KR20220087977A

KR20220087977A - 표면결함 저항성이 우수한 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20220087977A
Application number: KR1020200178564A
Authority: KR
Inventors: 이상윤; 최석환
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-18
Filing date: 2020-12-18
Publication date: 2022-06-27

Abstract

표면결함 저항성이 우수한 선재가 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재는, 중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비(aspect ratio)가 5 이하이다.

Description

표면결함 저항성이 우수한 선재 및 그 제조방법{WIRE ROD WITH HIGH RESISTANCE TO SURFACE DEFECT AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 표면결함 저항성이 우수한 선재 및 그 제조방법에 대한 것으로, 보다 상세하게는 성분계 제어를 통해 표면의 접힘 결함이 감소된 선재 및 그 제조방법에 대한 것이다.

일반적으로 조질강(Quenched and Tempered Steel)은 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 처리하여 강도와 인성을 높여 구조용강 등에 사용된다.

이와 달리, 비조질강은 조질강을 대신하기 위한 강으로, 열간 가공 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 열처리한 강의 재질과 거의 유사한 강도 등의 기계적 특성을 얻을 수 있는 강을 의미한다.

비조질강은 절삭성 향상을 위해 일정량의 황(S)을 첨가하지만, 황을 첨가하게 되면 강 중 MnS를 형성시켜 인성을 저하시키며, 표층부 주위에도 MnS가 분포되어 표층에 가까운 변형된 MnS로부터 접힘 결함(Folding defect)과 같은 표현흠이 발생하게 된다.

이러한 표현흠은 MnS 자체 변형과 주변 조직의 폭퍼짐의 불균일에 기인한 것으로 보이며, 표면 변형량이 많은 선재에서는 그 영향도 크게 된다.

본 발명의 실시예들은, 성분계 제어를 통해 표면의 접힘 결함이 감소된 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재는, 중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비(aspect ratio)가 5 이하이다.

또한, 압연 방향과 수직한 단면의 표층부 접힘 결함이 0.2개 이하일 수 있다.

또한, V 또는 Ti계 석출물의 크기는 50nm 이하일 수 있다.

또한, 충격인성(U-notch)은 50J 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 1100℃ 이하에서 150분 미만으로 가열 하는 단계; 상기 가열된 강을 950 내지 1000℃에서 변형률을 2 이하로 유지하여 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 780℃ 이상, 850℃ 미만에서 마무리압연하는 단계; 및 상기 마무리압연된 강을 서냉하는 냉각 단계;를 포함한다.

또한, 상기 냉각 단계는 0.05 내지 3℃/s의 냉각속도로 이루어질 수 있다.

본 발명의 실시예에 따른 선재는 성분계를 제어하여 표층부의 MnS 아스펙트 비를 감소시키기 때문에 선재의 표면결함을 감소시킬 수 있다.

본 발명의 실시예에 따른 선재의 제조방법은 변형량 및 마무리압연 온도를 제어하여 MnS의 아스펙트 비를 감소시키기 때문에 선재의 표면결함을 감소시킬 수 있다.

도 1은 발명재 1의 가열로 온도에 따른 열간압연 결과를 관찰한 사진이다.
도 2는 가열로 온도 1000℃에서 발명재 1의 변형된 표면을 확대하여 관찰한 사진이다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.

또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.

단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재는, 중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.

C(탄소)의 함량은 0.35 내지 0.5%이다.

C 함량이 0.5%를 초과하는 경우, 대부분의 미세조직이 펄라이트로 구성되어 일정량의 충격인성을 확보하기가 어려워 본 소재로 제조된 부품의 인성을 구현하기 힘들다. 또한, C 함량이 0.35% 미만이면, 페라이트 분율이 과도하게 생성되어 표면경화 열처리 시 Ae3 점이 높아 페라이트가 모두 용해되지 않아 열처리 후 부분적으로 페라이트 상이 남아 있을 가능성이 있다. 부분적으로 남아있는 페라이트 상은 전체 경도를 떨어뜨리게 되어 강의 내마모성을 저하시키는 원인이 된다.

Si(실리콘)의 함량은 0.001 내지 0.6%이다.

Si은 대표적인 치환형 원소로서 강의 가공 경화량에 큰 영향을 미친다. 특히, 비조질강에서는 연화 열처리 공정이 없으며, 신선 후 바로 냉간 압조를 하기 때문에 이와 같은 비조질강에서 Si 함량의 증가는 가공 경화를 증가시켜 다이스의 수명 악화를 가져오게 된다. 본 발명의 합금성분에서는 Si을 0.6% 초과 첨가 시, 가공 경화량이 증가하여 강의 연성을 저하시키고, 충격 인성의 하락을 가져올 것으로 판단된다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.6% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 제강 상황을 고려 시 0.001% 이상 포함하는 것이 바람직하다.

Mn(망간)의 함량은 0.8 내지 1.8%이다.

Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하고 A1 온도를 낮춰 펄라이트의 층간 간격을 미세화함으로써 조직의 건전성을 증가시킨다. 하지만 Mn의 함량이 1.8%를 초과할 경우, 펄라이트의 층간 간격 미세화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 발생할 가능성이 높아지며, 이는 비조질강에 더 유해한 영향을 미친다. 또한, 냉각속도 편차에 따라 부분적인 베이나이트 조직이 생길 가능성이 높아 이후 강의 가공에 의해 내부 균열이 발생할 우려가 있다. 즉, 강의 응고 시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)을 생성하는 주원인이 된다. 또한, Mn이 0.8% 미만으로 첨가될 경우, 망간편석에 의한 편석대의 영향은 상대적으로 적어지나 펄라이트 층간 간격이 커지게 되어 비조질강 충격인성에 악영향을 미칠 수 있다.

Cr(크롬)의 함량은 0.05 내지 0.2%이다.

Cr은 유도가열 중 소입성을 확보하는데 유용할 뿐만 아니라, 탄화물을 미세화시켜 유도가열 시 용해를 원활히 하여 유도가열 물성을 확보하는 역할을 한다. 이러한 효과를 위해서는 Cr을 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, Cr 함량이 0.2%를 초과할 경우 강의 소입성이 증가되어 저온조직을 생성시킬 우려가 있다. 따라서, Cr의 함량은 0.05 내지 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

P(인)의 함량은 0.005 내지 0.03%이다.

P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로 그 상한을 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, P은 내산화성을 증가시키는 원소이며, 이를 위해서는 P을 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

S(황)의 함량은 0.02 내지 0.06%이다.

S은 저융점 원소로 입계에 편석되어 인성을 저하시키고, 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.06% 이하로 낮추는 것이 바람직하다. 다만, S은 Mn과 결합하여 MnS를 형성하고, 형성된 MnS는 절삭성을 향상시키는데 유효하므로, 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

Al(알루미늄)의 함량은 0.01 내지 0.05%이다.

Al은 탈산제로 사용되며, 강 중 산소와 결합하여 Al₂O₃와 같은 산화물을 생성한다. 산소와 결합 후 남은 Al은 N와 결합하여 AlN을 생성하며, AlN은 오스테나이트 결정립의 성장을 막는 역할을 한다. Al 함량이 0.01% 미만인 경우에는 AlN을 충분히 형성할 수 없어 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 곤란하며, 0.05% 초과 시에는 조대한 AlN의 형성으로 기계적 물성 저하가 우려된다, 따라서, Al의 함량은 0.01 내지 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

N(질소)의 함량은 0.01% 이하(0은 제외)이다.

N는 석출물 생성 원소와 결합하여 여러가지 질화물 등을 생성한다. 질화물들은 오스테나이트 결정립 크기를 제한하는 역할을 하는데, 만일 N의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 대부분의 질화물이 조대해져 오히려 강의 물성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 N의 함량을 0.01% 이하(0은 제외)로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 표면결함 저항성이 우수한 선재는 상술한 성분들 이외에 V: 0.02 내지 0.15% 및 Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다. V 및 Ti은 탄질화물을 형성하는 중요한 원소이다.

V(바나듐)의 함량은 0.02 내지 0.15%이다.

V은 VC, VN, V(C,N)과 같은 탄질화물의 석출물을 형성하여 적절한 압연을 동반 시 페라이트 조직을 미세화시켜 비조질강의 인성을 향상시키는 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.02% 미만에서는 모재 내 V계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 페라이트 입계를 고정 시키는 역할을 못하게 되므로 인성에 미치는 영향이 미미하며, 그 함량이 0.15% 초과 시 조대한 V계 탄질화물이 형성되어 인성에 악영향을 미치게 된다.

Ti(티타늄)의 함량은 0.002 내지 0.03%이다.

Ti은 고온 가열을 통하여 조대 석출물을 생성함으로써 오스테나이트의 페라이트 변태 시 페라이트 핵 생성처로 작용을 하며, 페라이트 분율을 향상시키는 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 과다하게 되어 개재물 파단의 주요한 크랙 생성처가 될 수 있다. Ti 함량이 0.002% 미만인 경우, 절대적인 석출물의 부피분율이 작아져 오스테나이트 결정립 제어가 곤란하다.

상술한 합금원소들을 제외한 표면결함 저항성이 우수한 선재의 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

한편, S에 의해 형성된 MnS는 절삭성을 향상시키는데 유효하나, 이러한 MnS는 표층부 주위에도 분포되며, 표층에 가까운 변형된 MnS로부터 표층부 접힘 결함(Folding defect)과 같은 표현흠이 발생하게 된다.

따라서, 표현흠을 억제하기 위해서는 표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비(aspect ratio)를 제어할 필요가 있다. 여기서, 표면은 페라이트 탈탄층, 즉 페라이트상의 면적분율이 95% 이상인 탈탄부를 제외한 영역이며, D는 직경을 의미한다.

MnS 아스펙트 비는 비조질강의 L 단면, 즉 압연 방향과 평행한 방향으로 비조질강의 중심을 지나도록 절단한 단면에서 MnS의 장축/단축의 비로 결정될 수 있으며, 표현흠을 억제하기 위해 MnS 아스펙트 비가 5 이하로 제어되는 것이 바람직하다.

표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비가 5 이하로 제어될 경우, C 단면, 즉 압연 방향과 수직한 단면의 원주 방향 전체에서 표층부 접힘 결함이 0.2개 이하로 제어될 수 있다.

표층부 접힘 결함의 개수는 복수의 C 단면에 생성된 표층부 접힘 결함 개수의 평균으로 나타날 수 있으며, 구체적으로 10개 이상의 C 단면에 생성된 표층부 접힘 결함 개수의 평균으로 나타날 수 있다.

아울러 본 발명의 일 실시예에 의한 표면결함 저항성이 우수한 선재는 압연 후 복열로 인한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하기 위해 V계 및/또는 Ti계 석출물을 포함하는 것이 바람직하다. 이때, V계 및/또는 Ti계 석출물은 그 크기가 50nm 이하일 수 있다.

석출물의 결정립 성장 억제 효과는 결정립계에 석출물이 존재하는 경우 해당 면적만큼의 표면 에너지가 감소하는 것에 기인하는데, 이 효과를 구현하기 위해서는 석출물과 기지상과의 정합성이 유지되어야 하다. 각각의 석출물에 따라 기지상과의 정합성을 잃어버리는 크기는 차이가 있으나, 대체적으로 최대 50nm를 초과하게 되면 정합성을 잃어버리게 된다. 또한, MnS와 동일한 사항으로 V 또는 Ti계 석출물이 표면 직하에 조대하게 존재하게 되면 이것을 기점으로 열간압연 중 표면부 불균일 변형 및 표층균열이 발생할 수 있어 그 크기를 50 nm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, V계 및/또는 Ti계 석출물은 그 크기가 50nm 이하일 수 있으며, V계 및/또는 Ti계 석출물은 VC, VN, V(C,N), TiC 및 TiN 중 1종 이상일 수 있다.

또한, 본 발명의 성분조성을 만족하는 표면결함 저항성이 우수한 선재는 상온 충격인성(U-notch)이 50J 이상으로 나타날 수 있다.

이하에서는 본 발명에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재의 제조방법에 대해 설명한다.

본 발명의 일 예에 따른 표면결함 저항성이 우수한 선재의 제조방법은 상술한 성분계를 만족하는 강을 1100℃ 이하에서 150분 미만으로 가열 하는 단계, 가열된 강을 950 내지 1000℃에서 변형률(Strain)을 2 이하로 유지하여 열간압연하는 단계, 열간압연 후 780℃ 이상, 850℃ 미만에서 마무리압연하는 단계 및 마무리압연된 강을 서냉하는 냉각 단계를 포함한다.

강을 가열하는 단계에서, 가열로 온도가 1100℃ 이상이 되면 강의 AlN이 용해되어 오스테나이트 결정립이 조대해지고 오스테나이트 결정립에서 형성되는 페라이트 핵생성에 영향을 미치게 되어 전체 페라이트 상분율을 저하시키게 된다. 이러한 미세조직 변화는 전체 충격인성에 좋지 않은 영향을 미치게 되므로 가열로 온도를 1100℃ 이하로 유지하는 것이 바람직하다.

마무리압연 단계에서, 마무리압연 온도는 오스테나이트 결정립 크기에 큰 영향을 미치게 되므로 목표한 미세한 조직을 얻기 위해서는 780℃ 이상, 850℃ 미만에서 수행되는 것이 바람직하다. 마무리압연 온도가 850℃를 넘을 경우, 조대한 오스테나이트 결정립으로 인해 페라이트이 감소되며, 충격인성의 저하를 가져오게 된다. 780℃ 미만에서 압연을 수행하게 되면 이상역으로 저하 될 수 있어 필요 이상의 강도 향상과 함께 충격인성이 저하될 우려가 있다.

냉각 단계에서, 냉각속도는 0.05 내지 3℃/s가 바람직하다. 냉각속도가 3℃/s를 넘을 경우 경조직이 생성되어 가공 시 내부 균열이 발생되며, 강의 심각한 물성 저하를 가져올 수 있다. 여기서 경조직은 베이나이트 및 마르텐사이트 조직을 의미한다. 반면, 냉각속도가 0.05℃/s 미만일 경우 오스테나이트 및 페라이트의 결정립이 성장되고 선재가 지나치게 연질화되어 목표 강도에 도달하지 못할 수 있기 때문에, 냉각속도는 0.05℃/s 이상으로 한정하는 것이 바람직하다.

이와 같이 제조된 본 발명의 표면결함 저항성이 우수한 선재는 표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비가 5 이하이고, 압연 방향과 수직한 단면의 표층부 접힘 결함이 0.2개 이하이다.

또한, V 또는 Ti계 석출물의 크기는 50nm 이하이며, U형 노치(U-notch)를 이용하여 측정한 충격인성은 50J 이상이다.

이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 기술적 사상이 하기의 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 준비하였다. 준비된 강들을 시료로 하여 50kg의 잉곳(ingot)으로 주조한 후 1200℃에서 20시간 균질화 열처리 후 상온까지 공냉하였다. 그 후 160mm 사각형 빌렛 후단에 각 소재를 용접하여 실제 선재 냉각라인에서 압연을 실시하였다. 가열로 추출온도는 1050℃였으며, 가열 시간은 150분 이내로 통일하였다. 압연은 26mm 소재로써 각 제조조건은 표 2에 나타난 바와 같다. 선재 냉각온도는 모두 0.05 내지 3℃/s 사이로 유지하였다. P 및 N와 같이 따로 기재하지 않은 성분은 모두 동일한 상태이다.

표 2에 압연온도 변화 및 MnS 아스펙트 비에 따른 접힘 표층부 접힘 결합 개수에 대해 나타내었다. 표 2에서 strain 값은 950 내지 1000℃ 사이 온도에서 압연된 변형률을 나타낸 것이다. 표층부의 MnS 아스펙트 비는 마무리압연 온도에 따라 변하였는데 MnS 아스펙트 비가 증가함에 따라 MnS 주위의 결함이 발생하였고, 접힘 결함 발생도 증가 하였다. 표면 직하의 MnS 변형이 많이 되어 아스펙트 비가 높게 되면 열간압연 중 표면부 불균일 변형으로 인한 접힘결함과 표면부와 MnS간의 균열성장 발생할 가능성이 높아지게 된다. 실제 결함부 관찰결과에서도 많은 부분에서 표면 직하의 길게 연신된 MnS가 균열의 기점이 되고 있는 것을 확인하였다.

표층부 MnS 아스펙트 비는 에칭 전 압연방향과 평행한 단면의 표면에서 0.2D 사이를 200배 시야로 임의의 4곳을 관찰하여 장축과 단축의 비를 측정한 뒤 평균한 값을 나타내었다. 표층부 접힘 결함 개수는 1개 test 조건에서 임의의 위치의 시편 10개를 얻어 접힘결함 개수를 측정하여 나타내었다.

성분	C	Si	Mn	Cr	Ni	S	Ti	V
비교재1	0.3	0.2	1.3	0.15	0.1	0.03	-	-
비교재2	0.45	0.2	2.0	0.15	-	0.04	-	-
비교재3	0.45	0.2	1.2	0.13	-	0.04	0.03	0.05
비교재4	0.6	0.2	1.3	0.15	-	0.05	0.02	0.05
발명재1	0.45	0.2	1.2	0.16	-	0.05	0.01	0.05
발명재2	0.4	0.2	1.3	0.15	-	0.04	0.008	-
발명재3	0.45	0.2	1.0	0.14	-	0.05	-	0.04
발명재4	0.48	0.15	1.3	0.15	-	0.05	-	0.08
발명재5	0.45	0.2	1.5	0.14	-	0.04	0.015	0.08

조건	성분	Strain 값	마무리압연온도	MnS 어스펙트 비	접힘 결함 개수
비교예1	비교재1	3.1	811	3.1	0.4
비교예2	비교재2	2.4	821	2.5	0.6
비교예3	비교재3	1.2	780	5.2	0.4
비교예4	비교재4	1.1	784	5.1	0.35
비교예5	발명재1	3.2	782	3.4	0.7
발명예1	발명재1	1.3	811	2.5	0.1
발명예2	발명재2	1.1	802	3.1	0.1 이하
발명예3	발명재3	0.9	805	2.5	0.14
발명예4	발명재4	1.3	792	3.7	0.1
발명예5	발명재4	1.1	803	3.2	0.1 이하
발명예6	발명재5	1.2	797	2.1	0.1 이하

표 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 6은 변형률인 Strain 값이 2 이하이고, 마무리압연온도가 780℃ 이상, 850℃ 미만이며, MnS 아스펙트 비가 5 이하로 나타나 표층부 접힘 결함 개수가 0.2개 이하임을 확인하였다.

반면, 비교예 1, 2 및 5는 Strain 값이 2보다 크며, 비교예 3 및 4는 MnS 아스펙트 비가 5를 초과함으로 인해 표층부 접힘 결함 개수가 0.2개 보다 많게 나타났으며, 표면결함 저항성이 떨이짐을 확인하였다.

도 1은 발명재 1의 가열로 온도에 따른 열간압연 결과를 관찰한 사진이며, 도 2는 가열로 온도 1000℃에서 발명재 1의 변형된 표면을 확대하여 관찰한 사진이다. 도 1 및 2를 참조하면, 1000℃에서 열간압연 품질이 가장 저하하는 것으로 나오고 있다. 표면에 나타나는 굴곡면은 이후 공형압연 시 접힘 결함으로 나타날 가능성이 높다.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
표면으로부터 0.2D까지의 MnS 아스펙트 비(aspect ratio)가 5 이하인 표면결함 저항성이 우수한 선재.
(여기서, D는 직경을 의미한다.)
제1항에 있어서,
압연 방향과 수직한 단면의 표층부 접힘 결함이 0.2개 이하인 표면결함 저항성이 우수한 선재.
제1항에 있어서,
V 또는 Ti계 석출물의 크기는 50nm 이하인 표면결함 저항성이 우수한 선재.
제1항에 있어서,
충격인성(U-notch)은 50J 이상인 표면결함 저항성이 우수한 선재.
중량%로, C: 0.35 내지 0.5%, Si: 0.001 내지 0.6%, Mn: 0.8 내지 1.8%, Cr: 0.05 내지 0.2%, P: 0.005 내지 0.03%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.01 내지 0.05%, N: 0.01% 이하와, V: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.002 내지 0.03% 중 1종 이상을 포함하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강을 1100℃ 이하에서 150분 미만으로 가열 하는 단계;
상기 가열된 강을 950 내지 1000℃에서 변형률을 2 이하로 유지하여 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 780℃ 이상, 850℃ 미만에서 마무리압연하는 단계; 및
상기 마무리압연된 강을 서냉하는 냉각 단계;를 포함하는 표면결함 저항성이 우수한 선재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 냉각 단계는 0.05 내지 3℃/s의 냉각속도로 이루어지는 표면결함 저항성이 우수한 선재의 제조방법.