KR101470720B1

KR101470720B1 - 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재

Info

Publication number: KR101470720B1
Application number: KR1020127025371A
Authority: KR
Inventors: 히로시 오우라; 나오 요시하라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2010-04-01
Filing date: 2011-03-17
Publication date: 2014-12-08
Also published as: BR112012025089A2; JP2011225990A; US20130022491A1; EP2554704A1; EP2554704A4; RU2507292C1; KR20120123154A; CN102791900A; JP5599751B2; CN102791900B; WO2011125447A1; US9121080B2

Abstract

본 발명은, 강 선재로서의 고강도를 가짐과 함께 우수한 신선 가공성을 갖고, 게다가 신선 후의 피로 특성도 우수한 고탄소강 선재를 제공한다.
본 발명의 고탄소강 선재는, 화학 성분 조성을 적절히 조정함과 함께, 펄라이트 조직의 면적률이 90% 이상이고, 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물이 100개 이하(0개를 포함함), 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물이 10개 이하(0개를 포함함)이다.

Description

신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재{HIGH-CARBON STEEL WIRE WITH EXCELLENT SUITABILITY FOR WIREDRAWING AND FATIGUE PROPERTY AFTER WIREDRAWING}

본 발명은 스틸 코드, 반도체 절단용 소(saw) 와이어, 호스(hose) 와이어 등에 사용되는 고탄소강 선재에 관한 것이며, 특히 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성을 개선한 고탄소강 선재에 관한 것이다.

스틸 코드, 반도체 절단용 소 와이어, 호스 와이어 등에 사용되는 고탄소강 선재는, 높은 강도, 높은 피로 특성에 더하여, 생산성의 관점에서 양호한 신선 가공성이 요구된다. 이러한 점 때문에, 종래부터, 상기 요구에 따른 고품질의 강선용 선재, 강선이 여러 가지 개발되고 있다.

예컨대 특허문헌 1에는, 신선 전 조직을 템퍼링하여 하부 베이나이트로 함으로써 냉간 신선용 경강(硬鋼) 선재의 신선 가공성과 피로 특성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 이 기술에서는, 탄화물 형상으로부터 신선 가공에 적합하다고 생각되는 하부 베이나이트 조직을 신선하는 것에 의해, 우수한 신선 가공성과 신선 후의 피로 특성을 실현하도록 하고 있다. 그러나, 베이나이트 조직의 가공 경화능은 펄라이트 조직에 비해 낮은 것으로 되어, 최종적인 선재 강도는 3500MPa 정도에 그치고 있다.

또한 특허문헌 2에는, 전체 산소량 및 비점성 개재물 조성과 개수를 제어하는 것에 의해 신선 가공성 및 신선 후의 내피로성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 인장 강도에 대한 피로 한계 응력이 0.3 정도밖에 되지 않아, 충분한 피로 특성이 발휘되고 있다고는 할 수 없다.

특허문헌 3에서는, 강선 중 개재물의 종횡비를 제어함으로써 고강도 선재의 피로 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 인장 강도에 대한 피로 한계 응력이 최대로 약 0.3 정도이어서, 상기 특허문헌 2와 마찬가지로 충분한 피로 강도가 얻어지는 데는 이르지 못하고 있다.

특허문헌 4에는, 신선재의 펄라이트 조직 중의 라멜라 시멘타이트를 비정질 시멘타이트로 형성하는 것 및 선재 강도를 선 직경과 탄소량으로 규정된 범위로 제어하는 것에 의해 고강도 고탄소강선의 내(耐) 변형 시효 취화 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이 기술에 의해, 세로 균열성을 향상시킨 세직경 고강도 고탄소강선을 제조할 수 있지만, 높은 강도, 높은 피로 강도를 만족시키는 데는 이르지 못하고 있다.

한편, 특허문헌 5에는, 펄라이트 노듈 크기 및 제 2 상 페라이트의 최대 길이를 제어함으로써 신선성, 염회성(捻回性)을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 이 기술에 의해, 신선성이 우수한 고강도 고탄소강 선재를 얻을 수 있지만, 높은 강도, 높은 피로 강도를 만족시키는 데는 이르지 못하고 있다.

일본 특허공개 평07-258787호 공보 일본 특허 제3294245호 공보 일본 특허공개 평06-340950호 공보 일본 특허공개 2003-82437호 공보 일본 특허공개 2002-146479호 공보

본 발명은 이러한 종래 기술에서의 과제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 그의 목적은, 강 선재로서의 고강도를 가짐과 함께 우수한 신선 가공성을 갖고, 게다가 신선 후의 피로 특성도 우수한 고탄소강 선재를 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 고탄소강 선재란, C: 0.70∼1.20%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 0.1∼1.5%, Mn: 0.1∼1.5%, P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0005∼0.010%, N: 0.002∼0.005%를 각각 함유함과 함께, 고용 N이 0.0015% 이하(0%를 포함함)이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 펄라이트 조직의 면적률이 90% 이상이고, 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물이 100개 이하(0개를 포함함), 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물이 10개 이하(0개를 포함함)인 점에 요지를 갖는 것이다.

한편, 본 발명에 있어서 「원 상당 직경」이란, BN계 화합물의 크기에 착안하여, 동일 면적으로 환산했을 때의 직경을 의미한다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 「BN계 화합물」이란, BN을 주체로 하는 것이지만, MnS를 중심으로 한 BN 화합물을 포함함을 허용하는 것이다.

본 발명의 고탄소강 선재에는, 필요에 따라 추가로 (a) Cu: 0.25% 이하(0%를 포함하지 않음), (b) Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 함유시키는 것도 유용하며, 이러한 원소를 함유시키는 것에 의해, 그의 종류에 따라서 고탄소강 선재의 특성이 더욱 개선되게 된다.

본 발명에서는, 화학 성분 조성을 적절히 조정함과 함께 펄라이트 조직의 면적 비율을 조정하고, 또한 펄라이트 조직 중에 포함되는 BN계 화합물을 그의 크기에 따라서 개수를 규정하는 것에 의해, 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고강도인 고탄소강 선재를 실현할 수 있고, 이러한 고탄소강 선재는 스틸 코드, 반도체 절단용 소 와이어, 호스 와이어 등의 소재로서 매우 유용하다.

본 발명자들은, 고강도 고탄소강 선재에서의 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성을 개선하기 위해 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, 다음과 같은 지견이 얻어졌다. 펄라이트 조직을 냉간으로 강도(强度)의 신선 가공을 실시하면 신선 가공성 및 피로 특성이 열화되는 것이지만, 신선 전 조직인 펄라이트 조직의 면적률을 90% 이상으로 함과 함께, 고용 N을 B로 고정하는 것에 의해 저감하고, 석출된 BN계 화합물에 대해서는 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물이 100개 이하(0개를 포함함)가 되도록, 또한 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물이 10개 이하(0개를 포함함)가 되도록 미세화하면, 신선 가공성 및 피로 특성의 열화가 억제될 수 있고, 우수한 특성이 발휘된다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

본 발명에 따른 고탄소강 선재는, (a) 고용 N량을 규정하고 있는 것, (b) 신선 가공 전 조직의 펄라이트 면적률을 규정하고 있는 것, (c) BN계 화합물의 석출 크기 및 개수를 소정의 범위로 하는 것이 중요한 요건이다. 즉, 신선 가공 시에 시효 취화의 원인이 되는 고용 N을 BN계 화합물로서 석출시킴으로써, 신선 가공 중 및 신선 후의 시효 취화를 억제할 수 있다. 또한, 신선 가공 전 조직의 펄라이트 면적률을 90% 이상으로 함으로써, 초석(初析) 페라이트에 의한 신선 가공 중의 시효 취화를 억제할 수 있다. 그리고, 본 발명의 선재에 있어서는, 원 상당 직경이 100nm 미만인 미세한 BN계 화합물을 펄라이트상 중에 석출시키는 것이 중요하며, 원 상당 직경이 100nm 이상인 BN계 화합물은 신선성 및 피로 특성에 악영향을 미치게 된다. 따라서, 원 상당 직경이 100nm 이상인 BN계 화합물은 존재하지 않는 것이 바람직하지만, 본 발명의 규정 범위 내로 제한함으로써 그의 영향을 최소한으로 억제할 수 있다.

본 발명의 고탄소강 선재에 있어서, 펄라이트 면적률, BN계 화합물의 석출 형태(석출 크기 및 개수) 등의 요건을 규정한 이유는 하기와 같다.

[펄라이트 조직의 면적률: 90% 이상]

본 발명의 고탄소강 선재는 펄라이트 조직을 주상(主相)으로 하는 것이다. 펄라이트 조직 이외에, 초석 페라이트상이나 베이나이트상으로 이루어지는 조직이 포함되지만, 이들 조직이 증가하면 가공 경화능의 저하가 야기되게 된다. 이러한 점 때문에, 펄라이트 조직의 면적률을 90% 이상, 바람직하게는 93% 이상으로 할 필요가 있다.

[BN계 화합물의 석출 형태]

분괴 압연 전의 가열 온도, 분괴 압연 개시 후의 냉각 속도를 조정하여(후술함), 석출되는 BN계 화합물의 원 상당 직경을 100nm 미만으로 미세화하는 것에 의해, 선재의 신선 가공성 및 피로 강도를 개선할 수 있다. 원 상당 직경이 100nm 이상인 BN계 화합물은 존재하지 않는 것이 바람직하지만, 본 발명에서 규정하는 범위 내로 제한함으로써 그의 영향을 최소한으로 할 수 있기 때문에, 원 상당 직경이 100nm 이상인 BN계 화합물의 석출 형태를 그의 크기에 따라서 하기와 같이 규정했다.

(펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물이 100개 이하(0개를 포함함))

N의 고정에 의해 석출되는 BN계 화합물을 미세하게 하는 것은 신선 가공성 및 피로 강도를 개선하기 위해 유효하며, 소정 범위의 크기로 할 필요가 있다. 비교적 미세한 BN계 화합물의 크기를 원 상당 직경으로 100nm 이상 1000nm 미만으로 제어하고, 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 100개 이하, 바람직하게는 70개 이하(0개를 포함함)로 제어함으로써, 신선 가공성 및 피로 강도를 개선할 수 있다.

(펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물이 10개 이하(0개를 포함함))

본 발명의 고탄소강 선재에 있어서, 원 상당 직경이 1000nm 이상으로 비교적 큰 눈금 크기인 BN계 화합물의 석출을 억제하는 것도 중요하다. 이러한 BN계 화합물의 석출 개수가 많아지면 신선 가공성 및 피로 강도를 현저히 저하시키기 때문에, 석출 개수를 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 10개 이하, 바람직하게는 7개 이하(0개를 포함함)로 제어함으로써 신선 가공성 및 피로 강도를 개선할 수 있다.

본 발명의 고탄소강 선재에 있어서는, 그의 화학 성분 조성도 적절히 조정할 필요가 있다. 상기한 고용 N량도 포함시켜, 그의 화학 성분 조성에서의 각 성분(원소)에 의한 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C: 0.70∼1.20%]

C는 경제적이고도 유효한 강화 원소이며, C 함유량의 증가에 따라 신선 시의 가공 경화량, 신선 후의 강도가 증대한다. C 함유량이 0.70% 미만이 되면, 면적률로 90% 이상의 펄라이트 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, C 함유량이 과잉이 되면, 오스테나이트 입계에 네트상의 초석 시멘타이트상이 생성되어 신선 가공 시에 단선이 발생하기 쉬워질 뿐만 아니라, 최종 신선 후의 극세 선재의 인성·연성을 현저히 열화시킨다. 이러한 점 때문에, C 함유량은 0.70∼1.20%로 규정하고, 바람직하게는 0.75∼1.15%로 했다.

[Si: 0.1∼1.5%]

Si는 강의 탈산을 위해 필요한 원소이다. 또한 펄라이트 조직 중의 페라이트상에 고용되어, 파텐팅 후의 강도를 높이는 효과도 있다. C의 함유량이 0.1% 미만으로 적은 경우에는 탈산 효과나 강도 향상 효과가 불충분해지기 때문에, 하한은 0.1%로 한다. 한편, Si의 함유량이 과잉이 되면, 상기 펄라이트 조직 중의 페라이트상의 연성을 저하시키고, 신선 후의 극세선의 연성을 저하시키기 때문에, 그의 상한을 1.5%로 규정했다. 바람직하게는, Si의 함유량은 0.15∼1.4%이다.

[Mn: 0.1∼1.5%]

Mn은 Si와 마찬가지로 탈산제로서 유용한 원소이다. 또한 선재의 강도를 높이는 데에도 유효하다. 나아가, Mn은 강의 담금질성을 높여 압연재의 초석 페라이트를 저감시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn의 함유량은 0.1% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn은 편석되기 쉬운 원소이며, 함유량이 1.5%를 초과하면, 특히 선재의 중심부에 편석되고, 그 편석부에는 마르텐사이트나 베이나이트가 생성되기 때문에, 신선 가공성이 저하된다. 이러한 점 때문에, Mn 함유량은 0.1∼1.5%로 하고, 바람직하게는 0.2∼1.4%로 했다.

[P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음)]

P는 불가피적 불순물이며, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 특히, 입계에 편석되어 취화를 야기하기 때문에 신선 가공성의 열화에 대한 영향이 크므로, 본 발명에서는 0.015% 이하로 하고, 바람직하게는 0.01% 이하로 했다.

[S: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음)]

S는 불가피적 불순물이며, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 특히, 입계에 편석되어 취화를 야기하기 때문에 신선 가공성의 열화에 대한 영향이 크므로, 본 발명에서는 0.015% 이하로 하고, 바람직하게는 0.01% 이하로 했다.

[Al: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Al은 탈산 원소로서 유효하지만, 경질 비변형의 알루미나계 비금속 개재물(Al₂O₃)을 생성한다. 이 비금속 개재물은 극세 강선의 연성을 저해하고, 신선 가공성을 현저히 방해하기 때문에, 본 발명의 강 선재에서는 0.005% 이하, 바람직하게는 0.003% 이하로 할 필요가 있다.

[B: 0.0005∼0.010%]

B는 고용 N을 BN계 화합물로서 미세 석출시킴으로써 선재의 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. BN계 화합물을 충분히 석출시키기 위해서는, B 함유량은 0.0005% 이상으로 할 필요가 있다. 또한 0.010%를 초과하여 과잉으로 함유되면, BN계 화합물이 조대화되기 쉬워져, 피로 강도를 열화시키게 된다. 본 발명에서는, B 함유량은 0.0005∼0.010%, 바람직하게는 0.002∼0.008%로 했다. 또한, B의 일부를 고용 B로 함으로써 초석 페라이트의 생성 억제에도 유효하고, B 첨가량을 N 첨가량으로 나눈 값이 0.9 이상이 되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.0 이상이 되는 것이 바람직하다.

[N: 0.002∼0.005%(단, 고용 N은 0.0015% 이하)]

N은 고용 상태에서는 신선 중에 취화를 야기하여, 신선 가공성을 열화시키기 때문에, B에 의해 BN계 화합물을 석출시키고, 고용 N 0.0015% 이하로 하는 것이 필요하다. 고용 N을 0.0015% 이하로 하기 위해서는 하기 수학식 1을 만족시키도록 하면 좋다.

[수학식 1]

B-(N-0.0015)×0.77 ≥ 0.0000

여기서, B, N은 각각의 첨가량이다.

또한, N이 지나치게 많으면 B에 의한 고정이 불충분해지고, 고용 N이 증가하기 때문에, 그의 상한을 0.005%, 바람직하게는 0.0045%로 했다. 한편, N 함유량을 0.002% 미만으로 하기에는 제조 비용에서 현실적이지 않기 때문에, 그의 하한은 0.002% 이상으로 했다.

본 발명에 따른 고탄소강 선재에서의 기본 성분은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물(상기 P, S 이외의 불순물)이지만, 상기 불가피적 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 들어가지는 원소의 혼입이 허용될 수 있다. 또한, 본 발명의 고탄소강 선재에는, 필요에 따라 추가로 (a) Cu: 0.25% 이하(0%를 포함하지 않음), (b) Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 함유시키는 것도 유용하며, 이러한 원소를 함유시키는 것에 의해, 그의 종류에 따라서 고탄소강 선재의 특성이 더욱 개선되게 된다.

[Cu: 0.25% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Cu는 강선의 내식성을 높임과 함께, 메카니컬 디스케일링(MD) 시의 스케일 박리성을 향상시켜 다이의 눌어붙음 등의 문제를 방지하는 데 유효한 원소이다. 그러나, 과잉으로 함유시키면, 열간 압연 후의 선재 재치 온도를 900℃ 정도의 고온으로 한 경우조차 선재 표면에 블리스터가 생성되고, 이 블리스터 아래의 강 모재에 마그네타이트가 생성되기 때문에, MD성이 열화된다. 게다가, Cu는 S와 반응하여 입계 중에 CuS를 편석시키기 때문에, 선재 제조 과정에서 강괴나 선재 등에 흠집을 발생시킨다. 이러한 악영향을 방지하기 위해, Cu 함유량은 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.03∼0.23%이다.

[Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Cr은 펄라이트의 라멜라 간격을 미세화하여 선재의 강도나 신선 가공성 등을 향상시키는 데 유효하다. 그러나, Cr 함유량이 과잉이 되면, 미용해 시멘타이트가 생성되기 쉬워지거나, 변태 종료 시간이 길어져 열간 압연 선재 중에 마르텐사이트나 베이나이트 등의 과냉 조직이 생길 우려가 생기는 외에 MD성도 나빠지기 때문에, 그의 상한을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.03∼0.8%이다.

상기와 같은 BN 화합물의 형태로 제어하여 본 발명의 고탄강 선재를 제조함에 있어서는, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 주편(鑄片)에 대하여, 분괴 압연에서의 가열 온도 및 그 후의 냉각 속도를 제어하면 좋다. 즉, 분괴 압연 전의 가열 온도를 1300℃ 이상으로 함과 함께, 분괴 압연 개시 후의 1300∼1100℃의 온도 범위에서의 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 제어하는 것이 유효하다.

분괴 압연 전의 가열 온도를 1300℃ 이상으로 하는 것에 의해, BN계 화합물을 충분히 강 중에 고용시키고, 그 후, 분괴 압연 개시 후의 1300∼1100℃의 온도 범위에서의 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 제어함으로써, 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물을 100개 이하, 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물을 10개 이하로 할 수 있으며, 이에 의해 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재를 실현할 수 있다.

본 발명의 고탄소강 선재는 펄라이트 조직의 면적률을 90% 이상으로 하는 것인데, 이러한 조직으로 하기 위해서는, 열간 압연 후의 권취 온도와 그 후의 냉각 속도를 제어하면 좋다. 즉, 열간 압연 후의 권취 온도를 850℃ 이상 950℃ 이하로 하고, 그 후 600℃까지의 냉각 속도를 10∼35℃/초가 되도록 냉각(예컨대, 스텔모어 충풍(衝風) 냉각)을 행하면 좋다.

열간 압연 후의 권취 온도는, 압연기에의 부하가 과대해지지 않도록 850℃ 이상으로 할 필요가 있지만, 이 권취 온도를 950℃ 이하로 함으로써 재결정, 입자 성장을 제어하여 노듈을 미세화할 수 있다. 그 후 600℃까지의 냉각 속도는, 초석 페라이트를 억제하기 위해 10℃/초 이상으로 하고, 급냉으로 마르텐사이트 및 베이나이트 조직이 생기지 않도록 35℃/초 이하로 할 필요가 있다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

(실시예 1)

하기 표 1, 2에 나타내는 화학 성분 조성의 강(강종 A∼T, A1∼N1)을 전로 출강한 후, 2차 정련 처리를 행하여 용제하고, 연속 주조법에 의해 주조한 주편을 제조했다. 한편, 하기 표 1, 2에 나타낸 고용 N량은 하기의 방법에 의해 측정한 것이다.

[고용 N량의 측정 방법]

본 발명에 있어서 「고용 N량」의 값은, JIS G 1228에 준거하여 강 중의 전체 N량으로부터 전체 N 화합물량을 뺌으로써 강 중의 고용 N량을 산출했다.

(a) 강 중의 전체 N량은, 불활성 가스 융해법-열 전도도법을 이용한다. 공시강 소재로부터 샘플을 잘라내고, 샘플을 도가니에 넣어, 불활성 가스 기류 중에서 융해시켜 N을 추출하고, 열 전도도 셀에 반송하여 열 전도도의 변화를 측정한다.

(b) 강 중의 전체 N 화합물량은, 암모니아 증류 분리 인도페놀 블루 흡광 광도법을 이용한다. 공시강 소재로부터 샘플을 잘라내고, 10% AA계 전해액(강 표면에 부동태 피막을 생성시키지 않는 비수 용매계의 전해액이며, 구체적으로는 10% 아세틸아세톤, 10% 염화테트라메틸암모늄, 잔부: 메탄올) 중에서 정전류 전해를 행한다. 약 0.5g 샘플을 용해시키고, 불용해 잔사(N 화합물)를 구멍 크기가 0.1㎛인 폴리카보네이트제 필터로 여과한다. 불용해 잔사를 황산, 황산칼륨 및 순 Cu 칩 중에서 가열하여 분해시키고, 여과액에 합한다. 이 용액을 수산화나트륨으로 알칼리성으로 한 후, 수증기 증류를 행하고, 유출(留出)된 암모니아를 묽은 황산에 흡수시킨다. 페놀, 차아염소산나트륨 및 펜타시아노니트로실철(III)산나트륨을 가하여 청색 착체를 생성시키고, 광도계를 이용하여 그의 흡광도를 측정한다.

상기 방법에 의해 구한 강 중의 전체 N량으로부터 전체 N 화합물량을 뺌으로써 강 중의 고용 N량을 산출한다.

각 강종의 주편에 대하여, 분괴 압연 전의 가열 온도, 분괴 압연 개시 후의 냉각 속도(1300∼1100℃에서의 냉각 속도), 열간 압연 후의 권취 온도(압연 권취 온도) 및 권취 후 600℃까지의 냉각 속도(권취 후 냉각 속도)를, 하기 표 3, 4, 5에 나타내는 바와 같이 제어했다. 또한 분괴 압연 후의 강편을 열간 압연(후술함)하여 얻어진 선재(열간 압연 선재)에 대하여, 하기의 방법에 의해 펄라이트 면적률, BN계 화합물의 형태(크기, 개수)를 측정했다. 그 결과를 하기 표 3, 4, 5에 병기한다.

[펄라이트 면적률의 측정 방법]

펄라이트 면적률은, 열간 압연 선재 횡단면의 표층, D/4, D/2(D: 선재의 직경)의 각 위치에서, 매입 연마하고, 나이탈을 이용한 화학 부식을 실시한 후, 광학 현미경에 의해 서로 90도를 이루는 4개소에서 각각 1시야 촬영했다(배율 400배에서 200㎛×200㎛의 영역). 광학 현미경 사진의 화상을 프린트 아웃하여, 투명 필름을 포갠 것 위에서 흰 부분을 검정 매직으로 전부 칠한 후(광학 현미경 사진의 화상이 흰 부분을 페라이트 및 하부 베이나이트로 했음), 투명 필름을 스캐너로 퍼스널 컴퓨터에 취입하고, 화상 해석 소프트(「Image Pro Plus」, 상품명: Cybernetics사제)를 이용하여 화상을 2치화한 후, 펄라이트 면적률을 구하고, 평균치를 산출했다. 한편, 표층에 탈탄층이 존재하는 경우에는, JIS G 0058에서 규정되는 전체 탈탄부는 측정 부위로부터 제외했다.

[BN계 화합물의 형태의 측정]

열간 압연 선재 횡단면의 D/4(D: 선재의 직경)의 위치에서, 서로 90도를 이루는 4개소에서 각각 1시야 촬영했다(배율 2000배에서의 FE-SEM 관찰). 한편, 1시야를 2000㎛²로 하고, 화상 해석 소프트(「Image Pro Plus」, 상품명: Cybernetics사제)를 이용하여 화상을 2치화한 후, 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만, 및 1000nm 이상인 석출물을 판정하고, EDX에 의해 BN계 화합물의 조성을 확인했다. 그 후, 각 시야의 BN계 화합물의 개수를 측정하고, 4시야의 평균 개수를 산출했다.

[스틸 코드의 시작(試作)]

분괴 압연에 의해 얻어진 강편을 900℃ 이상 1100℃ 이하로 가열한 후, 열간 압연을 실시하여 직경 5.5mmφ의 코일을 얻었다. 얻어진 코일을 메카니컬 디스케일링, 보락스 처리로 신선 전 처리를 행하고, 건식 신선에 의해 직경 1.4mmφ의 신선재를 얻었다. 그의 일부(후기 표 6의 시험 No. 10∼19, 표 7의 시험 No. 30, 38∼40, 43)에 대해서는, 건식 신선 공정 도중에 직경 3.0mmφ로 납 파텐팅에 의한 중간 열처리를 실시했다. 그 후, 납 파텐팅에 의한 최종 파텐팅, 황동 도금 처리를 실시하고, 다이 접근각(approach angle) 8도의 다이를 이용한 습식 신선(선속: 500m/분)에 의해 직경 0.18mmφ의 스틸 코드를 시작했다.

상기에서 얻어진 각 스틸 코드에 대하여, 하기의 방법에 의해 피로 강도를 측정함과 함께 신선 가공성을 판정했다.

[피로 강도의 측정]

피로 강도는, 시작한 스틸 코드의 피로 시험을 실시하는 것에 의해 측정했다. 헌터 피로 시험기는 BEKAERT사제의 헌터 피로 시험기를 사용하고, 시험 응력 σ를 900∼1900MPa, 영률 E를 196200MPa로 하여 하기 수학식 2로부터 샘플 길이 L(mm), 척 부싱 C(mm)를 결정했다. 시험 응력 σ를 900∼1900MPa까지 50MPa마다로 하여 각 시험 응력에서 5개 시험을 행했다. 5개 모든 샘플이 회전수 1000만회를 달성한 가장 높은 시험 응력을 그 샘플의 피로 강도로 하고, 그 피로 강도를 선재 소선 강도(측정은 시마즈제작소(Shimadzu Corporation)제의 오토그래프를 사용하고, 변형 속도: 10mm/min으로 했음)로 나눈 값(피로 강도/소선 강도)이 0.35 이상인 경우에 피로 강도가 우수하다고 판단했다. 또한, 헌터 피로 시험실은 실온 20℃, 습도 35%로 관리했다.

[수학식 2]

C = 1.198×E×d/σ

단, d: 소선 직경(mm), L = 2.19×C＋척 삽입 길이(mm)

[신선 가공성의 판정]

신선 가공성은, 시작한 스틸 코드(직경 0.18mmφ인 것)의 염회 시험를 실시하는 것에 의해 판정했다. 이때의 염회 시험은, 마에카와시험기제작(Maekawa Testing Machine MFG. Co., Ltd.)제의 비틀기 시험기를 사용하여 GL(척 사이 거리) = 50mm로 했다. 파단 후의 파면에 세로 균열이 없는 것을 신선 가공성 양호(○), 세로 균열이 생긴 것을 신선 가공성 불량(×)으로서 판정했다.

이들의 결과(소선 강도, 피로 강도, 피로 강도/소선 강도, 신선 가공성)를, 이용한 강종과 함께 하기 표 6, 7, 8(시험 No. 1∼46)에 나타낸다.

이들의 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 6, 7, 8의 시험 No.를 나타낸다). No. 1∼20은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예로, 화학 성분 조성 및 BN계 화합물의 형태(크기, 개수)가 적절히 제어되어 있어 (상기 표 3), 신선 가공성 및 신선 가공 후의 피로 특성이 양호함을 알 수 있다.

이에 반하여, No. 21∼43은 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 벗어나는 예로(표 4), 적어도 어느 것인가의 특성이 뒤떨어졌다. 이 중 No. 21∼29는, 화학 성분 조성은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지만, 분괴 압연 전의 가열 온도가 낮게 되어 있고, BN계 화합물의 형태가 적절히 제어되어 있지 않아, 적어도 양호한 피로 강도가 얻어지지 않았다. 한편, 표 7에 있어서, 「신선 불가」로 표기한 것은 스틸 코드에 시작의 단계에서 파단(단선)이 생겼음을 의미한다(따라서 소선 강도, 피로 강도 등은 평가하지 않음).

No. 30은 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하는 예로, 신선 가공 시에 단선이 생겼다(신선 불가). No. 31은 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위에 미치지 않는 예로, 펄라이트 면적률이 90% 이상이 되지 않아, 가공 경화능이 저하되고, 양호한 피로 강도가 얻어지지 않았다.

No. 32는 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하는 예로, 펄라이트 중의 페라이트의 연성이 저하되고, 신선 한계가 저하되어, 신선 가공 시에 단선이 생겼다(신선 불가). No. 33은 B가 함유되어 있지 않아, 미세한 BN계 화합물이 석출되어 있지 않음으로 인해, 피로 강도가 열화되었다.

No. 34는 Mn 함유량이 과잉이 된 예로, Mn 편석부에 마르텐사이트, 베이나이트가 생성되고, 신선 한계가 저하되어, 신선 가공 시에 단선이 생겼다(신선 불가). No. 35의 것은 P 함유량이 과잉이 된 예로, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다.

No. 36은 S 함유량이 과잉이 된 예로, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다. No. 37은 Al 함유량이 과잉이 된 예로, 알루미나계 비금속 개재물이 생성되어, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다.

No. 38의 것은 B 함유량이 과잉이 된 예로, BN계 화합물이 다량으로 석출됨으로 인해, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다. No. 39의 것은 B가 함유되어 있지 않고, 미세한 BN계 화합물이 석출되어 있지 않음으로 인해, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다. No. 40은 N 함유량이 과잉이 된 예로, 수학식 1을 만족하고 있지 않기 때문에, 시효 취화가 현저히 생기고, 피로 강도가 저하됨과 함께, 신선 가공 시에 단선이 생겼다(신선 불가).

No. 41∼43은 1300∼1100℃의 온도 범위에서의 냉각 속도가 적정하지 않기 때문에, BN계 화합물의 형태가 적정하게 제어되어 있지 않아, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다.

No. 44-46은, 화학 성분 조성은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고, 분괴 압연 전의 가열 온도 및 1300∼1100℃의 온도 범위에서의 냉각 속도가 적정한 예이다. 그러나, No. 44, 45는 압연 권취 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 규정 범위 내이지만, 권취 후 냉각 온도가 10∼35℃의 규정 범위 밖이고, 펄라이트 면적률이 90% 이상이 되지 않아, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다. No. 46은 권취 후 냉각 온도가 10∼35℃의 규정 범위 내이지만, 압연 권취 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 규정 범위를 초과하고, 펄라이트 면적률이 90% 이상이 되지 않아, 피로 강도 및 신선 가공성 모두가 열화되었다.

Claims

C: 0.70∼1.20%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 0.1∼1.5%, Mn: 0.1∼1.5%, P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0005∼0.010%, N: 0.002∼0.005%를 각각 함유함과 함께, 고용 N이 0.0015% 이하(0%를 포함함)이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 펄라이트 조직의 면적률이 90% 이상이고, 펄라이트 조직 2000㎛² 중에 원 상당 직경이 100nm 이상 1000nm 미만인 BN계 화합물이 100개 이하(0개를 포함함), 원 상당 직경이 1000nm 이상인 BN계 화합물이 10개 이하(0개를 포함함)인 것을 특징으로 하는 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재.
제 1 항에 있어서,
추가로 Cu: 0.25% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 고탄소강 선재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 고탄소강 선재.