REM 및 Mg를 각각 0.005% 초과, 0.005% 초과 및 0.007% 초과의 양으로 함유하면, 생성되는 산화물이 조대화되어 신선 가공성을 저하시킨다. 따라서, 이들 양을 각각의 상한 함유량으로 해야 하고, 보다 구체적으로는 Ca 0.0005 내지 0.005%, REM 0.0005 내지 0.005% 및 Mg 0.0005 내지 0.007%로 함유시켜야 한다.

(P: 0.02% 이하)

P는 불순물 원소이며, 적을수록 좋다. 특히 페라이트를 고용 강화시킬 때, P는 신선 가공성의 열화에 큰 영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는 P 함유량을 0.02% 이하로 한다.

(S: 0.03% 이하)

S도 불순물 원소로서, 개재물인 MnS를 생성하여 신선 가공성을 저해하며, 따 라서 S의 함유량은 0.03% 이하로 한다.

N도 불순물 원소이며, 페라이트에 고용되고, 신선시의 발열로 인해 시효 경화를 야기하여 신선 가공성의 저하에 큰 영향을 미친다. 따라서, 적을수록 좋다. N 함유량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.

(제조방법)

다음으로, 본 발명의 고탄소강 선재의 바람직한 제조 조건에 대하여 설명한다.

본 발명에서는, 상기한 바와 같이, 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS를 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 작게 한다. 바꿔 말하면, 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시키기 위한, 압연 완료 후의 고탄소강 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간 이외에는 기본적으로 통상적인 방법으로 유리하게 제조될 수 있다.

보다 구체적으로는, 상기 화학 조성의 고탄소강을 용융시킨 후 연속 주조하거나, 또는 그의 강괴를 분괴 압연하여 빌렛을 제작한다. 이어서, 필요에 따라 빌렛을 가열한 후, 마무리 온도를 예컨대 1050 내지 800℃의 범위로 하여 열간압연을 종료한다. 마무리 온도를 1050℃ 이하의 저온으로 함으로써 오스테나이트의 회복, 재결정화 및 입자 성장을 억제하여 노듈을 미세화할 수 있다. 마무리 온도의 하한은 너무 낮으면 압연기에 대한 부하가 과대해지기 때문에, 800℃ 이상, 바람직하게는 900℃ 이상으로 한다.

이하, 마무리 압연 후의 제어 냉각 조건에 대하여 설명한다. 부언하면, 이 들 제어 냉각 조건은 선재 직경에 따라서도 다르지만, 마무리 압연 후의 선 직경이 예컨대 3 내지 8mm(이는 통상적인 고탄소강 선재의 선 직경 범위임)이면, 이 제어냉각 조건을 적용할 수 있다.

450℃까지의 선재의 냉각은 고탄소강 선재의 금속 조직의 80% 이상을 펄라이트 조직으로 하기 위해 기본적으로 급냉 조건하에 수행된다. 구체적으로, 급냉은 5℃/s 이상의 빠른 냉각 속도로, 예컨대 수냉, 송풍 냉각 또는 이들의 조합인 스텝 냉각에 의한 강제 냉각으로 수행하는 것이 바람직하다. 이러한 강제 냉각에 의해 고탄소강 선재의 금속 조직의 80% 이상을 펄라이트 조직으로 할 수 있고, 오스테나이트의 회복, 재결정화 및 입자 성장도 억제하여 펄라이트의 노듈을 미세화할 수 있다.

냉각 속도가 5℃/s 미만이면, 다음과 같은 단점이 생긴다. 즉, 450℃를 초과하는 온도까지의 냉각에 많은 시간이 필요하여, 450℃를 초과하는 온도에서의 유지 시간이 길게 된다. 이 때문에, 층상 세멘타이트가 입상으로 조대화되어 분리되기 쉬워지거나 찢어지기 쉬워지므로, 신선중의 선재가 단선되기 쉬어진다. 한편, 냉각 속도가 20℃/s를 초과하면, 탈스케일성이 악화될 가능성이 있다.

본 발명에서는, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(유지 시간)을 60 내지 200초의 시간으로 한다. 냉각 시간이 이 범위 밖인 경우, 수행되는 제어 냉각에 의해 펄라이트 조직을 최적화하더라도, 본 발명에서 규정하는 인장강도의 관계를 만족시키는 선재는 얻어지지 않는다. 예컨대, 유지하는 선재 온도가 450℃를 초과하면, 상기한 바와 같이 층상 세멘타이트가 입상으로 조대화되어 신선 가공성 이 저하된다. 한편, 유지하는 선재 온도가 300℃ 미만이면, 상기한 바와 같이 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS를 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 작게 할 수 없다. 바꿔 말하면, 라멜라 구조를 유지하면서 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시킬 수 없어서 신선 가공성을 향상시킬 수 없다.

선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(유지 시간)이 60초 미만이면, 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS를 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 작게 할 수 없다. 바꿔 말하면, 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시킬 수 없어서 신선 가공성을 향상시킬 수 없다.

선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(유지 시간)이 200초를 초과하는 경우, 강도가 최초의 상태로 복귀해 버리고, 따라서 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도를 상기 고탄소강 선재의 예측 인장강도보다도 작게 할 수 없다. 바꿔 말하면, 라멜라 구조를 유지하면서 층상 세멘타이트의 기계적 성질을 연질화시킬 수 없어서 신선 가공성을 향상시킬 수 없다.

이와 같이, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(유지 시간)을 60 내지 200초로 하기 위해서는, 열간압연 후의 선재의 냉각 컨베이어 라인의 길이를 어느 정도 확보하는 것이 필요하다. 부언하면, 냉각 컨베이어 라인이 짧으면, 선재를 상기 온도 범위에서 소정 시간 동안 유지할 수 없다. 어느 정도의 길이를 확보한 후, 냉각 컨베이어상의 코일의 냉각 속도를 강의 성분, 선 직경 및 링 피치와 같은 조건에 따라, 서냉 커버의 설치 또는 송풍 냉각의 풍량 조정 등을 통해 제어할 수 있다.

상기 제어 냉각 후의 실온으로의 냉각에 대해서는 방냉, 서냉, 급냉 등을 자유롭게 선택할 수 있다. 실온으로의 냉각시에 선재 온도가 300℃ 미만이면, 선재를 그 온도로 유지할 수도 있다.

[실시예 1]

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 실시예 1에서, 제어 냉각 조건(특히 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간)을 다양하게 변화시켜 고탄소강 선재를 얻고, 그 후 이 선재의 기계적인 성질, 신선 가공성 및 인발 저항을 평가하였다.

하기 표 1에 나타낸 조성 중에서 강 종류 3의 고탄소강 빌렛을 공통으로 사용하여 표 2에 나타낸 A 내지 G의 다양한 조건하에서 열간압연 및 후속적인 제어 냉각을 수행하여 5.5mm 직경의 강 선재를 제조하였다. 표 2에 있어서, 권취 온도에서 450℃까지의 송풍 냉각 중 판정의 지침인 A, B, C, E, F 및 G는 강한 송풍 냉각, D는 약한 송풍 냉각이라 할 수 있다.

이들 강 선재에 대하여 펄라이트 면적율(%), 평균 라멜라 간격(nm), 인장 시험에 의한 평균 강도 TS, 및 RA(면적 감소율: %)를 측정하였다. 측정 결과를 표 3에 나타내었다. 부언하면, RA(%) 및 인장강도 TS는, 임의로 연속적인 4m 길이의 선재를 샘플링하고, 이 샘플링된 선재로부터 JIS9B호 시험편을 연속적으로 16개 채취하고, 이 16개의 JIS9B 시험편으로부터 측정한 RA와 인장강도의 평균치로 하였다.

펄라이트 면적율은 선재를 절단하여 시료를 얻고, 시료의 횡단면을 경면 연마하고, 시료를 질산과 에탄올의 혼합 용액을 사용하여 에칭하고, 선재의 표면과 중심 사이의 중앙 위치에서의 조직을 SEM(주사형 전자현미경, 배율 1000)에 의해 관찰함으로써 구하였다.

평균 라멜라 간격은 상기와 동일한 방법으로 경면 연마하고, 상기와 동일한 방법으로 시료를 에칭하고, 에칭된 시료의 상기 중앙 위치를 SEM으로 관찰하고, 10시야로 5000배의 사진을 촬영하고, 각 시야의 사진을 이용하여 각 시야내에서 가장 또는 그 다음으로 미세한 3점에서 라멜라에 직각으로 선분을 긋고, 각 선분의 길이와 그 선분을 가로지르는 라멜라의 수로부터 라멜라 간격을 구하고, 모든 선분의 라멜라 간격을 평균함으로써 구하였다.

또한, 표 1에 나타낸 성분에 기초하여, Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4를 계산하였다. 이어서, 이 Ceq의 식 및 상기에서 얻어진 평균 라멜라 간격 λ로부터

의 식에 의해 각 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)를 구하였다. 또한, 각 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)와 상기 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B) 사이의 대소 관계, 및 A와 B의 차이[(A)-(B)]를 구하였다. 얻어진 결과도 표 3에 나타내었다.

그 후, 강 선재를 패턴팅 처리없이 직접 2.3mm 직경까지 신선 속도 400m/min으로 다단식의 건식 신선기에 의해 신선한 후, 신선 가공성을 평가하였다. 신선 공정에 있어서는, 선재를 염산에 침지하여 스케일을 완전히 제거한 후, 강 선재의 표면 윤활을 위해 인산아연 처리에 의해 강 선재의 표면에 인산아연 피막을 형성하였다.

또한, 상기 2.3mm 직경의 선재의 인발 저항치를 측정하였다. 선재를 단일 블록 신선기에 의해 15m/min의 속도로 신선하고, 인발 저항(kgf)을 로드 셀을 사용하여 측정하였다. 다이의 어프로치 각(approach angle)은 15°로 하였다. 또한, 표 3에 있어서의 비교예 1의 인발 저항치와 비교하여 인발 저항의 저감치도 계산하였다. 이들 결과도 표 3에 나타내었다.

표 1 및 2로부터 분명한 바와 같이, 표 3에 나타낸 본 발명의 예 3 내지 6은 본 발명의 범위내의 화학 조성의 강 종류 3으로 이루어지고, 금속 조직의 94% 이상이 펄라이트 조직이다. 또한, 압연 후의 제어 냉각 조건도 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간 B 내지 F는 본 발명의 범위내이다.

그 결과, 표 3에 나타낸 본 발명의 예 3 내지 6은 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)가 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)보다도 작다. 따라서, 표 3에 나타낸 바와 같이, 선 직경이 굵은 부분(5.5 내지 2.3mm 직경)에서의 신선 가공성이 우수하고, 선 직경이 가는 부분(2.3 내지 2.0mm 직경)에서의 인발 저항도 작다. 인발 저항 저감량이 비교예 1의 것보다도 크다.

비교예 1 및 2에서는 본 발명의 범위내의 화학 조성의 강 종류 3을 사용하고 금속 조직의 95% 이상이 펄라이트 조직이지만, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간이 60초보다 짧고, (A) 및 (B)에서는 너무 짧다. 그 결과, 비교예 1 및 2에서는 각 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)가 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)보다도 크다. 이 때문에, 선 직경이 굵은 부분에서의 신선 가공성은 다소 우수하지만, 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항이 크고 본 발명의 실시예에 비해 인발 저항 저감량이 훨씬 더 작다.

또한, 비교예 7에서는 본 발명의 범위내의 화학 조성의 강 종류 3을 사용하고 금속 조직의 93%가 펄라이트 조직이지만, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간이 상한인 200초를 초과하고, (G)에서는 너무 길다. 그 결과, 비교예 7에서는 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)가 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)보다도 크게 된다. 이 때문에, 선 직경이 굵은 부분에서의 신선 가공성은 다소 우수하지만, 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항이 크고 본 발명의 실시예에 비해 인발 저항 저감량이 극히 더 작다.

도 1 및 2는 표 3에 기재된 결과를 나타내는 설명도이다. 도 1은 각 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)와 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)의 차이(MPa: 종축) 대 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(s: 횡축)을 나타낸다. 도 2는 인발 저항 저감량 대 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간(s: 횡축)을 나타낸다. 도 1 및 2에서의 번호는 표 3의 예의 번호에 대응한다. 또한, 도 1 및 2에 있어서, 본 발명의 예 4만은 점선을 사용하고 본 발명의 다른 예 및 비교예는 실선을 사용하였는데, 이는 예 4에서의 냉각 조건은 약한 송풍 냉각 D(연질화)이기 때문이다.

이들 실시예에서 얻어지고 도 1 및 2에 도시된 결과로부터, 본 발명에서 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간을 60 내지 200초로 하는 것의, 각 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS를 하기 수학식 1로 하고 인발 저항 저감량을 크게 하는 것에 대한 임계적인 의의를 알 수 있다. 또한, 실시예로부터, 본 발명에서 규정하는 조건의, 신선 가공성 및 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항 저감 효과에 대 한 임계적인 의의를 알 수 있다.

수학식 1

상기 식에서, Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4이다.

[실시예 2]

다음으로, 실시예 2에서 얻어진 결과를 표 4에 나타내었다. 실시예 2에서는, 표 1에 나타낸 조성 1 내지 10의 5.5mm 직경의 강 선재를 표 2에서와 같이 압연한 후, 동일한 강 종류 끼리에 대하여 상이한 제어 냉각 조건 A(비교예) 및 E(본 발명의 예)를 적용하였다. 그 후, 이렇게 하여 얻은 고탄소강 선재를 실시예 1에서와 동일한 방법으로 신선 가공하였다.

이어서, 실시예 1에서와 동일한 방법으로, 상기 고탄소강 선재의 펄라이트 면적율(%), RA(%), 인장시험에 의한 평균 강도 TS, 평균 라멜라 간격(nm), 신선 가공성, 인발 저항 및 인발 저항 저감량을 측정 및 평가하였다. 얻어진 결과는 표 4에 나타낸 바와 같다. 표4에 나타낸 인발 저항 저감량은 강 종류가 같고 압연 후의 제어 냉각 조건만이 다른 하기 비교예와 본 발명의 예의 비교(차이)이다.

표 4에서 비교예 8과 본 발명의 예 9, 비교예 10과 본 발명의 예 11, 비교예 12와 본 발명의 예 13, 비교예 14와 본 발명의 예 15, 비교예 16과 본 발명의 예 17, 비교예 18과 본 발명의 예 19, 및 비교예 20과 본 발명의 예 21을 비교한다. 이들 비교로부터 분명한 바와 같이, 본 발명의 범위내의 화학 조성의 강 종류 1 내지 7로 이루어지고 금속 조직의 80% 이상이 펄라이트 조직인 강 선재의 경우에도, 압연 후의 제어 냉각 조건(각 강 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간)이 A에 상응하는 비교예(냉각 시간이 너무 짧음)에서는 고탄소강 선재의 실제 평균 인장강도 TS(B)가 고탄소강 선재의 예측 평균 인장강도(A)보다도 크다. 이 때문에, 선 직경이 굵은 부분에서의 신선 가공성은 다소 우수하지만, 선 직경이 가는 부분에서 의 인발 저항이 크고 제어 냉각 조건이 E에 상응하는 본 발명의 예에 비해 인발 저항 저감량이 극히 더 작다.

이러한 경향은 표 4의 비교예 22와 비교예 23에서도 마찬가지였지만, 이들 비교예에서는 본 발명의 범위 밖의 강 종류 8(C가 너무 높음)을 사용하고 있기 때문에, 선 직경이 굵은 부분에서도 초석 세멘타이트에 의해 단선이 생겨 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항 측정을 할 수 없었다.

이는 표 4의 비교예 24 내지 27에서도 마찬가지였고, 이들 비교예에서는 본 발명의 범위 밖인 표 1의 강 종류 9(Si가 너무 높음) 및 강 종류 10(Mn이 너무 높음)을 사용하고 있기 때문에, 선 직경이 굵은 부분에서도 과냉 조직에 의해 단선이 생겨 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항 측정을 할 수 없었다.

상기 결과로부터, 본 발명에서 규정한 화학 조성 뿐만 아니라 인장강도의 규정 및 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간의 규정이, 신선 가공성 및 선 직경이 가는 부분에서의 인발 저항 저감 효과에 대해 임계적인 의의를 가짐을 알 수 있다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면 신선 가공 전 또는 도중의 패턴팅 처리를 생략할 수 있으며, 열간압연된 채로의 상태에서 신선 다이의 인발 저항이 작고 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 및 그의 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims

질량%로 C 0.65% 초과 내지 1.20% 이하, Si 0.05 이상 1.2% 미만 및 Mn 0.2 내지 1.0%를 함유하고, P 및 S를 각각 0.02% 이하의 양으로 추가로 함유하고, 금속 조직의 80% 이상이 펄라이트 조직으로 구성되고, 고탄소강 선재의 평균 인장강도 TS(MPa)와 평균 라멜라 간격 λ(nm)가 하기 수학식 1의 관계를 나타내는, 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재:

수학식 1

상기 식에서, Ceq=%C+%Mn/5이고, 여기서 %C는 고탄소강 선재의 C 함유량이고, %Mn은 Mn 함유량이다.
제 1 항에 있어서,

Cr 0.35% 이하, V 0.005 내지 0.30%, Cu 0.05 내지 0.25%, Ni 0.05 내지 0.30%, Mo 0.05 내지 0.25%, Nb 0.020 내지 0.10%, Ti 0.005 내지 0.010%, B 0.0005 내지 0.0050% 및 Co 0.005 내지 2.0% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 함유하고, Cr을 함유하는 경우 상기 수학식 1에서 Ceq=%C+%Mn/5+%Cr/4(여기서, %C는 고탄소강 선재의 C 함유량이고, %Mn은 Mn 함유량이며, %Cr은 Cr 함유량임)인, 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재.
제 1 항에 있어서,

Ca 0.0005 내지 0.005%, REM 0.0005 내지 0.005% 및 Mg 0.0005 내지 0.007% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 함유하는, 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재.
제 1 항에 따른 고탄소강 선재의 제조방법으로서, 고탄소강 선재를 압연 완료 후 실온으로 냉각할 때, 선재의 450℃에서 300℃까지의 냉각 시간을 60 내지 200초의 범위로 유지하고, 그 후 실온으로 냉각하는 고탄소강 선재의 제조방법.