KR101449111B1

KR101449111B1 - 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101449111B1
Application number: KR1020120087036A
Authority: KR
Inventors: 이유환; 배철민; 류근수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-08-09
Filing date: 2012-08-09
Publication date: 2014-10-08
Also published as: KR20140021165A; EP2883974B1; EP2883974A1; US20150191805A1; WO2014025105A1; CN104704135A; US9896750B2; CN104704135B; EP2883974A4; JP6064047B2; JP2015531823A

Abstract

본 발명은 초고강도가 요구되는 자동차 엔진용 볼트, 기계 구조용 부품 등에 사용될 수 있는 강선재와 이를 제조하는 방법에 관한 것으로서,
중량%로, C: 0.7~0.9%, Mn: 13~17%, Cu: 1~3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재와 이를 제조하는 방법을 제공한다.

Description

강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법{STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT STRENGTH AND DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 초고강도가 요구되는 자동차 엔진용 볼트, 기계 구조용 부품 등에 사용될 수 있는 강선재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

통상의 고강도 강선재 내지 이와 같은 종류의 중간 가공품을 제조하는 방법은 크게 두가지로 분류될 수 있다. 그 하나는 열간압연을 행한 후, 냉간 신선을 이용하면서 신선공정 사이에 납조를 이용한 1 또는 2회 이상의 열처리를 통해 강도를 높이는 방법이다. 이러한 방법은 타이어 코드, 반도체 웨이퍼 절단용 소우(saw) 와이어 등을 제조하기 위한 강선재의 제조시에 많이 이용된다.

또다른 하나는 열간압연을 통해 얻어진 강선재를 켄칭(Quenching) 및 템퍼링(tempering)을 이용하여 원하는 인장강도 수준으로 확보하는 방법이다.

상기 첫번째 방법의 경우는 주로 세선(직경 0.1~5㎜수준)용 강선재에 적용되므로, 기계구조용으로 사용되는 것은 매우 곤란하다. 따라서, 기계구조용 강선재를 제조하기 위해서는 열처리를 통하여 원하는 인장강도를 얻는 두번째 방법이 주로 사용된다. 켄칭(quenching) 및 템퍼링(tempering)에 의해 제조되는 강선재는 열처리 및 합금원소 첨가에 의해서 기계적 특성이 특정되므로, 뛰어난 인장강도와 연신율을 가질 수 있다는 장점이 있으나, 열처리 과정 후에 얻어지는 미세조직의 수소지연파괴 저항성 등에 대한 안정성 확보를 위해서 다량의 고가원소(Mo, V, Cr, Ni 등)가 첨가됨에 따라 비용이 높아지는 단점이 있다.

최근, 자동차의 경량화 및 고성능화에 따라 에너지 저감을 위해 구동체, 특히 볼트 등 엔진용 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 현재까지 사용되고 있는 고강도 볼트는 SCM435, SCM440 등의 합금강을 이용하여 켄칭 및 템퍼링을 통해 1200MPa 급의 고강도를 확보한 선재를 사용하고 있다. 그러나, 인장강도 1200MPa급 이상의 강선재에서는 수소에 의한 지연파괴 발생이 야기되기 쉽기 때문에, 그 활용이 용이하지 않다는 단점이 있다.

대부분의 고강도 강선재는 열간압연으로 열연선재(중간생성물)을 제조한 후, 재가열, 켄칭 및 템퍼링 처리하여 강도와 인성을 높인 조질강(Quench and Tempered Steel, 調質鋼)이다. 상기 조질강의 반대급부강으로 비조질강이 있다. 상기 비조질강은 열간압연 후 열처리하지 않고도 열처리(조질처리)한 재질과 거의 비슷한 인성과 강도를 얻을 수 있는 강을 말한다. 우리나라와 일본에서는 비조질강이라고 하나, 영미권에서는 열처리를 하지 않고 사용하는 강이라고 하여, Non-Heat Treated Steel 이라 하거나, 미량의 합금을 첨가하여 재질을 만들기 때문에 Micro-Alloyed Steel 이라고도 한다.

통상적인 조질강이 열간압연 후, 냉간신선, 구상화 열처리, 냉간신선, 냉간압조, 켄칭 및 템퍼링 과정을 통해 최종 강선재로 제조되는 반면, 비조질강은 열간압연 후, 냉간신선, 냉간압조의 과정을 통해 강선재로 제조되므로, 소재의 제조단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품으로 알려져 있다.

이와 같은 비조질강은 열처리 공정을 생략한 경제적 제품임과 동시에 최종 켄칭 및 템퍼링 역시 수행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되기 때문에 많은 제품들에 적용되고 있다. 그러나, 열처리 공정이 생략되고 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성은 지속적으로 하락하게 된다.

이와 관련된 선행문헌으로는 특허문헌 1이 있다. 상기 특허문헌 1(JP 공개특허 2012-041587)에서는 초석 페라이트 및 베이나이트 조직의 1 종류 또는 2 종류를 포함하는 특수강을 고안하였고, 최종 미세조직은 열처리를 통한 템퍼드 마르텐사이트를 가지는 조질 강선재에 대한 발명을 제안하였다. 상기 특허문헌 1은 C: 0.35~0.85wt%, Si: 0.05~2.0wt%, Mn: 0.20~1.0wt%, Cr: 0.02~1.0wt%, Ni: 0.02~0.5wt%, Ti: 0.002~0.05wt%, V: 0.01~0.20wt%, Nb: 0.005~0.1wt%, B: 0.0001~0.0060wt%의 합금성분계를 갖는 슬라브를 가열하고, 선재형상으로 선재압연 및 냉각을 행하고, 750~950℃ 가열 후 400~600℃에서 염욕 항온 유지를 통하여 제조된다. 최종 가공품의 강도는 1500~2000MPa 범위이다. 특허문헌 1에서는 열처리에 의한 방법으로 최종 강도 확보는 가능하나, 복잡한 성분계와 열처리 공정에 의한 비용 상승으로 활용성이 높지 않다는 문제가 있다.

한편, 특허문헌 2(JP 공개특허 2005-002413)는 펄라이트 층간간격 200~300㎛의 과공석 펄라이트를 가지고, 최종 4000~5000MPa 의 강도를 가지는 강선재에 대한 것이다. 이것은 통상의 가열, 선재압연, 냉각을 통하여 제조된 중간가공품을 가지고서 1차, 2차 신선가공 후 Lead patenting 처리의 조합을 통하여 제조된다. 이 강선재의 합금성분은 C: 0.8~1.1wt%, Si: 0.1~1.0wt%, Mn: 0.1~1.0wt%, Cr: 0.6wt% 이하, B: 0.005wt% 이하로 구성되는 발명이나, 약 0.18mm 까지 신선이 필요하여 구조용 강선재로 활용 불가능하다는 측면이 있다.

특허문헌 3(JP 공개특허 2011-225990)은 BN계 화합물 100개이하를 가지는 펄라이트 조직을 대상으로 3500MPa에 육박하는 인장강도를 가지는 냉간가공된 펄라이트 조직을 가지는 신선용 강선재에 대한 것이다. 이것은 중간 가공품의 제조에 있어서 1100~1300℃ 가열, 선재압연, 850~950℃에서 600℃까지 35℃/초 이하로 냉각하여 중간 가공품, 즉 열간압연 선재를 제조한 후 1차, 2차 신선가공 및 Lead patenting 처리의 조합을 통하여 제조되는 강선재에 관한 것이다. 주요 합금성분은 C: 0.70~1.2wt%, Si: 0.1~1.5wt%, Mn: 0.1~1.5wt% 및 Cu: 0.25wt%이하, Cr: 1.0wt%이하, B: 0.0005~0.001wt%, N: 0.002~0.005wt%을 가지게 되는데, 이것 역시 약 0.18mm까지 신선이 필요하여 구조용 강선으로 활용 불가능한 측면이 있다.

일본공개특허 2012-041587 일본공개특허 2005-002413 일본공개특허 2011-225990

본 발명의 일측면은 추가적인 열처리를 행하지 않고, 냉간신선을 이용하여 우수한 강도를 확보하는 동시에 우수한 연성을 확보할 수 있는 기계구조용 강선재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.7~0.9%, Mn: 13~17%, Cu: 1~3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선를 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.7~0.9%, Mn: 13~17%, Cu: 1~3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강괴를 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강괴를 냉각하고, Ae3+50℃ ~ Ae3+150℃의 온도에서 열간압연하여 열연선재를 제조하는 단계;

상기 열연선재를 1~5℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 단계; 및

상기 냉각된 열연선재를 60~80%의 단면 감소율로 냉간 신선하여 강선재를 제조하는 단계를 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 냉간신선을 이용하여 초고강도뿐만 아니라, 고연성이 요구되는 자동차 엔진용 볼트 또는 기계구조용 강선재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일예로서, 열간압연된 열연선재의 미세조직을 관찰한 사진임.
도 2는 상기 도 1의 열연선재에 대해 최종 냉간신선을 완료한 후 미세조직을 관찰한 사진임.

본 발명에서 강선재는 냉간신선이 완료된 최종 생성물을 의미하는 것이며, 열간압연하여 제조된 선재에 대해서는 열연선재라 칭하고, 상기 열연선재가 냉각된 상태의 제품은 중간 생성물로 칭한다.

이하, 본 발명의 강선재에 대해 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명 강선재의 조성에 대해 상세히 설명한다(이하, %는 중량%임).

탄소(C): 0.7~0.9%

상기 C의 함량이 0.7% 미만에서는 본 발명에서 구현하고자 하는 쌍정의 거동과 그에 따른 강도 및 연성 확보가 곤란하다. 즉, 탄소의 함량이 낮아지면 전위 증식 또는 변형거동에 있어서, 적층결함 에너지(SFE, Stacking Fault Energy)를 낮추어, 냉간 신선 또는 냉간 가공 도중 ε-마르텐사이트가 생성될 우려가 있다. 가공 도중 ε-마르텐사이트가 생성되면, 쌍정에 의하여 얻어지는 강도보다 낮은 강도가 얻어지며, 급격하게 연성이 저하되는 문제가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.9%를 초과하게 되면, 과잉의 탄소함량으로 인하여, 냉각 중 입계 탄화물이 발생할 가능성이 높아진다. 이와 같이 입계 탄화물의 발생되면, 입계 취화를 유발하여 연성이 급격하게 저하될 가능성이 있기 때문에, 그 함량이 0.9%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 13~17%

상기 Mn은 본 발명 강선재의 미세조직 내에 치환형 고용체로 고용되어 사용되며, 전체적으로 오스테나이트 단상의 안정성에 관여하는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 13% 보다 적으면, 가공경화 속도는 증가하나, 적층결함 에너지를 낮추어 냉간 신선 또는 냉간 가공 도중 ε-마르텐사이트가 생성될 가능성이 높아지게 된다. 또한 17%를 초과하게 되면 경제적으로 불리할 뿐만 아니라, 열간 압연을 위한 재가열시에 내부 산화가 심하게 발생하여 표면 품질이 저하되는 문제가 있으므로, 그 함량은 13~17%인 것이 바람직하다.

구리(Cu): 1~3%

상기 Cu는 오스테나이트상을 안정화시키는 주요 원소로서 냉간 신선시에도 쌍정의 형성과 전위의 증식에 기여하는 바가 매우 크게 작용하는 성분이다. 상기 Cu의 함량이 1% 미만에서는 상기 Cu의 투입 효과가 매우 낮아지게 되고, 냉간 신선 도중 단선이 자주 발생하여 신선이 용이하지 않다는 단점이 있으며, 반대로 3%를 초과하는 경우에는 경제적으로 불리할 뿐만 아니라, 탄소와 반대로 인장강도의 하락을 유발하기 때문에 3%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 선재는 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 이해되는 것이다.

상기 불가피한 불순물 중 인(P)과 황(S)에 대한 설명은 아래와 같다.

인(P): 0.035%이하 및 황(S): 0.040%이하

상기 P는 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키는 원소이므로, 그 상한을 0.035%로 제한하는 것이 바람직하며, 상기 S는 저융점 원소로 입계에 편석되어 인성을 저하시키고, 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로, 그 상한을 0.040%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명 강선재는 열간압연 후 열연선재의 조직이 결정립크기가 10~100㎛인 오스테나이트 단상조직인 것이 바람직하다. 이때의 조직은 열간압연 직후의 열연선재뿐만 아니라, 열간압연 후 냉각이 진행된 중간 생성물의 경우도 동일하다. 상기 열연선재의 일예를 도 1에 나타내었다. 도 1에서는 평균 약 18㎛인 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 단상조직이 관찰된다. 쌍정의 발생은 결정립의 크기와 관련되므로, 상기 결정립이 작아 10㎛ 미만인 경우에는 쌍정의 발생이 어렵고, 100㎛를 초과하는 경우에는 일반적인 강선재와 같이 연성 및 피로 특성의 저하를 유발할 수 있으므로, 상기 결정립 크기는 10~100㎛인 것이 바람직하다.

냉간 신선이 완료된 최종 생성물인 강선재의 미세조직은 두께 10~50㎚인 쌍정을 60~80%의 면적 분율로 포함하는 것이 바람직하다. 도 2는 도 1의 열연선재를 약 60%로 냉간신선한 강선재의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 2에서, 강선재는 냉간 신선에 의해 가공경화가 이루어지면서, 쌍정(twinning)이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있고(결정립 내부의 검정색 띠), 그 양이 면적율로 60~80%를 차지하고 있음을 확인할 수 있다. 냉간 신선시에 신선량이 높아지게 되면 내부 쌍정의 두께는 증가하게 되고, 면적은 증가하게 된다. 그러나 냉간 신선량이 부족하여 쌍정의 두께 및 면적이 본 발명의 범위보다 부족하게 되면 본 발명에서 제안하는 강도범위를 확보할 수 없다. 한편, 과도한 냉간 신선으로 쌍정의 두께 및 면적이 과도하게 증가하게 되면 인장강도는 매우 우수해지나 급격한 인성의 저하로 인하여 소재가 취성을 가지게 되어, 기계 구조용 부품 등으로 가공할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명의 강선재는 상기 두께와 면적을 갖는 것이 바람직하다.

본 발명의 강선재는 1800MPa 이상의 초고강도를 확보하는 동시에, 15%이상의 높은 연신율을 확보할 수 있는 장점이 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

상기 조성을 만족하는 강괴를 재가열한다. 상기 강괴는 강선재를 제조하기 위한 빌렛(billet) 등을 의미한다. 재가열은 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도에서 30분 ~ 1시간 30분 동안 행하는 것이 바람직하다.

상기 재가열은 오스테나이트 단상온도에서 유지되는 것으로 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물의 효과적인 용해가 가능하기 위해서는 Ae3+150℃ 이상의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 온도가 Ae3+250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어, 냉각 후에 형성되는 최종 미세조직의 조대화 경향이 강해져, 고강도와 고인성을 확보할 수 없다.

한편, 상기 가열시간이 30분 미만이면 전체 온도가 균일하게 될 수 없고, 1시간 30분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화의 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 생산성이 현저하게 감소하는 문제가 있다.

상기 재가열된 강괴를 냉각하고, 열간압연하여 열연선재를 제조한다.

상기 냉각은 가열된 강괴를 5~15℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 열간압연 전 냉각 단계에서 미세조직의 변태를 최소화할 목적으로 고안된 것이다. 열간압연 전 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 생산성이 감소하고, 서냉을 유지하기 위해서 추가적인 장치가 필요하다. 또한, 가열시간이 장시간 유지되는 효과가 있어서, 열간압연 종료 후 선재의 강도와 인성이 저하될 우려가 있다. 이에 비해, 냉각속도가 15℃/s를 초과하는 경우에는 압연 전 강괴가 가지는 변태의 구동력이 증가하여 압연 중 새로운 미세조직이 출현할 가능성이 커지게 되고, 이에 따라, 압연온도를 재설정해야 하는 심각한 문제를 초래하게 된다.

한편, 상기 압연은 Ae3+50℃ ~ Ae3+150℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위에서는 압연 중 변형에 의한 미세조직의 출현이 억제되며, 재결정이 발생하지 않고, 사이징(sizing) 압연만이 가능하다. 상기 온도가 Ae3+50℃ 미만에서는 동적 재결정 온도에 근접하여 둥근 형태의 결정립이 아닌 압연방향으로 길게 연신된 결정립이 얻어지게 된다. 이렇게 연신된 결정립은 기계적 이방성을 유발하기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 상기 압연이 Ae3+150℃ 초과의 온도에서 행해지는 경우, 높은 온도에서 변형이 이루어지므로 동적 재결정이 발생하더라도 높은 온도에 의한 빠른 결정립 성장으로 조대한 결정립이 얻어질 수 있다. 이와 같은 조대한 결정립 역시 소재의 연성 저하를 유발할 수 있고, 압연 직후 높은 온도로 인하여 빠른 냉각속도를 부여하는데 추가적인 설비 및 에너지가 요구되므로 바람직하지 않다.

상기 열연선재를 1~5℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하까지 냉각한다(열간압연하여 열연선재를 제조한 이후, 냉각까지 완료된 선재를 중간 생성물이라고 한다). 상기 냉각속도는 첨가된 망간에 의해서 탄소의 확산이 저지되어 오스테나이트 단상의 결정립계에 불필요한 입계 탄화물이 생성되지 않는 효과적인 냉각속도를 의미하는 것이다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만이면, 냉각속도가 너무 느려 실제 조업이 곤란할 정도로 생산성이 저하되는 측면이 있으며, 서냉에 의한 입계 탄화물의 형성으로 연성이 급격하게 저하되는 측면이 있다. 한편, 냉각속도가 5℃/s를 초과하는 경우에는 급냉에 의한 소재의 열변형으로 인해 강선재 특유의 냉각방법인 스프링처럼 말아서 냉각하는 방법의 구현이 불가능한 측면이 있다. 또한, 현재 알려진 바에 의하면 통상적인 냉간압조용 강선재의 선경(또는 직경), 통상 10~20㎜로 인해 냉각속도 구현이 거의 불가능한 측면이 있다.

상기 냉각된 열연선재를 냉간신선하여 강선재를 제조한다. 상기 냉간신선은 단면을 감소시키는 동시에 가공경화를 이용하여 인장강도를 높이기 위해서, 쐐기형의 냉간 신선 다이스를 이용하는 것이 바람직하다.

상기 냉간신선은 다이스 각도 10~13도의 냉간 신선용 다이스를 통하여 단면 감소와 함께 소재에 냉간가공을 부여하기 위한 것이다. 이때 단면 감소율은 60~80%인 것이 바람직하다. 상기 단면 감소율은 초기 선경 및 다이스 통과 후의 선경을 기준으로 아래와 같이 계산된다.

단면 감소율=100×(초기 단면적-신선 후 단면적)/(초기 단면저)

상기 단면 감소율이 60% 미만이면 본 발명에서 구현하고자 하는 고강도 즉, 인장강도 1800~2100MPa을 확보하는 것이 곤란하며, 80%를 초과하는 경우에는 인장강도는 확보되나, 매우 높은 냉간 가공량으로 인해 소재가 취화되어 깨질 우려가 있고, 이 경우에는 단선 또는 파단이 발생할 수 있는 문제가 있다.

이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하고자 하는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 만족하는 강성분을 갖는 강괴(빌렛)을 제조한 후, 이들 강괴에서 변태점을 측정한 결과, 약 910℃ 정도로 평가되었다. 이를 근거로 하기 실시예 필요한 온도를 적용하였다. 하기 표 1의 조성을 만족하는 강괴를 약 1100℃의 온도로 재가열한 후, 약 1000℃의 온도에서 열간압연을 실시하여 열연선재를 제조하였다. 이렇게 제조된 열연선재를 약 3℃/s의 냉각속도로 약 520℃까지 냉각하여 중간생성물을 제조하였다.

이후, 표 2 및 표 3의 냉간신선량(단면 감소율)으로 냉간신선을 실시하여 제조된 강선재의 인장강도와 연신율을 측정하여 이를 각각 표 2 및 3에 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	Cr	V	Al	Cu	비고
비교예1	0.82	0.25	0.7	-	0.05	-	-	종래 신선용 제품
비교예2	0.92	0.25	0.7	0.2	-	-	-	종래 신선용 제품
비교예3	0.6	-	18	-	-	1.5	-	Al 활용 상용 제품
비교예4	0.9	-	15	-	-	-	-	C-Mn계 고망간강
비교예5	0.5	-	17	-	-	-	1.5	본 발명 대비 탄소 미달
비교예6	1.2	-	15	-	-	-	2.0	본 발명 대비 탄소 초과
비교예7	0.8	-	10	-	-	-	1.5	본 발명 대비 망간 미달
비교예8	0.8	-	20	-	-	-	1.5	본 발명 대비 망간 초과
비교예9	0.8	-	17	-	-	-	0.5	본 발명 대비 구리 미달
비교예10	0.9	-	13	-	-	-	4.0	본 발명 대비 구리 초과
발명예1	0.7	-	17	-	-	-	1.5	본 발명 성분계
발명예2	0.8	-	17	-	-	-	1.5	본 발명 성분계
발명예3	0.9	-	13	-	-	-	2.0	본 발명 성분계
발명예4	0.9	-	13	-	-	-	3.0	본 발명 성분계

구분	냉간신선량(%)에 따른 인장강도(MPa)								비고
구분	0	12	20	28	46	58	64	79	비고
비교예1	1170	1236	1386	1423	1498	1568	1620	1685	강도 부족
비교예2	1210	1298	1350	1463	1503	1571	1653	1691	강도 부족
비교예3	802	1196	1302	1426	X	-	-	-	신선 중 파단
비교예4	882	1035	1298	1506	X	-	-	-	신선 중 파단
비교예5	920	1103	1236	1302	1468	1529	1690	1732	강도부족
비교예6	945	X	-	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예7	889	X	-	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예8	821	965	X	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예9	886	1012	X	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예10	801	1098	1169	1253	1405	1638	1789	1802	강조 부족
발명예1	842	1156	1418	1502	1652	1865	2109	2135	본 발명 범위
발명예2	853	1201	1369	1489	1752	1902	2122	2136	본 발명 범위
발명예3	882	1196	1356	1523	1625	1898	2109	2156	본 발명 범위
발명예4	896	1163	1374	1489	1698	1869	2112	2145	본 발명 범위

구분	냉간신선량(%)에 따른 최대 연신율(%)								비고
구분	0	12	20	28	46	58	64	79	비고
비교예1	17	11	9	8	9	8	8	8	기계구조용 연성 부족
비교예2	16	14	10	9	8	8	6	7	기계구조용 연성 부족
비교예3	76	58	40	32	X	-	-	-	신선 중 파단
비교예4	75	52	49	38	X	-	-	-	신선 중 파단
비교예5	81	72	60	40	32	21	19	16	연성 확보되나 강도부족
비교예6	52	X	-	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예7	67	X	-	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예8	72	35	X	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예9	76	45	X	-	-	-	-	-	신선 중 파단
비교예10	81	71	59	45	32	19	18	15	연성 확보되나 강도부족
발명예1	88	65	52	36	21	19	18	16	본 발명 범위
발명예2	88	67	56	38	23	20	18	15	본 발명 범위
발명예3	81	63	53	35	22	21	16	16	본 발명 범위
발명예4	86	58	49	39	19	18	17	15	본 발명 범위

상기 표 2 및 3의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예에서는 모두 1800MPa 이상의 높은 인장강도를 갖는 것을 확인할 수 있으며, 동시에 15% 이상의 높은 연신율을 확보할 수 있는 것을 확인할 수 있었다.

이에 비해, 종래의 상용 제품이거나, Cu를 포함하지 않는 경우, 본 발명의 범위를 벗어난 경우에는 초고강도와 높은 연신율을 동시에 확보하는 것이 곤란하다는 것을 비교예를 통해 확인할 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.7~0.9%, Mn: 13~17%, Cu: 1~3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재.
청구항 1에 있어서,
상기 강선재는 열간압연 후 결정립 크기가 10~100㎛인 오스테나이트 단상조직을 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재.
청구항 1에 있어서,
상기 강선재는 냉간신선 후 두께 10~50㎚인 쌍정의 면적이 60~80% 인 것을 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재.
청구항 1에 있어서,
상기 강선재는 1800MPa 이상의 인장강도와 15% 이상의 연신율을 갖는 강도와 연성이 우수한 강선재.
중량%로, C: 0.7~0.9%, Mn: 13~17%, Cu: 1~3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강괴를 Ae3+150℃ ~ Ae3+250℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강괴를 냉각하고, Ae3+50℃ ~ Ae3+150℃의 온도에서 열간압연하여 열연선재를 제조하는 단계;
상기 열연선재를 1~5℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연선재를 60~80%의 단면 감소율로 냉간 신선하여 강선재를 제조하는 단계를 포함하는 강도와 연성이 우수한 강선재의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 재가열은 30분 ~ 1시간 30분 동안 행하는 강도와 연성이 우수한 강선재의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 재가열된 강괴의 냉각은 5~15℃/s의 냉각속도로 행하는 강도와 연성이 우수한 강선재의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 냉간 신선은 다이스 각도 10~13도의 냉간 신선용 다이스를 이용하여 행하는 강도와 연성이 우수한 강선재의 제조방법.