KR101458684B1

KR101458684B1 - 강선재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101458684B1
Application number: KR1020127033670A
Authority: KR
Inventors: 신고 야마사키; 도시유키 마나베; 나오시 히키타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-03-14
Filing date: 2012-03-13
Publication date: 2014-11-05
Also published as: EP2687619A1; JP5224009B2; WO2012124679A1; CN102959115B; KR20130034029A; EP2687619A4; CN102959115A; US9255306B2; JPWO2012124679A1; US20140000767A1

Abstract

본 발명에서는, 강선의 소재가 되는 강선재이며, 금속 조직이 면적％로 펄라이트를 95％ 이상 100％ 이하 포함하고, 강선재 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 25㎛ 이하이며, 강선재 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 20㎛ 이하이고, 강선재 중심부의 상기 펄라이트의 최소 라멜라 간격을 단위 ㎚로 S, 강선재 둘레면부터 중심까지의 거리를 단위 ㎜로 r이라고 할 때, S＜12r+65를 만족한다.

Description

강선재 및 그 제조 방법{STEEL WIRE MATERIAL AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 PC 강선, 아연 도금 강선, 스프링용 강선 및 현수교용 케이블 등의 강선의 소재가 되는, 고강도이면서, 또한 고연성인 강선재와 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2011년 3월 14일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-056006호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

강선은 통상 열간 압연과, 필요에 따라서 실시되는 페이턴팅 처리에 의해 제조되는 강선재에 신선 가공을 실시하여, 소정의 선 직경과 강도로 되도록 제조된다. 강선재의 단계에서, 강선재가 저강도이면, 신선 가공 시에 소정의 강도까지 가공 경화시키기 위한 가공 변형이 커지고, 그 결과, 신선 가공에 의해 제조된 강선이 저연성으로 된다. 강선이 저연성이면, 강선이 비틀림 변형을 받았을 때에, 강선의 신선 방향을 따라, 디라미네이션이라 불리는 세로 균열이 변형 초기에 발생하는 경우가 있다. 이 디라미네이션이 발생하면, 이 디라미네이션의 발생 개소에 응력이 집중되고, 최종적으로 강선의 파단을 촉진하는 경우가 있다. 이러한 강선의 디라미네이션 발생을 억제하여, 고강도이고 고연성인 강선을 얻기 위해서는 신선 전단계의 강선재가, 높은 강도와 높은 연성을 갖는 것이 요구되고 있다.

일반적으로 결정 입경이 미세화되면, 강도가 향상되는 것이 알려져 있다. 또한 마찬가지로, 강선재 연성의 지표인 단면수축율(RA: Reduction of Area)도 오스테나이트 입경에 의존하고, 오스테나이트 입경이 미세화되면, 이 단면수축율도 향상된다. 이러한 이유에 의해, 지금까지 Nb, B 등의 탄화물이나 질화물을 피닝 입자로서 사용함으로써, 강선재의 오스테나이트 입경을 미세화하는 시도가 이루어져 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1에는 고탄소강 선재에 질량％로, Nb: 0.01 내지 0.1％, Zr: 0.05 내지 0.1％, Mo: 0.02 내지 0.5％로 이루어지는 군에서 1종 이상을 함유시킨 강선재가 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는 고탄소강 선재에 NbC를 함유시킴으로써 오스테나이트 입경을 미세화한 강선재가 제안되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 및 2에 기재된 강선재는, Nb 등의 고가인 원소를 첨가하고 있기 때문에, 제조 비용이 높아질 우려가 있다. 이에 더불어, Nb는 조대한 탄화물 및 질화물을 형성하기 때문에, 이것이 파괴의 기점이 되어 강선재의 연성을 저하시킬 우려도 있다.

특허문헌 3에는 Nb 등의 고가인 원소를 사용하지 않고, 직접 페이턴팅(DLP: Direct in-Line Patenting) 처리를 적용하여, 고강도이고 고단면수축율로 되는 강선재의 제조 방법이 제안되어 있다.

확실히, 특허문헌 3에 기재된 제조 방법에 의한 강선재는, 고가인 원소를 첨가 하지 않고서 고강도, 고단면수축율을 얻는다. 그러나, 현재로서는 가일층의 강도 및 연성의 향상이 요구되고 있다. 특허문헌 3에서는, 그 실시예에 기재되어 있는 바와 같이, 1200㎫ 이상의 인장 강도(TS: Tensile Strength)를 확보하고자 하는 경우, 단면수축율이 45％ 미만으로 된다.

강선재를 소재로 하는 PC 강선, 아연 도금 강선, 스프링용 강선 및 현수교용 케이블 등의 성능을 개선하기 위해서는, 강선재의 직경을 가능한 한 세경(細徑)화하는 것이 효과적이다. 이것은 세경의 강선재로부터 신선함으로써, 신선 가공시의 감면율을 작게 할 수 있으므로, 신선된 강선의 연성이 높게 유지되기 때문이다. 그 결과, 강선의 디라미네이션 발생이 억제된다. 그로 인해 세경이이면서, 또한 고강도 및 고연성(즉, 고단면수축율)인 강선재가 요구되고 있다. 구체적으로는 선 직경이 10㎜ 이하인 경우, 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 단면수축율이 45％ 이상으로 되는 강선재가 요구되고 있다.

일본 특허 공개 평04-371549호 공보 일본 특허 공개 2001-131697호 공보 일본 특허 공개 2008-007856호 공보

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 고가인 원소를 첨가하지 않고서 종래 이상의 강도 및 연성을 갖는, 구체적으로는 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 단면수축율이 45％ 이상으로 되는 강선재와 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 특히, 선 직경이 10㎜ 이하인 경우에도, 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 단면수축율이 45％ 이상으로 되는 강선재와 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강선재는, 화학 성분이 질량％로, C: 0.70％ 내지 1.00％, Si: 0.15％ 내지 0.60％, Mn: 0.1％ 내지 1.0％, N: 0.001％ 내지 0.005％, Ni: 0.005％ 내지 0.050％ 미만을 함유하고, Al: 0.005％ 내지 0.10％, Ti: 0.005％ 내지 0.10％ 중 적어도 하나를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 면적％로, 펄라이트를 95％ 이상 100％ 이하 포함하고, 둘레면부터 중심까지의 거리를 단위 ㎜로 r이라고 할 때, 상기 중심부터 r×0.99까지의 영역인 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 25㎛ 이하이고, 상기 둘레면부터 r×0.01까지의 영역인 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 20㎛ 이하이고, 상기 중심부의 상기 펄라이트의 최소 라멜라 간격을 단위 ㎚로 S라고 했을 경우에 하기의 식 1을 만족한다.

[식 1]

(2) 상기 (1)에 기재된 강선재에 있어서, 상기 화학 성분이 또한 질량％로, Cr: 0％ 초과 내지 0.50％, Co: 0％ 초과 내지 0.50％, V: 0％ 초과 내지 0.50％, Cu: 0％ 초과 내지 0.20％, Nb: 0％ 초과 내지 0.10％, Mo: 0％ 초과 내지 0.20％, W: 0％ 초과 내지 0.20％, B: 0％ 초과 내지 0.0030％, Rare Earth Metal: 0％ 초과 내지 0.0050％, Ca: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％, Mg: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％, Zr: 0.0005％ 초과 내지 0.010％ 중 적어도 하나를 포함해도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강선재에 있어서, 인장 강도를 단위 ㎫로 TS와, 단면수축율을 단위％로 RA라고 할 때, 하기의 식 2와, 하기의 식 3을 양쪽 모두 만족해도 좋다.

[식 2]

[식 3]

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강선재에 있어서, 상기 화학 성분 중의 각 원소의 질량％로 나타낸 함유량이 하기의 식 4를 만족해도 좋다.

[식 4]

(5) 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강선재의 제조 방법은, (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분으로 이루어지는 주조편을 얻는 주조 공정과 상기 주조편을 1000℃ 이상 1100℃ 이하의 온도로 가열하는 가열 공정과; 상기 가열 공정 후의 주조편을, 마무리 온도가 850℃ 이상 1000℃ 이하로 되도록 제어해서 열간 마무리 압연을 행하여 열연 강을 얻는 열간 압연 공정과; 상기 열연 강을 780℃ 이상 840℃ 이하의 온도 범위 내에서 권취하는 권취 공정과; 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강을 상기 권취 공정 후 15초 이내에 480℃ 이상 580℃ 이하의 온도로 유지된 용융 솔 트에 직접 침지하는 페이턴팅 공정과; 상기 페이턴팅 공정 후에 실온까지 냉각해서 강선재를 얻는 냉각 공정을 갖는다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 고가인 원소를 첨가하지 않고서 종래 이상의 강도(인장 강도 1200㎫ 이상) 및 연성(단면수축율 45％ 이상)을 갖는 강선재를 얻을 수 있다. 그 결과, 신선 가공 후의 강선의 연성이 높게 유지되어서, 강선의 디라미네이션 발생이 억제된다. 즉, 고강도로서 파단이 억제되는 강선을 제조하는 것이 가능하게 된다.

또한, 상기 강선재를 사용함으로써 선 직경이 세경(10㎜ 이하)이고, 또한 고강도 및 고연성인 강선재로부터 신선 가공을 행할 수 있으므로, 신선 감면율이 낮게 억제되어, 신선된 강선의 연성을 높게 유지하는 것이 가능하게 된다. 그 결과, PC 강선, 아연 도금 강선, 스프링용 강선 및 현수교용 케이블 등의 강선으로서의 특성이 개선된다.

또한, 본 발명의 상기 형태에 의하면, 상기한 것과 같은 일반적인 열간 압연 조건에 의해, 고강도이고 고연성인 강선재를 제조할 수 있다. 고강도이고 고연성인 강선재를 제조하기 위해서, 고압하율이나, 저압연 온도인 것과 같은 엄격한 열간 압연 조건을 선택할 필요가 없다.

도 1은 강선재의 Ni 함유량과, 강선재의 단면수축율의 관계다.
도 2는 강선재의 단면수축율과, 강선재 중심부 금속 조직의 평균 펄라이트 블록 사이즈의 관계다.
도 3은 강선재의 선 직경과, 강선재 중심부 금속 조직의 펄라이트의 최소 라멜라 간격의 관계다.
도 4는 강선재의 인장 강도와, 강선재의 단면수축율의 관계다.

이하, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 한정되는 것은 아니라, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에 있어서 다양한 변경이 가능하다.

본 발명자들은, 고가인 원소를 첨가하지 않고서 종래 이상의 강도 및 연성을 갖는 강선재에 대해서 예의 검토한 결과, 이하의 지식을 얻었다.

우선, 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 효과를 갖는 Al 및 Ti 중 적어도 하나를 첨가하고, 또한, 미량으로 함유되었을 경우에만 강도와 연성을 개선하는 효과를 갖는 Ni를 미량 첨가함으로써, 고강도이면서, 또한 고연성인 강선재를 얻을 수 있는 것을 발견하였다.

이것은 강선재의 금속 조직에 대해서, 펄라이트 블록 사이즈(PBS: Perlite Block Size)가 제어되며, 그리고 펄라이트의 라멜라 간격이 미세화되는 것에 기인한다. Al 및 Ti 중 적어도 하나를 함유시킴으로써, AlN 또는 TiN이 적절하게 석출되므로, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화가 억제된다. 그 결과, 펄라이트 변태 후의 펄라이트 블록 사이즈의 조대화도 억제된다. 또한, Ni를 미량 함유시킴으로써, 페이턴팅 처리에 있어서의 펄라이트 변태의 개시 시간과 종료 시간이 장시간측으로 추이되므로, 강선재 제조 시의 펄라이트 변태 온도가 제조상 실질적으로 저하한다. 그 결과, 펄라이트 블록 사이즈와 라멜라 간격 양쪽이 미세화된다. 이러한 효과에 의해, 강선재가 고강도이면서, 또한 고연성으로 된다.

또한, 제조 방법으로서, 열연 강을 권취하는 권취 공정 후부터, 페이턴팅 공정까지의 시간을, 매우 단시간으로 제어하는 것이 효과적인 것을 발견하였다.

권취 공정 후부터 페이턴팅 공정까지의 시간을 매우 단시간으로 제어함으로써, 금속 조직을 오스테나이트로부터 펄라이트로 우선적으로 변태시킬 수 있으므로, 비펄라이트 조직의 분율이 낮은 강선재를 얻을 수 있다. 상부 베이나이트, 초석 페라이트, 의사 펄라이트, 초석 시멘타이트 등의 비펄라이트 조직은 강선재의 특성을 열화시키는 요인이 된다. 이 비펄라이트 조직의 분율을 낮은 값으로 제어하며, 그리고 펄라이트 분율을 높은 값으로 함으로써, 강선재가 고강도이면서, 또한 고연성으로 된다.

이하, 본 실시 형태에 따른 강선재의 기본 성분에 대해서, 수치 한정 범위와 그 한정 이유에 대해서 설명한다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

C: 0.70％ 내지 1.00％

C(탄소)는 강도를 높이는 원소다. C 함유량이 0.70％ 미만에서는, 강도가 부족하고, 또한 오스테나이트 입계에 초석 페라이트의 석출이 촉진되어, 균일한 펄라이트 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, C 함유량이 1.00％ 초과에서는, 강선재 표층부에서 초석 시멘타이트가 생성되기 쉬워져, 그로 인해 강선재의 파단 단면수축율이 저하하고, 신선 가공 시에 단선이 발생하기 쉬워진다. 따라서, C 함유량을 0.70％ 내지 1.00％로 한다. 보다 바람직한 C 함유량은, 0.70％ 내지 0.95％이다. 더욱 바람직하게는 0.70％ 내지 0.90％이다.

Si: 0.15％ 내지 0.60％

Si(실리콘)는 강도를 높이는 원소이며, 또한 탈산 원소다. Si 함유량이 0.15％ 미만에서는, 이러한 효과를 얻을 수 없다. 한편, Si 함유량이 0.60％ 초과에서는, 강선재의 연성을 저하시켜, 과공석강에 있어서도 초석 페라이트의 석출을 촉진하고, 또한 메커니컬디스케일링에 의한 표면 산화물의 제거가 곤란해진다. 따라서, Si 함유량을 0.15％ 내지 0.60％로 한다. 보다 바람직한 Si 함유량은 0.15％ 내지 0.35％이다. 더욱 바람직하게는 0.15％ 내지 0.32％이다.

Mn: 0.10％ 내지 1.00％

Mn(망간)은 탈산 원소이며, 또한 강도를 높이는 원소다. 또한, Mn은 강 중의 S를 MnS로서 고정함으로써 열간에서의 취화를 억제하는 원소다. Mn 함유량이 0.10％ 미만에서는, 이러한 효과를 얻을 수 없다. 한편, Mn 함유량이 1.00％ 초과에서는 강선재의 중심부에 Mn이 편석하고, 그 편석부에는 마르텐사이트나 베이나이트가 생성되므로, 단면수축율 및 신선 가공성이 저하한다. 따라서, Mn 함유량을 0.10％ 내지 1.00％로 한다. 보다 바람직한 Mn 함유량은 0.10％ 내지 0.80％이다.

N: 0.001％ 내지 0.005％

N(질소)은, 강 중에서 질화물을 형성함으로써, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 원소다. N 함유량이 0.001％ 미만에서는, 이 효과를 얻을 수 없다. 한편, N 함유량이 0.005％ 초과에서는, 질화물량이 너무 증대해서 파괴의 기점이 되어 강선재의 연성을 저하시킬 우려가 있고, 또한 강 중의 고용 N이 신선 후의 시효 경화를 촉진할 우려가 있다. 따라서, N 함유량을 0.001％ 내지 0.005％로 한다. 보다 바람직한 N 함유량은 0.001％ 내지 0.004％이다.

Ni: 0.005％ 내지 0.050％ 미만

Ni(니켈)는 강에 고용됨으로써 강 자체의 연성을 개선하는 원소다. 또한, Ni는 펄라이트 변태를 억제하고, 페이턴팅 처리에 있어서의 펄라이트 변태의 개시시간과 종료 시간을 장시간측으로 추이시키는 원소다. 그로 인해, Ni를 포함하는 강은 Ni를 포함하지 않는 강과 비교하여, 냉각 속도가 동일한 경우, 페이턴팅 처리에 있어서 펄라이트 변태가 개시될 때까지 온도가 더 저하한다. 이것은 펄라이트변태의 변태 온도가 실질적으로 저온도로 되는 것을 의미한다. 그 결과, 펄라이트 블록 사이즈와 펄라이트 라멜라 간격의 양쪽이 미세화된다. 펄라이트 블록 사이즈가 미세화될수록, 강선재의 단면수축율이 향상하고, 또한 펄라이트 라멜라 간격이 미세화될수록, 강선재의 강도가 향상된다.

Ni 함유량이 0.005％ 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, Ni 함유량이 0.050％ 이상에서는 펄라이트 변태가 너무 억제되어서 페이턴팅 처리 중의 강선재의 금속 조직에 오스테나이트가 잔류하고, 페이턴팅 처리 후의 강선재의 금속 조직에 마이크로 마르텐사이트가 많이 형성된다. 그로 인해, 강선재의 단면수축율이 저하한다. 도 1에 강선재의 Ni 함유량과, 강선재의 단면수축율의 관계를 도시한다. 이 도면에 도시된 바와 같이, Ni 함유량이 0.005％ 내지 0.050％ 미만인 경우에 강선재의 단면수축율이 향상되는 효과가 얻어진다. 보다 바람직한 Ni 함유량은 0.005％ 내지 0.030％이다. 또한, 통상의 조업 조건에서는, 불가피하게 Ni가 0.0005％ 정도 함유된다.

Al: 0.005％ 내지 0.10％

Al(알루미늄)은 탈산 원소다. 또한, Al은 N과 화합해서 AlN으로서 석출되는 원소다. AlN은, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 또한 강 중의 고용 N을 저감시켜서, 신선 후의 시효 경화를 억제하는 효과가 있다. 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화가 억제되면, 페이턴팅 처리 후의 강선재 금속 조직의 펄라이트 블록 사이즈가 미세화된다. 그 결과, 강선재의 단면수축율이 향상된다. Al 함유량이 0.005％ 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, Al 함유량이 0.10％ 초과에서는, 다량의 경질이고 변형능을 갖지 않은 알루미나계 비금속 개재물이 형성되어, 강선재의 연성이 저하한다. 따라서, Al 함유량을 0.005％ 내지 0.10％로 한다. 보다 바람직한 Al 함유량은 0.005％ 내지 0.050％이다.

Ti: 0.005％ 내지 0.10％

Ti(티타늄)는 Al과 마찬가지로 탈산 원소다. 또한, Ti는 Al과 마찬가지로 N과 화합해서 TiN으로서 석출되는 원소다. TiN은, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 또한 강 중의 고용 N을 저감시켜서, 신선 후의 시효 경화를 억제하는 효과가 있다. TiN에 의해, 페이턴팅 처리 후의 강선재 금속 조직의 펄라이트 블록 사이즈가 미세화되는 결과, 강선재의 단면수축율이 향상된다. Ti 함유량이 0.005％ 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, Ti 함유량이 0.1％ 초과에서는, 오스테나이트 중에서 조대한 탄화물을 형성하여, 연성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량을 0.005％ 내지 0.10％로 한다. 보다 바람직한 Ti 함유량은 0.005％ 내지 0.050％이다. 더욱 바람직하게는 0.005％ 내지 0.010％이다.

상기한 바와 같이, Al과 Ti는 마찬가지의 작용 효과를 갖는다. 따라서, Al이 함유되는 경우에는, Al이 N과 화합해서 AlN으로서 석출되기 때문에, Ti를 첨가하지 않더라도 상기 효과가 얻어진다. 마찬가지로, Ti가 함유되는 경우에는, Ti가 N과 화합해서 TiN으로서 석출되기 때문에, Al을 첨가하지 않더라도 상기 효과가 얻어진다. 따라서, Al 및 Ti 중 적어도 하나를 함유하면 좋다. Al 및 Ti 양쪽을 함유시키는 경우에는, 각 원소의 질량％로 나타낸 함유량이 하기의 식 A를 만족하는 것이 바람직하다. 하기의 식 A의 하한값이 0.005 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, 하기의 식 A의 상한값이 0.10 초과에서는, 알루미나계 비금속 개재물 또는 Ti계 탄화물이 과도하게 형성되어, 강선재의 연성이 저하한다. 보다 바람직하게는 하기의 식 A의 상한값을 0.05％ 이하로 한다.

[식 A]

상기한 기본 성분의 이외에, 본 실시 형태에 따른 강선재는 불가피적 불순물을 함유한다. 여기서, 불가피적 불순물이란, 스크랩 등의 부원료나, 제조 공정에서 불가피하게 혼입되는 P, S, O, Pb, Sn, Cd, Zn 등의 원소를 의미한다. 이 중에서 P, S 및 O는, 상기 효과를 바람직하게 발휘시키기 위해서, 이하와 같이 제한해도 좋다. 여기서 기재하는 ％는 질량％이다. 또한, 불순물 함유량의 제한 범위에는 0％가 포함되지만, 공업적으로 안정되게 0％로 하는 것이 어렵다.

P: 0.020％ 이하

P(인)는 불순물이며, 오스테나이트 입계에 편석해서 구오스테나이트 입계를 취화시켜, 입계 균열의 원인이 되는 원소다. P 함유량이 0.02％ 초과에서는, 이 영향이 현저해질 우려가 있다. 따라서, P 함유량을 0.02％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. P 함유량은 적을수록 바람직하므로, 상기 제한 범위에 0％가 포함된다. 그러나, P 함유량을 0％로 하는 것은 기술적으로 용이하지 않고, 또한 안정적으로 0.001％ 미만으로 하는 것도 제강 비용이 높아진다. 따라서, P 함유량의 제한 범위는 0.001％ 내지 0.020％인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, P 함유량의 제한 범위를 0.001％ 내지 0.015％로 한다. 또한, 통상의 조업 조건에서는, 불가피하게 P가 0.020％ 정도 함유된다.

S: 0.020％ 이하

S(황)는 불순물이며, 황화물을 형성하는 원소다. S 함유량이 0.02％ 초과에서는, 조대한 황화물이 형성되고, 강선재의 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, S 함유량을 0.020％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. S 함유량은 적을수록 바람직하므로, 상기 제한 범위에 0％가 포함된다. 그러나, S 함유량을 0％로 하는 것은 기술적으로 용이하지 않고, 또한 안정적으로 0.001％ 미만으로 하기에도 제강 비용이 높아진다. 따라서, S 함유량의 제한 범위는 0.001％ 내지 0.020％인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, S 함유량의 제한 범위를 0.001％ 내지 0.015％로 한다. 또한, 통상의 조업 조건에서는, 불가피하게 S가 0.020％ 정도 함유된다.

O: 0.0030％ 이하

O(산소)는 불가피하게 함유되는 불순물이며, 산화물계 개재물을 형성하는 원소다. O 함유량이 0.0030％ 초과에서는, 조대한 산화물이 형성되고, 강선재의 연성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, O 함유량을 0.0030％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. O 함유량은 적을수록 바람직하므로, 상기 제한 범위에 0％가 포함된다. 그러나, O 함유량을 0％로 하는 것은 기술적으로 용이하지 않고, 또한 안정적으로 0.00005％ 미만으로 하기에도 제강 비용이 높아진다. 따라서, O 함유량의 제한 범위는 0.00005％ 내지 0.0030％인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, O 함유량의 제한 범위를 0.00005％ 내지 0.0025％로 한다. 또한, 통상의 조업 조건에서는, 불가피하게 O가 0.0035％ 정도 함유된다.

상기한 기본 성분 및 불순물 원소 이외에, 본 실시 형태에 따른 강선재는, 또한 선택 성분으로서 Cr, Co, V, Cu, Nb, Mo, W, B, REM, Ca, Mg, Zr 중 적어도 하나를 함유해도 좋다. 이하에, 선택 성분의 수치 한정 범위와 그 한정 이유를 설명한다. 여기서 기재하는 ％는 질량％이다.

Cr: 0％ 초과 내지 0.50％

Cr(크롬)은 펄라이트의 라멜라 간격을 미세화하고, 강선재의 강도를 향상시키는 원소다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cr 함유량이 0％ 초과 내지 0.5％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cr 함유량이 0.0010％ 내지 0.50％이다. Cr 함유량이 0.50％ 초과에서는, 펄라이트 변태가 너무 억제되어서 페이턴팅 처리 중의 강선재의 금속 조직에 오스테나이트가 잔류하고, 페이턴팅 처리 후의 강선재의 금속 조직에 마르텐사이트나 베이나이트 등의 과냉 조직이 발생할 우려가 있다. 또한, 메커니컬 디스케일링에 의한 표면 산화물의 제거가 곤란해지는 경우가 있다.

Co: 0％ 초과 내지 0.50％

Co(코발트)는, 초석 시멘타이트의 석출을 억제하는 원소다. 이 효과를 얻기 위해서는 Co 함유량이 0％ 초과 내지 0.50％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Co 함유량이 0.0010％ 내지 0.50％이다. Co 함유량이 0.50％ 초과에서는, 그 효과가 포화되어, 첨가 비용이 낭비되는 경우가 있다.

V: 0％ 초과 내지 0.50％

V(바나듐)는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 또한 강선재의 강도를 상승시키는 원소다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V 함유량이 0％ 초과 내지 0.50％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 V 함유량이 0.0010％ 내지 0.50％이다. V 함유량이 0.50％ 초과에서는 탄질화물의 형성량이 많아지고, 탄질화물의 입자 직경도 커지기 때문에, 강선재의 연성이 저하하는 경우가 있다.

Cu: 0％ 초과 내지 0.20％

Cu(구리)는 내식성을 높이는 원소다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cu 함유량이0％ 초과 내지 0.20％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cu 함유량이 0.0001％ 내지 0.20％이다. Cu 함유량이 0.20％ 초과에서는, S와 반응해서 입계 중에 CuS로서 편석하기 때문에, 강선재의 연성을 저하시켜, 강선재에 흠집을 발생시키는 경우가 있다.

Nb: 0％ 초과 내지 0.10％

Nb(니오븀)는 내식성을 높이는 효과가 있다. 또한, Nb는 탄화물이나 질화물을 형성하고, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 원소다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Nb 함유량이 0％ 초과 내지 0.10％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Nb 함유량이 0.0005％ 내지 0.10％이다. Nb 함유량이 0.1％ 초과에서는 페이턴팅 처리 중의 펄라이트 변태가 억제되는 경우가 있다.

Mo: 0％ 초과 내지 0.20％

Mo(몰리브덴)는 펄라이트 성장 계면에 농축하여, 소위 솔루트 드러그 효과에 의해 펄라이트의 성장을 억제하는 원소다. 또한, Mo는 페라이트 생성을 억제하고, 비펄라이트 조직을 저감시키는 원소다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량이 0％ 초과 내지 0.20％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Mo 함유량이 0.0010％ 내지 0.20％이다. 더욱 바람직하게는 0.005％ 내지 0.06％이다. Mo 함유량이 0.20％ 초과에서는, 펄라이트 성장이 억제되고, 페이턴팅 처리에 장시간을 필요로 하여, 생산성의 저하를 초래할 경우가 있다. 또한, Mo 함유량이 0.20％ 초과에서는, 조대한 Mo₂C 탄화물이 석출되어 신선 가공성이 저하하는 경우가 있다.

W: 0％ 초과 내지 0.20％

W(텅스텐)는 Mo와 마찬가지로, 펄라이트 성장 계면에 농축하여, 소위 솔루트 드러그 효과에 의해 펄라이트의 성장을 억제하는 원소다. 또한, W는 페라이트 생성을 억제하고, 비펄라이트 조직을 저감시키는 원소다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 W 함유량이 0％ 초과 내지 0.20％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 W 함유량이 0.0005％ 내지 0.20％이다. 더욱 바람직하게는 0.005％ 내지 0.060％이다. W 함유량이 0.20％ 초과에서는 펄라이트 성장이 억제되고, 페이턴팅 처리에 장시간을 필요로 하여, 생산성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 또한, W 함유량이 0.2％ 초과에서는, 조대한 W₂C 탄화물이 석출되어 신선 가공성이 저하하는 경우가 있다.

B: 0％ 초과 내지 0.0030％

B(붕소)는 페라이트, 의사 펄라이트, 베이나이트 등의 비펄라이트 석출의 생성을 억제하는 원소다. 또한, B는 탄화물이나 질화물을 형성하고, 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 원소다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 B 함유량이 0％ 초과 내지 0.0030％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 B 함유량이 0.0004％ 내지 0.0025％이다. 더욱 바람직하게는 0.0004％ 내지 0.0015％이다. 가장 바람직하게는 0.0006％ 내지 0.0012％이다. B 함유량이 0.0030％ 초과에서는 조대한 Fe₂₃(CB)₆ 탄화물의 석출을 촉진하여, 연성에 악영향을 미칠 경우가 있다.

REM: 0％ 초과 내지 0.0050％

REM(Rare Earth Metal)은 탈산 원소다. 또한, REM은 황화물을 형성함으로써, 불순물인 S를 무해화하는 원소다. 이 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량이 0％ 초과 내지 0.0050％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, REM 함유량이 0.0005％ 내지 0.0050％이다. REM 함유량이 0.0050％ 초과에서는 조대한 산화물이 형성되고, 강선재의 연성을 저하시켜, 신선 시의 단선을 일으키는 경우가 있다.

또한, REM이란, 원자 번호가 57인 란탄부터 71인 루테슘까지의 15 원소에, 원자 번호가 21인 스칸듐과 원자 번호가 39인 이트륨을 첨가한 합계 17 원소의 총칭이다. 통상은, 이들 원소의 혼합물인 미슈메탈의 형태로 공급되어, 강 중에 첨가된다.

Ca: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％

Ca(칼슘)는 경질인 알루미나계 개재물을 저감하는 원소다. 또한, Ca는 미세한 산화물로서 생성하는 원소다. 그 결과, 강선재의 펄라이트 블록 사이즈가 미세화되어, 강선재의 연성이 향상된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ca 함유량이0.0005％ 초과 내지 0.0050％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ca 함유량이0.0005％ 내지 0.0040％이다. Ca 함유량이 0.0050％ 초과에서는 조대한 산화물이 형성되고, 강선재의 연성을 저하시켜, 신선 시의 단선을 일으키는 경우가 있다. 또한, 통상의 조업 조건에서는 불가피하게 Ca가 0.0003％ 정도 함유된다.

Mg: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％

Mg(마그네슘)는 미세한 산화물로서 생성하는 원소다. 그 결과, 강선재의 펄라이트 블록 사이즈가 미세화되어, 강선재의 연성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는 Mg 함유량이 0.0005％ 초과 내지 0.0050％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mg 함유량이 0.0005％ 내지 0.0040％이다. Mg 함유량이 0.0050％ 초과에서는, 조대한 산화물이 형성되고, 강선재의 연성을 저하시켜, 신선 시의 단선을 일으키는 경우가 있다. 또한, 통상의 조업 조건에서는 불가피하게 Mg가 0.0001％ 정도 함유된다.

Zr: 0.0005％ 초과 내지 0.010％

Zr(지르코늄)은 ZrO로서 정출해서 오스테나이트의 정출 핵으로 되므로, 오스테나이트의 등축율을 높이고, 오스테나이트 입자를 미세화하는 원소다. 그 결과, 강선재의 펄라이트 블록 사이즈가 미세화하여, 강선재의 연성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는 Zr 함유량이 0.0005％ 초과 내지 0.010％인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Zr 함유량이 0.0005％ 내지 0.0050％이다. Zr 함유량이 0.010％ 초과에서는 조대한 산화물이 형성되어, 신선 시의 단선을 일으키는 경우가 있다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 강선재의 금속 조직에 대해서 설명한다.

본 실시 형태에 따른 강선재의 금속 조직은 면적％로 펄라이트를 95％ 이상 100％ 이하 포함하고, 강선재의 둘레면부터 중심까지의 거리를 단위 ㎜로 r이라고 할 때, 강선재의 중심부터 r×0.99까지의 영역인 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 25㎛ 이하이고, 강선재의 둘레면부터 r×0.01까지의 영역인 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 20㎛ 이하이고, 상기 중심부의 펄라이트의 최소 라멜라 간격을 단위 ㎚로 S라고 했을 경우에, 하기의 식 B를 만족한다.

[식 B]

펄라이트: 95％ 이상 100％ 이하

금속 조직에 펄라이트가 95％ 이상 100％ 이하 포함되면, 상부 베이나이트, 초석 페라이트, 의사 펄라이트, 초석 시멘타이트 등의 비펄라이트 조직의 분율이 저감되므로, 강선재의 강도와 연성이 향상된다. 금속 조직중의 펄라이트를 100％로 하여, 비펄라이트 조직을 완전히 억제하는 것이 이상적인데, 실제로는 비펄라이트 조직을 제로로까지 저감시킬 필요가 없다. 금속 조직에 펄라이트가 95％ 이상 100％ 이하 포함되는 경우, 강선재의 강도 및 연성의 향상이 충분히 달성된다.

강선재의 금속 조직의 관찰은, 시료에 피크르산을 사용한 화학 부식을 실시한 후, SEM(주사형 전자 현미경, Scanning Electron Microscope)으로 관찰하면 좋다. 강선재의 길이 방향과 평행한 단면(L 단면)을 관찰면으로 하고, SEM에 의해 2000배의 배율로, 적어도 5 시야의 금속 조직 사진을 촬영하여, 화상 해석에 의해 펄라이트 면적률의 평균값을 구하면 좋다.

강선재 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈: 1㎛ 이상 25㎛ 이하

펄라이트 블록 사이즈(PBS)는 강선재의 연성이나 신선 후인 강선의 연성을 지배하는 인자다. PBS는 고온도 영역에서의 오스테나이트 입자가 미세하게 되거나 또는, 페이턴팅 처리 시의 펄라이트 변태 온도가 저온도로 되면 미세화한다. 그리고, 강선재의 연성이 향상된다. 도 2에 강선재의 단면수축율과, 강선재 중심부 금속 조직의 평균 펄라이트 블록 사이즈의 관계를 도시한다. 이 도면에 도시된 바와 같이, 강선재의 단면수축율을 충분히 높여서 45％ 이상으로 하기 위해서는, 강선재 중심부의 평균 PBS가 25㎛ 이하일 필요가 있다. 강선재 중심부의 평균 PBS가 20㎛ 이하이면 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 15㎛ 이하다. 또한, 강선재 중심부의 PBS는 미세할수록 바람직한데, 평균 PBS가 1㎛ 이상이면, 강선재의 상기 특성이 만족된다.

강선재 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈: 1㎛ 이상 20㎛ 이하

강선재 표층부는 강선이 비틀림 변형을 받았을 때에 디라미네이션이 발생하는 영역이다. 강선재의 신선 가공성을 확실하게 높이고, 강선의 디라미네이션 발생을 억제하기 위해서는, 강선재 표층부의 PBS를 강선재 중심부보다도 미세하게 한다. 따라서, 강선재 표층부의 평균 PBS가 20㎛ 이하일 필요가 있다. 강선재 표층부의 평균 PBS가 15㎛ 이하이면 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 10㎛ 이하다. 또한, 강선재 표층부의 PBS는 미세할수록 바람직한데, 평균 PBS가 1㎛ 이상이면, 강선재의 상기 특성이 만족된다.

강선재의 펄라이트 블록 사이즈는, EBSD(전자 후방 산란 회절상법, Electron BackScatter Diffraction Pattern)법에 의해 구하면 좋다. 강선재의 L 단면을 수지에 매립 후, 절단 연마하고, 강선재 중심부 및 표층부의 150㎛×250㎛인 시야를 적어도 3 시야 EBSD 측정하고, 방위차 9℃의 경계로 둘러싸인 영역을 하나의 블록 입자로 간주하고, Johnson-Saltykov의 측정 방법을 사용해서 해석하여 평균값을 구하면 좋다.

강선재 중심부의 펄라이트의 최소 라멜라 간격 S

라멜라 간격은, 강선재의 강도나 신선 후인 강선의 강도를 지배하는 인자다. 라멜라 간격은 페이턴팅 처리 시의 펄라이트 변태 온도가 저온도로 되면 미세화한다. 그리고, 강선재의 강도가 높아진다. 따라서, 합금화 원소를 조정하여, 펄라이트 변태 온도를 변화시킴으로써, 라멜라 간격을 제어할 수 있다. 또한, 강선재의 선 직경도 라멜라 간격에 영향을 준다. 강선재가 세경일수록, 열간 압연 후의 강선재의 냉각 속도가 빨라지기 때문에, 라멜라 간격도 미세화된다. 도 3에 강선재의 선 직경과, 강선재 중심부 금속 조직의 펄라이트의 최소 라멜라 간격 S와의 관계를 도시한다. 이 도면 중에서는, 상기한 화학 성분 및 금속 조직을 만족하는 강선재의 결과가 마름모형 표시로 나타나고, 종래의 강선재의 결과가 사각형 표시로 나타난다. 또한, 도면 중에서 S=12r+65를 직선 I로 나타낸다. 이 도면으로부터 알 수 있는 바와 같이, 상기한 화학 성분 및 금속 조직을 만족하는 강선재의 최소 라멜라 간격 S는, 직선 I를 경계로 하여, 어느 선 직경에 있어서도 종래의 강선재의 최소 라멜라 간격 S보다도 값이 작아진다. 즉, 본 실시 형태에 따른 강선재의 최소 라멜라 간격 S는, 상기의 식 B(S<12r+65)를 만족하는 것이 된다. 그 결과, 종래의 강선재보다 강선재의 강도가 높아진다.

강선재의 펄라이트의 최소 라멜라 간격 S는, SEM으로 관찰하면 좋다. 강선재의 길이 방향과 직교하는 단면(C 단면)을 관찰면으로 하고, 수지에 매립 후, 절단 연마하여, SEM에 의해 10000배의 배율로, 적어도 강선재 중심부 5군데의 금속 조직 사진을 촬영하고, 각 관찰 시야에 있어서의 최소 라멜라 간격을 측정하여, 평균값을 구하면 좋다.

또한, 본 실시 형태에 따른 강선재는, 인장 강도를 단위 ㎫로 TS, 단면수축율을 단위 ％로 RA라고 할 때, 하기의 식 C와, 하기의 식 D를 양쪽 모두 만족하는 것이 바람직하다. 일반적으로, 단면수축율 RA는, 인장 강도 TS에 반비례하는 것이 알려져 있다. 상술한 바와 같이, 현재 단면수축율 RA가 45％ 이상이 되는 강선재가 요구되고 있지만, 인장 강도 TS가 그다지 요구되지 않는 강선재의 경우에는, 단면수축율 RA가 45％보다도 더욱 큰 값인 것이 바람직하다. 도 4에 강선재의 인장 강도와, 강선재의 단면수축율의 관계를 도시한다. 이 도면 중에서는, 상기한 강선재의 결과가 마름모형 표시로 나타나고, 종래의 강선재의 결과가 사각형 표시로 나타난다. 또한, 도면 중에서, RA=100-0.045×TS를 직선 II로, RA=45를 직선III으로 나타낸다. 이 도면으로부터 알 수 있는 바와 같이, 상기한 강선재는 직선 II와 직선 III을 경계로 하여, 종래의 강선재보다도 단면수축율 RA의 값이 커진다. 이와 같이, 인장 강도 TS의 값에 의존하여, 하기의 식 C와 하기의 식 D를 만족하도록, 단면수축율 RA의 값이 커지는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 RA>46이다. 더욱 바람직하게는 RA>48이다. 가장 바람직하게는 RA>50이다. 단면수축율 RA의 상한값은 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로 단면수축율 RA가 60％이면, 신선에 있어서 충분히 가공을 행할 수 있다. 따라서, 단면수축율 RA는 60％를 상한값으로 하면 좋다.

[식 C]

[식 D]

상술한 화학 성분과 금속 조직과 만족하는 강선재로 함으로써, 종래 이상의 강도 및 연성을 갖는 강선재를 얻을 수 있다. 상술한 금속 조직을 갖는 강선재를 얻기 위해서는, 후술하는 제조 방법에 의해 강선재를 제조하면 좋다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 강선재의 제조 방법에 대해서 설명한다.

주조 공정으로서, 상기한 기본 성분, 선택 성분 및 불가피 불순물로 이루어지는 용강을 주조해서 주조편을 제조한다. 주조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 진공 주조법이나 연속 주조법 등을 사용하면 좋다.

또한, 필요에 따라 주조 공정 후의 주조편에, 균열 확산 처리, 분괴 압연 등을 실시해도 좋다.

이어서, 가열 공정으로서, 상기 주조 공정 후의 주조편을 1000℃ 이상 1100℃ 이하의 온도로 가열한다. 1000℃ 이상 1100℃ 이하의 온도 범위로 가열하는 이유는 주조편의 금속 조직을 오스테나이트로 하기 위해서다. 1000℃ 미만에서는, 다음 공정인 열간 압연중에 오스테나이트로부터 다른 조직으로 변태하는 경우가 있다. 1100℃ 초과에서는 오스테나이트 입자가 성장해서 조대해진다.

계속해서, 열간 압연 공정으로서, 상기 가열 공정 후의 주조편을 마무리 압연 온도가 850℃ 이상 1000℃ 이하로 되도록 제어해서 열간 마무리 압연을 행하여 열연 강을 얻는다. 여기서 마무리 압연이란, 복수 Pass의 열간 압연을 행하는 열간 압연 공정에서의 최종 Pass의 압연을 의미한다. 마무리 압연 온도를 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 범위로 하는 이유는, 펄라이트 블록 사이즈(PBS)를 제어하기 위해서다. 마무리 압연 온도가 850℃ 미만에서는, 열간 압연중에 오스테나이트로부터 다른 조직으로 변태하는 경우가 있다. 마무리 압연 온도가 1000℃ 초과에서는 다음 공정 이후에서의 온도 제어가 곤란해지고, 그 결과, PBS를 제어할 수 없다. 또한, 마무리 압연에서의 압하율이 10％ 이상 60％ 미만인 것이 바람직하다. 마무리 압연에서의 압하율이 10％ 이상에서 오스테나이트 입자를 미세화하는 효과를 적절하게 얻을 수 있다. 한편, 마무리 압연에서의 압하율이 60％ 이상에서는, 제조 설비에 대한 부하가 커서 제조 비용을 상승시킨다.

권취 공정으로서, 열간 압연 공정 후의 열연 강을, 780℃ 이상 840℃ 이하의 온도 범위 내에서 권취한다. 권취하는 온도 범위를 780℃ 이상 840℃ 이하로 하는 이유는 PBS를 제어하기 위해서다. 권취 온도가 780℃ 미만에서는, 냉각하기 쉬운 표층부에서만 펄라이트 변태가 용이하게 개시되어버린다. 권취 온도가 840℃ 초과에서는 권취했을 때의 겹침부와 비겹침부의 냉각 속도의 차이에 따른 PBS의 편차가 커진다. 권취 온도의 상한값은 PBS를 미세화하고, 강선재의 단면수축율을 높이기 위해서 800℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

페이턴팅 공정으로서, 권취 공정 후의 열연 강을, 권취 공정 후 15초 이내에 480℃ 이상 580℃ 이하의 온도로 유지된 용융 솔트에 직접 침지(DLP)한다. 권취 공정 후 15초 이내에 열연 강을 480℃ 이상 580℃ 이하의 온도 범위 내에서 등온 유지하는 이유는, 펄라이트 변태를 우선적으로 진행시키기 위해서다. 그 결과, 비펄라이트 조직이 저분율로 되는 금속 조직을 얻는 것이 가능하게 된다. 용융 솔 트 온도가 480℃ 미만에서는 연질인 상부 베이나이트가 증가하고, 강선재의 강도가 향상되지 않는다. 한편, 용융 솔트 온도가 580℃ 초과에서는 펄라이트 변태 온도로서 고온이고, PBS가 조대하게 되고, 또한 라멜라 간격도 조대하게 된다. 또한, 15초 초과에서는, 오스테나이트 입경이 조대화하는 경우가 있고, 또한 초석 시멘타이트 등이 형성되어 비펄라이트 조직이 고분율로 된다. 보다 바람직하게는 10초 이내로 한다. 이 초수의 하한값은 0초인 것이 이상적인데, 실제로는 2초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

냉각 공정으로서, 페이턴팅 공정 후에 페이턴팅 처리를 실시하여 펄라이트 변태가 종료된 상기 열연 강을 실온까지 냉각해서 강선재를 얻는다. 이 강선재는, 상기한 금속 조직을 갖는 강선재로 된다.

실시예 1

실시예에 의해 본 발명의 일 형태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하는데, 실시예에서의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

샘플 제작 방법

표 1 및 표 2에 나타내는 성분의 실시예 1 내지 48 및 비교예 49 내지 85를 연속 주조 설비에 의해 300㎜×500㎜의 주조편으로 주조했다(주조 공정). 이 주조편을 분괴 압연에 의해 한 변이 122㎜인 단면 형상으로 하였다. 이들 강편(주조편)을 1000℃ 이상 1100℃ 이하로 가열했다(가열 공정). 가열 후, 850℃ 이상 1000℃ 이하의 마무리 압연 온도로 마무리 압연을 행하고, 표 3 및 표 4에 나타내는 선 직경(직경)의 열연 강으로 했다(열간 압연 공정). 이 열연 강을 780℃ 이상 840℃ 이하에서 권취했다(권취 공정). 권취 후에 페이턴팅 처리를 행했다(페이턴팅 공정). 일부의 열연 강은, 권취로부터 15초 이내에 480℃ 이상 580℃ 이하의 솔트욕에 침지해서 페이턴팅 처리를 행하였다. 페이턴팅 처리 후에 실온까지 냉각해서 강선재를 얻었다(냉각 공정). 또한, 표 1 내지 4 중에서 밑줄로 나타내는 수치는, 본 발명의 범위 외인 것을 나타낸다. 또한, 표 1 중에서 공란은 그 선택 성분이 무첨가인 것을 나타낸다.

또한 상기 제조한 강선재를 사용하여 신선 가공을 행하였다. 신선 가공은, 상기 강선재의 스케일을 산 세정으로 제거한 후, 인산염 피막 처리에 의해 인산 아연 피막을 부여하고, 어프로치각 10도의 다이스를 사용해서 1 패스당 감면율 10 내지 25％의 신선을 행하여, 직경 1.5 내지 4.5㎜의 고강도 강선을 얻었다. 신선 가공 시의 가공 변형과, 신선 가공 후의 강선의 선 직경을 표 3 및 표 4에 나타낸다.

평가 방법

펄라이트 면적 분율

강선재를 수지에 매립해서 연마하고, 피크르산을 사용한 화학 부식을 실시한 후, SEM으로 관찰하였다. 강선재의 길이 방향과 평행한 단면(L 단면)을 관찰면으로 하고, 입계 페라이트, 베이나이트, 초석 시멘타이트, 마이크로 마르텐사이트를 비펄라이트 조직으로 하며, 잔량부를 펄라이트 면적 분율로 하였다. 펄라이트 면적 분율의 평가는, 강선재의 직경을 단위 ㎜로 D라고 했을 때, 강선재 L 단면에 있어서의 1/4D의 영역을 강선재 중심에 대하여 90℃씩 회전시킨 총 4군데와, 강선재 L 단면에 있어서의 1/2D의 영역인 강선재 코어부의 1군데의, 합계 5군데를 SEM에 의해 관찰해서 평가하였다. SEM 관찰에서는 배율을 2000배로 하여, 세로 100㎛×가로 100㎛ 영역의 조직 사진을 촬영하고, 이 조직 사진을 화상 해석함으로써 펄라이트 면적 분율의 평균값을 측정하였다. 평가로서, 면적％로 펄라이트가 95％ 이상 100％ 이하를 합격으로 하였다.

평균 펄라이트 블록 사이즈

강선재의 펄라이트 블록 사이즈(PBS)는 EBSD법에 의해 구하였다. 강선재의 L 단면을 수지에 매립해서 연마하고, 강선재의 둘레면부터 중심까지의 거리를 단위 ㎜로 r이라고 할 때, 강선재의 중심부터 r×0.99까지의 영역인 중심부와, 강선재의 둘레면부터 r×0.01까지의 영역인 표층부를 평가하였다. 강선재 중심부 및 표층부의 150㎛×250㎛인 시야를 적어도 3군데 EBSD 측정하고, 방위차 9°의 경계로 둘러싸인 영역을 하나의 블록 입자라고 간주하고, Johnson-Saltykov의 측정 방법을 사용해서 해석하여 평균값을 구하였다. 평가로서, 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 25㎛ 이하, 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 20㎛ 이하를 합격으로 하였다.

최소 라멜라 간격

강선재 중심부의 최소 라멜라 간격 S는, 강선재의 길이 방향과 직교하는 단면(C 단면)을 관찰면으로 하여, SEM으로 관찰하였다. SEM에 의해 10000배의 배율로, 적어도 강선재 중심부의 5군데의 금속 조직 사진을 촬영하고, 각 관찰 시야에 있어서의 최소 라멜라 간격을 측정하여 평균값을 구하였다. 평가로서, 강선재의 둘레면부터 중심까지의 거리인 상기 r과 상기 S가, S＜12r+65를 만족하는 경우를 합격으로 하였다.

기계적 성질

강선재 및 강선의 길이 방향을 인장 방향으로 하고, 게이지 길이 200㎜의 시험편을 준비하여, 10㎜/min의 속도로 인장 시험을 행하였다. 그리고, 인장 강도(TS) 및 단면수축율(RA)을 적어도 3회의 시험 결과로부터 평균값을 구하였다. 평가로서, 인장 강도(TS)가 1200㎫ 이상, 단면수축율(RA)이 45％를 합격으로 하였다.

디라미네이션 발생의 유무

디라미네이션 발생의 유무는, 신선 가공 후의 강선을 사용해서 평가하였다. 신선 가공 후의 강선을 비틀림 시험기를 사용하여, 강선의 선 직경을 d라고 했을 때 표점 간 거리 100×d에서 회전 속도 10rpm의 비틀림 시험을 행하였다. 그리고 적어도 3회의 비틀림 시험을 행하여, 1회라도 육안으로 디라미네이션 발생이 확인된 경우를 디라미네이션 「있음」, 디라미네이션 발생이 확인되지 않을 경우를 디라미네이션 「없음」이라고 판단하였다. 평가로서, 디라미네이션 「없음」을 합격으로 하였다.

표 1 내지 표 4에 상기 제조 결과 및 평가 결과를 나타낸다. 실시예인 1 내지 48은, 강도 및 연성이 우수한 강선재로 되어 있고, 또한 이들 강선재로부터 신선한 강선은 고강도이면서, 또한 디라미네이션의 발생이 억제되었다.

한편, 비교예인 No. 49 내지 85는, 본 발명의 범위로부터 벗어난 강선재이며, 그리고 이들 강선재로부터 신선한 강선에서는 디라미네이션의 발생이 확인되었다.

비교예 49는 Al+Ti 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 50은 Cr 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 51은 Co 함유량이 과다하기 때문에, 고가인 원소가 많이 포함되어 비용이 증대한 예다. 비교예 52는 V 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 53은 Cu 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 54는, Nb 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 55는 Mo 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 56은 W 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 57은 B 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 58은 REM 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 59는 Ca 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 60은 Mg 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다. 비교예 61은 Zr 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 62는 C 함유량이 적기 때문에, 강선재의 TS와 RA가 불충분해진 예다. 비교예 63은 C 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 64는 Si 함유량이 적기 때문에, 강선재의 TS와 RA가 불충분해진 예다. 비교예 65는 Si 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 66은 Mn 함유량이 적기 때문에, 강선재의 TS와 RA가 불충분해진 예다. 비교예 67은 Mn 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 68은 N 함유량이 적기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다. 비교예 69는 N 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 70은 Ni 함유량이 적기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS 및 강선재 표층부의 평균 PBS 및 강선재 중심부의 최소 라멜라 간격이 불충분해진 예다. 비교예 71은 Ni 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 72는 Al 함유량이 적기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다. 비교예 73은 Al 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 74는 Ti 함유량이 적기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다. 비교예 75는 Ti 함유량이 과다하기 때문에, 강선재의 RA가 불충분해진 예다.

비교예 76은 가열 공정에서의 가열 온도가 낮기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 77은 가열 공정에서의 가열 온도가 높기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다.

비교예 78은 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 압하율이 낮기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다.

비교예 79는 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 온도가 낮기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 80은, 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 온도가 높기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다.

비교예 81은 권취 공정에서의 권취 온도가 낮기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 82는 권취 공정에서의 권취 온도가 높기 때문에, 강선재 중심부의 평균 PBS와 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다.

비교예 83은, 페이턴팅 공정에서의 권취 공정 후로부터의 시간이 길기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율, 강선재 중심부의 평균 PBS 및 강선재 표층부의 평균 PBS가 불충분해진 예다.

비교예 84는, 페이턴팅 공정에서의 용융 솔트 온도가 낮기 때문에, 강선재의 펄라이트 분율이 불충분해진 예다. 비교예 85는 페이턴팅 공정에서의 용융 솔트 온도가 높기 때문에, 강선재 중심부의 최소 라멜라 간격이 불충분해진 예다.

[산업상 이용가능성]

본 발명의 상기 형태에 따르면, 고가인 원소를 첨가하지 않고서 종래 이상의 강도 및 연성을 갖는 강선재를 얻을 수 있다. 그 결과, 디라미네이션의 발생이 억제되면서, 또한 고강도인 강선을 제조하는 것이 가능하게 되므로, 산업상 이용가능성이 높다.

Claims

화학 성분이 질량％로,
C: 0.70％ 내지 1.00％,
Si: 0.15％ 내지 0.60％,
Mn: 0.1％ 내지 1.0％,
N: 0.001％ 내지 0.005％,
Ni: 0.005％ 내지 0.050％ 미만을 함유하고,
Al: 0.005％ 내지 0.10％,
Ti: 0.005％ 내지 0.10％
중 적어도 하나를 함유하고, 또한 하기의 식 4를 만족하고,
[식 4]

잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
금속 조직이 면적％로, 펄라이트를 95％ 이상 100％ 이하 포함하고,
둘레면부터 중심까지의 거리를 단위 ㎜로 r이라고 할 때, 상기 중심부터 r×0.99까지의 영역인 중심부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 25㎛ 이하이고,
상기 둘레면부터 r×0.01까지의 영역인 표층부의 평균 펄라이트 블록 사이즈가 1㎛ 이상 20㎛ 이하이고,
상기 중심부의 상기 펄라이트의 최소 라멜라 간격을 단위 ㎚로 S라고 했을 경우에, 하기의 식 1을 만족하고,
[식 1]

인장 강도를 단위 ㎫로 TS, 단면수축율을 단위％로 RA라고 할 때, 상기 TS가 1200㎫ 이상이고, 하기의 식 2와, 하기의 식 3을 양쪽 모두 만족하는 것을 특징으로 하는, 강선재.
[식 2]

[식 3]
제1항에 있어서, 상기 화학 성분이 또한 질량％로,
Cr: 0％ 초과 내지 0.50％,
Co: 0％ 초과 내지 0.50％,
V: 0％ 초과 내지 0.50％,
Cu: 0％ 초과 내지 0.20％,
Nb: 0％ 초과 내지 0.10％,
Mo: 0％ 초과 내지 0.20％,
W: 0％ 초과 내지 0.20％,
B: 0％ 초과 내지 0.0030％,
Rare Earth Metal: 0％ 초과 내지 0.0050％,
Ca: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％,
Mg: 0.0005％ 초과 내지 0.0050％,
Zr: 0.0005％ 초과 내지 0.010％,
중 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는, 강선재.
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제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분으로 이루어지는 주조편을 얻는 주조 공정과;
상기 주조편을 1000℃ 이상 1100℃ 이하의 온도로 가열하는 가열 공정과;
상기 가열 공정 후의 주조편을, 마무리 압연에서의 압하율이 10％ 이상 60％ 미만이고, 마무리 온도가 850℃ 이상 1000℃ 이하로 되도록 제어해서 열간 마무리 압연을 행하여 열연 강을 얻는 열간 압연 공정과;
상기 열연 강을 780℃ 이상 840℃ 이하의 온도 범위 내에서 권취하는 권취 공정과;
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강을 상기 권취 공정 후 15초 이내에 480℃ 이상 580℃ 이하의 온도로 유지된 용융 솔트에 직접 침지하는 페이턴팅 공정과;
상기 페이턴팅 공정 후에 실온까지 냉각해서 강선재를 얻는 냉각 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 강선재의 제조 방법.
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