KR20010102307A

KR20010102307A - 고강도 직접 패턴팅 선재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20010102307A
Application number: KR1020017010640A
Authority: KR
Inventors: 니시다세이키; 요시에아쓰히코; 히키타나오시; 사하라스스무; 사이토히토시; 요시무라고지
Original assignee: 아사무라 타카싯; 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 1999-12-22
Filing date: 2000-12-22
Publication date: 2001-11-15
Also published as: MY128660A; CN1341155A; CN1117171C; KR100430068B1; WO2001046485A1

Abstract

본 발명은, 운반시의 취급 등에 의하여 발생하는 흠집에 기인하는 단선이 일어나기 어려운 선재를 제공하는 것으로, 탄소 함유량이 0.7% 이상의 고탄소강으로 이루어지는 직경 4.0mm부터 16mm의 직접 패턴팅 선재에 있어서, 그 표면층에서 적어도 300μm의 층의 탄소량이 전단면에서의 평균 탄소량의 0.97배 이하이고, 비커스 경도가 Hv 390 이하, 상기층 내의 평균 라멜라 간격이 95nm이상이 되는 표면층에 찰과 마르텐사이트가 생성하기 어려운 층으로 한 고강도의 직접 패턴팅 선재와 그 제조 방법이다.

Description

고강도 직접 패턴팅 선재 및 그 제조 방법{DIRECT PATENTING HIGH STRENGTH WIRE ROD AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

일반적으로 스틸 코드 등으로 사용하는 0.6% 이상의 탄소를 포함하는 고탄소강으로 이루어지는 와이어는, 열간압연에 의하여 직경 5∼16mm로 가공된 후에, 조정 냉각에 의하여 조직 조정되어 선재로 된다. 일반적으로 선재는 코일상으로 감겨 반송된다.

예를 들면, 특개소60-204865호 공보에는, Mn 함유량을 03% 미만으로 규제하여 납 패턴팅 후의 과냉조직 발생을 억제하고, C, Si, Mn 등의 원소량을 규제함으로써, 연선 시의 단선이 적고 고강도 및 높은 연성의 극세선 및 스틸 코드용 고탄소 강선재가 개시되어 있고, 또한 특개소63-24046호 공보에는, Si함유량을 l.00% 이상으로 함으로써 납 패턴팅재의 인장 강도를 높여 신선 가공율을 낮춘 고인성 고연성 극세선 용선재가 개시되어 있다.

이와 같은 고강도에 사용되는 선재는, 신선공정에서 표면에 만들어진 흠집에의하여 단선을 일으키기 쉽다. 이 때문에, 종래의 선재에서는, 수송중이나 코일의 취급 방법 시에 가능한 한 흡집이 나지 않도록 하는 연구가 이루어졌다. 그러나, 이와 같은 노력에도 한계가 있고, 흠집에 의한 단선이 일어나지 않는 선재가 필요로 하였다.

발명의 요약

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위한 것으로, 열간압연된 선재의 반송 또는 2차 가공 과정에서 발생하는 흠집에 대한 감수성을 저감하고, 흠집에 강한 선재를 제공한다.

본 발명 요지는 다음과 같다.

(1) 탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강으로, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 비커스 경도를 Hv: 390 이하로 함으로써 상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.

(2) 탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강으로, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 평균 탄소 함유량이 전단면으로의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하가 되도록 함으로써 상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.

(3) 탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강이고, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 비커스 경도를 Hv: 390이하로 하고, 또한, 상기 층의 평균 탄소 함유량이 전단면에서의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하로 함으로써상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층이 되도록 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.

(4) 상기 층 내의 평균 라멜라 간격이 95nm이상임을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재.

(5) 상기 고탄소강의 강성분이, 질량%로,

C:0.7∼1.2%,

Si:0.1∼1.5%,

Mn:0.1∼1.0%,

나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기

(1)∼(3)의 어느 하나에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재.

(6) 상기 고탄소강의 강성분이,

질량%로,

C: 0.7∼1.2%,

Si: 0.1∼1.5%

Mn: 0.1∼l.0%를 함유하고, 또한,

Cr: 0.1∼0.5%

V: 0.001∼0.2%

Ni: 0.05∼1.0%

Mo: 0.1∼0.5%

Cu: 0.05∼0.8%

W: 0.05∼0.8%

La: 0.0005∼0.01%

Ce: 0.0005∼0.01%

Al: 0.001∼0.06%,

B: 0.0005∼0.06%

Ti: 0.001∼0.06%

Nb: 0.001∼0.06%

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3)의 어느 하나에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재.

(7) 탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강을, 선재 가열로에서 1000∼1200℃로 가열 후, 직경 4∼16mm로 하는 열간압연을 실시하고, 상기 열간압연을 850℃ 이상의 온도에서 종료하고, 15초 이내에 750∼830℃까지 냉각하고, 그 후 바로 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(8) 탄소 함유량이 질량%로, 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강을, 선재가열로에서 1000∼1200℃로 가열 후, 직경 4∼16mm로 하는 열간압연을 행하고, 상기 열간압연을 750∼830℃의 온도로 종료하고, 그 후 바로 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(9) 상기 열간압연을 행하고, 그 후, 15초 이내로 750∼830℃의 온도에서 권취하고, 그 후 즉시 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것을 특징으로 하는 상기 (8)에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(10) 상기 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것에 대신하여, 충풍 냉각을 실시하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 상기 (8) 기재의 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(11) 탄소 함유량이 질량%로, 0.7% 이상을 함유하고, 또한 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 평균 탄소 함유량이 전단면의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하의 고탄소강을, 선재 가열로에 1000∼1200℃에서 가열한 후, 직경4∼16mm로 하는 열간압연을 행하고, 상기 열간압연을 750℃이상의 온도에서 종료하고, 그 후 즉각 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(l2) 상기 열간압연을 실시하고, 그 후, 750∼900℃의 온도에서 권취하고, 그 후 바로 400∼570℃에서 용융 솔트바스에 침지하는 것을 특징으로 하는 상기 (l1)에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

(13) 상기 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것을 대신하여, 충풍 냉각을 하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 상기 (11) 또는(12)에 기재된 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.

[발명의 구성]

우선, 강 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 성분은 전부 질량%이고, 중량%와 동의이다.

C는 강화에 유효한 원소이고 고강도의 강선을 얻으려면 C량을 0.7% 이상으로 할 필요가 있으나, 너무 높으면 초석세멘타이트가 석출되기 쉬워, 연성이 저하되고, 또한 신선성이 악화되기 때문에 그 상한을 1.2%로 한다.

Si는 강의 탈산을 위하여 필요한 원소이고, 따라서 그 함유량이 너무 적을 때, 탈산효과가 불충분하게 되므로 0.l% 이상 첨가한다. 또 Si는 열처리 후에 형성되는 퍼라이트중의 페라이트상에 고용하여 패턴팅후의 강도를 올리지만,반면, 열처리성을 저해하기 때문에 1.5% 이하로 한다.

Mn은 강의 담금질성을 확보하기 위하여 0.1% 이상의 Mn을 첨가할 필요가 있다. 그러나, 다량의 Mn 첨가도 용융 아연 도금시의 연성의 회복을 늦추기 때문에 1.0% 이하로 한다.

Cr은 패턴팅 후의 강도 및 신선가공 후의 강도를 향상시키기 위하여 첨가한다. 따라서, Cr의 첨가량은 그 효과를 기대할 수 있는 0.1% 이상으로 하고, 패턴팅시의 변태 지연에 의한 열처리성이 악화되지 않는 0.5% 이하로 한다.

V도 패턴팅 후의 강도 및 신선가공 후의 강도를 향상시키기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.0015% 이상으로 하고, 너무 많이 첨가하면 변태가 현저하게 늦추어져, 생산성에 영향을 미치기 때문에 0.1% 이하로 한다.

Ni도 패턴팅후의 강도 및 신선가공 후의 강도를 향상시키기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.05% 이상으로 하고, 너무 많이 첨가하면 변태가 현저하게 지연되어, 생산성에 영향을 미치므로 1.0% 이하로 한다.

Mo도 패턴팅 후의 강도 및 신선가공 후의 강도를 향상시키기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.1% 이상으로 하고, 너무 많이 첨가하면 퍼라이트 변태를 현저하게 늦추어 생산성을 저하시키기 때문에 영향이 없는 0.5% 이하로 한다.

Cu는 부식 피로 특성을 향상시키기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.05% 이상으로 하고, 너무 많이 첨가하면 퍼라이트 변태를 현저하게 늦추어 생산성을 저하시키므로 그러한 영향이 없는 0.8% 이하로 한다.

W는 부식 피로 특성을 향상시키기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.05% 이상으로 하고, 너무 많이 첨가하면 퍼라이트 변태를 현저하게 늦추어 생산성을 저하시키므로 그러한 영향이 없는 0.8% 이하로 한다. 또 이러한 원소는 복합 첨가하면 보다 효과를 발휘한다.

기타, La, Ce를 미량 첨가(0.0005% ∼0.01%)함으로써 부식 피로 특성을 향상시킬 수 있다.

Al은 퍼라이트 블록 사이즈를 미세하게 하기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.001% 이상 첨가한다. 첨가량이 0.06%를 넘으면 A1₂O₃등의 경질의 개재물이 늘어 신선 가공성을 저하시키기 때문에, 그 이하로 한다.

B는 퍼라이트 블럭 사이즈를 미세하게 하기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.0005% 이상 첨가한다. 첨가 원소가 너무 많으면 항온 변태가 지연되고, 경질의 마이크로 마르텐사이트가 발생하기 쉬우므로 0.06% 이하로한다.

Ti는 퍼라이트 블록 사이즈를 미세하게 하기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.001% 이상 첨가한다. 첨가 원소가 너무 많으면 항온 변태가 지연되고, 경질의 마이크로마르텐사이트가 발생하기 쉬우므로 0.06% 이하로 한다.

Nb는 퍼라이트 블록 사이즈를 미세하게 하기 위하여 첨가한다. 첨가하는 경우는, 그 효과가 나타나는 0.001% 이상 첨가한다. 첨가 원소가 너무 많으면 항온 변태가 지연하고, 경질인 마이크로 마르텐사이트가 발생하여 쉬워지기 때문에 0.06% 이하로 한다.

P는 편석하는 것에 의한 취화 조직을 생성하기 쉽고, S는 개재물을 형성하기 쉬운 원소이기 때문에 악영향이 적어지는 0.02% 이하로 각각 하는 것이 바람직하다.

다음으로 이러한 본 발명 제조 방법에 대해서 설명한다.

전술한 강 성분으로 조정된 강철은, 용제된 후에 블룸 또는 비렛트로 연속 주조된다. 또 블룸된 강철은, 분괴압연으로 비렛트로 열간압연된다. 비렛트는 선재 가열로에서 1000℃부터 1200℃까지 가열하여 강의 조직을 오스테나이트로 한다.

오스테나이트화하는 온도는, 열간압연중에 오스테나이트화 온도 이하가 되지 않도록 하기 위하여, 적어도 900℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 또 지나치게 가열하면 압연의 마무리 온도가 높아지고, 오스테나이트의 입성장을 촉진하기 때문에 l200℃이하의 온도로 한다. 그 후, 가열된 비렛트를 열간압연에 의하여 직경 4∼16mm의 형상으로 하고, 800℃ 이상의 온도에서 열간압연을 마친다.

이 때의 마무리 온도를 850℃ 이상으로 하는 경우에는, 선재의 표면층 근방의 오스테나이트 입경을 작게 하기 위하여, 즉각 냉각을 하고, 15초 이내에 귄취 온도를 750에서 830℃ 사이로 조정할 필요가 있다. l5초 이상에서는, 입성장이 일어나기 쉬우므로 적어도 15초 이내로 조정한다.

또한 냉각 후의 온도가 750℃미만에서는 변태가 개시되기 때문에, 불균일이 너무 심하게 되어, 도리어 신선 가공성을 저하시키므로 750℃ 이상으로 한다. 또한 830℃를 넘으면 표면층의 오스테나이트가 커지고, 표면층에서 적어도 300μm 이내의 조직을 찰과 마르텐사이트가 발생하기 어려운 라멜라 간격 95nm이상의 조직으로 하는 것이 곤란하게 된다.

그 후, 즉각 530℃∼570℃의 용융 솔트에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시킴으로써 라멜라 간격 95nm 이상의 퍼라이트 혹은 비커스 경도 Hv 390 이하로 조직을 조정한다. 용융 솔트의 온도가 530℃미만에서는 라멜라 간격을 95nm 이상으로 하는 것이 곤란하게 된다. 또 570℃이상으로 하면 강도가 지나치게 낮아지기 때문에 570℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱이, 상기 마무리 압연 온도를 750∼830℃로 하는 경우에는, 마무리 압연후 즉각 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 프로세서를 채용함으로써 같은 특성을 가지는 제품을 얻을 수 있다. 또 권취 후의 냉각을 충풍 냉각, 미스트 냉각 등을 실시하여도 동일한 효과가 얻어진다.

다음으로 선재에 흠집이 생기는 경우, 단선에 이르는 원인에 대해서 설명한다.

선재에 생기는 흠집의 깊이는, 큰 것이 100μm 정도이다. 이 때 단선에 가장 영향을 미치는 것은, 흠집이 생기는 때에 발생하는 열에 의하여 표층에 형성되는 경질인 마르텐사이트의 존재이다. 단선을 일으키는 마르텐사이트의 발생을 무해화하기 위하여, 표면층에서 적어도 300μm의 비커스 경도를 Hv 390이하, 혹은 표면층에서 적어도 300μm 층의 평균 라멜라 간격을 95nm 이상으로 조정할 필요가 있다. 이러한 것에 의하여 흠집이 생길 때에 형성되는 마르텐사이트는, 발생하지 않게 되거나 무해한 정도로 얇아진다.

또 본 발명에 있어서는, 전술한 강 성분에 조정된 강철은, 용제된 후에 블룸혹은 비렛트로 연속 주조된다. 이 주조시의 주형 내의 몰드 근방에 순철을 첨가함으로써 표면층에서 적어도 300μm의 탄소 농도를 평균 탄소 농도의 0.97배 이하로 한다. 0.97배를 넘는 경우에는, 일반적인 제조 공정인 권취온도 850℃ 이상에서 권취한 후, 400℃∼530℃의 온도로 용융솔트에 침지하여 퍼라이트 조직으로 한 경우, 표면층에서 적어도 300μm의 범위의 비커스 경도가 Hv 390이하, 혹은 평균 라멜라 간격이 95nm 이상으로 할 수 없다. 따라서, 표면층에서 적어도 300μm의 탄소량이 단면 전체 평균 농도의 0.97배 이하일 필요가 있다.

실시례1.

표1에 시작에 사용한 본 발명강의 화학성분을 표시하였다. 또 비교강의 화학 성분을 표1에 개시하였다. 본 발명강 및 비교강을 전화로에서 용제한 다음 연속 주조에 의하여 500mm×300mm의 블룸으로 하였다. 그 후, 열간압연으로 122mm 각의 비렛트로 하였다. 그 후, 1100∼1200℃로 가열한 후, 열간압연으로 직경 5.5mm부터 13mm의 선재로 하였다.

표2에 선재의 열간압연 종료 후의 온도를 비롯한 제조조건을 나타내고, 동표2에 얻어진 선재의 표면층의 경도 및 표면층의 라멜라 간격을 나타내었다.

본 발명 강l∼15는, 본 발명에 따라서 강의 화학 성분과 마이크로 조직이 조정되어 있다.

비교강 16은, 강의 성분은 본 발명강과 같고, 열간압연에서의 마무리 온도가 900℃이고, 그 후의 냉각에 의하여 850℃로 본 발명보다 높게 한 경우이다.

비교강 17은, 강철의 성분은 본 발명강과 같고, 열간압연에서의 마무리 온도 및 그 후의 권취온도가 본 발명의 범위에 있지만 권취온도로 하기까지의 냉각을 천천히 진행시켜 시간이 본 발명보다 오래 걸린 경우이다.

비교강 18은, 강의 성분은 본 발명강과 같고, 열간압연에서의 마무리 후에 냉각을 하지 않고 권취온도가 840℃로 본 발명보다 높아진 경우이다.

비교강 19는, 강의 성분은 본 발명 강과 같고, 가열 온도가 낮고, 권취온도가 본 발명보다 낮은 경우이다.

비교강 20은, 강의 성분은 본 발명 강과 같고, 가열 온도는 높지만 마무리 냉각을 강하게 하고, 권취온도가 본 발명보다 낮아진 경우이다.

이러한 선재를 사용하고, 인공적으로 흠집을 만들고, 흠집의 아래에 형성된 마르텐사이트의 두께를 측정하였다. 또 이러한 선재의 2톤의 코일을 포크 리프트의 후크가 선재와 스치도록 30회 운반을 반복하고, 신과정에 있어서 단선 횟수를 조사하였다. 이러한 결과를 표2에 나타낸다.

본 발명에 따라서 제조된 1∼15는 마르텐사이트의 두께가 얇고, 단선 횟수가 적은 양호한 결과를 나타낸다.

한편, 비교강11∼13은, 마르텐사이트의 두께가 두껍고, 단선 횟수가 본 발명강보다 높다. 또 비교강 14∼l5는, 마르텐사이트의 두께는 얇지만, 표1에 나타내는 드로잉이 낮고, 표2의 단선 횟수가 본 발명강보다 높아져 있다.

실시례2.

표3에 시작에 사용한 본 발명강 및 비교강의 화학 성분을 나타낸다. 본 발명강 및 비교강을 전화로에 용제한 다음 연속 주조에 의하여 500mm×300mm의 블룸으로 하였다. 그 후, 열간압연으로 122mm각의 비렛토로 하였다. 그 후, 1100∼1200℃로 가열한 후, 열간압연으로 직경5.5mm부터 13mm의 선재로 하였다.

표4에 선재의 표면층에서 300μm의 탄소 농도를 선재 전단면적의 평균 탄소량으로 나눈 탄소량비 및 열간압연 종료 후의 온도를 비롯한 제조 조건을 나타내었다.

얻어진 선재의 표면층의 경도 및 표면층의 라멜라 간격을 동 표4에 나타내었다.

본 발명 강 1∼15는, 본 발명에 따라서 강의 화학 성분과 마이크로 조직이 조정되어 있다. 한편, 비교강 16, 17은, 강철의 성분과 압연 방법은 본 발명강과 같으나, 탄소량비가 본 발명강에 비하여 높은 경우이다.

이러한 선재를 사용하여, 인공적으로 흠집을 내고, 흠집 하에 형성된 마르텐사이트의 두께를 측정하였다. 또 이러한 선재의 2t의 코일을 포크 리프트의 후크가 선재와 스치도록 30회 운반을 반복하고, 신과정에서의 단선 횟수를 조사하였다. 이러한 결과를 표4에 나타내었다.

본 발명에 따라서 제조된 본 발명강 1∼15는 마르텐사이트의 두께가 얇고, 단선 횟수가 적은 양호한 결과를 나타낸다. 한편, 비교강 16∼17은, 마르텐사이트의 두께가 두껍고, 단선 횟수가 본 발명강 보다 높다.

본 발명은, 고강도의 PC 강선, PWS 강선, 피아노선, 스틸 코드, 호스와이어, 비드와이어, 콘트롤 케이블, 낚시줄, 컷트 와이어, 소(saw) 와이어 등으로 사용되는 고강도 강선을 제조 가능하게 하는 선재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본 발명을 사용함으로써, 흠집에 의한 단선이 적은 고강도의 선재를 용이하게 얻을 수 있다.

Claims

탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강으로, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 비커스 경도를 Hv:390 이하로 함으로써 상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.
탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강으로, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 평균 탄소 함유량이 전단면에서의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하로 함으로써 상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.
탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강이고, 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 비커스 경도를 Hv:390이하로 하고, 또한, 상기 층의 평균 탄소 함유량이 전단면에서의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하로 함으로써 상기 층이 찰과 마르텐사이트 조직이 생성되기 어려운 층으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 하나에 있어서,

상기 층 내의 평균 라멜라 간격이 95nm이상임을 특징으로 하는 고강도 직접패턴팅 선재.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 하나에 있어서,

상기 고탄소강의 강 성분이, 질량%로,

C:0.7∼1.2%,

Si:0.1∼1.5%,

Mn:0.1∼1.0%,

나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 하나에 있어서,

상기 고탄소강의 강 성분이,

질량%로,

C:0.7∼1.2%,

Si:0.1∼1.5%

Mn:0.1∼l.0%를 함유하고, 또한,

Cr:0.1∼0.5%

V:0.001∼0.2%

Ni:0.05∼1.0%

Mo:0.1∼0.5%

Cu:0.05∼0.8%

W:0.05∼0.8%

La:0.0005∼0.01%

Ce:0.0005∼0.01%

Al:0.001∼0.06%,

B:0.0005∼0.06%

Ti:0.001∼0.06%

Nb:0.001∼0.06%

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재.
탄소 함유량이 질량%로 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강을, 선재 가열로에서 1000∼1200℃로 가열 후, 직경 4∼16mm로 하는 열간압연을 실시하고, 상기 열간압연을 850℃ 이상의 온도에서 종료하고, 15초 이내에 750∼830℃까지 냉각하고, 그 후 바로 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
탄소 함유량이 질량%로, 0.7% 이상을 함유하는 고탄소강을, 선재가열로에서 1000∼1200℃에 가열 후, 직경 4∼16mm로 하는 열간압연을 행하고, 상기 열간압연을 750∼830℃의 온도로 종료하고, 그 후 바로 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
제 8항에 있어서,

상기 열간압연을 행하고, 그 후, 15초 이내로 750∼830℃의 온도에서 권취하고, 그 후 즉시 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
제 8항에 있어서,

상기 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것을 대신하여, 충풍 냉각을 실시하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
탄소 함유량이 질량%로, 0.7% 이상을 함유하고, 또한 그 표면층에서 적어도 300μm까지의 층의 평균 탄소 함유량이 전단면의 평균 탄소 함유량의 0.97배 이하의 고탄소 강을, 선재 가열로에서 1000∼1200℃로 가열한 후, 직경4∼16mm로 하는 열간압연을 행하고, 상기 열간압연을 750℃이상의 온도에서 종료하고, 그 후 즉각 400∼570℃의 용융솔트바스에 침지하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
제 11항에 있어서,

상기 열간압연을 실시하고, 그 후, 750∼900℃의 온도에서 권취하고, 그 후 바로 400∼570℃에서 용융 솔트바스에 침지하는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.
제 11항 또는 제 12항에 있어서,

상기 400∼570℃의 용융 솔트바스에 침지하는 것을 대신하여, 충풍 냉각을 하여 퍼라이트 변태를 종료시키는 것을 특징으로 하는 고강도 직접 패턴팅 선재의 제조 방법.