KR101789949B1

KR101789949B1 - 선재, 과공석 베이나이트 강선 및 그것들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101789949B1
Application number: KR1020167008667A
Authority: KR
Inventors: 다츠세이 다다; 유키히로 다카하시; 요시타카 니시카와; 다이스케 히라카미; 도시유키 마나베
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-10-08
Filing date: 2014-10-08
Publication date: 2017-10-25
Also published as: KR20160048991A; EP3056580A4; CN105612269A; EP3056580A1; CN105612269B; TW201516162A; TWI516611B; WO2015053311A1; JP6079894B2; JPWO2015053311A1; US20160244858A1

Abstract

본 발명에 관한 선재는, 소정의 성분 조성을 갖고, 금속 조직이, 90∼100면적％의 베이나이트를 포함하고, 길이 3200㎜의 선재를 8개의 동일한 길이의 요소로 분할함으로써, 8개의 길이 400㎜의 시험편을 제조한 경우에, 각 상기 시험편의 평균 인장 강도 TS가, 단위 N/㎟로, 「[TS]≤810×[C]＋475」라고 하는 관계를 만족시키고, 각 상기 시험편의 각 상기 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가 50N/㎟ 이하이고, 각 상기 시험편의 평균 단면 수축률 값 RA가, 단위％로, 「[RA]≥－0.083×[TS]＋154」라고 하는 관계를 만족시킨다.

Description

선재, 과공석 베이나이트 강선 및 그것들의 제조 방법 {WIRE ROD, HYPEREUTECTOID BAINITE STEEL WIRE, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 신선 특성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 과공석 베이나이트 강선용의 선재, 상기 선재로부터 제조된 과공석 베이나이트 강선 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2013년 10월 8일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2013-211365호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

선재는, 강선 등의 다양한 기계 부품의 재료이다. 선재로부터 다양한 기계 부품(이하, 최종 제품이라고 칭함)을 제조하는 경우, 통상은 신선 가공 등의 기계 가공과, 어닐링이 선재에 행해진다. 최종 제품의 인장 강도는, 주로 선재의 성분 조성, 특히 선재의 C 함유량에 영향을 받는다. 한편, 선재의 금속 조직은, 어닐링 시의 변태에 의해 변화한다. 따라서, 최종 제품이 어닐링을 포함하는 공정에 의해 제조되는 경우, 선재의 금속 조직은 최종 제품의 인장 강도에 영향을 미치지 않는다. 이상의 이유에 의해, 최종 제품이 어닐링을 포함하는 공정에 의해 제조되는 경우, 선재의 성분 조성은, 최종 제품에 필요해지는 인장 강도에 따른 것으로 될 필요가 있다.

한편, 최종 제품의 인장 강도에 관계없이, 선재의 인장 강도는 낮은 쪽이 바람직하다. 인장 강도가 높은 선재는, 기계 가공성 및 신선 특성이 낮다. 또한, 인장 강도가 높은 선재는, 지연 파괴(수소 취화에 의한 파괴)에 대한 감수성이 높으므로, 그 제조, 보관 및 수송 시에 절손되기 쉽다. 특히, 선재의 C 함유량이 0.8질량％ 이상인 경우(즉, 선재의 C 함유량이 공석점을 상회하고 있으므로, 선재가 과공석강인 경우), 지연 파괴(수소 취화)에 대한 선재의 감수성이 높아진다고 하는 문제가 있다. 그 결과, 보관 및 수송을 위해 제조 후의 선재를 코일 형상으로 결속한 경우, 결속 시의 응력에 의해 선재가 절손되는 경우가 있다. 선재의 절손은, 선재의 가공 능률의 저하를 초래한다. 또한, 절손된 선재의 길이가 최종 제품에 필요해지는 길이보다도 짧은 경우, 그 선재를 최종 제품의 재료로서 사용할 수 없다.

지연 파괴(수소 취화)에 기인하는 절손을 방지하기 위해서는, 결속 조건을 완화하는 것, 예를 들어 선재를 결속하는 힘을 저감시키는 것 등이 생각되어진다. 그러나, 결속 조건을 완화함으로써, 코일의 보관성, 코일의 수송성 및 코일을 취급할 때의 안전성 등이 손상된다.

선재의 성분 조성을 조정하는 것, 예를 들어 C 함유량을 저하시킴으로써 선재의 인장 강도를 저하시키면, 지연 파괴 및 기계 가공성에 관한 문제는 해소된다. 그러나, 상술한 바와 같이, 선재의 성분 조성은, 최종 제품에 필요해지는 인장 강도에 따른 것으로 될 필요가 있다. 따라서, 선재의 성분 조성의 조정을, 지연 파괴의 방지의 수단으로서 채용할 수는 없다.

선재의 제조 시의 열처리 조건을 변화시킴으로써, 선재의 인장 강도를 저하시킬 수 있다. 종래의 과공석 선재(C 함유량이 공석점을 상회하는 선재)의 금속 조직은 주로 펄라이트로 이루어진다. 종래의 과공석 선재의 제조 방법은, 강재를 압연하여 선재를 얻는 공정과, 이 선재를 냉각하는 공정을 포함한다. 냉각하는 공정 시에, 선재의 금속 조직이 펄라이트가 된다. 이 제조 방법에 있어서, 압연 후의 선재를 우선 오스테나이트 온도 영역까지 가열하고, 다음으로 비교적 느린 냉각 속도로 냉각하면, 선재의 인장 강도를 저하시킬 수 있다. 그러나, C 함유량이 공석점을 상회하는 선재의 제조 방법에, 냉각 속도가 느린 제조 조건을 적용한 경우, 냉각 시에 펄라이트뿐만 아니라 초석 시멘타이트가 많이 생성된다. 초석 시멘타이트는, 선재의 가공성을 악화시킨다. 따라서, 선재의 냉각 속도를 느리게 하는 것을, 지연 파괴의 방지의 수단으로서 채용할 수는 없다.

이상의 사정에 비추어, 본 발명자들은, 선재의 금속 조직의 조정을, 인장 강도의 저하의 수단으로서 채용하는 것을 검토하였다. 상술한 바와 같이, 최종 제품이 어닐링을 포함하는 공정에 의해 제조되는 경우, 선재의 금속 조직은 최종 제품의 인장 강도에 영향을 미치지 않는다. 종래 기술에 의한 일반적인 선재는 주로 펄라이트 조직으로 이루어지고, 이러한 선재는 펄라이트 선재라고 칭해진다. 한편, 베이나이트를 주된 조직으로 하는 선재(베이나이트 선재)는, 펄라이트 선재보다도 신선 특성이 우수한 것이 알려져 있다(예를 들어 특허문헌 1∼7 참조). 또한, C 함유량이 공석점을 상회하는 과공석 베이나이트 선재의 인장 강도는, 그 베이나이트 선재와 동일한 C 함유량을 갖는 펄라이트 선재의 인장 강도보다도 낮다. 예를 들어, 본 발명자들은, C 함유량이 1.1％인 베이나이트 선재의 평균 인장 강도가, C 함유량이 1.1％인 펄라이트 선재의 평균 인장 강도보다도 200∼300㎫ 낮은 것을 발견하였다. 선재의 금속 조직을 베이나이트로 함으로써, 어닐링 후의 최종 제품에 요구되는 인장 강도에 관계없이(즉, 강선에 요구되는 C 함유량에 관계없이), 선재의 인장 강도를 저하시키고, 이에 의해 신선 특성의 향상과 지연 파괴의 억제를 달성할 수 있다.

그러나, 베이나이트 선재는, 인장 강도가 변동되기 쉽다고 하는 문제가 있다. 선재의 인장 강도가 변동되고 있는 상태라 함은, 1개의 선재 중 복수 개소에 있어서 인장 강도를 측정한 경우에, 이들 측정값이 변동되고 있는 상태를 의미한다. 선재의 인장 강도가 변동되고 있는 경우, 인장 강도가 높은 개소에 있어서 지연 파괴(수소 취화)에 대한 감수성이 높아지고, 절손이 발생한다. 또한, 선재의 인장 강도가 변동되고 있는 경우, 선재의 가공성이 변동되므로, 선재의 기계 가공이 어려워진다. 특허문헌 1∼7에는, 베이나이트 선재의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나 본 발명자들은, 이들 문헌 중에 구체적으로 개시된 제조 방법에 기초하여 베이나이트 선재를 제조한 경우, 선재의 인장 강도가 크게 변동되는 것을 발견하였다. 본 발명자들은, 상술한 제조 방법에 의해 얻어진 선재를, 우선 3200㎜의 길이로 절단하였다. 다음으로 본 발명자들은, 이 선재를 8등분함으로써, 400㎜의 길이를 갖는 시험편을 8개 작성하고, 이들 시험편에 인장 시험을 행하였다. 이들 시험편의 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차(이하, 인장 강도의 편차 폭이라고 칭함)는, 100N/㎟ 초과였다. 한편, 본 발명자들이 검토한 결과, 선재의 인장 강도의 편차 폭이 50N/㎟ 초과인 선재는, 공업적인 이용에 제공하는 것이 어려운 것을 알 수 있었다.

일본 특허 출원 공개 평05-117762호 공보 일본 특허 출원 공개 평06－017190호 공보 일본 특허 출원 공개 평06－017191호 공보 일본 특허 출원 공개 평06－017192호 공보 일본 특허 출원 공개 평06－073502호 공보 일본 특허 출원 공개 평06-330240호 공보 일본 특허 출원 공개 평08－003639호 공보

상술한 바와 같이, 종래 기술에 의한 펄라이트 선재는, 인장 강도가 높으므로, 지연 파괴가 발생하기 쉽다고 하는 문제를 갖고 있었다. 이 펄라이트 선재의 C 함유량을 감소시킴으로써 인장 강도를 감소시키는 것은, 펄라이트 선재로부터 얻어지는 최종 제품의 요구 사양에 비추어 볼 때 곤란하였다. 한편, 이 펄라이트 선재의 제조 방법에 있어서 냉각 속도를 감소시킴으로써 인장 강도를 감소시키는 것은, 초석 시멘타이트의 양을 증대시키므로, 바람직하지 않았다. 초석 시멘타이트량의 증대는, 선재의 기계 가공성을 저하시킨다. 또한, 종래 기술에 의한 베이나이트 선재, 특히 C 함유량이 공석점을 상회하는 과공석 베이나이트 선재는, 인장 강도가 변동되기 쉽다고 하는 문제를 갖고 있었다. 인장 강도의 편차는, 지연 파괴의 발생 빈도를 상승시키고, 또한 기계 가공성을 저하시킨다.

본 발명은 선재의 금속 조직을 주로 베이나이트로 함으로써, C 함유량이 공석점을 상회하는 선재의 저인장 강도화 및 고연성화를 행하고, 선재의 신선 특성 및 내지연 파괴 특성을 높이는 것을 과제로 한다. 또한, 본 발명은 선재의 인장 강도의 편차를 억제하는 것을 과제로 한다. 그리고, 본 발명은 이들 과제를 해결하는 선재와, 이 선재를 사용하여 제조한 과공석 베이나이트 강선과, 이들을 안정적으로 제조하기 위한 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 초석 시멘타이트의 억제와, 선재의 저강도화가 양립 가능한 베이나이트 조직을 생성시킬 수 있는 제조 조건에 기초하여 선재를 제조함으로써, 상술한 과제를 해결할 수 있는 것을 발견하였다.

본 발명은 상기 지식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 선재는, 단위 질량％로, C:0.80％ 초과 1.20％ 이하, Si:0.10∼1.50％, Mn:0∼1.00％, P:0∼0.02％, S:0∼0.02％, Cr:0∼1.00％, Ni:0∼1.00％, Cu:0∼1.00％, Mo:0∼0.50％, Ti:0∼0.20％, Nb:0∼0.20％, V:0∼0.20％, B: 0∼0.0050％, Al:0∼0.10％ 및 Ca:0∼0.05％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이, 90∼100면적％의 베이나이트를 포함하고, 길이 3200㎜의 선재를 8개의 동일한 길이의 요소로 분할함으로써, 8개의 길이 400㎜의 시험편을 제조한 경우에, 각 상기 시험편의 인장 강도의 평균값 TS가, 단위 N/㎟로, 하기 식 1을 만족시키고, 각 상기 시험편의 각 상기 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가 50N/㎟ 이하이고, 각 상기 시험편의 단면 수축률 값의 평균값 RA가, 단위％로, 하기 식 2를 만족시킨다.

여기서, [C]는 단위 질량％로 표시된 상기 선재의 C 함유량이며, [TS]는, 단위 N/㎟로 표시된 상기 인장 강도의 상기 평균값 TS이며, [RA]는, 단위％로 표시된 상기 단면 수축률 값의 상기 평균값 RA이다.

(2) 본 발명의 다른 형태에 관한 과공석 베이나이트 강선은, 상기 (1)에 기재된 선재를 신선 가공함으로써 얻어진다.

(3) 본 발명의 일 형태에 관한 선재의 제조 방법은, 상기 (1)에 기재된 선재의 제조 방법이며, 단위 질량％로, C:0.80％ 초과 1.20％ 이하, Si:0.10∼1.50％, Mn:0∼1.00％, P:0∼0.02％, S:0∼0.02％, Cr:0∼1.00％, Ni:0∼1.00％, Cu:0∼1.00％, Mo:0∼0.50％, Ti:0∼0.20％, Nb:0∼0.20％, V:0∼0.20％, B:0∼0.0050％, Al:0∼0.10％ 및 Ca:0∼0.05％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는 공정과, 850∼1050℃의 상기 선재를 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과, 상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 선재를 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과, 상기 선재를, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정을 구비한다.

t_complete는, 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 상기 선재의 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다.

(4) 상기 (3)에 기재된 선재의 제조 방법에서는, 상기 선재가 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점과, 상기 선재가 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점 사이의 경과 시간이 10∼40초여도 된다.

(5) 상기 (3)에 기재된 선재의 제조 방법에서는, 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 선재에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 선재의 복열을 검출함으로써 판정해도 된다.

(6) 본 발명의 다른 형태에 관한 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법은, 상기 (2)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법이며, 단위 질량％로, C:0.80％ 초과 1.20％ 이하, Si:0.10∼1.50％, Mn:0∼1.00％, P:0.02％ 이하, S:0.02％ 이하, Cr:0∼1.00％, Ni:0∼1.00％, Cu:0∼1.00％, Mo:0∼0.50％, Ti:0∼0.20％, Nb:0∼0.20％, V:0∼0.20％, B:0∼0.0050％, Al:0∼0.10％ 및 Ca:0∼0.05％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는 공정과, 850∼1050℃의 선재를 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과, 상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 선재를 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과, 상기 선재를, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과, 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출된 상기 선재에 신선 가공을 실시하는 공정을 구비한다.

(7) 상기 (6)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법에서는, 상기 선재가 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지되어 있는 시간이 10∼40초여도 된다.

(8) 상기 (6)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법에서는, 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 선재에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 선재의 복열을 검출함으로써 판정해도 된다.

(9) 본 발명의 다른 형태에 관한 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법은, 상기 (2)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법이며, 단위 질량％로, C:0.80％ 초과 1.20％ 이하, Si:0.10∼1.50％, Mn:0∼1.00％, P:0∼0.02％, S:0∼0.02％, Cr:0∼1.00％, Ni:0∼1.00％, Cu:0∼1.00％, Mo:0∼0.50％, Ti:0∼0.20％, Nb:0∼0.20％, V:0∼0.20％, B:0∼0.0050％, Al:0∼0.10％ 및 Ca:0∼0.05％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연함으로써 얻어지는 선재에 신선 가공을 행하여 강선을 얻는 공정과, 850∼1050℃의 상기 강선을 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 강선을 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과, 상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 강선의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 강선을 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과, 상기 강선을, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정을 구비한다.

(10) 상기 (9)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법에서는, 상기 강선이 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점과, 상기 강선이 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점 사이의 경과 시간이 10∼40초여도 된다.

(11) 상기 (9)에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법에서는, 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 강선에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 강선의 복열을 검출함으로써 판정해도 된다.

(12) 상기 (9)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법에서는, 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출된 상기 강선에 신선 가공을 실시하는 공정을 더 구비해도 된다.

본 발명에 따르면, 종래의 펄라이트 선재보다도 저인장 강도 또한 고연성이며, 종래의 베이나이트 선재보다도 인장 강도의 편차 폭이 작은 선재가 얻어진다. 본 발명에 관한 선재를 결속할 때, 또는 본 발명에 관한 선재가 결속되어 있는 상태에 있어서, 절손의 발생이 억제된다. 또한, 본 발명에 관한 선재의 가공성 및 이 선재를 신선 가공하여 얻어진 본 발명에 관한 강선의 가공성은 양호하다. 따라서, 본 발명에 따르면, 신선 특성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 과공석 베이나이트 강선용의 선재, 이 선재를 사용하여 제조한 과공석 베이나이트 강선 및 그것들을 안정적으로 제조하는 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에 있어서의 열처리 조건을 설명하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 선재에 있어서의 인장 강도 TS(N/㎟)와 C 함유량(질량％)의 관계의 일례를 나타내는 도면이다.
도 3은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에 있어서의 열처리 조건과, 선재의 인장 강도의 편차의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 선재 또는 강선의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.
도 5는 본 발명의 다른 실시 형태에 관한 강선의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.
도 6은 베이나이트의 면적률을 구하는 방법을 나타내는 도면이다.
도 7은 선재를 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지할 때의 선재 형상의 모식도이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 신선 특성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 과공석 베이나이트 강선용 선재(이하 「본 실시 형태에 관한 선재」라 하는 경우가 있음)에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 선재는, 단위 질량％로, C:0.80％ 초과 1.20％ 이하, Si:0.10∼1.50％, Mn:0∼1.00％, P:0∼0.02％, S:0∼0.02％, Cr:0∼1.00％, Ni:0∼1.00％, Cu:0∼1.00％, Mo:0∼0.50％, Ti:0∼0.20％, Nb:0∼0.20％, V:0∼0.20％, B:0∼0.0050％, Al:0∼0.10％ 및 Ca:0∼0.05％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 길이 3200㎜의 선재를 8개의 동일한 길이의 요소로 분할함으로써, 8개의 길이 400㎜의 시험편을 제조한 경우에, 각 상기 시험편의 평균 인장 강도 TS가, 단위 N/㎟로, 하기 식 1을 만족시키고, 각 상기 시험편의 각 상기 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가 50N/㎟ 이하이고, 각 상기 시험편의 평균 단면 수축률 값 RA가, 단위 ％로, 하기 식 2를 만족시키는 것을 특징으로 한다.

여기서, [C]는 단위 질량％로 표시된 상기 선재의 C 함유량이며, [TS]는, 단위 N/㎟로 표시된 상기 평균 인장 강도 TS이다.

우선, 본 실시 형태에 관한 선재의 성분 조성에 대해 설명한다. 이하, 단위 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C:0.80％ 초과 1.20％ 이하

C는, 선재의 켄칭성과 인장 강도를 높이는 원소이다. 선재의 켄칭성을 높임으로써, 선재의 주된 조직이 베이나이트가 된다. C 함유량이 0.80％ 초과인 경우, 소요의 켄칭성과 인장 강도가 얻어진다. 한편, C 함유량이 1.20％ 초과인 경우, 초석 시멘타이트가 생성되고, 선재의 신선 가공 시에 단선이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 초석 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해, C 함유량의 상한값을 1.20％로 한다. 베이나이트 생성을 더욱 용이하게 하기 위해, C 함유량의 하한값을 0.85％, 0.90％ 또는 0.95％로 해도 된다. 또한, 인장 강도가 지나치게 높은 경우, 지연 파괴에 대한 선재의 감수성이 높아지므로, C 함유량의 하한값을 1.15％, 1.10％ 또는 1.05％로 해도 된다.

Si:0.10∼1.50％

Si는, 선재의 인장 강도를 높이는 원소이다. 또한, Si는, 탈산제로서 기능하는 원소이다. Si 함유량이 0.10％ 미만인 경우, 상술한 효과가 얻어지지 않으므로, Si 함유량의 하한값을 0.10％로 한다. 그러나, 과공석강에 있어서, Si는, 초석 페라이트의 석출을 촉진한다. 초석 페라이트는, 선재의 신선 가공 시에 단선을 발생시킬 우려가 있다. 또한 Si는, 과공석강에 있어서, 신선 가공에서의 한계 가공도를 저하시킬 우려도 있다. 따라서, Si 함유량의 상한값을 1.50％로 한다. Si에 의한 상술한 효과를 더욱 높이기 위해, Si 함유량의 하한값을 0.15％, 0.20％ 또는 0.25％로 해도 된다. 또한, 신선 가공을 더욱 용이하게 하기 위해, Si 함유량의 상한값을 1.45％, 1.40％ 또는 1.35％로 해도 된다.

Mn:0∼1.00％

본 실시 형태에 관한 선재가 Mn을 함유할 필요는 없다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 선재의 Mn 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Mn은, 선재의 켄칭성을 높임으로써 선재의 강도를 높이는 효과를 갖는다. 또한, Mn은, Si와 마찬가지로, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 Mn을 선재에 함유시켜도 된다. Mn 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, Mn의 편석부에 있어서, 켄칭성이 향상되고, 변태 종료까지의 시간이 길어진다. 즉, 이 경우, 선재에 있어서 켄칭성이 균일하지 않게 되고, 켄칭성이 높은 개소에 마르텐사이트가 발생하고, 이 마르텐사이트가 신선 가공 시에 단선의 원인이 된다. 따라서, Mn 함유량의 상한값을 1.00％로 할 필요가 있다. 또한, 신선 특성을 더욱 높이기 위해, Mn 함유량의 상한값을 0.90％ 또는 0.80％로 해도 된다. Mn 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, Mn 함유량의 하한값은 바람직하게는 0.20％, 보다 바람직하게는 0.40％이다.

P:0∼0.02％

S:0∼0.02％

P 및 S는, 불순물 원소이다. P 및 S가 선재 중에 다량으로 존재하는 경우, 선재의 연성이 저하된다. 따라서, P 및 S의 상한값은, 모두 0.02％이다. 바람직하게는, P 함유량 및 S 함유량의 상한값은, 모두 0.01％이며, 보다 바람직하게는 모두 0.005％이다. P 함유량 및 S 함유량은 적을수록 바람직하므로, P 함유량 및 S 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, 이들 원소의 함유량을 0.001％ 이하로 저감시키는 것은, 선재의 제조 비용의 상승을 초래한다. 따라서, 실용강에서는 P 함유량 및 S 함유량의 하한값은 0.001％가 되는 것이 통상이다.

본 실시 형태에 관한 선재는, 상기 원소 외에, Cr, Ni, Cu, Mo, Ti, Nb, V, B, Al 및 Ca를, 본 실시 형태에 관한 선재의 특성을 저해하지 않는 범위에서 적절히 함유해도 된다. 그러나, 이들 원소의 함유는 필수는 아니므로, 이들 원소의 함유량의 하한값은 0％이다.

Cr:0∼1.00％

Cr은, 선재의 켄칭성을 향상시키고, 이에 의해 베이나이트 변태를 촉진하는 원소이다. Cr 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 변태 개시로부터 변태 종료까지 필요로 하는 시간이 길어지고, 이에 의해 베이나이트 변태를 완료시킬 때까지의 열처리 시간이 길어지므로 바람직하지 않다. 또한, Mn과 마찬가지로, 1.00％ 초과의 Cr은 선재 중에 마르텐사이트를 생성시킬 우려도 있다. 따라서, Cr 함유량의 상한값을 1.00％로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다. Cr 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 0.01％ 이상, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상의 Cr을 함유해도 된다.

Ni:0∼1.00％

Ni는, Cr과 마찬가지로, 선재의 켄칭성을 향상시키고, 이에 의해 베이나이트 변태를 추진하는 원소이다. Ni 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 페라이트상의 연성이 저하된다. 따라서, Ni 함유량의 상한값을 1.00％로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다. Ni 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상의 Ni를 함유해도 된다.

Cu:0∼1.00％

Cu는, 선재의 부식 피로 특성을 향상시키는 원소이다. Cu 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 베이나이트 중의 페라이트의 연성이 저하된다. 따라서, Cu 함유량의 상한을 1.00％로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이하, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다. Cu 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상의 Cu를 함유해도 된다.

Mo:0∼0.50％

Mo는, 선재의 켄칭성을 향상시키는 원소이다. Mo 함유량이 0.50％를 초과하는 경우, 선재의 켄칭성이 과잉으로 향상되고, 이에 의해 Mo 편석부에 마이크로 마르텐사이트가 석출될 우려가 있다. 마이크로 마르텐사이트는, 선재의 연성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량의 상한값을 0.50％로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10％ 이하이다. Mo 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.01％ 이상, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상의 Mo를 함유해도 된다.

Ti:0∼0.20％

Nb:0∼0.20％

V:0∼0.20％

Ti, Nb 및 V는, 가열된 선재의 γ 입경을 미세화한다. 이 경우, 선재가 냉각될 때에 형성되는 조직이 미세화되므로, 선재의 인성이 향상된다. 한편, Ti, Nb 및 V의 함유량이 0.20％를 초과하는 경우, 본 실시 형태에 관한 선재의 특성에 악영향을 미친다. 따라서, Ti, Nb 및 V의 함유량의 어느 상한값도 0.20％로 한다. Ti, Nb 및 V의 함유량은, 바람직하게는 모두 0.15％ 이하, 보다 바람직하게는 0.10％ 이하이다. Ti, Nb 및 V의 함유량의 하한값은 모두 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, Ti, Nb 및 V의 함유량의 하한값 각각을 바람직하게는 0.01％, 보다 바람직하게는 0.02％로 해도 된다.

B:0∼0.0050％

B는, 선재의 켄칭성을 향상시킨다. B 함유량이 0.0050％를 초과하는 경우, 선재의 켄칭성이 지나치게 높아지므로, 선재 중에 마르텐사이트가 형성됨으로써 선재의 연성이 저하될 우려가 있다. 따라서, B 함유량의 상한값을 0.0050％로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0040％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다. B 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.0005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상의 B를 함유해도 된다.

Al:0∼0.10％

Al은, 탈산제로서 기능하는 원소이다. Al 함유량이 0.10％를 초과하는 경우, 경질의 알루미나계 개재물이 생성되고, 이 개재물이 선재의 연성 및 신선성을 저하시킨다. 따라서, Al 함유량의 상한값을 0.10％로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.07％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다. Al 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.01％ 이상, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상의 Al을 함유해도 된다.

Ca:0∼0.05％

Ca는, 선재 중의 개재물인 MnS의 형태를 제어함으로써, 선재의 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그러나, Ca 함유량이 0.05％를 초과하는 경우, Ca가 조대한 개재물을 생성하고, 이에 의해 선재의 내지연 파괴 특성이 저하된다. 따라서, Ca 함유량의 상한값을 0.05％로 한다. Ca 함유량은, 바람직하게는 0.04％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다. Ca 함유량의 하한값은 0％이지만, 상술한 효과를 얻기 위해, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상의 Ca를 함유해도 된다.

본 실시 형태에 관한 선재의 성분 조성의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이라 함은, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분을 말하며, 본 실시 형태에 관한 선재에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 선재의 금속 조직에 대해 설명한다.

베이나이트:90∼100면적％

본 실시 형태에 관한 선재의 금속 조직은, 90∼100면적％의 베이나이트를 함유한다. 금속 조직이 90∼100면적％의 베이나이트를 함유하는 선재(베이나이트 선재)의 신선 특성은, 금속 조직이 주로 펄라이트로 이루어지는 선재(펄라이트 선재)와 비교하여 우수하다. 또한, 베이나이트에 포함되는 시멘타이트는, 펄라이트에 포함되는 시멘타이트보다도 미세하므로, 성분 조성이 동일한 베이나이트 선재와 펄라이트 선재를 비교한 경우, 베이나이트 선재의 인장 강도는 펄라이트 선재의 인장 강도보다도 낮다. 선재의 인장 강도가 낮은 경우, 선재 및 이 선재를 신선 가공하여 얻어지는 강선의 연성, 신선 특성 및 가공성이 높다. 이들 특성을 더욱 향상시키기 위해, 베이나이트 함유량의 하한값을 95면적％로 해도 되고, 98면적％로 해도 된다. 베이나이트 이외에, 예를 들어 마이크로 마르텐사이트(MA), 초석 시멘타이트 등이 선재의 금속 조직에 포함되는 경우가 있다. 이들의 함유는, 베이나이트의 함유량이 90면적％ 이상인 한 허용된다.

베이나이트의 함유량은, 신선 방향에 수직한 선재 단면을 관찰함으로써 구해진다. 베이나이트의 함유량을 측정하기 위한 방법의 예는, 이하와 같다. 우선, 신선 방향에 수직한 선재 단면의 복수의 장소에 있어서 금속 조직상을 얻는다. 다음으로, 각 금속 조직상에 있어서의 베이나이트의 면적률의 평균값을 구한다. 금속 조직상을 얻는 촬영 영역은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어 도 6에 도시되는 바와 같이, 신선 방향에 수직한 선재 단면(1)의 중심부(11), 표층부(12) 및 선재 직경의 1/4의 깊이의 영역인 중간부(13) 각각이, 서로 가능한 한 이격된 4개의 촬영 영역(2)을 포함하고 있는 것이 바람직하다. 금속 조직상을 얻기 위한 수단은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, SEM(주사 전자 현미경)을 사용하여, 촬영 배율 1000배로 금속 조직상을 촬영하는 것이 바람직하다. 금속 조직상에 있어서 베이나이트를 판별하는 수단은 특별히 한정되지 않는다. 그 성분 조성에 비추어, 본 실시 형태에 관한 선재가 펄라이트, 마르텐사이트(마이크로 마르텐사이트를 포함함), 초석 시멘타이트 및 베이나이트 이외의 조직을 포함하는 일은 없다고 간주할 수 있으므로, 본 실시 형태에 관한 선재의 금속 조직상에 있어서, 펄라이트, 마르텐사이트 및 초석 시멘타이트 이외의 조직을 베이나이트라고 간주해도 된다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 선재의 기계 특성에 대해 설명한다.

선재의 평균 인장 강도 TS:810×[C]＋475N/㎟ 이하

본 실시 형태에 관한 선재의 기계 특성은, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편의 특성을 측정함으로써 평가된다. 상술한 8개의 시험편의 인장 강도의 평균값이, 선재의 평균 인장 강도 TS라고 정의된다. 본 실시 형태에 관한 선재의 평균 인장 강도 TS는, 하기 식 1을 만족시킨다.

여기서, [C]는 단위 질량％로 표시된 선재의 C 함유량이며, [TS]는, 단위 N/㎟로 표시된 평균 인장 강도 TS이다.

선재의 인장 강도를 증대시키는 주된 요인은, 선재의 C 함유량, 및 선재 제조 시의 열처리 조건이다. 선재의 C 함유량에 기인하는 인장 강도의 증대는, 선재의 인장 강도를 변동시키지 않는다. 왜냐하면, C 함유량의 증대에 수반하여 발생하는 인장 강도의 증대는, 선재 전체에 걸쳐 균일하게 발생하기 때문이다. 한편, 선재 제조 시의 열처리 조건에 기인하는 인장 강도의 증대는, 선재의 인장 강도를 변동시킬 우려가 있다. 특히, 선재의 직경이 작은 경우, 선재의 단위 길이당 열용량이 작고, 선재의 길이 방향의 온도 분포가 커지므로, 열처리를 선재 전체에서 균일하게 행하는 것이 어려워지고, 인장 강도의 편차가 발생하기 쉽다. 열처리가 인장 강도에 미치는 영향이 클수록, 인장 강도의 편차도 커진다. 선재의 인장 강도가 변동되고 있는 경우, 선재 및 강선의 가공성이 변동되므로, 선재 및 강선의 기계 가공이 어려워진다. 또한, 이 경우, 선재의 인장 강도가 높은 개소에 있어서 지연 파괴(수소 취화)에 대한 감수성이 높아지고, 절손이 발생한다.

이상의 사항에 비추어, 본 실시 형태에 관한 선재의 평균 인장 강도는, C 함유량에 의해서만 규정되는 상한값을 하회할 필요가 있다. 본 발명자들은, 상기 식 1에 의해, 평균 인장 강도 TS의 상한값을 한정하였다.

상기 식 1에 있어서의 계수 “810” 및 “475”는, C 함유량이 0.80％ 초과인 선재, 즉, C 함유량이 공석점을 상회하는 선재에 있어서, 본 발명자들이 실험적으로 구한 계수이다. 식 1에 의해 규정되는 상한값을, 선재의 평균 인장 강도 TS가 상회하는 경우(즉, C 함유량에 대해 평균 인장 강도가 지나치게 높은 경우), 열처리가 인장 강도에 미치는 영향이 부적절한 수준까지 높아지므로, 선재의 인장 강도의 편차가 커지고, 이에 의해 기계 가공의 안정성이 손상되고, 또한 절손이 발생하기 쉬워지는 것을 본 발명자들은 발견하였다. 이 경우, 선재의 제조 시의 열처리 조건이 적절하지 않고, 따라서, 선재의 인장 강도가 불균일하게 높여져 있다고 생각되어진다.

도 2에, 평균 인장 강도 TS(N/㎟)와 C 함유량(질량％)의 관계의 일례를 나타낸다. 도면으로부터, 본 실시 형태에 관한 선재의 평균 인장 강도 TS는, “[TS]≤810×[C]＋475”의 영역 내에 있는 것을 알 수 있다.

선재의 인장 강도의 하한값은 특별히 규정되지 않는다. 그러나, 공업적으로 이용되는 선재에는 어느 정도의 인장 강도가 요구되는 것이 통상이다. 선재의 평균 인장 강도가 C 함유량에 대해 지나치게 낮은 경우도, 선재를 공업적으로 이용하는 것이 어려워진다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 선재의 평균 인장 강도를, 이하의 식 1’, 식 1’’, 또는 식 1’’’에 의해 규정해도 된다.

선재의 평균 단면 수축률 값 RA:－0.083×TS＋154 이상

본 실시 형태에 관한 선재의 기계 특성의 평가는, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편의 특성을 측정함으로써 행해진다. 상술한 8개의 시험편의 단면 수축률 값의 평균값이, 선재의 평균 단면 수축률 값 RA라고 정의된다. 본 실시 형태에 관한 선재의 평균 단면 수축률 값 RA는, 하기 식 2를 만족시킨다.

여기서, [TS]는, 단위 N/㎟로 표시된 평균 인장 강도 TS이다.

또한, 본 실시 형태에 관한 선재에 있어서는, 평균 단면 수축률 값 RA의 하한값을, 평균 인장 강도 TS로부터 산출되는 하한값에 의해 한정한다.

상기 식 2에 있어서의 계수 “－0.083” 및 “154”는, C 함유량이 과공석의 영역 내에 있는 다양한 선재의 평균 인장 강도와 평균 단면 수축률 값을 조사함으로써, 본 발명자들이 실험적으로 구한 계수이다. 후술하는, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 의해 얻어진 선재의 단면 수축률 값은, 적어도 「－0.083×[TS]＋154」 이상의 평균 단면 수축률 값을 갖고 있었다. 이 평균 단면 수축률 값은, 종래의 펄라이트 선재의 평균 단면 수축률 값을 상회하는 것이다. 한편, 금속 조직이 90∼100％의 베이나이트를 갖고 있지 않은 선재의 평균 단면 수축률 값은, 상술한 하한값보다도 낮았다. 또한, 금속 조직이 주로 베이나이트로 이루어지지만, 이 베이나이트가, 과냉각 상태의 오스테나이트를 베이나이트 변태의 개시 전에 가열함으로써 얻어진 것인 선재의 평균 단면 수축률 값도, 상술한 하한값보다 낮았다.

선재의 인장 강도의 편차 폭:8개의 시험편의 각 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가 50N/㎟ 이하

본 실시 형태에 관한 선재의 기계 특성의 평가는, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편의 특성을 측정함으로써 행해진다. 본 실시 형태에 관한 선재에 있어서는, 상술한 각 시험편의 각 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가, 선재의 인장 강도의 편차 폭이라고 정의된다. 본 실시 형태에 관한 선재의 인장 강도의 편차 폭은 50N/㎟ 이하이다.

선재의 인장 강도가 큰 경우, 선재, 및 선재를 신선 가공하여 얻어지는 강선의 가공성이 작아진다. 선재의 인장 강도의 편차 폭이 50N/㎟ 초과인 경우, 이 선재, 및 이 선재를 신선 가공함으로써 얻어지는 강선을 일정 조건하에서 가공하는 것이 곤란해진다. 또한, 이 경우, 선재의 인장 강도가 높은 개소에 있어서 지연 파괴(수소 취화)에 대한 감수성이 높아지고, 절손이 발생한다. 선재 및 강선의 가공을 더욱 용이하게 하고, 또한 선재의 절손의 발생을 더욱 억제하기 위해, 선재의 인장 강도의 편차 폭은 45N/㎟ 이하, 40N/㎟ 이하, 35N/㎟ 이하 또는 30N/㎟ 이하여도 된다.

본 실시 형태에 관한 선재의 직경은 특별히 규정되지 않는다. 그러나, 선재의 인장 강도의 편차를 더욱 억제하기 위해, 선재의 직경을 3.5∼16.0㎜로 해도 된다. 상술한 바와 같이, 선재의 직경이 3.5㎜ 미만인 경우, 선재의 단위 길이당 열용량이 작고, 선재의 길이 방향의 온도 분포가 커지므로, 열처리를 선재 전체에서 균일하게 행하는 것이 어려워지고, 인장 강도의 편차가 발생하기 쉽다. 한편, 선재의 직경이 16.0㎜ 초과인 경우, 선재의 중심부와 표층부를 균일하게 냉각하는 것이 어려워지고, 선재의 중심부의 금속 조직을 소정의 것으로 하는 것이 어려워질 우려가 있다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 선재 및 강선의 제조 방법(이하 「본 실시 형태에 관한 제조 방법」이라 하는 경우가 있음)에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법은, 도 4에 나타내어지는 바와 같이, (a) 상술한 본 실시 형태에 관한 선재의 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는 공정과, (b) 850∼1050℃의 선재를 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과, (c) 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 선재를 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과, (d) 상기 선재를, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정을 구비한다. t_s는, 이하의 식 3에 의해 구해진다.

t_complete는, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 선재의 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다. 본 실시 형태에 관한 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법은, 도 4에 나타내어지는 바와 같이, 상기 (a)∼(d)에 추가하여, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하기 전에, 선재에 신선 가공을 행하여 강선을 얻는 공정을 구비한다. 또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 관한 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법은, 도 5에 나타내어지는 바와 같이, 상기 (a)∼(d)에 추가하여, (e) 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출된 선재에 신선 가공을 실시하는 공정을 구비한다. 또한, 도 4 및 도 5에 있어서, 「용융 염욕 또는 용융 연욕」은, 단순히 「욕」이라고 기재되어 있다. 이후, 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에 있어서 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 것을 「선재의 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지한다」고 기재하는 경우가 있다.

도 1에, 본 실시 형태에 관한 제조 방법의 열처리를 나타낸다. 도면 중의, (b)라고 하는 기호가 부여된 화살표는, 850∼1050℃의 선재를 350∼450℃의 범위의 온도 T₁의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하고, 이어서 취출하는 것, 즉, 상술한 (b)를 나타낸다. (b)에 있어서, 선재는 온도 T₁에서 보정(保定)되고, 취출되고, 이어서 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로 이송된다. 도면 중의 t₁은, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 시간과, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로 이송하는 시간의 합계(즉, 선재가 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점으로부터, 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점까지의 시간)를 나타낸다. 도면 중의, (c)라고 하는 기호가 부여된 화살표는, 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에, 선재를, 530∼600℃의 범위의 온도 (T₁＋ΔT)의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 것, 즉, 상술한 (c)를 나타낸다. 도면 중의, (d)라고 하는 기호가 부여된 화살표는, 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에, 선재를, 베이나이트 변태가 완전히 종료될 때까지 보정하는 것, 즉, 상술한 (d)를 나타낸다.

제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하기 전의 선재의 온도:850∼1050℃

본 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에서는, 우선, 본 실시 형태에 관한 선재의 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는다. 이어서, 이 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지한다. 압연과 침지 사이에 일단 선재를 냉각하고, 이어서 재가열해도 되고, 압연과 침지 사이에 냉각 및 재가열을 행하지 않아도 된다. 또한, 압연과 침지 사이에, 선재에 신선 가공을 행해도 된다. 어느 경우라도, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되는 선재의 온도는 850∼1050℃로 한다. 통상, 압연 직후의 선재의 온도는 1050℃ 이하이므로, 압연 후의 선재 또는 신선 후의 강선을 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 직접 침지하는(즉, 냉각 및 재가열을 행하지 않고 침지하는) 경우, 침지되는 선재 또는 강선의 온도의 상한은, 실질적으로 1050℃가 된다. 또한, 압연 후의 선재 또는 신선 후의 강선을 일단 냉각하고, 이어서 재가열한 후에 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 경우라도, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되는 선재 또는 강선의 온도의 상한값을 1050℃로 해도 된다. 선재 또는 강선을 1050℃ 이상으로 가열하는 것의 이점이 존재하지 않기 때문이다. 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되는 선재 또는 강선의 온도가 850℃ 미만이면, 선재 또는 강선에 켄칭이 충분히 행해지지 않게 되므로, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되는 선재 또는 강선의 온도의 하한값은 850℃로 한다. 또한, 압연과 침지 사이에, 선재에 신선 가공을 행하는 경우, 이후의 공정의 설명에 있어서의 「선재」라고 하는 기재는 적절히 「강선」이라고 바꿔 읽을 수 있다.

제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도:350∼450℃

본 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에서는, 850∼1050℃의 선재를, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지함으로써 급냉한다[도 1 중 (b)]. 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도 T₁은, 350∼450℃이다. 이 급냉에 의해, 선재의 금속 조직은 과냉각 상태의 오스테나이트가 된다. 이 상태에서 선재를 등온 유지하면, 과냉각 상태의 오스테나이트의 베이나이트 변태가 개시된다.

제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도 T₁이 450℃ 초과인 경우, 선재의 냉각 속도가 저하되므로, 선재의 금속 조직이, 과냉각 상태의 오스테나이트가 되기 전에 베이나이트 변태한다. 이 경우, 선재의 인장 강도는 내려가지만, 선재 중에 초석 시멘타이트가 석출된다. 초석 시멘타이트는 선재의 신선 특성을 악화시킨다. 따라서, 선재를 급냉하기 위해, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도 T₁을 450℃ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도 T₁이 350℃ 미만인 경우, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕이 응고될 우려가 있다. 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 시간은, 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정을 규정대로 행할 수 있도록, 적절히 조정될 필요가 있다.

선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 시점:제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터의 선재의 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점

본 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에서는, 온도 T₁인 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 선재가 취출되고 나서 5초 이내의 시점이며, 또한 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 선재를 온도 T₂인 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지한다.

본 발명자들은, 선재가 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점으로부터, 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점까지의 시간(즉, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 선재가 침지되어 있는 시간과, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로 선재를 이송하는 시간의 합계 시간) t₁과, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도 T₁을 변화시킨 다양한 제조 조건에 의해 선재를 제조하고, 그들 선재의 인장 강도의 편차 폭을 측정하였다. 이에 의해 얻어진 데이터를 사용하여, 온도 T₁, 시간 t₁ 및 인장 강도의 편차 폭의 관계를 조사하였다. 그 결과, 도 3에 나타내어지는 결과가 얻어졌다.

도 3 중의, 기호 「S」가 부여된 곡선은, 베이나이트 변태가 개시되는 온도 및 시간을 나타내는 곡선(이하, S 곡선이라고 칭함)이다. 이 곡선은, 선재의 성분 조성에 따라 변화한다. 도 3 중에 기재되어 있는 데이터 포인트는, 이 데이터 포인트에 관한 선재를 제조하였을 때의 온도 T₁ 및 시간 t₁을 나타내고 있다. 곡선보다 좌측에 있는 데이터 포인트에 관한 선재는, 베이나이트 변태의 개시 전에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 선재이며, 곡선보다 우측에 있는 데이터 포인트에 관한 선재는, 베이나이트 변태의 개시 후에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 선재이다. 도 3 중에 있어서, 각 데이터 포인트에 관해 기재되어 있는 점선은, 각 데이터 포인트에 관한 선재의 열이력을 나타낸다. 데이터 포인트의 종류가 「BAD」인 선재의 인장 강도의 편차 폭은 50N/㎟ 초과이며, 데이터 포인트의 종류가 「GOOD」인 선재의 인장 강도의 편차 폭은 40N/㎟ 초과 50N/㎟ 이하이고, 데이터 포인트의 종류가 「VERY GOOD」인 선재의 인장 강도의 편차 폭은 40N/㎟ 이하이다.

도 3 중에 나타내어져 있는 바와 같이, 곡선에 근접하고 있는 데이터 포인트에 관한 선재(즉, 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 선재)에 있어서, 인장 강도의 편차 폭은 작았다.

시간 t₁은, 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 침지되도록, 적절히 설정된다. t_s라 함은, 이하에 나타내는 식 3에 의해 구해지는 값이다.

t_complete는, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 선재의 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다.

선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하고 나서 선재의 베이나이트 변태가 개시될 때까지의 시간과, t_s는, 선재의 성분 조성에 대응하는 S 곡선과, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도에 따라 결정된다. 따라서, 선재의 성분 조성과 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도에 기초한 시뮬레이션 및/또는 예비 실험에 의해, 시간 t₁이 구해진다. 또한, 후술하는 바와 같이, 선재의 복열을 검출함으로써, 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하고 나서 선재의 베이나이트 변태가 개시될 때까지의 시간이 구해진다. 따라서, 선재를 제조하기 전에, 상술한 수단에 의해, 시간 t₁을 결정하기 위한 예비적인 조사를 행해도 된다.

선재의 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지함으로써, 선재의 인장 강도의 편차가 억제되는 이유는 명확하지는 않다. 그러나, 이하에 설명하는 이유가 추정된다. 선재의 베이나이트 변태가, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에의 침지의 동안에, 또는 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로의 이송 중에 발생한 경우, 복열(변태 발열)에 의해, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에의 침지의 동안에, 또는 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로의 이송 중에 선재 온도가 상승한다. 이 경우, 선재 온도의 상승이 불균일하게 발생할 우려가 있다. 왜냐하면, 용융 염욕 또는 용융 연욕에 있어서 선재의 열처리를 행하는 경우, 선재는, 예를 들어 도 7에 도시되는 바와 같은 코일 형상을 가진 상태에서 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되고, 이어서 취출되기 때문이다. 열처리 중의 선재가 코일 형상을 갖고 있는 경우, 선재끼리가 겹쳐 있는 부분은, 그 이외의 부분보다도, 복열에 기인한 온도 상승이 커진다. 왜냐하면, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 의한 냉각 효과가, 선재끼리가 겹쳐 있는 부분에는 비교적 미치기 어렵기 때문이다. 따라서, 상술한 시간 t₁이 길어짐으로써, 선재의 가열의 개시가 지연된 경우, 선재 온도의 불균일한 상승에 의해, 선재의 인장 강도의 편차가 발생한다. 또한, 열처리 시에 선재를 코일 형상으로 하는 것은, 선재의 제조 효율을 높이기 위해 불가결하다. 특별한 이유가 없는 한, 선재끼리가 겹치지 않는 형상을 가진 상태에서 선재를 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 일은 없다. 한편, 상술한 시간 t₁이 짧아지고, 베이나이트 변태의 개시보다도 t_s초 초과 전에 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 경우, 변태의 개시가 빨라지므로, 변태 개시 온도가 높아진다. 이 경우, 선재의 강도의 상승 및 선재의 연성의 저하가 발생한다.

상술한 이유에 비추어, 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에의 선재의 침지는, 선재의 베이나이트 변태의 개시와 완전히 동시에 행해지는 것이 가장 바람직하다. 그러나 본 발명자들은, 베이나이트 변태의 진행이 빠르고, 복열에 의한 온도 상승이 비교적 큰 선재에 있어서는, 선재의 침지와 선재의 변태의 개시 사이의 시간이 5초 이하이면 선재의 인장 강도의 편차를 충분히 억제할 수 있고, 또한 베이나이트 변태의 진행이 느리고, 복열에 의한 온도 상승이 비교적 낮은 선재에 있어서는, 선재의 침지와 선재의 변태의 개시 사이의 시간이 5초 초과라도 편차를 억제할 수 있는 것을, 실험적 사실로부터 발견하였다. 이러한 발견에 기초하여, 본 실시 형태에 관한 선재의 제조 방법에 있어서는, 선재의 침지와 선재의 변태의 개시 사이의 시간을, 베이나이트 변태의 진행 속도에 따라 결정되는 값 t_s에 의해 규정하였다. 또한, 본 실시 형태에 관한 선재에 있어서, t_complete가 100초 미만이 되는 일은 없으므로, t_s의 상한값을 5초로 해도 된다.

대부분의 경우, 선재가 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점과, 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지된 시점 사이의 경과 시간 t₁은 10∼40초가 바람직하다. 본 실시 형태에 관한 선재의 성분 조성에 비추어, 시간 t₁을 10초 미만 또는 40초 초과로 한 경우, 계속되는 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에의 선재의 침지를 적절하게 행하는 것은 어렵다.

선재는, 상술한 규정에 추가하여, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출되고 나서 5초 이내에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지될 필요가 있다. 선재의 취출로부터 침지까지의 사이의 시간, 즉, 선재의 이송의 시간이 5초 초과인 경우, 선재의 이송의 동안에 선재의 온도가 변동될 우려가 있으므로, 선재의 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하는 것이, 극히 곤란해진다.

제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 선재에 있어서 베이나이트 변태가 개시된 시점을, 선재의 복열(변태 발열)을 검출함으로써 판정해도 된다. 본 실시 형태에 있어서의 복열이라 함은, 선재 중에서의 베이나이트 변태의 개시에 의해 선재의 온도가 상승하는 현상을 말한다. 복열은, 예를 들어 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되고 나서 취출된 선재의 온도와, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도를 비교함으로써 검출할 수 있다. 선재의 온도가 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도보다도 높은 경우, 선재에 복열이 발생하고 있다고 판단된다. 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에의 침지 시간을 다양하게 변화시킨 선재 각각에 있어서, 복열의 유무를 조사함으로써, 선재에 복열을 발생시킬 수 있는 가장 짧은 침지 시간 t_min을 구할 수 있다. 선재를 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고 나서 t_min만큼 경과한 시점을, 선재에 있어서 베이나이트 변태가 개시된 시점이라고 간주할 수 있다. 이와 같이, 복열을 이용하여, 선재 중에 있어서 베이나이트 변태가 개시되는 시점을 미리 구하고, 그에 기초하여 선재의 제조를 행하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되어 있는 시간이 5초 미만인 경우, 가령 선재의 온도가 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕보다도 높아도, 선재에 복열이 발생하고 있는지 여부를 판단할 수 없다. 선재의 온도가, 복열이 아니라, 불충분한 침지 시간에 기인하여 높아지는 경우가 있기 때문이다.

제2 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도:530∼600℃

제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 선재를 취출할 때:베이나이트 변태가 완전히 종료된 후의 시점

선재의 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에, 온도 T₂인 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 선재를 침지한다. 온도 T₂는 530∼600℃이다. 이에 의해, 선재를 530∼600℃의 온도까지 급속하게 가열하고[도 1 중 (c)], 상기 온도에서, 완전히 베이나이트 변태가 종료될 때까지 보정할 수 있다. 선재의 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에, 선재를 530∼600℃의 온도까지 급속하게 가열하면, 베이나이트 중의 시멘타이트의 간격이 넓어진다. 그 결과, 급속 가열을 하지 않는 경우에 비해, 선재의 강도가 저하된다. 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도가 530℃ 미만 또는 600℃ 초과인 경우, 베이나이트 변태의 종료까지 장시간 걸린다. 그로 인해, 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도는, 베이나이트 변태를 단시간에 확실하게 완료시키기 위해, 530∼600℃로 한다. 상기한 온도 범위까지 선재를 가열할 때의 가열 속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 베이나이트 변태 완료까지의 시간을 단축하기 위해, 가열 속도는 빠른 쪽이 바람직하고, 구체적으로는 10∼50℃/초가 바람직하다. 온도 530∼600℃의 용융 염욕 또는 용융 연욕에 선재를 침지함으로써, 이러한 가열 속도가 얻어진다. 베이나이트 변태가 완료되기 전에 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출한 경우, 선재 중에 MA가 생성되고, 이 MA가 선재의 가공성을 저하시킬 우려가 있다.

제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에의 선재의 침지 중에 베이나이트 변태가 개시된 후, 선재를 그대로 보정하면, 치밀한 베이나이트 조직이 성장한다. 치밀한 베이나이트 조직이 성장한 선재는, 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시에 급속 가열한 선재에 비해 강도가 높다. 그로 인해, 본 실시 형태에 관한 선재에서는, 선재를 급속 가열함으로써, 석출되는 시멘타이트의 간격을 넓게 하고, 강도를 저하시킨다.

본 실시 형태에 관한 내지연 파괴 특성이 우수한 과공석 베이나이트 강선(이하 「본 실시 형태에 관한 강선」이라 하는 경우가 있음)은, 신선 특성이 우수한 본 실시 형태에 관한 선재를 신선 가공한 것이다. 신선 가공은 통상의 신선 가공이어도 되고, 감면율은 특별히 한정되지 않는다. 본 실시 형태에 관한 강선은, 내지연 파괴 특성이 우수하므로, 강선의 용도가 대폭으로 확대된다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

(실시예 1)

표 1에 나타내는 성분 조성의 과공석 강편을, 표 2에 나타내는 선 직경의 선재로 압연하고, 표 2에 나타내는 온도 조건에서 베이나이트 변태를 완료시켰다. 베이나이트 변태 완료 후의 선재의 평균 인장 강도(N/㎟), 평균 단면 수축률 값(％) 및 인장 강도의 편차 폭(N/㎟)을 측정하였다. 선재의 평균 인장 강도는, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편 각각의 인장 강도의 평균값이다. 선재의 평균 단면 수축률 값은, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편 각각의 단면 수축률 값의 평균값이다. 선재의 인장 강도의 편차 폭은, 길이 3200㎜의 선재를, 동일한 길이를 갖는 8개의 요소로 분할함으로써 얻어지는, 8개의 길이 400㎜의 시험편 각각의 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차이다. 측정 결과를 표 2에 합쳐서 나타낸다. 또한, 선재를 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지하였을 때의 가열 속도는, 10∼50℃/초로 하였다.

표 2에 있어서, T₀은 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 침지되는 선재의 온도, T₁은 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도, t₁은 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 선재를 침지하고 나서 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 선재를 침지할 때까지의 시간, ΔT는 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕에 선재를 침지함으로써 상승한 온도, T₂는 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕의 온도, TS 상한은 C 함유량 및 식 1로부터 산출된 평균 인장 강도의 상한값, TS 평균은 평균 인장 강도(N/㎟), TS 최대는 인장 강도의 최댓값(N/㎟), TS 최소는 인장 강도의 최솟값(N/㎟), TS 편차 폭은 TS 최대와 TS 최소의 차(N/㎟), RA 하한은 평균 인장 강도의 상한값 및 식 2로부터 산출된 평균 단면 수축률 값의 상한값, RA 평균은 평균 단면 수축률 값(％), RA 최대는 단면 수축률 값의 최댓값(％), RA 최소는 단면 수축률 값의 최솟값(％), RA 편차 폭은 RA 최대와 RA 최소의 차(％)이다. No.1∼7의 발명예를 제조할 때의, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에서의 선재의 침지 시간 t는, 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에의 선재의 침지가 베이나이트 변태의 개시와 대략 동시가 되도록, 적절히 선택된 것이다. No.8의 비교예에서는, 선재가 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 침지되지 않았다. No.9 및 10의 비교예에서는, 선재가, 베이나이트 변태의 개시 후 장시간 경과하고 나서 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 침지되었다. 또한, 발명예 No.1∼7, 비교예 No.9 및 비교예 No.10에 있어서, 선재는, 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출되고 나서 5초 이내에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 내에 침지되었다.

표 2로부터, No.1∼7의 발명예에 있어서는, TS 평균 및 RA 평균이 식 1 및 식 2를 만족시키고 있고, 또한, TS 편차 폭이 50N/㎟ 이하였다. 이에 의해, No.1∼7의 발명예에 있어서는, 내지연 파괴 특성이 향상되고, 선재 결속 시 및 결속 상태에서 절손이 발생하지 않은 것을 알 수 있다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 펄라이트강보다도 저강도화 및 고연성화된 선재이며, 선재의 결속 작업 시 또는 결속된 상태에서의 절손이 억제되고, 신선 특성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 선재와, 당해 선재를 사용하여 제조한 과공석 베이나이트 강선과, 그것들을 안정적으로 제조하는 제조 방법을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은 철강 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

1 : 선재 단면
11 : 중심부
12 : 표층부
13 : 중간부
2 : 촬영 영역

Claims

단위 질량％로,
C:0.80％ 초과 1.20％ 이하,
Si:0.10∼1.50％,
Mn:0∼1.00％,
P:0∼0.02％,
S:0∼0.02％,
Cr:0∼1.00％,
Ni:0∼1.00％,
Cu:0∼1.00％,
Mo:0∼0.50％,
Ti:0∼0.20％,
Nb:0∼0.20％,
V:0∼0.20％,
B:0∼0.0050％,
Al:0∼0.10％ 및
Ca:0∼0.05％
를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
금속 조직이, 90∼100면적％의 베이나이트를 포함하고,
길이 3200㎜의 선재를 8개의 동일한 길이의 요소로 분할함으로써, 8개의 길이 400㎜의 시험편을 제조한 경우에, 각 상기 시험편의 인장 강도의 평균값 TS가, 단위 N/㎟로, 하기 식 1을 만족시키고,
각 상기 시험편의 각 상기 인장 강도 중 최댓값과 최솟값의 차가 50N/㎟ 이하이고,
각 상기 시험편의 단면 수축률 값의 평균값 RA가, 단위％로, 하기 식 2를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 선재.

여기서, [C]는 단위 질량％로 표시된 상기 선재의 C 함유량이며, [TS]는, 단위 N/㎟로 표시된 상기 인장 강도의 상기 평균값 TS이며, [RA]는, 단위％로 표시된 상기 단면 수축률 값의 상기 평균값 RA이다.
제1항에 기재된 선재를 신선 가공함으로써 얻어지는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선.
제1항에 기재된 선재의 제조 방법이며,
단위 질량％로,
C:0.80％ 초과 1.20％ 이하,
Si:0.10∼1.50％,
Mn:0∼1.00％,
P:0∼0.02％,
S:0∼0.02％,
Cr:0∼1.00％,
Ni:0∼1.00％,
Cu:0∼1.00％,
Mo:0∼0.50％,
Ti:0∼0.20％,
Nb:0∼0.20％,
V:0∼0.20％,
B:0∼0.0050％,
Al:0∼0.10％ 및
Ca:0∼0.05％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는 공정과,
850∼1050℃의 상기 선재를 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과,
상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 선재를 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과,
상기 선재를, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 선재의 제조 방법.

t_complete는, 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 상기 선재의 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다.
제3항에 있어서,
상기 선재가 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점과, 상기 선재가 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점 사이의 경과 시간이 10∼40초인 것을 특징으로 하는, 선재의 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 선재에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 선재의 복열을 검출함으로써 판정하는 것을 특징으로 하는, 선재의 제조 방법.
제2항에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법이며,
단위 질량％로,
C:0.80％ 초과 1.20％ 이하,
Si:0.10∼1.50％,
Mn:0∼1.00％,
P:0∼0.02％,
S:0∼0.02％,
Cr:0∼1.00％,
Ni:0∼1.00％,
Cu:0∼1.00％,
Mo:0∼0.50％,
Ti:0∼0.20％,
Nb:0∼0.20％,
V:0∼0.20％,
B:0∼0.0050％,
Al:0∼0.10％ 및
Ca:0∼0.05％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연하여 선재를 얻는 공정과,
850∼1050℃의 선재를 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과,
상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 선재의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 선재를 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과,
상기 선재를, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과,
상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출된 상기 선재에 신선 가공을 실시하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.

t_complete는, 상기 선재를 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 상기 선재의 상기 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다.
제6항에 있어서,
상기 선재가 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지되어 있는 시간이 10∼40초인 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 선재에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 선재의 복열을 검출함으로써 판정하는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.
제2항에 기재된 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법이며,
단위 질량％로,
C:0.80％ 초과 1.20％ 이하,
Si:0.10∼1.50％,
Mn:0∼1.00％,
P:0∼0.02％,
S:0∼0.02％,
Cr:0∼1.00％,
Ni:0∼1.00％,
Cu:0∼1.00％,
Mo:0∼0.50％,
Ti:0∼0.20％,
Nb:0∼0.20％,
V:0∼0.20％,
B:0∼0.0050％,
Al:0∼0.10％ 및
Ca:0∼0.05％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강편을 압연함으로써 얻어지는 선재에 신선 가공을 행하여 강선을 얻는 공정과,
850∼1050℃의 상기 강선을 350∼450℃의 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하고, 이어서 상기 강선을 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정과,
상기 취출로부터 5초 이내의 시점이며, 또한 상기 강선의 베이나이트 변태의 개시의 t_s초 전∼t_s초 후인 시점에, 상기 강선을 530∼600℃의 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지하는 공정과,
상기 강선을, 상기 베이나이트 변태가 완전히 종료된 후에 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.

t_complete는, 상기 강선을 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕에 계속해서 침지한 경우에, 상기 강선의 상기 베이나이트 변태가 개시되고 나서 종료될 때까지의 시간을 단위 초로 나타낸다.
제9항에 있어서,
상기 강선이 상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점과, 상기 강선이 상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕 중에 침지된 시점 사이의 경과 시간이 10∼40초인 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.
제9항에 있어서,
상기 제1 용융 염욕 또는 용융 연욕 중의 상기 강선에 있어서 상기 베이나이트 변태가 개시된 상기 시점을, 상기 강선의 복열을 검출함으로써 판정하는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 제2 용융 염욕 또는 용융 연욕으로부터 취출된 상기 강선에 신선 가공을 실시하는 공정을 더 구비하는 것을 특징으로 하는, 과공석 베이나이트 강선의 제조 방법.