KR101518571B1

KR101518571B1 - 고강도 및 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101518571B1
Application number: KR1020130100456A
Authority: KR
Inventors: 이재승
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-08-23
Filing date: 2013-08-23
Publication date: 2015-05-07
Anticipated expiration: 2033-08-23
Also published as: KR20150022492A

Abstract

본 발명은 비조질 선재에 관한 것으로서, 보다 구체적으로 고강도 및 고인성을 갖는 비조질 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
이를 위해, 본 발명에서는 연화 열처리를 실시하지 않고서도 고강도 및 고인성을 확보할 수 있는 비조질 선재 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

Description

고강도 및 고인성 비조질 선재 및 그 제조방법 {NON HEAT TREATED WIRE ROD HAVING EXCELLENT HIGH STRENGTH AND IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANAFACTURING THE SAME}

본 발명은 비조질 선재에 관한 것으로서, 보다 구체적으로 고강도 및 고인성을 갖는 비조질 선재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

기계구조용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 구조용강은 대부분 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 공정을 거쳐 강도와 인성을 높인 조질강(Quenching and Tempering Steel; 調質鋼)이 사용되고 있다.

한편, 조질강과 달리 비조질강(Non-Heat Treated Steel)은 열간 가공 후 열처리하지 않고도 열처리(조질처리)한 강(조질강)과 유사한 인성과 강도를 얻을 수 있는 강을 말하며, 이러한 비조질강은 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만들기 때문에 Micro-Alloyed Steel이라고도 한다.

통상의 선재 제품은 [열간 압연 - 냉간 신선 - 구상화 열처리 - 냉간 신선 - 냉간 압조 - 급냉 - 소려] 공정을 거쳐 최종 제품이 만들어지는 반면에, 비조질 선재 제품은 [열간 압연 - 냉간 신선 - 냉간 압조]의 공정을 거쳐서 최종 제품이 만들어진다.

이와 같이, 비조질 선재는 기존 조질 선재 제조시 수반되는 열처리 공정을 생략함으로써 소재의 제조단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품임과 동시에 최종 급냉 및 소려 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용되고 있다.

그러나, 비조질 선재는 열처리 공정이 생략되고 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면 연성이 지속적으로 저하되는 문제가 있다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 석출물을 이용한 결정립 미세화, 몰리브덴(Mo) 등의 고가의 석출물 생성 합금원소(micro-alloying element) 및 보론(B) 등을 활용한 베이나이트계 미세조직을 확보하는 기술이 제시된 바 있다.

그러나, Mo의 첨가는 높은 소입성을 나타내는 장점이 있는 반면, 고가의 원소로 그 첨가량이 증가함에 따라 소재의 원가 상승폭이 크게 증가하는 문제점이 있다. 또한, 보론강은 저가이기는 하지만 소입성 한계 등이 문제점으로 지적받고 있다.

본 발명의 일 측면은, 연화 열처리를 실시하지 않고서도 고강도 및 고인성을 확보할 수 있는 비조질 선재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.3~1.5%, 크롬(Cr): 0.3~2.0%, 니오븀(Nb): 0.005~0.040%를 포함하고, 티타늄(Ti): 0.005~0.040% 및 바나듐(V): 0.05~0.50% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고강도 및 고인성 비조질 선재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 빌렛을 얻는 단계;

상기 빌렛을 1100~1250℃에서 60분 이하로 가열하는 단계;

상기 가열된 빌렛을 Ar₁~Ar₃의 2상역 온도구간에서 선재압연하는 단계;

상기 선재압연 후 10~40℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;

상기 냉각 후 공냉하는 단계

를 포함하는 고강도 및 고인성 비조질 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 열처리를 생략하더라도 고강도 및 고인성이 요구되는 부품 등에 적합하게 제공할 수 있는 비조질 선재를 제공할 수 있다.

본 발명의 발명자들은 별도의 연화 열처리를 생략하더라도 고강도 및 고인성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, 합금성분 및 제조조건의 최적화로부터 결정립 미세화와 함께 페라이트상으로부터 (001)집합조직의 형성을 유도하는 경우, 별도의 열처리 없이도 신선가공시 강도 증가와 함께 고인성을 확보할 수 있음을 발견하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

먼저, 본 발명 선재의 성분조성에 대하여 상세히 설명한다 (이하, 성분조성의 함량은 중량%를 의미한다).

C: 0.05~0.30%

탄소(C)는 선재의 강도에 영향을 주는 원소로서, 그 함량이 0.05% 미만이면 열간압연 후 선재의 인장강도를 충분히 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.30%를 초과하게 되면 펄라이트 미세조직 분율이 과도하게 증가하게 되어 소재 인성이 저하되는 문제가 있으며, 빌렛의 재가열시 미용해 Nb, Ti, Al 및 V계 탄질화물들이 잔류하여 선재압연시 결정립 미세화가 제한될 수 있다.

따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.05~0.30%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~0.4%

본 발명에서 실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다. Si의 함량이 0.4%를 초과하게 되면 냉간 인발 및 압조 공정 중에 가공경화 현상이 급격히 발생하여 가공성에 많은 문제를 야기시킬 수 있으므로, 그 함량을 0.4% 이하로 제한한다. 반면, 그 함량이 너무 적으면 열간압연된 선재와 최종 제품에 요구되는 충분한 강도에 도달할 수 없으므로, 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.3~1.5%

망간(Mn)은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로서, 연성의 저하없이 요구하는 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다.

이러한 Mn의 함량이 1.5%를 초과하게 되면, 고용 강화 효과보다는 Mn 편석에 의해 제품특성에 더 유해한 영향을 나타내는 문제가 있다. 즉, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 발생하는데, Mn 편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고, 이로 인한 경화능의 향상은 중심부에 저온조직을 생성하는 주요원인이 된다. 이러할 경우, 인장강도는 매우 증가되는 반면, 연성이 급격히 감소되는 문제가 있다.

반면, Mn의 함량이 0.3% 미만이면 Mn 편석에 의한 편석대의 영향은 거의 나타나지 않지만, 본 발명에서 요구하는 소재의 강도확보가 곤란하며, 냉간신선성이 저하될 수 있다.

Cr: 0.3~2.0%

크롬(Cr)은 미량으로 첨가할 경우 기지조직 내에 치환형 고용체로 존재하여 소재의 강도상승에 유리하게 작용한다.

이러한 Cr의 함량이 0.3% 미만이면 오히려 소재의 강도가 저하되어 최종 목표 강도의 확보가 어려우며, 반면 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 세멘타이트 내 또는 그 외의 탄질화물에 고용되어 조대 탄질화물을 형성시켜 결정립 미세화에 악영향을 끼칠 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 Cr의 함량은 0.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.040%

니오븀(Nb)은 탄질화물 형성원소로서, 선재압연 중에 석출하여 결정립 미세화를 유도하는데 유용한 원소이다. Nb 탄질화물은 티타늄(Ti) 또는 바나듐(V) 탄질화물에 비해 미재결정역 온도를 가장 고온인 900℃ 정도까지 확장시켜 재결정을 억제하고, 변형대 형성을 통한 페라이트 결정립 미세화를 유도하는 강력한 석출물이다.

상기 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 탄질화물의 형성량이 적어 재결정 및 회복 억제능이 저하되고, 반면 그 함량이 0.040%를 초과하게 되면 가열로 내에서 미용해되어 조대 석출물을 형성함으로써 석출물 효과가 감쇄할 수 있다.

본 발명은 상술한 성분계 이외에 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 포함한다.

Ti: 0.005~0.040%

티타늄(Ti)은 강력한 탄질화물 형성원소로서, 1100℃ 이상에서 석출하여 가열로내 결정립 성장을 방해하여 초기 결정립경을 미세하게 유지하는 효과가 있으며, 선재압연시 미재결정역 확장에 영향을 미친다.

이러한 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 탄질화물 형성량이 적어 초기 결정립 미세화 및 재결정 억제능이 감소하고, 반면 0.040%를 초과하는 경우에는 연주시 마이크로 편석에 의한 조대화로 그 석출 효과가 반감될 수 있다.

V: 0.05~0.50%

바나듐(V)은 상술한 Ti와 함께 강력한 탄화물 형성원소이며, 그 효과도 Ti와 유사하다.

이러한 V의 함량이 0.05% 미만이면 탄화물 형성량이 적어 그 효과가 저하되고, 반면 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 조대 석출물 형성에 의해 연성 및 인성이 크게 저하되는 문제가 있다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 본 발명의 선재는 상기 조성이외에 다른 원소의 함유를 배제하는 것은 아니다.

이하, 본 발명 선재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

상술한 성분계를 만족하는 본 발명의 선재의 미세조직은 페라이트 단상 또는 페라이트 및 펄라이트 복합 조직인 것이 바람직하며, 이때 펄라이트는 면적분율로 20% 이하로 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 15㎛ 이하인 것이 바람직하다.

상술한 바와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 선재는 특별한 열처리 없이도, 연성, 강도 및 인성이 우수하므로, 냉간압조용으로 유용하다. 상기 미세조직은 후술하는 바와 같이 본 발명의 유리한 제조조건을 충족할 경우 더욱 효과적으로 생성시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 선재의 강도 및 인성을 확보하고자 결정립이 미세하게 형성되도록 하면서, 압연 중에 집합조직의 발달을 유도하기 위하여 그 온도영역을 제어하고, 후속되는 냉각공정을 통해 재결정을 억제함으로써, 최종적으로 선재 내부에 미세한 페라이트가 형성되도록 하는 방법을 이용하는 것을 특징으로 한다. 즉, 본 발명은 상술한 성분계를 만족하는 빌렛을 [가열 - 압연 - 냉각]으로 이루어지는 일련의 공정을 포함함에 있어서, 상기 가열, 압연 및 냉각 조건을 최적화하였다.

이하, 각 공정에 대하여 보다 상세히 설명한다.

빌렛 가열: 1100~1250℃에서 60분 이하

상기한 조건으로 빌렛 등 강 소재를 가열하는 것은 성분계 중 Nb, V 등에 의해 형성되는 탄질화물을 모재 내에 재고용시키기 위함이다. Nb나 V 등에 의해 형성된 석출물이 가열로 내에서 가열시 용해하지 않고 잔류하게 되면, 고온유지시 연속적인 조대화로 인해 후속하는 선재압연 공정에서 결정립 미세화가 어려워지며, 냉각시 혼립조직이 생성될 수 있다. 또한, 가열시 초기 결정립 사이즈는 최종 선재압연 후의 결정립경에도 영향을 미치는데, 상기 온도구간은 Ti계 탄질화물은 용해하지 않고 남아 초기 결정립 미세화를 100㎛ 이하로 조절할 수 있는 조건이다.

만일, 가열온도가 1250℃를 초과하게 되면 Ti계 탄질화물이 조대화되어 초기 결정립 사이즈의 제어가 어려워지고, 표면 스케일량이 증가되어 최종 소재에 표면흠 등의 결함을 유발할 수 있으므로, 바람직하지 못하다.

따라서, 빌렛 가열시 그 가열온도범위를 1100~1250℃로 제어함이 바람직하며, 이때 상기 가열온도에서의 가열유지시간까지 제어하면 더욱 바람직하다.

가열유지시간은 빌렛의 내외부 온도가 균일하게 될 수 있도록 하기 위한 것으로서, 가열 후 충분한 시간 동안 유지할 경우 상술한 탄질화물의 용해가 충분히 이루어질 수 있다. 다만, 가열유지시간이 너무 과다하게 길면 잔류하는 탄질화물이 조대화될 가능성이 있으므로, 바람직하게 60분 이내, 보다 바람직하게는 40~60분 내에서 실시함이 바람직하다.

가열 후 선재압연: Ar₁~Ar₃의 2상역 온도구간에서 실시

상기한 바에 따라 가열된 빌렛을 Ar₁~Ar₃의 2상역 온도구간에서 선재압연을 실시하는 것은, 결정립의 미세화와 함께 집합조직을 형성하기 위한 것으로서, 상술한 온도범위에서 Nb 또는 V계 탄질화물 등이 석출을 개시함에 따라 오스테나이트상은 연신되어 면적분율이 증가하고, 페라이트상은 변형되어 하부구조(substructure)를 형성시켜 집합조직의 발달과 함께 소재강도 증가에 영향을 준다.

보다 구체적으로, 오스테나이트상과 페라이트상으로 구성된 2상역 온도구간에서 변형시 오스테나이트상은 동적재결정과 함께 많은 변형띠(Deformation band)가 연속적으로 도입되어 상변태시 핵생성 사이트(site) 증가에 기인하여 미세 페라이트 결정립을 확보할 수 있다. 이와 같은, 결정립 미세화는 강도와 충격인성을 동시에 확보할 수 있는 거의 유일한 방법으로서, 펄라이트 조직이 가지는 높은 강도치를 페라이트의 결정립 미세화로 상쇄시킴과 동시에, 펄라이트 조직이 갖는 낮은 충격치를 페라이트 조직을 통해 극복할 수 있다.

또한, 2상역 온도구간 내에서 페라이트상은 BCC 결정구조로 인해 재결정보다는 회복이 용이하여 선재압연시 변형에 의한 전위도입과 함께 회복에 의해 얻어지는 하부구조의 형성으로 결정립 미세화와 (001) 화이버 집합조직(fiber tecture)이 생성하게 된다. 선재압연시 확보된 집합조직은 압연방향으로 발달하며, 압연방향에 수직한 방향으로는 높은 충격인성치가 확보된다. 이러한 집합조직은 냉간신선시 연속하여 발달하게 되어, 신선가공 증가에 따른 강도확보는 물론 집합조직 발달에 의한 충격인성도 동시에 확보할 수 있다.

뿐만 아니라, 본 발명은 탄소의 함량을 0.05~0.3 중량%로 제한하는데, 이때 탄소의 함량이 증가할수록 펄라이트의 생성이 용이해지며 그 분율도 증가하게 된다. 이와 같이, 탄소함량이 증가함에 따라 미세조직 내 펄라이트의 증가는 소재강도 확보를 위해 중요한 인자 중 하나이지만, 펄라이트의 분율이 너무 과도하게 증가하게 되면 소재의 인성저하가 급격히 발생하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 미세조직 중 펄라이트를 포함하는 경우 그 분율을 20% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

보다 바람직하게, 상기 2상역 온도구간은 650~850℃인 것이 바람직하며, 650℃ 미만에서는 상변태가 발생하여 집합조직 형성에는 유리한 반면, 낮은 온도에서의 변형으로 압연부하량이 크게 증가하여 생산성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 850℃를 초과하게 되면 오스테나이트 단상역으로 집합조직의 형성이 어려워지는 문제가 있다.

상기 선재압연 후 냉각: 10~40℃/s의 냉각속도로 강냉 후 공냉

상기한 바에 따라 선재압연된 선재를 10~40℃/s의 냉각속도로 강냉하는 것은 압연조직의 회복과 재결정을 억제하기 위한 것이다.

선재압연 후 냉각시 냉각속도가 10℃/s 미만이면 변형조직의 회복과 재결정으로 인해 생성된 집합조직의 강도가 감소하거나 결정립이 조대화되는 문제가 있으며, 반면 냉각속도가 40℃/s를 초과하여 과도하게 빠르게 되면 마르텐사이트 또는 베이나이트 등의 이상조직으로 변태되어 물성열화가 발생할 수 있다.

상술한 냉각속도로 냉각할 경우, 400~650℃에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하다. 냉각종료온도가 400℃ 미만이면 베이나이트 조직과 같은 저온 경한조직이 생성되어 집합조직의 제어가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 650℃를 초과하게 되면 페라이트 변태가 종료되지 않아 결정립 조대화에 의한 물성열화 등이 발생할 우려가 있다.

상술한 바에 따라 강냉 후 공냉할 수 있는데, 이는 변태가 완료된 상태로 냉각속도의 변화가 조직에 미치는 영향이 없기 때문이다.

본 발명의 선재는 400~700MPa의 인장강도를 가지며, 상기 선재를 냉각신선 한 후에는 인장강도가 800~1400MPa을 가지며, 이때의 V-노치 샤르피 충격인성이 80J 이상을 가질 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 조성을 만족하는 강재의 균질화와 연주시 발생한 편석조직을 제거하기 위하여 1100~1250℃의 온도로 60분 이내로 가열한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 선재압연을 20mm까지 실시한 후 각각의 냉각속도로 냉각하여, 선재로 제조하였다.

상기 선재의 미세조직 변화(저온조직 유무 및 평균 결정립 크기)를 관찰하고, 각각의 인장강도와 충격인성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

구분	성분조성 (중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Nb	Ti	V
발명재 1	0.12	0.21	0.71	0.42	0.03	0.005	-
발명재 2	0.11	0.25	1.40	0.47	0.02	0.005	-
발명재 3	0.19	0.19	1.20	0.71	0.03	0.006	0.2
비교재 1	0.41	0.21	0.73	0.32	0.03	0.003	-
비교재 2	0.12	0.30	0.75	0.44	0.06	0.005	-
비교재 3	0.13	0.25	1.40	0.47	0.02	0.002	-

구분	제조조건			물성
구분	가열온도 (℃)	압연온도 (℃)	냉각속도 (℃/s)	저온조직 유무	FGS (㎛)	인장강도 (MPa)	충격치 (J)
발명재 1	1120	750	12	×	8	690	90
발명재 2	1150	770	13	×	7	715	93
발명재 3	1130	780	21	×	8	740	100
비교재 1	1100	830	13	○	27	820	13
비교재 2	1110	800	10	×	23	671	21
비교재 3	1120	900	5	×	33	662	38
비교재 3	1010	850	8	×	28	693	33

(상기 표 2에서 FGS는 페라이트 평균 결정립 크기를 의미한다.)

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명을 만족하는 발명재와 본 발명을 벗어나는 비교재 간에 충격치 값이 크게 차이가 나는 것을 확인할 수 있다. 이는, 본 발명에 따른 발명재의 경우 최적의 성분조성을 가지면서 2상역 영역에서의 선재압연시 변형된 페라이트 조직에 의해 집합조직이 발달하였기 때문이다.

더욱이, 비교재 1 내지 3은 페라이트 평균 결정립 크기가 모두 20㎛ 이상으로 조대한 것을 확인할 수 있는데, 이는 합금성분의 조성이 본 발명에서 제안하는 최적조건을 만족하지 않거나 제조조건을 만족하지 못함에 따라, 집합조직이 충분히 형성되지 못하고, 재결정이 억제되지 못하였기 때문으로 사료된다.

또한, 상기 표 2에 나타낸 물성을 갖는 강재를 신선하고, 신선 전·후의 물성변화를 측정하여, 하기 표 3에 나타내었다.

구분	선재		신선가공
구분	인장강도(MPa)	충격치(J)	신선량(%)	인장강도(MPa)	충격치(J)
발명재 1	690	90	60	1000	89
발명재 2	715	93	30	860	90
발명재 3	740	100	70	1100	93
비교재 1	820	13	(단선)	-	-
비교재 2	671	21	40	870	15
비교재 3	662	38	60	943	22
비교재 3	693	33	60	870	23

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 발명재 1 내지 3은 신선량에 따라 강도가 증가하고, 충격인성은 신선가공 전과 유사한 결과를 보임을 확인할 수 있다.

반면, 본 발명을 만족하지 못하는 비교재 1 내지 3은 신선가공 후 강도만 증가할 뿐, 충격인성은 오히려 감소하는 결과를 보임을 확인할 수 있다. 특히, 비교재 1은 저온조직에 의해 강도가 너무 높아 신선가공시 단선이 발생하였다.

따라서, 본 발명에서 제안하는 성분계, 성분조성 및 제조조건을 만족하는 경우에, 냉각압조용에 직접적으로 사용할 수 있으며, 별도의 열처리를 행하지 않고도 강도 및 인성을 우수하게 확보할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.3~1.5%, 크롬(Cr): 0.3~2.0%, 니오븀(Nb): 0.005~0.040%를 포함하고, 티타늄(Ti): 0.005~0.040% 및 바나듐(V): 0.05~0.50% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 단상 또는 페라이트 및 펄라이트 복합조직으로 이루어지고, 상기 펄라이트는 면적분율로 20% 이하로 포함하는 고강도 및 고인성 비조질 선재.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 페라이트는 평균 결정립 크기가 15㎛ 이하인 고강도 및 고인성 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 선재의 인장강도는 400~700MPa인 고강도 및 고인성 비조질 선재.
제 1항에 있어서,
상기 선재는 냉간신선 후 800~1400MPa의 인장강도와 80J 이상의 V-충격인성을 갖는 고강도 및 고인성 비조질 선재.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.3~1.5%, 크롬(Cr): 0.3~2.0%, 니오븀(Nb): 0.005~0.040%를 포함하고, 티타늄(Ti): 0.005~0.040% 및 바나듐(V): 0.05~0.50% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 얻는 단계;
상기 빌렛을 1100~1250℃에서 60분 이하로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 Ar₁~Ar₃의 2상역 온도구간에서 선재압연하는 단계;
상기 선재압연 후 10~40℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 공냉하는 단계
를 포함하는 고강도 및 고인성 비조질 선재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 Ar₁~Ar₃의 2상역 온도구간은 650~850℃인 고강도 및 고인성 비조질 선재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 냉각 단계는 400~650℃에서 냉각을 종료하는 것인 고강도 및 고인성 비조질 선재의 제조방법.