KR20180070213A - 고탄소 고강도 선재 및 이의 제조방법 - Google Patents

고탄소 고강도 선재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 지반 보강 또는 교량 상판 구조물의 연결을 위해 콘크리트 내에 사용되는 고탄소 고강도 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

고탄소 고강도 선재 및 이의 제조방법 {HIGH-CARBON WIRE ROD HAVING HIGH-STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은 지반 보강 또는 교량 상판 구조물의 연결을 위해 콘크리트 내에 사용되는 고탄소 고강도 선재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
교량의 건설에 디비닥 공벙이 적용되는 경우가 있으며, 이러한 공법에 사용되는 강봉을 디비닥 강봉이라고 부른다. 일반적으로 알려진 디비닥 강봉이 사용되는 디비닥 공법은 다음과 같이 정리할 수 있다.
디비닥 공법은 1951년 독일의 디케르호프&비트만(Dyckerhoff and Widmann)사가 개발한 신공법(FCM: Free Cantilever Method)으로, 이동식 작업차(form traveller)를 이용하여 순차적으로 캔틸레버 상부구조를 시공한 후 경간 중앙에서 캔틸레버 거더를 연결시키는 방식이다.
이 공법은 대부분의 작업이 이동식 작업차에서 이루어지므로 전천후 시공이 가능하며, 시공 단계마다 오차의 수정이 가능하여 시공의 정밀도를 도모할 수 있다. 그리고, 경간 거리가 길어 전체적인 외관미를 추구하거나 산악지대의 협곡을 가로지르는 교량의 건설에 적합한 공법이다. 시공시 캔틸레버 방식으로 하중을 지지하여야 하므로, 이에 사용되는 강재는 높은 강도가 요구된다.
즉, 디비닥 강봉으로 사용되는 강종은 탄소(C)를 대략 0.6%로 함유하는 JS-SWRH62B 고탄소강이 사용되는데, 이는 콘크리트 보강재로 사용된다. 이에, 우선적으로 높은 인장강도가 요구되며, 그 외 작업성 등을 고려하여 연신율이 요구되기도 한다.
한편, 강의 인장강도를 높이는 방법은 C, Cr과 같은 합금원소의 증량이 효과적이다. 상기 C와 Cr 등이 첨가되면 펄라이트 분율 및 펄라이트 층간 간격 미세화가 이루어지고, 이를 통해 강도가 효과적으로 증가한다.
이와 같이, 합금원소의 첨가는 강의 강도를 효과적으로 향상시킬 수 있는 방법이지만, 합금원소의 첨가에 따른 소재 제조원가의 상승을 피할 수 없고, 전체 시장에서 가격경쟁력을 잃어버릴 우려가 있다.
따라서, 합금원소의 첨가를 요구하지 않고서도 강의 강도를 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
본 발명의 일 측면은, 합금원소를 과도하게 첨가하지 않으면서도 높은 강도를 가지는 고탄소 고강도 선재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움도 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.6~0.9%, Mn: 0.5~1.0%, Si: 0.2~0.5%, P 및 S: 각각 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표층부(표면으로부터 두께(직경) 방향 2mm 까지의 영역)의 미세조직이 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지고, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역은 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 포함하는 고탄소 고강도 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 조압연 및 사상압연한 후 850~900℃의 온도범위에서 RSM 압연하여 선재를 제조하는 단계; 상기 선재를 80~120℃/s의 냉각속도로 권취 온도까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 선재를 650~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 300℃까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 고탄소 고강도 선재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 합금원소를 더 추가하지 않고서도 강도를 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1-5와 발명예 1의 표면부 및 중심부에서 관찰되는 미세조직을 나타낸 것이다 (도 1에서 중심부는 표층부 영역을 제외한 나머지 영역을 의미한다).
본 발명자들은 고탄소강의 강도를 향상시킬 수 있는 방안에 대해서 연구하였다. 특히, 일반적으로 잘 알려진 합금원소의 추가나 템프 코어를 이용하지 않고서도 상기 고탄소강의 강도를 향상시킬 수 있는 방안에 대해 깊이 연구한 결과, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 상기 고탄소강 표층부에 경질상을 형성하여 강도를 향상시킬 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고탄소 고강도 선재는 중량%로 C: 0.6~0.9%, Mn: 0.5~1.0%, Si: 0.2~0.5%, P 및 S: 각각 0.02% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 선재의 합금조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%이다.
C: 0.6~0.9%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데에 가장 큰 역할을 하는 원소이다. 통상적으로 상기 C를 0.1% 증가시키는 경우 인장강도가 100MPa 향상되는 것으로 알려져 있는데, 이는 C의 함량이 높아질수록 펄라이트 분율이 높아지고, 펄라이트 미세화가 이루어지기 때문이다.
본 발명에서 목표로 하는 강도를 충분히 얻기 위해서는 상기 C를 0.6% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 중심 편석 제어가 어려워지므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.6~0.9%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5~1.0 %
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소이고, 강도 향상에 유리한 원소이다. 이러한 Mn은 0.1% 증가시키는 경우 인장강도가 20~25MPa 증가하는 것으로 알려져 있다. 또한, 상기 Mn은 소입성을 확보하는데에도 유리하다.
한편, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량이 0.5% 미만이면 선재 제조과정 중에 표면에 마르텐사이트 상의 형성이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 중심 편석이 발생할 수 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.5~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Si: 0.2~0.5%
실리콘(Si)은 페라이트 기지 내에 고용되어 고용강화의 효과를 발휘함으로써 강도를 향상시키는 효과가 있다. 일반적으로 상기 Si을 0.1% 증가시키는 경우 인장강도가 14~16MPa 증가하는 것으로 알려져 있다.
이러한 Si의 함량이 0.2% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 충분히 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 신선가공성 저하 등을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.2~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
P 및 S: 각각 0.02% 이하
인(P)과 황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이다. 이 중 P은 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키는 문제가 있으며, S은 저융점 원소로 입계에 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성한다.
따라서, 상기 P과 S은 가능한 그 함량을 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 최대 0.02%로 함유되더라도 물성 확보에 무리가 없다.
그러므로, 본 발명에서는 상기 P와 S의 함량을 각각 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 선재는 그 미세조직이 다음과 같이 제어되는 것이 바람직하다.
구체적으로, 본 발명에서는 상기 선재의 표층부(표면으로부터 두께(직경) 방향 2mm 까지의 영역) 미세조직이 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지고, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트 복합조직으로 이루어지는 것이 바람직하다.
후술하여 상세히 설명하겠지만, 본 발명은 선재를 제조하는 공정조건을 최적화함으로써 강판 표면의 미세조직을 경질상(hard-phase)으로 형성할 수 있다.
이와 같이, 표층부를 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경질상으로 형성함으로써 1000MPa 이상의 인장강도와 더불어 9% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.
다만, 상기 표층부의 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 상 없이 마르텐사이트 단상으로 이루어지면 취성 파괴가 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하며, 이때 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 99% 이상(100% 포함), 마르텐사이트 상은 1% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역(본 발명에서는 '중심부'라고도 칭함)은 페라이트 및 펄라이트 복합조직으로 이루어지는 것이 바람직하며, 이때 페라이트는 면적분율 5~10%를 포함하고, 잔부 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 페라이트 분율이 5% 미만이면 연성이 열위할 가능성이 있다. 반면, 10%를 초과하게 되면 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 고탄소 고강도 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 선재는 상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 제작한 후 후술하는 일련의 공정을 거쳐 제조하는 것이 바람직하다.
[빌렛 가열 공정]
먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 빌렛을 제작한 후 상기 빌렛을 선재를 생산하는 가열로에 장입하여 일정온도에서 가열처리하는 것이 바람직하다.
이때, 1000~1100℃의 온도범위에서 90~120분간 가열을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 가열 온도가 1000℃ 미만이면 가열 공정에 장시간이 소요되어 경제적으로 불리한 단점이 있다. 반면, 상기 가열 온도가 1100℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대하게 형성되어 연성이 열위할 우려가 있다.
또한, 상술한 온도범위에서 유지하는 시간이 90분 미만이면 빌렛 내에 잔존하는 세멘타이트 등이 충분히 용해되지 못할 우려가 있으며, 너무 장시간 유지시 생산성이 현저히 감소하는 문제가 있으므로, 그 시간의 상한을 120분으로 제한하는 것이 바람직하다.
[선재 압연 공정]
상술한 조건으로 가열처리한 빌렛을 선재압연하여 선재 형상으로 제조하는 것이 바람직하다.
상기 선재압연 공정은 통상의 열간압연 공정에 따라 조압연 및 사상압연을 행한 후, 최종 RSM(Reducing/Sizing Mill) 압연하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 RSM 압연은 그 후단 온도를 850~900℃의 온도범위로 제어하는 바람직한데, 만일 상기 RSM 압연 후단 온도가 900℃를 초과하게 되면 권취 온도의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 한편, 상기 사상압연을 행한 후 냉각대를 거쳐 RSM 압연을 개시함에 있어서, 냉각능 한계를 고려하여 상기 RSM 압연 후단 온도를 850℃ 이상으로 제어한다.
[냉각 및 권취]
상기에 따라 최종 RSM 압연을 완료하여 얻은 선재를 냉각하여 권취하는 것이 바람직하다.
상기 냉각은 권취 온도 범위까지 80~120℃/s의 냉각속도로 급냉하는 것이 바람직하며, 보다 상세하게는 상술한 냉각속도를 확보하기 위해서 상기 선재를 수냉각조에 3~5초간 침적하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상술한 바와 같이 급냉을 행하는 것은 선재 표층부(표면으로부터 두께(직경) 방향 2mm 까지의 영역)에 경질상을 형성하기 위한 것으로서, 실질적으로 위와 같이 냉각시 표층부에 마르텐사이트 상을 형성할 수 있다.
상기 냉각속도가 80℃/s 미만이면 선재 표층부에 경질상을 충분히 형성하기 어려워지는 문제가 있다. 한편, 위 수냉각조에 침적하여 급냉을 행하는 경우 그 냉각속도가 120℃/s를 초과할 수 없으므로 냉각속도의 상한을 120℃/s로 제어한다.
한편, 상술한 냉각속도로 급냉하여 권취를 행함에 있어서, 650~700℃의 온도범위에서 권취를 행하는 것이 바람직하다.
상기 권취 온도가 650℃ 미만이면 코블(cobble)이 발생하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 선재 표층부에 충분한 마르텐사이트 상이 형성되지 못하므로 바람직하지 못하다.
[최종 냉각]
상기 권취를 완료한 후 300℃까지 1℃/s 이하(0 제외)의 냉각속도로 냉각한 후 자연냉각(공냉)하는 것이 바람직하다. 상기 냉각공정은 스텔모아 냉각대에서 행해질 수 있다.
본 발명에서는 상기와 같이 서냉각을 행함으로써 압연 이후 냉각 및 권취 공정에서 표층부에 형성된 마르텐사이트 상의 일부 또는 전체가 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트 상을 형성할 수 있다. 이때, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 99% 이상으로 형성될 수 있다.
상기 냉각속도가 1℃/s를 초과하게 되면 템퍼링 효과를 얻을 수 없으므로 바람직하지 못하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
일반적으로 디비닥 강종으로 사용되는 JS-SWRH62B와 동일한 합금조성의 빌렛(160×160mm2)을 균열대에서 1070℃의 온도범위로 90분간 가열하여 오스테나이트 단상을 확보한 후, 추출하였다. 이때, 추출시 온도는 1010℃ 이었다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 선재압연하여 선재 형상으로 제조하였으며, 이때 사상압연 출구 시점을 기준으로 소재 온도가 900℃가 되도록 사상압연을 행하였다. 일반적으로 사상압연 설비 통과시 발열로 인해 소재 온도가 가열로 출구시의 온도와 유사하게 되므로, 상기 사상압연 후 RSM(Reducing/Sizing Mill) 압연 전까지의 온도를 비교적 낮게 제어한 후, 최종 RSM 압연을 행하였다. 이때, 상기 RSM 압연 후단 온도를 표 1에 나타내었다.
상기에 따라 제조된 각각의 선재를 수냉각조에 침적하여 하기 표 1에 나타낸 권취 온도까지 냉각한 후 권취하였다. 이후, 스텔모아 냉각대에서 300℃까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한 후 공냉하였다.
그 후, 비교예 1 내지 5와 발명예 1의 선재 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
구분 비교예 1 비교예 2 비교예 3 비교예 4 비교예 5 발명예 1 발명예 2
RSM 후단온도(℃) 950 950 850 850 850 850 850
냉각속도
(℃/s)		 63 79 26 53 79 95 105
권취 온도
(℃)		 830 800 800 750 700 670 650
비교예 1은 RSM 압연 설비 통과시 발열로 인해 RSM 후단 온도가 950℃로 제어되었으며, 권취 온도 830℃까지 수냉각조에 침적하여 냉각한 다음 스텔모아 냉각대에 1℃/s 이하로 냉각 후 공냉한 경우이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 비교예 1의 경우 중심부(표층부 제외 영역)에는 페라이트와 일부 페라이트 혼립조직이 관찰되며, 표면부 역시 차이가 없음을 확인할 수 있다. 상기 비교예 1은 표면에서 전탈탄층이 관찰되는 것을 확인할 수 있는데, 이는 스텔모아 냉각대에서 서냉으로 유지되면서 비교적 고온으로 노출된 것에 기인하는 것으로 보여진다.
비교예 2는 상기 비교예 1과 RSM 후단 온도가 동일하고, 권취 온도를 800℃로 제어한 경우로서, 이 역시 표층부에 마르텐사이트 조직이 형성되지 않았음을 확인할 수 있다.
비교예 3은 RSM 후단 온도가 850℃이고, 권취 온도를 800℃로 제어한 경우이고, 비교예 4는 상기 비교예 3과 RSM 후단 온도가 동일하고, 권취 온도만 750℃로 제어된 경우이다. 상기 비교예 3 및 4 역시 표층부에 마르텐사이트 조직이 형성되지 아니하였는데, 이는 권취 온도가 상대적으로 높은 것에 기인하는 것으로 보여진다.
비교예 5는 RSM 후단 온도가 850℃이고, 권취 온도를 700℃로 제어한 경우이지만, 상기 권취 온도까지 냉각시 상대적으로 느린 냉각속도로 인해 권취 온도가 낮음에도 불구하고 표층부에 마르텐사이트 상이 형성되지 않음을 확인할 수 있다.
한편, RSM 후단 온도가 850℃이고, 권취 온도가 각각 670℃, 650℃로 본 발명을 만족하는 발명예 1 및 2의 경우 표층부에 경한상(마르텐사이트(템퍼드 마르텐사이트))이 형성되는 것을 확인할 수 있다. 구체적으로 상기 경한상은 표면으로부터 두께(직경) 방향 1.5mm까지 형성된 것을 확인할 수 있다. 또한, 상기 발명예 1 및 2는 표층부에 99% 이상으로 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함한다.
이와 같이, RSM 후단 온도와 권취 온도가 낮을수록 표층부 마르텐사이트 형성에 유리함을 확인할 수 있다. 다만, 상기 RSM 후단 온도가 850℃ 미만으로 제어하기 위해서는 압연속도를 늦춰야 하는 문제가 있으며, 냉각능 개선을 위해 냉각대 보수 개선이 요구된다. 또한, 권취 온도를 650℃ 미만으로 제어하기 위해서도 냉각대 보수 개선이 요구되는 한계가 있다.
그러므로, 본 발명에서는 RSM 후단 온도를 850℃ 이상(바람직하게는 850~900℃), 권취 온도를 650℃ 이상(바람직하게는 650~700℃)으로 제어하는 것이 바람직한 것이다.
하기 표 2는 상온까지 냉각이 완료된 각각의 선재의 기계적 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이다.
이때, 인장시험속도는 20m/m로 실시하였으며, 가우지(gauge) 길이는 350mm로 하고, 1개 링에서 8등분하여 평가하였다.
구분 비교예 1 비교예 2 비교예 3 비교예 4 비교예 5 발명예 1 발명예 2
인장강도
(MPa)		 882 878 885 920 934 1080 1120
연신율
(%)		 8.5 8.3 8.8 8.2 8.9 9.3 9.5
표 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 1 내지 5의 경우 950MPa 이하의 인장강도, 9% 미만의 연신율을 보이는 반면, 표층부에 경질상을 가지는 발명예 1 및 2는 1000MPa 이상의 인장강도 및 9% 이상의 연신율을 가지는 것을 확인할 수 있다.
이와 같이, 종래 방법에 의해 제조되는 선재(비교예 1 내지 5에 해당)에 비해 RSM 압연 온도를 제어하고, 권취 온도까지 냉각시 급냉을 행하는 것으로부터 표층부에 국한하여 경질상을 형성함으로써 강도를 향상시키는 효과가 있는 것이다.

Claims (8)

  1. 중량%로 C: 0.6~0.9%, Mn: 0.5~1.0%, Si: 0.2~0.5%, P 및 S: 각각 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    표층부(표면으로부터 두께(직경) 방향 2mm 까지의 영역)의 미세조직이 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지고, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역은 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 포함하는 고탄소 고강도 선재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 선재는 표층부 영역에서 템퍼드 마르텐사이트를 면적분율 99% 이상으로 포함하는 고탄소 고강도 선재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 선재는 면적분율 5~10%의 페라이트 및 잔부 펄라이트 복합조직을 포함하는 고탄소 고강도 선재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 선재는 인장강도 1000MPa 이상, 연신율 9% 이상을 가지는 고탄소 고강도 선재.
  5. 중량%로 C: 0.6~0.9%, Mn: 0.5~1.0%, Si: 0.2~0.5%, P 및 S: 각각 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 1000~1100℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 조압연 및 사상압연한 후 850~900℃의 온도범위에서 RSM 압연하여 선재를 제조하는 단계;
    상기 선재를 80~120℃/s의 냉각속도로 권취 온도까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 선재를 650~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취 후 300℃까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한 후 공냉하는 단계
    를 포함하는 고탄소 고강도 선재의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 선재를 권취 온도까지 냉각하는 단계는 수냉각조에 3~5초간 침적하여 실시하는 것인 고탄소 고강도 선재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 선재를 권취 온도까지 냉각하는 단계시 상기 선재의 표층부(표면으로부터 두께(직경) 방향 2mm 까지의 영역)에 마르텐사이트 상이 형성되는 것인 고탄소 고강도 선재의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 상은 상기 권취 후 냉각시 템퍼드 마르텐사이트로 변태되고, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 99% 이상으로 형성되는 것인 고탄소 고강도 선재의 제조방법.
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