KR20180117129A - 압연 선재 - Google Patents

Abstract

냉간 단조 전에 구상화 어닐링을 실시하지 않더라도, 또는 구상화 어닐링을 단시간화하더라도 냉간 단조 시의 균열 발생을 효과적으로 억제하여, 구상화 어닐링에서 이어지는 ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성이 우수한 압연 선재를 제공하는 것. 소정의 조성을 갖고, Ti, N 및 S의 각 함유량(질량%)을 각각 [Ti], [N], [S]라 하면, [S]≤0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (0.008+3.4×[N]) 이하인 한편, [S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하이고, 내부 조직이, 면적률로 페라이트 분율 40% 이상인, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고, 축 방향을 포함하는 평면에서의 단면에 있어서, 직경을 D(㎜)라 한 경우에 최표층으로부터 D/8 위치까지의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적이 6㎛² 이하이고, 상기 황화물의 평균 애스펙트비가 5 이하이다.

Description

압연 선재

본 발명은, 냉간 단조 부품의 소재로서 사용할 수 있는, 봉형이나 선형의 압연 강재(이하, 「압연 선재」라 칭함)에 관한 것이다.

냉간 단조에 의하여 제조된 부품(냉간 단조 부품)은 표면 질감이나 치수 정밀도가 우수하고, 열간 단조에 의하여 제조된 부품(열간 단조 부품)과 비교하여 제조 비용이 낮고, 또한 수율도 양호하다. 이 때문에 냉간 단조 부품은, 자동차나 각종 산업 기계 등에 사용되는 기계 구조용의 부품(기어, 샤프트, 볼트 등)이나 건축 구조물용의 부품으로서 널리 사용되고 있다.

근년, 기계 구조용의 부품에 있어서는 소형·경량화가 진행되고, 건축 구조물용의 부품에 있어서는 대형화가 진행되고 있기 때문에, 냉간 단조 부품에는 그 크기를 불문하고 한층 더 높은 고강도화가 요망되고 있다.

이들 냉간 단조 부품으로는 JIS G 4051의 기계 구조용 탄소강 강재나 JIS G 4053의 기계 구조용 합금강 강재 등이 있다. 이들 강재는, 열간에서 봉형이나 선형으로 압연하고, 이어서 구상화 어닐링하고, 또한 인발 가공이나 냉간 신선 가공을 반복한 후 냉간 단조에 의하여 부품 형상으로 성형하고, ?칭·템퍼링 등의 열처리에 의하여 소정의 강도나 경도로 조정되는 것이 일반적이다.

기계 구조용 강재 등은 탄소를 비교적 많이(0.20 내지 0.40질량% 정도) 포함하기 때문에, 조질 처리에 의하여 고강도 부품으로서 사용할 수 있다. 그러나 기계 구조용 강재 등은 단조 소재로서의 강도가 높기 때문에, 구상화 어닐링 및 냉간 신선 가공에 의하여 강재를 연질화하지 않으면 부품 성형의 냉간 단조 시에 금형의 마모나 균열이 발생하기 쉽고, 또한 부품에 균열이 발생한다. 따라서 이와 같은 제조상의 문제가 우려된다는 점에서 기계 구조용 강재 등은, 강재를 연질화시켜 강도 등의 조정을 행하고 있다.

특히 근년, 부품이 고강도화되는 경향이 있음과 함께, 부품 형상이 복잡화되는 경향이 있다. 이 때문에, ?칭·템퍼링에 의하여 고강도가 얻어지는 강재를 냉간 단조 전에 연질화시킬 목적으로 구상화 어닐링의 장시간화나 구상화 어닐링과 냉간 신선 가공의 반복 등의 대책이 채용되고 있다.

그러나 이들 대책을 채용한 경우에는 인건비나 설비비 등의 비용이 증가할 뿐만 아니라 에너지 손실도 커진다. 이 때문에, 구상화 어닐링(및 냉간 신선 가공)을 생략하거나 또는 이들을 단시간화함으로써 얻어지는 강재의 개발이 요청되고 있다.

이와 같은 배경 하에서, 구상화 어닐링을 생략 또는 단시간화할 것을 목적으로, C, Cr, Mn 등의 합금 원소의 함유량을 저감시켜, 단조 소재로 되는 압연 선재의 강도를 저감시키고, 합금 원소의 저감에 의한 ?칭성의 저하를 B(보론) 첨가로 보충한 보론 첨가강이 제안되어 있으며, 수많은 개량이 가해져 왔다.

보론 첨가강은 높은 ?칭성을 나타내고, Cr이나 Mo 등의 합금 원소를 첨가하지 않더라도 충분한 ?칭성을 확보할 수 있으며, 또한 비용도 낮게 억제할 수 있다. 이 때문에 보론 첨가강은 근년, 널리 보급되어 왔지만, 냉간 단조에 의하여 부품 형상으로 성형하고, ?칭·템퍼링 후에 인장 강도가 1000㎫ 이상으로 되는 고강도 부품을 얻기 위해서는, 수소 취화의 문제도 극복할 필요가 있다.

예를 들어 일본 특허 제3443285호 공보, 일본 특허 제5486634호 공보 및 일본 특허 공개 평9-104945호 공보에는 각각 「결정립 조대화 방지 특성과 냉간 단조성이 우수한 냉간 단조용 열간 압연 강재와 그 제조 방법」, 「냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그 제조 방법」 및 「냉간 가공성 및 내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트용 강, 고강도 볼트의 제조 방법 및 고강도 볼트」가 개시되어 있다.

즉, 일본 특허 제3443285호 공보에는, C: 0.10 내지 0.60%, Si: 0.50% 이하, Mn: 0.30 내지 2.00%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Cr: 0.25% 이하, B: 0.0003 내지 0.0050%, N: 0.0050% 이하, Ti: 0.020 내지 0.100%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 강의 매트릭스 중에 직경 0.2㎛ 이하의 TiC 또는 Ti(CN)을 20개/100㎛² 이상을 갖는 것을 특징으로 하는, 결정립 조대화 방지 특성과 냉간 단조성이 우수한 냉간 단조용 열간 압연 강재와 그 제조 방법이 개시되어 있다.

또한 일본 특허 제5486634호 공보에는, 질량%로, C: 0.2 내지 0.6%, Si: 0.01 내지 0.5%, Mn: 0.2 내지 1.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.01 내지 0.05%, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.015% 이하, 및 Cr: 0.5% 초과 2.0% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이고, 금속 조직이 펄라이트와 초석 페라이트를 갖고, 전체 조직에 대한 펄라이트와 초석 페라이트의 합계 면적률이 90% 이상임과 함께, 초석 페라이트의 면적률 A가, Ae=(0.8-Ceq)×96.75(단, Ceq=[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]+0.11×[Cr]이고 [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)을 의미함)로 표시되는 Ae와 A>Ae의 관계를 갖고, 초석 페라이트 및 펄라이트 중의 페라이트의 평균 입경이 15 내지 25㎛인 것을 특징으로 하고, 통상의 구상화 처리를 실시함으로써 충분한 연질화를 실현할 수 있는, 냉간 가공용 기계 구조용 강과 그 제조 방법이 개시되어 있다.

또한 일본 특허 공개 평9-104945호 공보에는, 질량%로, C: 0.15 내지 0.35%, Si: 0.1% 이하, Mn: 0.3 내지 1.3%, P: 0.01% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 0.5% 미만, Ti: 0.01 내지 0.10%, Al: 0.01 내지 0.05%, B: 0.0005 내지 0.003%, 및 잔부: Fe 및 불가피 불순물로 이루어짐과 함께, 다음 식 0.50≤[C]+0.15[Si]+0.2[Mn]+0.11[Cr]≤0.60을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉간 가공성 및 내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트용 강이 개시되어 있다.

일본 특허 제3443285호 공보에 개시되어 있는 기술에 의하면, 압연 강재의 경도를 저감시킬 수 있기 때문에 저비용으로 냉간 단조가 가능하고, 또한 ?칭 가열 시의 결정립 조대화 방지 특성을 구비할 수 있다. 그러나 강 중의 Cr 함유량이 낮기 때문에 ?칭성이 낮아, 부품의 강도를 높이는 데는 한계가 있어, 1000㎫을 초과하는 고강도 부품으로서는 내수소 취화 특성에 과제가 있다.

또한 일본 특허 제5486634호 공보에 개시되어 있는 냉간 가공용 기계 구조용 강은, 통상의 구상화 어닐링을 실시함으로써 연질화가 가능하여 고강도 부품에 적용 가능하다. 그러나 강의 화학 성분의 첨가량 균형이 최적화되어 있지 않고, 또한 압연 강재의 조직의 페라이트 분율이 실질적으로 작다. 이 때문에, 제품 압연한 채 그대로이거나 단시간의 구상화 어닐링을 실시한 상태의 강재를 부품의 냉간 단조 시에 사용하면, 균열이 발생하여 저비용으로 부품을 제조하지 못할 우려가 있다.

또한 일본 특허 공개 평9-104945호 공보에 개시되어 있는 기술에서는, C, Si, Mn 및 Cr의 총량의 하한과 상한을 규정하여, 냉간 가공성에 악영향을 미치지 않는 압연재의 강도와, 조질 처리를 한 후에 원하는 강도가 얻어지는 압연재의 강도를 얻고 있다. 그러나 Cr양이 낮아 ?칭성이 낮기 때문에, 1000㎫을 초과하는 고강도 부품으로서는 내수소 취화 특성에 과제가 있다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 냉간 단조 전에 구상화 어닐링을 실시하지 않더라도, 또는 구상화 어닐링을 단시간화하더라도 냉간 단조 시의 균열 발생을 효과적으로 억제하여, 구상화 어닐링에 이어지는 ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성이 우수한 압연 선재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상술한 과제를 해결하기 위하여 다양한 검토를 행하였다. 그 결과, 본 발명자들은 하기 (a) 내지 (e)의 지견을 얻었다.

(a) 구상화 어닐링을 생략 또는 단시간화하더라도 부품의 성형이 가능한 정도로 냉간 단조성을 확보할 수 있도록, 탈탄층을 생성할 가능성이 있는 표층 부분을 제외한 내부 조직에 대해서는, 면적률로 95% 이상이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고, 또한 페라이트 분율이 40%를 초과할 필요가 있다.

(b) 동일한 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이더라도, 압연 선재의 표면 근방에 존재하는 개재물을 미세하게 하고, 또한 신장된 개재물을 적게 함으로써 냉간 단조성을 향상시키는 것이 가능하고, 이것에 의하여 보다 복잡한 부품의 성형이 가능해진다. 또한 개재물의 미세화나 감소에 의하여 ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성이 향상된다.

(c) C, Si, Mn, Cr 등의 첨가 원소는 주로 압연 선재의 강도에 영향을 미친다. 또한 Mn, Ti, N, S 등의 첨가 원소는, 압연 선재에 불가피하게 함유되는 개재물의 조성이나 형태에 영향을 미친다. 우수한 냉간 단조성과, 냉간 단조 부품으로서 사용하기 위하여 필요한 ?칭성이나 내수소 취화 특성을 구비하기 위해서는, 이들 두 타입의 첨가 원소의 균형을 충분히 고려해야 한다. 그리고 상기 냉간 단조성 등을 구비하기 위해서는, 추가로, 제품 압연 전의 고온 가열 후에 압연비 6 이상의 1차 압연을 행하는 것이나, 그 후의 마무리 압연 온도 등의, 강재의 제조 조건을 제어할 필요가 있다. 이것에 의하여, 냉간 단조 부품으로서 사용 가능한 수준에서의 ?칭성을 확보하는 것을 전제로, 구상화 어닐링을 생략 또는 단시간화하더라도 우수한 냉간 단조성을 실현할 수 있는 압연 선재를 얻을 수 있다.

(d) 구체적으로는, 화학 성분을 소정의 균형으로 한 용강으로부터 강괴나 주편을 제조한 후, 제품 압연하기보다도 전 단계에서 1280℃ 이상으로 고온 가열하여 적어도 30min 이상의 균열(均熱) 시간을 확보한 직후에, 압연비 6 이상의 1차 압연을 행하고 냉각한다. 이것에 의하여, 응고 시에 생성된 Ti를 포함하는 조대한 탄질화물이나 탄화물, 및 Ti나 Mn을 포함하는 조대한 황화물의 일부가 일단 강에 고용됨과 함께, 고온에서의 1차 압연에 의하여 조대한 황화물이 분단되고, 그 후의 냉각 과정에서 미세하게 재석출된다. 따라서 냉간 단조성에 악영향을 미치는 조대한 황화물이 억제됨과 함께, 재석출된 미세한 탄질화물이나 탄화물이, 그 후에 행하는 열간에서의 제품 압연 시의 가열 시에 피닝 입자로서 작용하여 오스테나이트 입자의 조대 성장 방지에 기여한다. 그 결과, 제품 압연 후의 냉각 시에 석출되는 페라이트가 미세화되어 페라이트 분율이 높아지고, 나아가 (a)에 기재한 조직을 얻는 것이 가능해진다.

(e) 상기와 같이 고온 가열 후에 1차 압연한 강편은 재가열되고, 소정의 직경의 선재로 열간에서 제품 압연된다. 그러나 제품 압연에 있어서의 최종 마무리 압연은 5 내지 15/sec의 가공 속도로 750 내지 850℃의 온도 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연의 가공 속도 및 온도 범위를 관리함으로써 페라이트 변태 전의 오스테나이트 입자가 보다 미세해져 페라이트 분율이 높아지므로, (a)에 기재된 조직을 얻을 수 있다. 마무리 압연 온도가 750℃ 미만이면, 페라이트 입자가 지나치게 미세해져 압연 선재의 강도를 높여 냉간 단조성이 악화되는 한편, 마무리 압연 온도가 850℃ 초과이면, (a)에 기재된 조직을 얻지 못한다. 또한 제품 압연 시의 가열 온도는 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 (a) 내지 (e)의 지견에 의하여 얻어지는 압연 선재는, 페라이트와 펄라이트의 합계가 면적률로 95% 이상이고 페라이트 분율이 40%를 초과하는 내부 조직을 갖는다. 또한 이 압연 선재에 있어서는, 그 최표층으로부터 D/8(D는 압연 선재의 직경(㎜)을 나타냄)의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적이 6㎛² 이하이다. 또한 이 압연 선재에 있어서는, 당해 황화물의 평균 애스펙트비가 5 이하이다. 이 때문에 이 압연 선재는, 조대하고 신장된 황화물의 존재율이 적은 선재이다.

그 결과, 상기 압연 선재는 구상화 어닐링 처리를 생략 또는 단시간화하더라도 충분한 냉간 단조성을 갖고 있고, 또한 ?칭성을 확보할 수 있으므로 냉간 단조 부품으로서 적합하게 사용할 수 있으며, ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성도 우수한 선재로 할 수 있다.

또한 냉간 단조 후에 ?칭을 위하여 Ac₃점을 초과하는 온도로 가열하면, 오스테나이트 결정립의 일부가 비정상적으로 크게 성장하는 이상 입성장이 발생하는 일이 있어, 부품 강도가 변동되는 요인으로 된다. 그러나 본 발명에 있어서의 압연 선재는 내조대입자화 특성이 우수하여, 냉간 단조 후에 Ac₃점을 초과하는 온도로 가열한 경우에도 결정립의 이상 입성장을 억제할 수 있다.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여 완성된 것이며, 그 요지는 하기 (1) 내지 (3)에 나타내는 압연 선재에 있다.

(1) 질량%로,

C: 0.20% 이상 0.40% 미만,

Mn: 0.10% 이상 0.40% 미만,

S: 0.020% 미만,

P: 0.020% 미만,

Cr: 0.70% 이상 1.60% 이하,

Al: 0.005% 이상 0.060% 이하,

Ti: 0.010% 이상 0.080% 이하,

B: 0.0003% 이상 0.0040% 이하, 및,

N: 0.0020% 이상 0.0080% 이하

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고,

Ti, N 및 S의 각 함유량(질량%)을 각각 [Ti], [N], [S]라 하면,

[S]≤0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (0.008+3.4×[N]) 이하인 한편

[S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하이고,

내부 조직이, 면적률로 페라이트 분율 40% 이상인, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고, 축 방향을 포함하는 평면에서의 단면에 있어서, 직경을 D(㎜)라 한 경우에 최표층으로부터 D/8 위치까지의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적이 6㎛² 이하이고, 상기 황화물의 평균 애스펙트비가 5 이하인 것을 특징으로 하는, 압연 선재.

(2) 상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Si: 0% 이상 0.40% 미만, 및 Nb: 0% 이상 0.050% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 상기(1)에 기재된 압연 선재.

(3) 상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Cu: 0.50% 이하, Ni: 0.30% 이하, Mo: 0.05% 이하, 및 V: 0.05% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 상기 (1) 또는 (2) 중 어느 하나에 기재된 압연 선재.

(4) 상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Zr: 0.05% 이하, Ca: 0.005% 이하, 및 Mg: 0.005% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 압연 선재.

본 발명의 압연 선재를 소재로서 사용함으로써, 구상화 어닐링 처리를 생략 또는 단시간화하더라도 냉간 단조에 의하여 부품으로 성형할 수 있고, ?칭 시에 오스테나이트 영역으로 가열하더라도 결정립의 이상 입성장이 억제되며, ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성도 우수한 냉간 단조 부품으로서 사용할 수 있다.

도 1은 본 실시 형태의 [Ti]와 [S]의 관계를 만족시키는 영역을 나타내는 도면이다.
도 2는 환형 V 노치 시험편을 도시하는 도면이다.

이하, 본 실시 형태의 압연 선재에 대하여 상세히 설명한다. 또한 본 실시 형태의 압연 선재란, 봉형이나 선형의 압연 강재이며, 그 직경이 5 내지 25㎜ 정도인 것을 의미한다. 또한 이하에 나타내는 각 원소의 함유량의 「%」 표시는 「질량%」를 의미한다.

(A) 화학 성분에 대하여

C: 0.20% 이상 0.40% 미만

C는 강을 강화하는 원소이며, 0.20% 이상 함유시켜야 한다. 한편, C의 함유량이 0.40% 이상이면 냉간 단조성이 저하된다. 따라서 C의 함유량은 0.20% 이상 0.40% 미만으로 하였다. 또한 냉간 단조 부품의 ?칭 경도를 높이고자 하는 경우에는 C의 함유량을 0.24% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 냉간 단조성을 높이고자 하는 경우에는 0.35% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.10% 이상 0.40% 미만

Mn은 ?칭성을 높이는 데 필요한 원소이기 때문에 그 하한값을 0.10%로 하였다. 그러나 Mn의 함유량이 0.40% 이상으로 되면, 마무리 압연 후의 냉각 시에 페라이트 변태의 개시 온도가 저하되어 페라이트 분율이 저하되고, 나아가 베이나이트가 생성되기 때문에 냉간 단조성이 저하된다. 따라서 Mn의 함유량은 0.40% 미만으로 할 필요가 있다. 또한 ?칭성을 높이기 위하여 Mn은 0.20% 이상 함유하는 것이 바람직하다.

S: 0.020% 미만

S는 불순물로서 함유된다. 단, S의 함유량이 0.020% 이상으로 되면, 강에 함유되는 황화물이 조대하고 신장된 형태로 되어 냉간 단조성을 저하시킨다. S의 함유량은 0.010% 미만인 것이 바람직하다. 또한 냉간 단조성이 우수한 황화물의 형태나 크기를 얻기 위하여 S는, 동일한 함유량 범위이더라도 Ti나 N과의 균형을 고려하여 함유해야 한다.

P: 0.020% 미만

P는 불순물로서 함유된다. 단, P의 함유량이 0.020% 이상으로 되면, 냉간 단조성이 저하될 뿐 아니라 오스테나이트에 대한 가열 시에 P가 입계에 편석하여 ?칭 시의 균열 발생의 요인으로 되고, 게다가 ?칭·템퍼링한 후의 내수소 취화 특성을 저하시킨다. 이 때문에 P의 함유량은 0.020% 미만이어야 한다. P의 함유량은 0.010% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.70% 이상 1.60% 이하

Cr은 Mn과 마찬가지로 ?칭성을 높이는 데 필요한 원소이며, 본 발명에서는 0.70% 이상 함유시켜야 한다. 그러나 Cr의 함유량이 1.60%를 초과하면, ?칭성은 높아지지만 마무리 압연 후의 냉각 시에 페라이트 변태의 개시 온도가 저하되어 페라이트 분율이 저하되고, 나아가 베이나이트가 생성되기 때문에 냉간 단조성이 저하된다. 높은 ?칭성을 안정적으로 얻기 위해서는 Cr의 함유량을 0.80% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.90% 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 냉간 단조성을 한층 더 높이고자 하는 경우에는 Cr의 함유량을 1.50% 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Al: 0.005% 이상 0.060% 이하

Al은 탈산 작용을 가질 뿐 아니라 N과 결합하여 AlN을 형성하고, 그 피닝 효과에 의하여 열간 압연 시의 오스테나이트 입자를 미세화하여 베이나이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는다. 이 때문에 Al은 0.005% 이상 함유시켜야 한다. 한편, Al의 함유량이 0.060%를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐 아니라 조대한 AlN이 생성되므로 냉간 단조성이 저하된다. 베이나이트의 생성을 더욱 억제하고자 하는 경우에는 Al의 함유량은 0.015% 이상인 것이 바람직하고, 0.020% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한 냉간 단조성을 높이는 관점에서 Al의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.045% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

Ti: 0.010% 이상 0.080% 이하

Ti는 N이나 C와 결합하여 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물을 형성하고, 그들의 피닝 효과에 의하여 열간 압연 시에 오스테나이트 입자를 미세화하여, 마무리 압연 후의 냉각 과정에서의 베이나이트의 생성을 억제하여 페라이트 분율을 향상시키는 작용을 갖는다. 또한 Ti는, 냉간 단조 후에 ?칭을 위하여 Ac₃점을 초과하는 온도로 가열했을 때의 이상 입성장을 억제하는 작용도 갖는다. 또한 Ti는, 강 중에 고용되는 N을 저감시켜 BN의 생성을 억제하기 때문에, B에 의한 ?칭성 향상의 효과를 높이는 작용도 갖는다. 게다가 Ti는, S와 반응하여 황화물의 조성을 변화시켜 황화물을 미세화하여 냉간 단조성이나 내수소 취화 특성을 높이는 효과도 갖기 때문에, N이나 S와의 균형을 고려하여 첨가해야 한다.

이들 효과를 얻기 위해서는 Ti는 0.010% 이상 함유시켜야 한다. 이들 효과를 더 얻기 위해서는 Ti의 함유량은 0.030% 이상인 것이 바람직하고, 0.060% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 0.080%를 초과하여 함유시킨 경우에는, 마무리 압연 시에 미세한 Ti 탄화물이 석출되어 버려 페라이트 상을 강화하여 냉간 단조성을 악화시키므로, Ti의 함유량은 0.070% 이하이다. 또한 Ti는 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물을 형성함과 함께, 황화물에 고용되어 황화물의 형태나 크기에 영향을 미친다. 이 때문에, ?칭 시에 있어서의 이상 입성장의 억제나 냉간 단조성, 내수소 취화 특성의 향상에 기여한다. 따라서 Ti의 함유량은, 상기 범위이더라도 S나 N과의 균형을 고려하여 함유해야 한다.

B: 0.0003% 이상 0.0040% 이하

B는 미량 첨가함으로써 강의 ?칭성을 높이는 데 유효하며, 0.0003% 이상 함유시켜야 한다. 그러나 0.0040%를 초과하여 함유시키더라도, 효과가 포화될 뿐 아니라 냉간 단조성이 열화된다. ?칭성을 더욱 높이고자 하는 경우에는 B의 함유량은 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 냉간 단조성을 더욱 향상시키는 경우에는 B의 함유량은 0.0030% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

N: 0.0020% 이상 0.0080% 이하

N은 Ti나 Al과 결합하여 질화물이나 탄질화물을 생성하여, 열간 압연 시의 오스테나이트 입자를 미세화하는 효과나 냉간 단조 부품을 ?칭할 때의 가열 시의 이상 입성장을 억제하는 효과를 갖는다. 단, N 함유량은, 황화물의 조성이나 형태에 영향을 미치는 Ti와의 균형을 고려하여 결정해야 한다. 이들 효과를 얻기 위하여 N은 0.0020% 이상 함유시켜야 하며, 0.0030% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 N을 과잉으로 함유시키더라도, 이들 효과가 포화될 뿐 아니라 B와 결합하여 질화물을 생성하여, B에 의한 ?칭성 향상의 효과를 약화시켜 버리기 때문에, N의 함유량은 0.0080% 이하로 할 필요가 있다. 안정적으로 ?칭성을 향상시키기 위해서는 N 함유량은 0.0070% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.0060% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한 N은 Ti와 결합하여 질화물 또는 탄질화물을 생성한다. 이 때문에 N은, 황화물의 형태나 크기에 영향을 미치는 Ti양에 영향을 미친다. 따라서 N은 Ti나 S와의 균형을 고려하여 함유해야 한다.

본원 발명에 있어서는, 지금까지 설명한 바와 같이 Ti, N, S의 각 원소의 균형이 중요하다. 특히 ([Ti]-3.4×[N])이 [S]와의 비에 있어서 과도하게 작은 경우, Ti가 황화물에 고용되어 황화물을 미세화하는 효과가 얻어지지 않아, 조대한 황화물이 존재하기 쉬워진다. 이는, 본 발명에서는 냉간 단조성에 적합한 페라이트·펄라이트 조직을 얻기 때문에 Mn의 함유량이 낮고, 황화물 중에 Fe가 고용되어 황화물이 조대화되기 쉬운 것이 배경에 있다.

한편, ([Ti]-3.4×[N])이 [S]와의 비에 있어서 과도하게 큰 경우, 미세한 Ti 탄화물이 페라이트 중에 석출되어 페라이트의 강도를 높여 냉간 단조성을 저하시킨다.

([Ti]-3.4×[N])이 [S]와의 비에 있어서 적절한 양임으로써, 함유되는 황화물은 Ti가 고용된 조성으로 된다. 그 결과, 황화물이 미세화되어 모재의 냉간 단조성이 개선된다. 또한 ?칭 시에 오스테나이트 영역으로 가열하더라도 결정립의 이상 입성장이 억제되고, ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성도 우수한 냉간 단조 부품으로서 사용할 수 있다.

이에 근거로 하여 본 실시 형태의 압연 선재에 있어서의 Ti, N 및 S의 각 함유량(질량%)을 각각 [Ti], [N], [S]라 하면, 이들이,

[S]≤0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (0.008+3.4×[N]) 이하인 한편,

[S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하

라는 조건을 만족시킨다. 이 정의에서는, [Ti]의 상한을 규정하는 수식이 [S]=0.0010을 경계로 변화되고 있다. 이 이유에 대해서는 후술한다.

도 1의 사선 부분은, 상기 [Ti]와 [S]와 [N]의 관계를 만족시키는 영역을 나타내는 것이다. 도 1 중, 종축에서 나타내는 값 A는, 상기 [N]에 의존하는 값([N]의 3.4배의 값)이며, 구체적으로는 0.0068(질량%)로부터 0.0272(질량%)까지의 범위에서 변동되는 값이다. 또한 본원 발명에서는, [N]은 0.0020% 이상 0.0080% 이하로 규정되어 있기 때문에 값 A는 0.0068 이상 0.0272 이하로 된다.

[S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상임으로써, 함유되는 황화물은 Ti가 고용된 조성으로 되어 미세화되기 때문에 냉간 단조성이 개선된다.

또한 [S]≥0.0010의 경우에는, [Ti]이 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하임으로써, 미세한 Ti 탄화물의 석출량을 억제하여 페라이트의 강도가 과잉으로 지나치게 높아지지 않아, 냉간 단조성의 저하를 방지할 수 있다.

[S]≤0.0010의 경우에 대해서도, [S]≥0.0010의 경우와 마찬가지로 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상임으로써, 함유되는 황화물은 Ti가 고용된 조성으로 되어 미세화되기 때문에 냉간 단조성이 개선된다.

이에 비하여, [S]≤0.0010의 경우에 있어서의 [Ti]의 상한은 (0.008+3.4×[N])으로 규정된다. [Ti]가 이 범위에 있는 경우, 선재 내부에 석출되는 미세한 Ti 탄화물의 양이 적어 페라이트의 강도가 과잉으로 높아지지 않아, 냉간 단조성의 저하를 방지할 수 있다.

여기서, [Ti]의 상한값에 대하여 [S]=0.0010의 전후로 수식을 나눈 이유를 설명한다. 상술한 바와 같이 [Ti]의 상한값은, 미세한 Ti 탄화물의 석출량을 억제하여 선재의 강도를 적정한 것으로 하기 위하여 제한되어 있다. [Ti]가 적은 영역, 특히 [Ti]이 (0.008+3.4×[N]) 이하인 영역에 있어서는, ([S] 함유량에 관계없이) 생성되는 미세한 Ti 탄화물이 미량이어서 선재 경도에 미치는 영향이 작다. [S]가 비교적 많은 영역에서 [Ti]의 상한을 규정하는 식(8.0×[S]+3.4×[N])과 (0.008+3.4×[N])의 교점에서는, [S]=0.0010이다.

즉, [S]≤0.0010의 범위에서는, [Ti]이 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이상이더라도 (0.008+3.4×[N]) 이하이면, 본원 발명의 목적을 달성할 수 있는 압연 선재를 제조가능하다. 그 때문에 [S]≤0.0010의 영역에는, [S]≥0.0010의 영역과는 상이한 규정을 도입하였다.

또한 본 실시 형태에 따른 압연 선재는, 주로 냉간 단조 후 ?칭·템퍼링에 의하여 강도를 부여하는 부품에 사용되는 일이 많다. 이 점에서, 부품으로서의 ?칭성을 확보하기 위하여, 당해 압연 선재에 함유되는 C, Mn, Cr은 하기 <1>식을 만족시키는 것이 바람직하다.

[Mn]×[Cr]>0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C]) ‥‥ <1>

여기서, 상기 식 중, [Mn], [Cr], [C]은 각각의 원소의 질량%로 나타낸 함유량을 나타내고, D는 압연 선재의 직경(㎜)을 나타낸다.

여기서, 식 <1>의 좌변은, 강에 함유되는 Mn, Cr의 질량%의 곱으로 표시되는 값이며, 고강도 냉간 단조 부품으로서 요구되는 ?칭성을 확보하기 위하여 필요한 파라미터이다.

이에 비하여 식 <1>의 우변은, 직경이 D(㎜)인 압연 선재를 Ac₃점 이상의 온도까지 가열하고 유랭에 의한 ?칭 처리를 한 경우에 있어서의, 압연 선재의 중심부인 표면으로부터 D/2(㎜) 위치에 있어서 얻어지는 마르텐사이트의 분율에 영향을 미치는, D와 [C]의 관계를 나타내는 파라미터이다.

그리고 고강도 냉간 단조 부품으로서 충분한 ?칭성을 확보하기 위해서는, 식 <1>에 있어서 좌변의 값이 우변의 값보다도 큰 것이 바람직하다.

또한 본 실시 형태에 따른 압연 선재에 있어서의 잔부는 「Fe 및 불순물」이다. 여기서 「불순물」이란, 의도치 않게 압연 선재 중에 함유되는 성분이며, 철강 재료를 공업적으로 제조할 때 원료로서의 광석 및 스크랩으로부터 혼입되는 것, 또는 제조 환경에 의존하여 혼입되는 것을 가리킨다. 예를 들어 산소는 불순물이며, 조대한 산화물의 생성을 억제하여, 냉간 단조성이 나빠지는 것을 피하기 위하여 0.0030% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 0.0020% 이하로 억제하는 것이 더욱 바람직하고, 0.0015% 이하로 억제하는 것이 극히 바람직하다.

다음으로, 본 실시 형태에 따른 선재에는, 잔부로서의 Fe의 일부 대신, 필요에 따라 Si, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Zr, Ca 및 Mg로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소를 함유시켜도 된다. 이하에, 임의 첨가 원소인 Nb, Cu, Ni, Mo, V, Zr, Ca 및 Mg의 함유량과, 당해 함유량의 설정 이유에 대하여 상세히 설명한다.

Si: 0% 이상 0.40% 미만

Si는 열간 압연 상태의 압연 선재의 인장 강도를 낮추기 때문에, 그 함유량은 낮을수록 바람직하다. 단, Si는 고용 강화에 의하여 페라이트를 강화하기 때문에, 냉간 단조 부품의 템퍼링 경도를 높이고자 하는 경우에는 함유시켜도 된다. 이 경우, Si의 함유량은 0.40% 미만으로 할 필요가 있다. Si의 함유량이 0.40% 이상이면 냉간 단조성이 저하된다. 냉간 단조성을 높이고자 하는 경우에는 Si의 함유량은 0.30% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.20% 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Nb: 0% 이상 0.050% 이하

Nb는 C나 N과 결합하여 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물을 형성하고, 그들의 피닝 효과에 의하여 열간 압연 시에 오스테나이트 입자를 미세화하기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에서의 베이나이트 생성을 억제하여 페라이트 분율을 향상시키는 작용을 갖는다. 또한 Nb의 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물은, 냉간 단조 부품을 ?칭할 때의 가열 시의 결정립의 이상 입성장을 억제한다. 본 실시 형태에서는, Nb를 첨가하지 않더라도 페라이트 분율의 향상이나 결정립의 이상 입성장의 억제를 실현할 수 있다. 그러나 이들 효과를 확실히 실현한 경우에는 Nb를 첨가하는 것이 유효하다. 즉, 이들 효과를 확실히 얻기 위해서는 Nb는 0.003% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.005% 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하고, 0.010% 이상 함유시키는 것이 극히 바람직하다. 한편, Nb를, 0.050%를 초과하여 함유시킨 경우에는, 이들 효과가 포화될 뿐 아니라 압연 선재의 냉간 단조성을 저하시켜 버릴 우려가 있다. 이 때문에 Nb의 함유량은 0.040% 이하인 것이 바람직하고, 0.030% 이하인 것이 보다 바람직하다.

Cu: 0.50% 이하

Cu는 ?칭성을 높이는 원소이며, 함유시켜도 된다. 그러나 Cu의 함유량이 0.50%를 초과하면, ?칭성이 지나치게 높아져 마무리 압연 후에 베이나이트가 생성되어 버려, 압연 선재의 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 따라서 Cu의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하고, 0.30% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.20% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 상술한 Cu의 첨가 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Cu의 함유량은 0.03% 이상인 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Ni: 0.30% 이하

Ni는 ?칭성을 높이는 원소이며, 함유시켜도 된다. 그러나 Ni의 함유량이 0.30%를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐 아니라 ?칭성이 지나치게 높아져, 마무리 압연 후에 베이나이트가 생성되어 버려 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 따라서 Ni의 함유량은 0.30% 이하인 것이 바람직하고, 0.20% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.10% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 Ni의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Ni의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하고, 0.03% 이상이면 더욱 바람직하다.

Mo: 0.05% 이하

Mo는 고용 강화에 의하여 강을 강화하는 원소이며, 강의 ?칭성을 크게 향상시킨다. 이러한 목적으로 Mo를 함유시켜도 된다. 그러나 Mo의 함유량이 0.05%를 초과하면, 마무리 압연 후에 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되어 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 따라서 Mo의 함유량은 0.05% 이하인 것이 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 Mo의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Mo의 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다.

V: 0.05% 이하

V는 C 및 N과 결합하여 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물을 형성하지만, 미량으로 첨가함으로써 강의 ?칭성을 향상시키는 작용도 있다. 이 때문에 V를 함유시켜도 된다. 그러나 V의 함유량이 0.05%를 초과하면, 석출되는 탄화물이나 탄질화물에 의하여 압연 선재의 강도가 증대되어 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 따라서 V의 함유량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다. 냉간 단조성을 향상시키는 관점에서 V의 함유량은 0.03% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 V의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 V의 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다.

Zr: 0.05% 이하

Zr은, 미량으로 첨가함으로써 강의 ?칭성을 향상시키는 작용도 있다. 그러한 목적으로 미량의 Zr을 첨가해도 된다. 그러나 Zr의 함유량이 0.05%를 초과하면, 조대한 질화물이 생성되어 냉간 단조성을 저하시킨다. 따라서 Zr의 함유량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다. 냉간 단조성을 향상시키는 관점에서 Zr의 양은 0.03% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 Zr의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Zr의 함유량은 0.003% 이상인 것이 바람직하다.

Ca: 0.005% 이하

Ca는 S와 결합하여 황화물을 형성하여 MnS의 생성 핵으로서 작용하기 때문에, Ca에는 MnS를 미세하게 분산시키는 작용이 있다. 이와 같이 MnS를 미세하게 분산시킴으로써 마무리 압연 후의 냉각 시에 MnS를 생성 핵으로 하여 페라이트가 석출되기 때문에, Ca에는 페라이트 분율을 향상시키는 효과가 있다. 이 때문에 Ca를 함유시켜도 된다. 그러나 Ca의 함유량이 0.005%를 초과하면 상기 효과는 포화되고, 게다가 Ca가 Al과 함께 강 중의 산소와 반응하여 생성되는 산화물이 조대해져 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 따라서 Ca의 함유량은 0.005% 이하인 것이 바람직하고, 0.003% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.002% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 Ca의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Ca의 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.

Mg: 0.005% 이하

Mg는 S와 결합하여 황화물을 형성하여 MnS의 생성 핵으로서 작용하기 때문에, Mg에는 MnS를 미세하게 분산시키는 효과가 있다. 이와 같이 MnS를 미세하게 분산시킴으로써 마무리 압연 후의 냉각 시에 MnS를 생성 핵으로 하여 페라이트가 석출되기 때문에, Mg에는 페라이트 분율을 향상시키는 효과가 있다. 이 때문에 Mg를 함유시켜도 된다. 그러나 Mg의 함유량이 0.005%를 초과하면 상기 효과는 포화된다. 또한 Mg는 첨가 수율이 나빠 제조 비용을 악화시키기 때문에 함유시킨다. 따라서 Mg의 함유량은 0.005% 이하인 것이 바람직하고, 0.003% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.002% 이하인 것이 극히 바람직하다. 또한 전술한 Mg의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 Mg의 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.

(B) 압연 선재의 내부 조직에 대하여

본 실시 형태에 따른 압연 선재는 냉간 단조성이 우수하여, 종래 20시간 정도 요하고 있던 제품 압연 후의 구상화 어닐링 처리를 생략하거나 또는 당해 처리의 시간을 절반 정도로 하더라도, 냉간 단조 시의 금형 수명 저하나 성형 부품의 균열 등이 발생하는 일은 없다. 이는, 조정된 강의 화학 성분뿐 아니라 압연 선재의 제조 조건을 제어함으로써 압연 선재의 금속 조직을 냉간 단조에 적합한 형태로 제어하고 있기 때문이다.

구체적으로는, 본 실시 형태에 따른 압연 선재에서는, 탈탄층이 생성될 가능성이 있는 표층 부분을 제외한 내부 조직은, 면적률로 95% 이상이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고, 페라이트 조직의 분율이 40% 이상인 조직이다. 여기서, 본 실시 형태에 있어서의 페라이트에는, 펄라이트에 포함되는 라멜라 시멘타이트 사이의 페라이트는 포함되지 않는다. 또한 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이 면적률로 전체의 95% 이상이라는 것은, 마르텐사이트나 베이나이트의 합계가 5% 미만인 것을 의미한다. 양호한 냉간 단조성을 얻기 위해서는, 상술한 바와 같이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 면적률로 95% 이상으로 할 필요가 있으며, 100%로 하는 것이 더욱 바람직하다.

페라이트 분율이 40% 미만인 경우에는 양호한 냉간 단조성을 확보하지 못하여 성형 시에 부품에 균열이 발생하고, 또한 압연 선재의 변형 저항이 높기 때문에 금형 수명이 짧아지는 등의 문제가 발생한다. 페라이트 분율은 45% 이상인 것이 바람직하고, 50% 이상인 것이 극히 바람직하다.

또한 페라이트 분율은 60% 이하인 것이 냉간 단조 중의 시징에 의한 단조 불량을 억제할 수 있다는 이유에서 바람직하다. 페라이트 분율은 55% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

(C) 선재의 개재물의 형태에 대하여

본 실시 형태에 따른 압연 선재는 냉간 단조성이 우수하여 냉간 단조 시에 금형 수명 저하나 성형 부품의 균열 등이 발생하는 일은 없다. 또한 선재를 ?칭할 목적으로 오스테나이트 영역으로 가열하더라도, 결정립의 이상 입성장이 억제되고, 또한 템퍼링 후의 내수소 취화 특성도 우수하다. 이는, 조정된 강의 화학 성분이나 압연 선재의 금속 조직을 제어했을 뿐 아니라, 또한 압연 선재 표면 근방에 포함되는 황화물의 형태를 미세하게 하여, 압연 방향으로 신장된 황화물을 적게 하고 있기 때문이다.

구체적으로는, 본 실시 형태에 따른 선재에서는, 화학 성분이나 압연 조건의 적정화에 의하여 압연 선재의 내부 조직을, 페라이트 분율이 40% 이상인, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직으로 하여 냉간 단조성을 향상시키고 있다. 특히 냉간 단조성에 적합한 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 얻기 위하여 Mn의 함유량을 제한하고 있지만, 이와 같은 저Mn의 성분계에서는, 주편에 포함되는 황화물은 Fe를 고용한 황화물로 되기 때문에 조대화되기 쉽다. 이 때문에, 상기와 같이 Ti, N, S를 균형있게 함유시킴으로써, 황화물에 Ti가 고용되어 황화물의 조대화를 억제할 수 있다.

또한 그럼에도 주편의 단계에서 남은 조대한 황화물에 대해서는, 제품 압연하기보다도 전 단계에서 1280℃ 이상으로 고온 가열하여 적어도 30min 이상의 균열 시간을 확보한 직후에 압연비 6 이상의 1차 압연을 행함으로써 분단된다. 그리고, 또한 고온 가열에 의하여 고용된 조대한 황화물의 일부가 그 후의 냉각 과정에서 미세하게 재석출된다. 이들 처리에 의하여, 냉간 단조성이나 내수소 취화 특성에 악영향을 미치는 조대한 황화물을 억제할 수 있다. 특히 압연 선재로부터 냉간 단조 부품으로 성형할 때는, 표층으로부터 D/8(D: 압연 선재의 직경)의 범위에 존재하는 황화물이 냉간 단조에 의한 균열이나 수소 취화를 유발한다. 이 때문에 본 실시 형태에 있어서는, 압연 선재의 축 방향을 포함하는 단면에 있어서, 최표층으로부터 D/8의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적을 6㎛² 이하로 하고, 또한 당해 황화물의 평균 애스펙트비를 5 이하로 하고 있다.

황화물의 평균 면적이 6㎛²보다 커지면, 그 형태에 관계없이 냉간 단조 시에 조대한 황화물의 주변에 응력이 집중하여 균열 발생의 기점으로 된다. 또한 황화물의 평균 면적이 6㎛²보다 커지면, ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성도 열화된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 따른 압연 선재에서는, 최표층으로부터 D/8의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적을 6㎛² 이하로 하고 있다. 또한 이 황화물의 평균 면적은 작으면 작을수록 바람직하다.

또한 본 실시 형태에 따른 압연 선재에서는, 황화물의 크기와 무관하게 황화물의 최대 길이와 최대 폭의 비인 애스펙트비의 평균값을 5보다 작게 하고 있다. 이것에 의하여, 신장된 황화물이 균열 발생의 기점으로 되는 것이 억제된다. 또한 이 황화물의 평균 애스펙트비는 작으면 작을수록 바람직하다.

(D) 선재의 제조 프로세스에 대하여

본 실시 형태에서는, 압연 선재의 화학 성분뿐 아니라 압연 선재의 제조 조건을 제어함으로써, 제품 압연한 채 그대로의 조직이나 개재물의 형태를 제어하여, 냉간 단조 부품으로서 적합하게 사용할 수 있는 압연 선재를 제공할 수 있다. 이하에, 제품 압연 후의 조직이나 개재물의 형태를 제어하기 위한 제조 방법을 예시한다. 또한 압연 선재의 화학 성분이나 조직의 형태 및 개재물의 형태가 상술한 본 발명의 범위 내이면, 본 발명의 효과를 손상시키는 일은 없다. 또한, 가령 화학 성분 및 조직의 형태가 본 발명의 범위 내에 있는 압연 선재가, 하기 제조 프로세스 이외의 제조 프로세스에 의하여 얻어진 경우에도, 그 압연 선재가 본 발명에 포함된다.

구체적으로는, C, Mn, Cr, Ti, S, N 등의 화학 성분을 조정하고 전로나 전기로 등에 의하여 용제, 주조한 강괴나 주편을 분괴 압연하여, 강편인 제품 압연용 소재로 한다. 본 발명의 압연 선재를 얻기 위해서는, 강괴나 주편을 분괴 압연하는 단계에서 적어도 1280℃ 이상으로 고온 가열하여 30min 이상 균열(均熱) 상태로 한 직후에 압연비 6 이상의 1차 압연을 행하고, 이어서 냉각할 필요가 있다. 이는, 주편 단계에서 생성되어 있던 조대한 황화물을 1차 압연에 의하여 분단하고, 또한 조대한 황화물의 일부를 고온 가열에 의하여 고용시키고, 그 후의 냉각 과정에서 미세하게 재석출시키기 위함이다. 또한 응고에 의하여 주편에 생성된 조대한 Ti 탄질화물, Ti 탄화물 등의 탄질화물이나 탄화물을 고온 가열함으로써 일단 강에 고용시키고, 냉각 과정에서 미세하게 재석출시키기 위함이기도 하다.

그 후, 분괴 압연에 의하여 얻어진 강편을 재가열하고, 소정의 직경의 선재로 열간에서 제품 압연하는데, 이때의 제품 압연 시의 가열 온도는 1050℃ 이하로 한다. 이는, 제품 압연 시의 가열 온도를 지나치게 높게 하면, 전술한 고온 가열 처리에 의하여 재석출된 미세한 탄질화물이나 탄화물이 다시 고용되고, 제품 압연 후의 냉각 시의 페라이트 변태에 맞추어 이들 질화물이나 탄화물이 정합 석출되기 때문이다. 이와 같이 정합 석출이 일어나면, 제품 압연 후의 강도를 높여 버려 냉간 단조성이 저하되어 버린다. 또한 제품 압연 시의 가열에 의하여 고용되지 않는 Ti 탄질화물, Ti 탄화물 등의 탄질화물이나 탄화물은, 제품 압연 후의 강도에 영향을 미치는 일 없이, 냉간 단조성을 열화시키지 않아, 냉간 단조 후의 ?칭 시에 Ac₃점 이상으로 가열하더라도 결정립의 이상 입성장을 억제하는 효과가 있다.

또한 제품 압연의 마무리 압연에 의하여 소정의 직경의 선재로 최종적으로 마무리한다. 마무리 압연은, 제품 압연의 최종 공정에 있어서의 마무리 압연기 열에서 실시되는 압연이며, 가공 속도 Z를 5 내지 15/sec로 하여 750 내지 850℃의 압연 온도 범위에서 행한다. 가공 속도 Z는, 마무리 압연에 의한 선재의 단면 감소율 및 마무리 압연 시간으로부터 하기 <2>식에 의하여 구해지는 값이다. 또한 마무리 압연 온도는, 마무리 압연기 열 출측의 온도를 적외선 방사 온도계 등을 사용하여 측정하면 된다.

Z=-ln(1-R)/t ‥‥ <2>

여기서, R은 마무리 압연에 의한 선재의 단면 감소율이고, t는 마무리 압연 시간(sec)을 가리킨다.

또한 단면 감소율 R은, 압연 선재의 마무리 압연 전의 단면적 A₀과 마무리 압연 후의 단면적 A로부터 R=(A₀-A)/A₀에 의하여 구해진다.

마무리 압연 시간 t는, 압연 선재가 마무리 압연기 열을 통과하는 시간이며, 마무리 압연기 열의 맨 처음 압연기로부터 맨 마지막 압연기까지의 거리를 압연 선재의 평균 반송 속도로 나눔으로써 구할 수 있다.

마무리 압연의 온도가 750℃ 미만인 경우나 마무리 압연의 가공 속도가 15/sec 초과인 경우에는, 미재결정의 오스테나이트 입자로부터 페라이트 변태가 시작되기 때문에, 냉각 후의 조직이 지나치게 미세해져 강도가 높아져 냉간 단조성이 열화된다. 이에 비하여, 마무리 압연의 온도가 850℃ 초과인 경우나 가공 속도가 5/sec 미만인 경우에는, 재결정 후의 오스테나이트 입자가 조대화되어 페라이트 변태의 개시 온도가 낮아지기 때문에, 냉각 후의 조직의 페라이트 분율이 작아져 냉간 단조성이 열화된다. 또한 마무리 압연이 완료된 후, 압연 선재의 표면 온도가 500℃로 되기까지의 냉각 속도의 범위는 0.2 내지 5℃/sec로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이하에, 실시예에 의하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.

본 발명에서는, 동일한 화학 성분의 강이더라도 제조 프로세스에 따라서는 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 경우도 있다. 이 때문에 먼저, 화학 성분이 거의 동일한 강을 사용하여 상이한 조건에서 압연 선재를 제조하여, 본 발명의 효과를 조사하였다. 또한 화학 성분이 상이한 강을 사용하여 동일한 조건에서 압연 선재를 제조하여, 본 발명의 효과를 조사하였다.

먼저, 화학 성분이 거의 동일한 강을 사용한 예에 대해서는, 표 1에 나타내는 성분을 채용하며, 또한 동 표에 나타내는 조건(1차 압연 가열 온도, 1차 압연 압하비, 선재 압연 가열 온도 및 마무리 압연 온도)에 따라 분괴 압연 후의 강편을 얻고, 당해 강편으로부터 소정의 직경의 선재로 제품 압연하여 압연 선재(발명예 A0 및 비교예 A1 내지 A6)를 얻었다. 또한 표 1 중의 「-」 표기는, 당해 원소의 함유량이 불순물 레벨이며, 실질적으로 함유되어 있지 않다고 판단할 수 있는 것을 의미한다.

다음으로, 화학 성분이 상이한 강을 사용한 예에 대해서는, 표 2에 나타내는 성분을 채용하며, 주편으로부터 강편을 얻는 단계에서 1차 압연 가열 온도를 1280℃ 이상으로 하고, 1차 압연 압하비를 6 이상에서 분괴 압연을 행하였다. 그리고, 얻어진 강편을 사용하여 제품 압연(선재 압연 가열 온도: 1030 내지 1050℃, 마무리 압연 온도: 750 내지 850℃)을 행하여 압연 선재(발명예 1 내지 14 및 비교예 15 내지 25)를 얻었다. 또한 표 2 중의 「-」 표기는, 당해 원소의 함유량이 불순물 레벨이며, 실질적으로 함유되어 있지 않다고 판단할 수 있는 것을 나타낸다. 또한 표 2 중의 「-」 표기는, 당해 원소의 함유량이 불순물 레벨이며, 실질적으로 함유되어 있지 않다고 판단할 수 있는 것을 의미한다.

또한 표 2에, 이하의 식에서 나타나는 지표 Y1을 병기한다.

Y1=([Ti]-3.4×[N])/[S] … <1>

여기서, [Ti], [N], [S]은 각각의 원소의 질량%로의 함유량을 나타낸다.

Y1은, 강에 함유되는 Ti, N, S의 함유량의 균형을 나타내는 식이며, 고강도 냉간 단조용 부품으로서 사용 가능한 ?칭성이나, 압연 강재의 표면 근방에 존재하는 황화물의 형태, 크기를 제어하여, 우수한 냉간 단조성이나 ?칭 시의 이상 입성장의 억제, 및 ?칭·템퍼링 후에 우수한 내수소 취화 특성을 부여하기 위하여 필요한 파라미터이다.

상술한 바와 같이 본 실시 형태의 압연 선재에서는, [S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하인 것이 요건이다. 이 요건은, 지표 Y1을 이용함으로써 4.5≤Y1≤8.0으로 표현된다.

[S]≤0.0010의 경우에도 [Ti]의 하한은 (4.5×[S]+3.4×[N])이다. 이는, 4.5≤Y1이라 표현된다. 한편, [S]≤0.0010의 범위에서의 [Ti]의 상한은 (0.008+3.4×[N])이라 표현되며, Y1에 의존하지 않는다. 이 영역에서는, [Ti]은 Y1>8.0으로 되는 영역에 있는 것이 허용된다.

표 1에 나타내는 화학 성분의 발명예의 시험 번호 A0 및 비교예 A1 내지 A6에 대해서는, 이하와 같이 압연 선재를 제작하였다.

즉, 표 1에 나타내는 발명예 A0은, 주편을 1290℃의 노 내에 삽입하고 2시간 균열한 후, 노 밖으로 취출한 직후에 분괴하여, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편으로 하였다. 이때, 압연비는 7.5였다.

한편, 비교예 A1은, 주편을 1180℃의 노 내에 삽입하고 2시간 균열한 후, 노 밖으로 취출한 직후에 분괴하여, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편으로 하였다. 이때, 압연비는 A0과 동일한 7.5였다.

또한 비교예 A5는, 주편을 1200℃의 노 내에 삽입하고 2시간 균열한 후, 노 밖으로 취출한 직후에 분괴하여, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편으로 하였다. 이때, 압연비는 A0과 동일한 7.5였다.

또한 비교예 A2, A6은, 단면적이 A0이나 A1보다도 작은 주편을 1290℃의 노 내에 삽입하고 2시간 균열한 후, 노 밖으로 취출한 직후에 분괴하여, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편으로 하였다. 이때, 비교예 A2의 압연비는 2.4이고, 비교예 A6의 압연비는 5.3이었다.

다음으로, 이들 압연용 소재로 되는 강편을 각각 1040℃에서 가열한 후, 마무리 압연 온도가 820℃에서 소정의 직경으로 되도록 제품 압연을 행하여 압연 선재를 제작하였다. 이때, 마무리 압연에 의한 가공 속도는 5 내지 15/sec의 범위이며, 마무리 압연 완료 후, 변태가 완료되기까지의 평균 냉각 속도를 0.4℃/sec로 하여 조정 냉각을 행하였다.

비교예 A3, A4는, 발명예 A0과 동일한 화학 성분이고 A0과 동일한 조건에서 분괴 압연하여 얻은, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편을 제품 압연용 소재로 하여, 제품 압연 전의 가열 온도나 마무리 압연의 온도를 변경하여 압연 선재를 제작하였다. 구체적으로는 비교예 A3은, 제품 압연의 가열 온도를 1050℃로 하여 가열한 후, 압연 온도가 950℃에서 소정의 직경으로 되도록 마무리 압연을 행하여 압연 선재를 제작하였다. 이때, 마무리 압연에 의한 가공 속도는 5 내지 15/sec의 범위이며, 마무리 압연 완료 후, 변태가 완료되기까지의 평균 냉각 속도는 0.4℃/sec였다.

비교예 A4는, 제품 압연의 가열 온도를 1150℃로 하여 가열한 후, 압연 온도가 830℃에서 소정의 직경으로 되도록 마무리 압연을 행하여 압연 선재를 제작하였다. 이때, 마무리 압연에 의한 가공 속도는 5 내지 15/sec의 범위로 하며, 마무리 압연 완료 후, 변태가 완료되기까지의 평균 냉각 속도는 0.4℃/sec로 하였다.

비교예 A6은, 발명예 A0과 상이한 화학 성분이고 A0과 상이한 조건에서 분괴 압연하여 얻은, 1변의 길이가 162㎜인 정사각형의 강편을 제품 압연용 소재로 하여, 제품 압연 전의 가열 온도나 마무리 압연의 온도를 변경하여 압연 선재를 제작하였다. 구체적으로는 비교예 A6은, 1차 압연 온도를 1290℃로 하고 1차 압연 압하비를 5.3으로 한 예이며, 제품 압연의 가열 온도를 1040℃로 하여 가열한 후, 압연 온도가 820℃에서 소정의 직경으로 되도록 마무리 압연을 행하여 압연 선재를 제작하였다. 이때, 마무리 압연에 의한 가공 속도는 5 내지 15/sec의 범위로 하며, 마무리 압연 완료 후, 변태가 완료되기까지의 평균 냉각 속도는 0.4℃/sec로 하였다.

다음으로, 표 2에 나타내는 화학 성분의 발명예의 시험 번호 1 내지 14 및 비교예 15 내지 25에 대해서는, 이하와 같이 압연 선재를 제작하였다.

즉, 표 2에 나타내는 각 화학 성분의 강을 진공 용해로에서 용제하였다. 용제한 주편은 1290℃로 가열한 노 내에 삽입하고 2시간 균열한 후, 노 밖으로 취출한 직후에 분괴 압연하여, 1변의 길이가 140㎜인 정사각형의 강편으로 하고, 이를 제품 압연용 소재로 하였다. 이때, 압연비는 7.4였다. 이어서, 제품 압연용 소재를 1030 내지 1050℃에서 가열한 후, 마무리 압연 온도를 750 내지 850℃ 사이로 되도록 조정하고 제품 압연을 실시하여, 직경 14㎜의 선재로 하였다. 이때, 마무리 압연에 의한 가공 속도는 모두 5 내지 15/sec의 범위이며, 마무리 압연 완료 후, 변태가 완료되기까지의 평균 냉각 속도는 0.4 내지 2℃/sec였다.

이상과 같이 제작한 압연 선재(발명예 A0 및 비교예 A1 내지 A6, 그리고 발명예 1 내지 14 및 비교예 15 내지 25)에 대하여, 페라이트 분율(면적%), 개재물의 형태(황화물 평균 면적(㎛²) 및 황화물 평균 애스펙트비), 냉간 단조성(변형 저항 및 균열), 내수소 취화 특성, 및 이상 조대 입자 발생의 유무에 대하여 조사하였다.

(압연 선재의 마이크로 조직(페라이트 분율)의 조사)

압연 선재를 길이 10㎜로 절단한 후, 횡단면(압연 선재가 축과 직교하는 단면)이 피검면으로 되도록 수지로 메우고 경면 연마를 행하였다. 이어서, 3% 질산알코올(나이탈 부식액)로 표면을 부식시켜 마이크로 조직을 현출시켰다. 그 후, 압연 선재의 표면으로부터 D/4(D: 압연 선재의 직경)의 위치에서 광학 현미경을 사용하여, 배율 200배로 5시야의 마이크로 조직 사진을 촬영하여 「상」을 동정하였다. 그 결과, 실시예 및 비교예 중 어느 검체에 있어서도, 면적률로 95% 이상이 페라이트·펄라이트인 것을 확인하였다. 또한 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 각 시야에 있어서의 페라이트 면적률을 측정하고, 이들의 평균값을 구하여 각 예에 있어서의 페라이트 분율로 하였다.

(개재물의 형태(황화물 평균 면적(㎛²) 및 황화물 평균 애스펙트비)의 조사)

압연 선재를 길이 12㎜로 절단한 후, 압연 선재의 종단면(선재의 축을 포함하는 평면)이 피검면으로 되도록 수지로 메우고 경면 연마를 행하였다. 피검면은 압연 선재의 긴 쪽 방향과 평행으로 하고, 압연 선재의 표면으로부터 D/8(D: 압연 선재의 직경)의 위치까지의 범위에 존재하는 황화물로 추측되는 개재물을 주사형 전자 현미경(SEM)에 의하여 특정하였다. 보다 구체적으로는, 압연 선재의 표면으로부터 D/8의 범위에 있어서, 피검면 내의 임의의 관찰 영역을 500배의 배율로 100개소 특정하였다. 각 관찰 영역의 면적은 254㎛×190㎛이고, 관찰 영역의 총 면적은 4.8㎟였다. 그리고 각 관찰 영역의 반사 전자 상에 의하여 판별되는 콘트라스트에 기초하여 개재물을 특정하고, 특정된 각 개재물의 면적 및 애스펙트비를 측정하였다. 마지막으로, 이들의 평균값을 구하여 각 예에 있어서의 황화물 평균 면적(면적%), 및 황화물 평균 애스펙트비로 하였다. 또한 특정된 개재물은 에너지 분산 X선 분광법(EDS)에 의하여 황화물인 것이 확인되었다.

(냉간 단조성(변형 저항, 균열)의 조사)

냉간 단조성은, 냉간 가공했을 때의 변형 저항과, 압연 선재에 관한 균열 발생의 유무에 의하여 평가하였다. 구체적으로는, 압연 선재의 중심부에 상당하는 위치로부터 φ10×15㎜L의 환봉을 기계 가공하여 잘라내어, 냉간 압축 시험에 의하여 변형 저항을 측정하고, 또한 가공 시의 균열 발생의 유무에 대하여 조사하였다. 시험편을 변형(ε=2.2)으로 되기까지 단계적으로 압축하고, 압축 시의 최대 하중을 측정하여 변형 저항을 산출하였다. 또한 시험편 표면에 균열이 발생했는지의 여부를 눈으로 보아 판단하였다.

변형 저항에 대해서는, 최대 하중으로부터 산출한 변형 저항이 100㎏f/㎟(980㎫) 미만인 경우를 「good」으로 하는 한편, 당해 변형 저항이 100㎏f/㎟(980㎫) 이상인 경우를 「not good」으로 하였다. 균열에 대해서는, 시험편의 어느 부분에도 균열이 발생하지 않은 경우를 「good」으로 하는 한편, 시험편 표면의 적어도 어느 곳에 균열이 발생한 경우를 「not good」으로 하였다. 그리고 변형 저항과 균열 중 어느 평가도 「good」이었던 경우를 「good」으로 하여 종합 평가로 하는 한편, 변형 저항과 균열 중 적어도 어느 것이 불합격인 경우를 「not good」으로 하여 종합 평가하였다.

(내수소 취화 특성의 조사)

압연 선재에 ?칭·템퍼링을 실시하여 압연 선재의 인장 강도를 약 1200㎫로 조정하였다. 다음으로, 인장 강도가 조정된 선재에 대하여 기계 가공을 실시하여, 도 2에 도시하는 환형 V 노치를 갖는 시험편을 얻었다. 도 2 중, 단위가 표시되어 있지 않은 수치는, 시험편의 대응하는 부위의 치수(단위는 ㎜)를 나타낸다. 또한 동 도면 중, 「φ 수치」는 지정된 부위의 직경(㎜)을 나타내고, 「60°」는 V 노치 각도를 나타내며, 「0.175R」은 V 노치 바닥 반경을 나타낸다. 또한 시험편은 각 발명예 및 각 비교예에 대하여 각각 10개 준비하였다.

다음으로, 각 발명예 및 각 비교예의 각각에 대하여 전해 차지법을 이용하여, 복수의 환형 V 노치를 갖는 시험편 중에 다양한 농도의 수소를 도입하였다. 또한 전해 차지법은 이하와 같이 실시하였다. 즉, 티오시안산암모늄 수용액 중에 시험편을 침지한 상태에서 시험편의 표면에 애노드 전위를 발생시켜 수소를 시험편 내에 도입하였다. 그 후, 시험편의 표면에 아연 도금 피막을 형성함으로써 시험편 중의 수소의 흩어짐을 방지하였다.

계속해서, 시험편의 V 노치 단면에 대하여 공칭 응력 1080㎫의 인장 응력이 부하되도록, 일정 하중을 부하하는 정하중 시험을 실시하였다. 시험 중에 파단된 시험편, 및 파단되지 않은 시험편의 양쪽에 대하여 가스 크로마토그래프 장치를 사용한 승온 분석법을 실시하여, 시험편 중의 수소량을 측정하였다. 측정 후, 각 발명예 및 각 비교예의 각각에 대하여, 파단되지 않은 시험편의 최대 수소량을 한계 확산성 수소량 Hc로 정의하였다.

또한 JIS G4053(2008)의 SCM435에 상당하는 화학 조성을 갖는 강의 한계 확산성 수소량(0.40ppm)을 기준으로 하여, 각 발명예 및 각 비교예의 각각에 대하여 한계 확산성 수소량이 0.40ppm 이상인 경우를 「good」으로 평가하고, 0.40ppm 미만인 경우를 「not good」으로 평가하였다.

(이상 조대 입자 발생의 유무 조사)

냉간 단조성(변형 저항, 균열)의 조사에서 가공한 시험편을 재가열하고 이상 조대 입자 발생의 유무를 확인하였다. 구체적으로는, 냉간 가공한 시험편을 불활성 가스 분위기, 880℃의 노 내에서 30분 가열한 후, 60℃의 유조에 침지하는 ?칭을 행하고 시험편의 마이크로 조직을 관찰하여, 이상 조대 입자의 발생의 유무를 관찰하였다. 시험편의 내부 조직을 관찰할 수 있도록, ?칭한 시험편을 축 방향과 평행으로 절단하고 수지로 메웠다. 이어서, 구오스테나이트 입계를 현출시킬 수 있도록 표면을 부식시키고, 마이크로 조직을 광학 현미경에 의하여 관찰하였다. 배율은 500배로 하고, 냉간 가공하기 전의 시험편 D1/4(D1: 시험편의 직경)에 상당하는 위치를 관찰하여, 정립만이 관찰된 경우를 「good」, 이상 조대 입자가 관찰된 경우를 「not good」으로 판정하였다. 또한 정립만이 관찰된 조직은 5 내지 30㎛ 정도의 구오스테나이트 입자를 나타내고 있으며, 이상 조대 입자가 관찰된 조직에는, 100㎛를 초과하여 성장한 결정립이 혼재해 있었다.

이상에 설명한 페라이트 분율(면적%), 개재물의 형태(황화물 평균 면적(㎛²) 및 황화물 평균 애스펙트비), 냉간 단조성(변형 저항 및 균열), 내수소 취화 특성, 및 이상 조대 입자 발생의 유무에 대한 조사 결과를 표 3(발명예 A0 및 비교예 A1 내지 A6에 대하여) 및 표 4(발명예 1 내지 14 및 비교예 15 내지 25에 대하여)에 나타낸다. 또한 표 3, 4 중에는, 도 1에 나타낸 [Ti]와 [S]의 관계를 만족시키는지에 대해서도 병기하였다.

표 3, 4에 의하면, 발명예 A0 및 발명예 1 내지 14는, 각 원소에 대하여 본원 소정의 함유량을 가짐과 함께, Ti 함유량과 S 함유량의 관계가 도 1의 사선 영역의 범위를 만족시키고 있고, 또한 페라이트 분율, 황화물의 평균 면적, 및 황화물의 평균 애스펙트비가 본원 소정의 범위 내로 되어 있다. 이 때문에, 발명예 A0 및 발명예 1 내지 14에서는, 냉간 단조성, 내수소 취화 특성, 및 이상 조대 입자 발생의 유무 중 어느 것에 대해서도 적합한 결과가 얻어져 있는 것을 알 수 있다.

이에 비해, 비교예 A1 내지 A6 및 비교예 15 내지 25는, 각 원소에 대하여 본원 소정의 함유량을 갖지 않거나, Ti 함유량과 S 함유량의 관계가 도 1의 사선 영역의 범위를 만족시키고 있지 않거나, 또는 페라이트 분율, 황화물의 평균 면적, 및 황화물의 평균 애스펙트비가 본원 소정의 범위 내로 되어 있지 않다. 이 때문에 비교예 A1 내지 A6 및 비교예 15 내지 25에서는, 냉간 단조성, 내수소 취화 특성, 및 이상 조대 입자 발생의 유무 중 적어도 어느 것에 대하여 적합한 결과가 얻어져 있지 않은 것을 알 수 있다.

본 발명에 의하면, 냉간 단조 전에 구상화 어닐링을 실시하지 않더라도, 또는 구상화 어닐링을 단시간화하더라도 냉간 단조 시의 균열 발생을 효과적으로 억제하여, 구상화 어닐링에서 이어지는 ?칭·템퍼링 후의 내수소 취화 특성이 우수한 압연 선재를 제공할 수 있다. 따라서 본 발명은, 특히 냉간 단조 부품의 소재로서 사용할 수 있는 점에서 유망하다.

Claims (4)

1. 질량%로,
   C: 0.20% 이상 0.40% 미만,
   Mn: 0.10% 이상 0.40% 미만,
   S: 0.020% 미만,
   P: 0.020% 미만,
   Cr: 0.70% 이상 1.60% 이하,
   Al: 0.005% 이상 0.060% 이하,
   Ti: 0.010% 이상 0.080% 이하,
   B: 0.0003% 이상 0.0040% 이하, 및
   N: 0.0020% 이상 0.0080% 이하
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고,
   Ti, N 및 S의 각 함유량(질량%)을 각각 [Ti], [N], [S]라 하면,
   [S]≤0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (0.008+3.4×[N]) 이하인 한편,
   [S]≥0.0010의 경우에는 [Ti]가 (4.5×[S]+3.4×[N]) 이상, 및 (8.0×[S]+3.4×[N]) 이하이고,
   내부 조직이, 면적률로 페라이트 분율 40% 이상인, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고,
   축 방향을 포함하는 평면에서의 단면에 있어서, 직경을 D(㎜)라 한 경우에 최표층으로부터 D/8 위치까지의 범위에 존재하는 황화물의 평균 면적이 6㎛² 이하이고, 상기 황화물의 평균 애스펙트비가 5 이하인 것을 특징으로 하는 압연 선재.
2. 제1항에 있어서,
   상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Si: 0% 이상 0.40% 미만, 및 Nb: 0% 이상 0.050% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 압연 선재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Cu: 0.50% 이하, Ni: 0.30% 이하, Mo: 0.05% 이하, 및 V: 0.05% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 압연 선재.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 Fe의 일부 대신, 질량%로, Zr: 0.05% 이하, Ca: 0.005% 이하, 및 Mg: 0.005% 이하 중 적어도 1종을 함유하는, 압연 선재.

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