WO2021125407A1 - 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

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이재승
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Definitions

  • the present invention relates to a wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties and a method for manufacturing the same.
  • Boron steel is an economical material that can reduce expensive alloying elements such as Cr and Mo by improving the hardenability of steel by adding a small amount of inexpensive boron.
  • the 800 MPa class boron steel with low tensile strength has low tensile strength due to the non-addition of alloying elements for strength improvement, so spheroidizing heat treatment can be omitted, but there is a limitation in its use for large-diameter materials due to the limitation of hardenability.
  • High-strength products over 1000 MPa and large-diameter materials contain a lot of alloying elements such as Cr and Mn, which increases the tensile strength of the wire rod and requires spheroidizing heat treatment.
  • Patent Document 1 is a representative technology of 800 MPa class boron steel. Patent Document 1 tried to improve the toughness of steel by refining the ferrite grain size and increasing the fraction in the hot-rolled steel bar. However, there is a limitation in the hardenability due to the limitation of the Cr content, so that its use is limited in large-diameter steel bars.
  • Patent Document 2 Cr, Mo, etc. were added, and boron steel having a microstructure to include ferrite was developed to improve induction hardenability.
  • ferrite is a structure that is difficult to be austenitized during austenizing heat treatment, there is a disadvantage in that the ferrite phase fraction included in the initial microstructure of the wire rod should be reduced as much as possible in order to use a short heat treatment such as induction heat treatment.
  • this method has to increase the finish rolling temperature in order to keep the ferrite fraction as small as possible, so that the strength of the wire rod increases, and thus, it inevitably acts adversely in terms of workability.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-053426
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-133152
  • One aspect of the present invention is to provide a wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties and a method for manufacturing the same.
  • One embodiment of the present invention is by weight%, C: 0.3 to 0.5%, Si: 0.02 to 0.4%, Mn: 1.0 to 1.5%, Cr: 0.3 to 0.7%, B: 0.003% or less (excluding 0%) , Ti: less than 0.03% (excluding 0%), P: 0.03% or less (including 0%), S: 0.01% or less (including 0%), Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.001 to 0.01% , the remainder Fe and other unavoidable impurities, and the microstructure is a composite structure in which the main phase is ferrite + pearlite, contains at least 5 area% of bainite or martensite (including 0%), and the diameter of Provided is a wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties having an average aspect ratio of cementite in the region of 2/5 to 3/5 points of 35 or less.
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 0.3 to 0.5%, Si: 0.02 to 0.4%, Mn: 1.0 to 1.5%, Cr: 0.3 to 0.7%, B: 0.003% or less (excluding 0%) , Ti: less than 0.03% (excluding 0%), P: 0.03% or less (including 0%), S: 0.01% or less (including 0%), Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.001 to 0.01% , preparing a billet containing the balance Fe and other unavoidable impurities; After heating the billet, extracting at 950 ⁇ 1050 °C; Secondary hot rolling the extracted billet to obtain a wire rod; and cooling the wire rod to 2° C./sec or less, wherein the secondary hot rolling includes intermediate finishing rolling the extracted billet; And it provides a method of manufacturing a wire rod excellent in spheroidization heat treatment comprising a; and finishing rolling at 730° C. to Ae3 above the critical deformation amount expressed by the following relation 1.
  • a wire rod capable of increasing the spheroidization rate of cementite during spheroidizing heat treatment and a method for manufacturing the same.
  • C is an element added to accelerate the spheroidization of cementite.
  • the content of C exceeds 0.5%, it is difficult to obtain adequate strength, toughness and ductility because retained austenite is excessively generated during quenching and tempering after the spheroidizing heat treatment and forging process.
  • boron steel having a C content of less than 0.3% has sufficiently low tensile strength, so that no separate spheroidizing heat treatment is required.
  • boron steel that requires spheroidizing heat treatment is used as a target steel, and in order to accelerate the spheroidization rate of cementite, the C content is controlled to 0.3% or more. Therefore, the content of C is preferably in the range of 0.3 to 0.5%.
  • the content of Si preferably has a range of 0.02 to 0.4%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.04%, and the upper limit of the Si content is more preferably 0.3%.
  • Mn is an element added to improve hardenability.
  • the content of Mn is less than 1.0%, it is difficult to obtain sufficient hardenability due to insufficient hardenability, so it is difficult to obtain sufficient strength during quenching and tempering heat treatment after spheroidizing heat treatment and forging process.
  • the Mn content is preferably in the range of 1.0 to 1.5%.
  • the Mn content is preferably between 1.0 and 1.3%. This is because, in general, since Mn is an element in which fine segregation occurs easily during the casting process, it is advantageous to control the deviation of the steel by managing the Mn content low when a desired level of hardenability is satisfied.
  • Cr like Mn, is mainly used as an element that enhances the hardenability of steel. If the content of Cr is less than 0.3%, the hardenability of the central portion of the large-diameter material is insufficient because the hardenability of the steel is not sufficient. If the hardenability of steel exceeds 0.7%, low-temperature tissue bands may occur during the wire rod manufacturing process due to the presence of segregation zones inside the steel, and cracks may occur in the subsequent drawing process. Therefore, the content of Cr is preferably in the range of 0.3 to 0.7%, more preferably 0.3 to 0.6%.
  • B is an element added to improve hardenability.
  • the content of B exceeds 0.003% , since the B forms Fe 23 (C,B) 6 , the amount of free boron decreases and the hardenability of the steel decreases. Therefore, the content of B is preferably in the range of 0.003% or less.
  • Ti is an element added to fix nitrogen in order to maximize the effect of boron for improving hardenability.
  • the content of Ti exceeds 0.03%, the crystallization of TiN in the molten steel occurs, making it difficult to achieve the original purpose of adding titanium to fix nitrogen in the steel.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.03% or less.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.01%, and even more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.025%.
  • the content of P is preferably in the range of 0.03% or less.
  • the content of S is preferably in the range of 0.01% or less.
  • the content of S is more preferably 0.007% or less, and even more preferably 0.005% or less.
  • Al is an element that forms AlN to generate austenite grains.
  • the content of Al is less than 0.02%, the AlN is not sufficiently formed due to a small amount of dissolved Al, so it is difficult to sufficiently obtain the above effect.
  • the content of Al exceeds 0.05%, the aluminum oxide in the steel grows excessively, which affects the toughness of the steel. can give Therefore, the content of Al is preferably in the range of 0.02 to 0.05%.
  • N improves the effect of boron for improving hardenability by reacting with Ti to form TiN, and is an element that affects the formation of austenite grains by reacting with Al in steel to form AlN.
  • N exceeds 0.01%, N is combined with boron to form BN, thereby reducing the role of boron added for hardenability, and also increasing the concentration of dissolved nitrogen to increase strength during processing.
  • the N content is more preferably 0.001 to 0.005%, and even more preferably 0.001 to 0.003%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the microstructure of the wire rod of the present invention is preferably a ferrite + pearlite composite structure.
  • bainite steel with fine cementite has an advantage, but it is reported that spheroidized cementite from bainite is too fine and growth is very slow. disadvantageous Therefore, in the present invention, by controlling the microstructure of the wire rod to be a ferrite + pearlite composite structure, it is possible not only to improve the spheroidizing heat treatment property but also to make the structure more homogenized.
  • the fraction of ferrite is 50 area% or more, and if it is less than 50 area%, the pearlite phase fraction is relatively reduced, thereby affecting the pearlite colony size. It may be difficult to effectively secure the spheroidizing heat treatment property. In particular, even with the same ferrite phase fraction, if the ferrite grain size is fine, the colony size may be further refined.
  • a microstructure that may be unavoidably formed during manufacturing for example, one or more of bainite or martensite may be included in an amount of 5 area% or less. That is, the microstructure of the present invention is a composite structure in which the main phase is ferrite + pearlite, and may contain (including 0%) at least one of bainite or martensite in 5 area% or less.
  • the wire rod of the present invention preferably has an average cementite aspect ratio of 35 or less.
  • the cementite average aspect ratio By controlling the cementite average aspect ratio to be small as described above, the spheroidization rate of cementite can be increased during the spheroidizing heat treatment.
  • the average grain size of the ferrite is preferably 5 ⁇ m or less. As described above, by finely controlling the average grain size of ferrite, it is possible to increase the spheroidization rate of cementite during the spheroidizing heat treatment.
  • the cementite average aspect ratio and the average grain size of ferrite may be in the center of the diameter of the wire rod, for example, in the region of 2/5 to 3/5 points from the surface based on the diameter.
  • the average aspect ratio of cementite and the average grain size of ferrite in the surface layer portion may be fine.
  • the average aspect ratio of cementite after one-time spheroidizing heat treatment may be 2.5 or less.
  • the spheroidizing heat treatment is effective for spheroidizing cementite as the number of treatments increases.
  • cementite can be sufficiently spheroidized only by one spheroidizing heat treatment.
  • the surface layer portion of the wire rod receives a strong pressing force during rolling, the spheroidization of cementite can also proceed smoothly.
  • cementite in the area of 1/4 to 1/2 from the surface based on the diameter of the diameter-based center of the wire rod can also be sufficiently spheroidized, so that the average aspect ratio of cementite at the center of the wire rod can be 2.5 or less.
  • a processing process before spheroidization heat treatment is usually performed in order to segment the microstructure, and the wire rod of the present invention can effectively increase the spheroidization rate of cementite without such a processing process.
  • a billet having the above-described alloy composition is prepared.
  • the step of preparing the billet may include heating the steel material at 1200° C. or more for 60 minutes or more, and then performing primary hot rolling to obtain a billet; Air-cooling the billet to 150 ⁇ 500 °C; and cooling the air-cooled billet to room temperature at a cooling rate of 5 to 30° C./sec.
  • the first hot rolling is performed to obtain a billet.
  • the above-mentioned steel material may be one of slabs, blooms and billets having a relatively large size, and the primary hot rolling is preferably plate rolling to reduce the size or thickness of the steel material.
  • Ti serves to increase the free B content by preventing N from combining with B by fixing N, and in the present invention, the steel is heated as described above to grow TiN to make sufficient free B.
  • the steel heating temperature is less than 1200° C. or the steel heating time is less than 60 minutes, TiN is stabilized and TiN growth may not occur sufficiently.
  • the steel material may have an average size of TiN of 500 ⁇ m or more.
  • the TiN average size is less than 500 ⁇ m, the free B increasing effect cannot be sufficiently obtained.
  • the billet is air-cooled to 150 ⁇ 500 °C.
  • the billet air cooling stop temperature exceeds 500°C, other precipitates other than TiN may grow to cause cracks or breakage of the wire rod during the rolling process, and if it is less than 150°C, productivity may decrease.
  • the air-cooled billet is cooled to room temperature at a cooling rate of 5 to 30° C./sec.
  • the billet cooling is for improving productivity, and at a temperature of less than 150° C., the risk of cracking is reduced even if the billet cooling rate is increased to 5° C./sec or more.
  • the billet cooling rate is more preferably 10°C/sec or more, even more preferably 15°C/sec or more, and most preferably 20°C/sec or more.
  • the billet cooling rate exceeds 30° C./sec, the risk of cracking may increase due to the excessive cooling rate.
  • the cooled billet may contain 80 area% or more of TiN in the total precipitate excluding oxidative inclusions.
  • the oxidative inclusion may be, for example, Al 2 O 3 , SiO 2 , or the like.
  • the TiN fraction is more preferably 90 area% or more.
  • the cooled billet is heated and extracted at 950 to 1050° C.
  • the billet extraction temperature is less than 950 °C, the rolling property is lowered, and when the billet extraction temperature exceeds 1050 °C, rapid cooling is required for rolling, so it is difficult to control cooling and cracks occur, so a good product It can be difficult to ensure quality.
  • the extracted billet is subjected to secondary hot rolling to obtain a wire rod.
  • the secondary hot rolling is preferably a ball rolling to have the billet in the shape of a wire rod.
  • the secondary hot rolling may include intermediate finishing rolling of the extracted billet and finishing rolling at 730° C. to Ae3 above a critical deformation amount expressed by the following Relational Equation 1 or more.
  • the wire rolling speed is very fast and belongs to the dynamic recrystallization region. According to the research results so far, it has been found that the austenite grain size depends only on the strain rate and strain temperature under dynamic recrystallization conditions. Due to the characteristics of wire rolling, when the wire diameter is determined, the amount of deformation and the deformation rate are determined, so that the size of austenite grains can be changed by adjusting the deformation temperature.
  • the crystal grains are refined by using the dynamic strain induced transformation phenomenon during dynamic recrystallization. In order to secure the ferrite grains to be obtained by the present invention by using this phenomenon, it is preferable to control the finishing rolling temperature to 730° C. to Ae3.
  • finishing rolling temperature exceeds Ae3
  • it may be difficult to obtain sufficient spheroidizing heat treatment properties because it is difficult to obtain the ferrite grains to be obtained in the present invention, and when it is less than 730°C, the equipment load increases and the equipment lifespan may be sharply reduced. .
  • the reduction amount is not sufficient, so it is difficult to sufficiently refine the cementite average aspect ratio and the average ferrite grain size in the center of the wire rod, and thus the spheroidizing heat treatment property of the wire rod obtained may be lowered.
  • the average size of the austenite grains of the wire rod is preferably 5 to 20 ⁇ m. Ferrite is known to grow by nucleation at the austenite grain boundary. If the parent phase austenite grains are fine, ferrite nucleated at the grain boundaries can also start to be produced finely. As described above, by controlling the average size of the austenite grains of the wire rod after intermediate finishing rolling as described above, the effect of refining the ferrite grains can be obtained.
  • the wire rod is cooled to 2° C./sec or less.
  • the wire rod cooling rate exceeds 2° C./sec, there is a fear that a low-temperature structure such as bainite may be formed in the fine segregation portion of the wire rod.
  • a low-temperature structure such as bainite may be formed in the fine segregation portion of the wire rod.
  • segregation more than twice the average of the wire rod may be formed, and this may cause a low-temperature structure to be generated even at a low cooling rate, which may adversely affect the homogenization of the structure of the steel.
  • the wire rod cooling rate is more preferably 0.5 ⁇ 2 °C / sec in terms of ferrite grain refinement.
  • the average austenite grain size (AGS) was measured through the cutting crop performed before the final finishing rolling.
  • Ae3 displayed values calculated using JmatPro, a commercial program.
  • the average grain size (FGS) of the ferrite was measured at 3 random points in the 2/5 to 3/5 point area from the diameter of the sample collected after removing the uncooled part after the wire rolling, and was expressed as the average value.
  • the cementite average aspect ratio was expressed as an average value after measuring the lengths of the major and minor axes of each cementite by selecting 10 random points at the same point as the FGS measurement.
  • the spheroidizing heat treatment was directly performed on the specimen of the wire rod prepared as described above without a separate processing process.
  • the spheroidizing heat treatment is heated to 760°C at a heating rate of 100°C/Hr, maintained for 4 to 6 hours, cooled to 730°C at a cooling rate of 50°C/Hr, and then in the section between 730°C and 670°C. After cooling at a cooling rate of 10° C./Hr, the furnace was maintained at a temperature lower than that.
  • the average aspect ratio of cementite is taken in 3 fields of view of the 1/4 ⁇ 1/2 points in the diameter direction of the wire rod, and the long/short axis of cementite in the field of view is automatically measured using an image measurement program, and then statistical processing is performed. was measured through
  • Comparative Examples 1 to 6 which do not satisfy the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention, not only do not satisfy the microstructure type and fraction of the present invention, but also do not secure fine grains, so that during one spheroidizing heat treatment It can be seen that the cementite average aspect ratio is high, and eventually, it can be confirmed that additional spheroidizing heat treatment is required for application to the final product.

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Abstract

본 발명은 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cr: 0.3~0.7%, B: 0.003% 이하(0%는 제외), Ti: 0.03% 미만(0%는 제외), P: 0.03% 이하(0%를 포함), S: 0.01% 이하(0%를 포함), Al: 0.02~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 주상이 페라이트+펄라이트인 복합조직이며, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상을 5면적% 이하로 포함(0%를 포함)하고, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 35 이하인 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법
본 발명은 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
보론강은 저가의 보론을 미량 첨가하여 강의 소입성을 향상시킴으로서 Cr, Mo와 같은 고가의 합금원소를 절감할 수 있는 경제적인 소재이다. 인장강도가 낮은 800MPa급 보론강은 강도 향상을 위한 합금원소의 미첨가로 인해 인장강도가 낮아 구상화 열처리 생략이 가능하나, 소입성의 한계가 있어 대구경 소재에는 사용이 제한되는 단점이 있다. 1000MPa급 이상의 고강도 제품과 대구경 소재는 Cr, Mn 등의 합금 원소가 많이 첨가되고 그로 인해 선재의 인장강도가 상승하여 구상화 열처리 필요하게 된다.
800MPa급 보론강의 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 열간 압연 봉강선재에서 페라이트 결정립 사이즈를 미세화하고 분율을 높임으로서 강의 인성을 향상시키고자 하였다. 그러나, Cr 함량의 제한으로 소입성의 한계가 있어 대구경 봉강에서는 사용이 제한되는 단점이 있다.
이러한 문제점을 개선하기 위하여, 특허문헌 2에서는 Cr, Mo 등을 첨가하고, 미세조직이 페라이트를 포함하도록 한 보론강을 개발하여 고주파 담금질성을 개선하고자 하였다. 그러나, 페라이트는 오스테나이징 열처리시 오스테나이트화 하기 어려운 조직이기 때문에, 고주파 열처리와 같은 짧은 열처리를 이용하기 위해서는 선재의 초기 미세조직에 포함되는 페라이트 상분율을 가능한 감소시켜야 하는 단점이 있다. 또한, 이러한 방법은 페라이트 분율을 가능한 적게 유지하기 위하여 마무리 압연온도를 높여야 하므로 선재 강도가 상승하고, 이에 따라, 가공성 측면에서 불리하게 작용할 수 밖에 없다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2010-053426호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2005-133152호
본 발명의 일측면은 구상화 열처리성이 우수한 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cr: 0.3~0.7%, B: 0.003% 이하(0%는 제외), Ti: 0.03% 미만(0%는 제외), P: 0.03% 이하(0%를 포함), S: 0.01% 이하(0%를 포함), Al: 0.02~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 주상이 페라이트+펄라이트인 복합조직이며, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상을 5면적% 이하로 포함(0%를 포함)하고, 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 35 이하인 구상화 열처리성이 우수한 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cr: 0.3~0.7%, B: 0.003% 이하(0%는 제외), Ti: 0.03% 미만(0%는 제외), P: 0.03% 이하(0%를 포함), S: 0.01% 이하(0%를 포함), Al: 0.02~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 준비하는 단계; 상기 빌렛을 가열한 뒤, 950~1050℃에서 추출하는 단계; 상기 추출된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 2℃/sec 이하로 냉각하는 단계;를 포함하며, 상기 2차 열간압연은 상기 추출된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
본 발명의 일측면에 따르면, 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있는 선재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 구상화 열처리성이 우수한 선재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.3~0.5%
C는 시멘타이트의 구상화를 가속화시키기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 구상화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 시 잔류 오스테나이트가 과다하게 발생하여 적절한 강도, 인성 및 연성을 얻기 곤란하다. 한편, C 함량이 0.3% 미만인 보론강은 인장강도가 충분히 낮아 별도의 구상화 열처리가 요구되지 않는다. 본 발명에서는 구상화 열처리가 필요한 보론강을 대상 강재로 하며, 시멘타이트의 구상화 속도를 가속화하기 위하여, 상기 C 함량을 0.3% 이상으로 제어한다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.3~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Si: 0.02~0.4%
Si은 일정 수준의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.02% 미만일 경우에는 상기 강도 향상 효과가 충분하지 않으며, 0.4%를 초과하는 경우에는 고용 강화 효과가 과도하게 높아져 강의 가공성 확보에 불리할 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.02~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Si 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 1.0~1.5%
Mn은 경화능 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.0% 미만일 경우에는 부족한 경화능으로 인해 충분한 소입성을 얻기 힘들어 구상화 열처리 및 단조 가공공정 후 진행되는 소입, 소려 열처리 시 충분한 강도를 얻기 곤란하며, 1.5%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 증가하여 선재 제조시 저온 조직을 생성할 우려가 있다. 저온 조직은 이후 신선 공정에서 내부 균열을 발생할 우려가 있으므로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, Mn의 함량은 1.0~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량은 1.0~1.3% 사이를 갖는 것이 바람직하다. Mn은 일반적으로 주조공정 중 미세편석이 잘 일어나는 원소이므로, 원하는 수준의 소입성이 충족되는 경우 상기 Mn 함량은 낮게 관리하는 편이 강의 편차제어에 유리하기 때문이다.
Cr: 0.3~0.7%
Cr은 Mn과 마찬가지로 강의 소입성을 높여주는 원소로 주로 사용된다. 상기 Cr의 함량은 0.3% 미만의 경우에는 강의 소입성이 충분하지 않아 대경 소재의 중심부분의 경화능이 부족하게 된다. 강의 소입성이 0.7%를 초과할 경우에는 강의 내부에 편석대로 존재로 인해 선재 제조공정 중 저온조직 띠가 생길 수 있으며 이후 신선공정에서 균열이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~0.7%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.3~0.6%인 것이 보다 바람직하다.
B: 0.003% 이하(0%는 제외)
B은 소입성 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.003%를 초과하는 경우에는 상기 B이 Fe 23(C,B) 6를 형성하기 때문에 free 보론양이 감소하여 강의 소입성이 줄어들게 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.003% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ti: 0.03% 이하(0%는 제외)
Ti은 소입성 향상을 위한 보론의 효과를 최대화하기 위해서 질소를 고정하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.03%를 초과하는 경우에는 용강 중 TiN이 정출되는 현상이 발생하여 강 중 질소를 고정하려는 본래의 티타늄 첨가 목적을 달성하기 힘들게 된다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.03% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.025%인 것이 보다 바람직하다.
P: 0.03% 이하(0%를 포함)
P은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물이며, 그 함량이 0.03%를 초과할 경우에는 오스테나이트 입계에 P가 편석하여 입계 취성을 일으키며 특히 강의 저온 충격인성을 저하할 우려가 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P의 함량은 낮으면 낮을수록 강의 건전성 확보에 유리하므로, 0.02% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.015% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.01% 이하(0%를 포함)
S은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물이며, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우에는 과다한 MnS가 생성되어 강의 충격인성에 악영향을 미치게 된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.01% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.007% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
Al은 AlN을 형성하여 오스테나이트 결정립을 생성시키는 역할을 하는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.02% 미만일 경우에는 고용 Al이 적어 AlN이 충분히 형성되지 않게 되어 상기 효과를 충분히 얻기 곤란하며, 0.05%를 초과하는 경우에는 강 중 알루미늄 산화물이 과다하게 성장하여 강의 인성에 영향을 줄 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
N은 Ti와 반응하여 TiN을 형성함으로써 소입성 향상을 위한 보론의 효과를 향상시키고, 강 중 Al과 반응하여 AlN을 형성함으로써 오스테나이트 결정립 형성에 영향을 주는 원소이다. 상기 N이 0.01%를 초과하는 경우에는 N이 보론과 결합하여 BN을 형성하게 되어 소입성을 위해 첨가한 보론의 역할을 감소시키게 되며, 또한 고용 질소 농도가 증가하여 가공 중 강도 상승을 일으키게 된다. 한편, N 함량은 낮으면 낮을수록 바람직하나, 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 지나친 탈질 공정이 필요하게 되어 공정 비용 상승을 가져오게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.001~0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.003%인 것이 보다 더 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.
본 발명 선재의 미세조직은 페라이트+펄라이트 복합조직인 것이 바람직하다. 강의 구상화 측면만 본다면 미세한 시멘타이트를 가지는 베이나이트강이 유리한 측면이 있으나, 베이나이트에서 구상화된 시멘타이트는 너무 미세하여 성장이 매우 더딘 것으로 보고되고 있어 페라이트+퍼얼라이트+베이나이트 복합조직은 조직 균질화 측면에서 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 선재의 미세조직을 페라이트+펄라이트 복합조직으로 제어함으로써 구상화 열처리성을 향상시킬 뿐만 아니라 조직을 보다 균질화시킬 수 있다. 이 때, 상기 페라이트의 분율은 50면적% 이상인 것이 바람직하며, 만일, 50면적% 미만인 경우에는 상대적으로 펄라이트 상분율이 줄어들게 되고, 이로 인해, 펄라이트 콜로니 사이즈에 영향을 주게 되며, 본 발명에서 얻고자 하는 구상화 열처리성을 효과적으로 확보하기 곤란할 수 있다. 특히 동일 페라이트 상분율을 가지고 있더라도 페라이트 결정립 크기가 미세하게 되면 콜로니 사이즈는 더 미세화될 수 있다. 한편, 본 발명에서는 제조시 불가피하게 형성될 수 있는 미세조직 예를 들어, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상을 5면적% 이하로 포함할 수 있다. 즉, 본 발명의 미세조직은 주상이 페라이트+펄라이트인 복합조직이며, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상을 5면적% 이하로 포함(0%를 포함)할 수 있다.
본 발명의 선재는 시멘타이트 평균 종횡비가 35 이하인 것이 바람직하다. 상기와 같이 시멘타이트 평균 종횡비를 작게 제어함으로써 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
또한, 상기 페라이트의 결정립 평균 크기는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기와 같이 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세하게 제어함으로써 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 높일 수 있다.
한편, 본 발명에서 상기 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트의 결정립 평균 크기는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서의 것일 수 있다. 통상적으로 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 상기 표층부에서의 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트의 결정립 평균 크기는 미세할 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 표층부 뿐만 아니라 중심부까지 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트의 결정립 평균 크기를 미세화시킴으로써 구상화 열처리시 시멘타이트의 구상화율을 효과적으로 높일 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 선재는 1회 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 통상적으로 상기 구상화 열처리는 그 처리 횟수가 증가할수록 시멘타이트의 구상화에 효과적임이 널리 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 1회의 구상화 열처리만으로도 시멘타이트를 충분히 구상화시킬 수 있다. 한편, 앞서 언급한 바와 같이 선재의 표층부는 압연시 강한 압하력을 받기 때문에 시멘타이트의 구상화 또한 원할하게 진행될 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 선재의 직경 기준 중심부 예를 들어, 직경을 기준으로 표면으로부터 1/4지점~1/2지점 영역에서의 시멘타이트 또한 충분히 구상화가 가능하여 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 2.5 이하일 수 있다. 또한, 통상적으로 시멘타이트 구상화를 위해서는 미세조직을 분절화하기 위하여 구상화 열처리 전 가공 공정을 거치게 되는데, 본 발명의 선재는 이러한 가공 공정 없이도 시멘타이트의 구상화율을 효과적으로 높일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 빌렛을 준비한다. 상기 빌렛을 준비하는 단계는, 강재를 1200℃ 이상에서 60분 이상 가열한 뒤, 1차 열간압연하여 빌렛을 얻는 단계; 상기 빌렛을 150~500℃까지 공냉하는 단계; 및 상기 공냉된 빌렛을 5~30℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
강재를 1200℃ 이상에서 60분 이상 가열한 뒤, 1차 열간압연하여 빌렛을 얻는다. 상기 언급한 강재는 슬라브, 블룸 및 사이즈가 비교적 큰 빌렛 중 하나일 수 있으며, 상기 1차 열간압연은 상기 강재의 크기 혹은 두께를 감소시키는 판압연인 것이 바람직하다. 보론강에서 Ti는 N을 고정하여 N이 B와 결합하는 것을 막아 free B 함량을 늘리는 역할을 하며, 본 발명에서는 충분한 free B을 만들고자 TiN을 성장시키기 위해 상기와 같이 강재를 가열한다. 상기 강재 가열온도가 1200℃ 미만이거나 상기 강재 가열시간이 60분 미만인 경우에는 TiN이 안정화하여 TiN 성장이 충분히 일어나지 않을 수 있다.
한편, 상기 강재 가열 후, 상기 강재는 TiN의 평균 크기가 500㎛ 이상일 수 있다. 상기 TiN 평균 크기가 500㎛ 미만인 경우에는 free B 증량 효과를 충분히 얻을 수 없다.
이후, 상기 빌렛을 150~500℃까지 공냉한다. 상기 빌렛 공냉정지온도가 500℃를 초과할 경우에는 TiN 외 기타 석출물이 성장하여 압연공정시 선재의 균열이나 파단을 유발할 수 있으며, 150℃ 미만인 경우에는 생산성이 저하될 수 있다.
이후, 상기 공냉된 빌렛을 5~30℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각한다. 상기 빌렛 냉각은 생산성 향상을 위한 것으로서, 150℃ 미만의 온도에서는 빌렛 냉각속도를 5℃/sec 이상으로 높이더라도 균열 발생 위험이 줄어든다. 상기 빌렛 냉각속도는 10℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 15℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 20℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 다만, 상기 빌렛 냉각속도가 30℃/sec를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인하여 균열 발생 위험이 증가할 수 있다.
한편, 상기 냉각된 빌렛은 산화성 개재물을 제외한 전체 석출물 중 TiN을 80면적% 이상 포함할 수 있다. 이와 같이 TiN을 다량 형성시킴으로써 B에 의한 소입성 향상 효과를 충분히 얻을 수 있다. 상기 산화성 개재물은 예를 들면, Al 2O 3, SiO 2 등일 수 있다. 상기 TiN 분율은 90면적% 이상인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 빌렛을 가열한 뒤, 950~1050℃에서 추출한다. 상기 빌렛 추출온도가 950℃ 미만인 경우에는 압연성이 저하되고, 상기 빌렛 추출온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 압연을 위하여 급격한 냉각이 필요하므로, 냉각 제어가 어려울 뿐만 아니라 균열 등이 발생하여 양호한 제품 품질을 확보하기 곤란할 수 있다.
이후, 상기 추출된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는다. 상기 2차 열간압연은 빌렛을 선재의 형태를 갖도록 하는 공형압연인 것이 바람직하다. 상기 2차 열간압연은 상기 추출된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계와 730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
선재 압연 속도는 매우 빨라 동적재결정 영역에 속한다. 현재까지의 연구결과에 의하면 동적재결정 조건하에서는 오스테나이트 결정립 크기가 변형 속도와 변형 온도에만 의존한다고 밝혀져 있다. 선재 압연의 특성상 선경이 정해지면 변형량, 변형 속도는 정해지게 되어 오스테나이트 결정립 크기는 변형 온도를 조정하여 변화시킬 수 있게 된다. 본 발명에서는 동적재결정 중 동적 변형유기변태 현상을 이용하여 결정립을 미세화하고자 한다. 이러한 현상을 이용하여 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 결정립을 확보하기 위해서는 마무리 사상압연 온도를 730℃~Ae3로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 사상압연 온도가 Ae3를 초과하는 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 페라이트 결정립을 얻기 어려워 충분한 구상화 열처리성을 얻기 곤란할 수 있고, 730℃ 미만일 경우에는 설비 부하가 높아져 설비 수명이 급격히 저하될 수 있다.
아울러, 상기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 미만으로 마무리 사상압연하는 경우에는 압하량이 충분하지 않아 선재 중심부에서의 시멘타이트 평균 종횡비와 페라이트 결정립 평균 크기를 충분히 미세화시키기 어렵고, 이로 인해 얻어지는 선재의 구상화 열처리성이 저하될 수 있다.
한편, 상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 것이 바람직하다. 페라이트는 오스테나이트 결정립계에서 핵생성하여 성장하는 것으로 알려져 있다. 모상인 오스테나이트 결정립이 미세하면 그 결정립계에서 핵생성하는 페라이트도 미세하게 생성을 시작할 수 있으므로, 상기와 같이 중간 사상압연 후 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 제어함으로써 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있다. 상기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 페라이트 결정립 미세화 효과를 얻기 곤란하고, 5㎛ 미만의 오스테나이트 결정립 평균 크기를 얻기 위해서는 강압하와 같은 높은 변형량을 추가적으로 가해야 하는 별도의 설비가 필요하다는 단점이 있을 수 있다.
이후, 상기 선재를 2℃/sec 이하로 냉각한다. 상기 선재 냉각속도가 2℃/sec를 초과하는 경우에는 선재의 미세편석부에서 베이나이트와 같은 저온조직이 생성될 우려가 있다. 상기 미세편석부에서는 선재의 평균대비 2배 이상의 편석이 형성될 수 있으며, 이로 인해 낮은 냉각 속도에서도 저온 조직이 생성되어 강의 조직 균질화에 좋지 않은 영향을 미칠 수 있다. 한편, 상기 선재 냉각속도는 페라이트 결정립 미세화 측면에서 0.5~2℃/sec인 것이 보다 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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)
50kg 진공 유도 용해로를 이용하여 주조함으로써 하기 표 1의 합금조성을 갖는 강재를 제조하였다. 상기 강재를 1230℃에서 480분간 가열하고, 300℃까지 공냉한 후 상온까지 10℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 빌렛을 제조하였다. 상기 제조된 빌렛을 하기 표 2에 기재된 조건을 이용하여 선재를 제조하였다. 이와 같이 제조된 선재에 대하여 미세조직, 페라이트의 결정립 평균 크기, 시멘타이트 평균 종횡비 및 1회 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
중간 사상압연 후 오스테나이트 결정립 평균 크기(AGS)는 마무리 사상압연 전 수행하는 절단 crop을 통해 측정하였다.
Ae3는 상용 프로그램인 JmatPro를 이용하여 계산한 값을 표시하였다.
페라이트의 결정립 평균 크기(FGS)는 선재 압연 후 미수냉부를 제거한 뒤 채취한 시편에 대하여 직경으로부터 2/5지점~3/5지점 영역에서 임의의 3지점을 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
시멘타이트 평균 종횡비는 상기 FGS 측정과 동일 지점에서 임의의 10개 지점을 선정하여 각 시멘타이트의 장축과 단축의 길이를 측정한 뒤, 평균값으로 나타내었다.
한편, 구상화 열처리는 상기와 같이 제조된 선재의 시편에 대하여 별도의 가공 공정없이 바로 수행하였다. 이 때, 상기 구상화 열처리는 100℃/Hr의 가열속도로 760℃까지 가열한 후 4~6시간 유지시키고, 730℃까지 50℃/Hr의 냉각속도로 냉각시킨 후 730℃에서 670℃ 사이 구간에서는 10℃/Hr의 냉각속도로 냉각한 뒤 그 이하의 온도에서는 노냉을 유지하는 것으로 진행하였다. 시멘타이트의 평균 종횡비는 구상화 열처리 후 선재의 직경 방향으로 1/4~1/2 지점의 2000배 SEM을 3시야 촬영하여 이미지 측정 프로그램을 사용하여 시야 내 시멘타이트의 장축/단축을 자동측정 후 통계처리를 통해 측정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr P S Ti B Al N
발명강1 0.32 0.21 1.2 0.45 0.018 0.006 0.015 0.002 0.03 0.004
발명강2 0.36 0.2 1.15 0.51 0.015 0.006 0.018 0.003 0.02 0.005
발명강3 0.43 0.15 1.3 0.38 0.01 0.008 0.025 0.0015 0.04 0.003
발명강4 0.38 0.25 1.18 0.62 0.011 0.003 0.015 0.0015 0.03 0.005
비교강1 0.34 0.54 1.05 0.6 0.016 0.004 0.023 0.002 0.03 0.004
비교강2 0.43 0.56 1.22 0.43 0.013 0.005 0.014 0.0018 0.03 0.004
구분 강종No. 빌렛추출온도(℃) 중간 사상압연 후 AGS(㎛) Ae3(℃) 마무리 사상압연온도(℃) 임계변형량 마무리 사상압연변형량 선재 냉각정지온도(℃) 선재 냉각속도(℃/sec)
발명예1 발명강1 1032 12 792 742 0.61 0.82 0.82 0.8
발명예2 발명강2 1025 11 783 755 0.65 0.75 0.75 1.2
발명예3 발명강3 1034 14 766 764 0.72 0.92 0.92 0.9
발명예4 발명강4 1043 13 801 760 0.64 0.75 0.75 1.5
발명예5 발명강1 1021 12 778 752 0.72 0.85 0.85 1.8
발명예6 발명강2 1030 12 780 770 0.61 0.84 0.84 0.9
비교예1 비교강1 1024 12 792 802 0.61 0.43 0.43 0.4
비교예2 비교강2 1031 24 783 823 0.65 0.63 0.63 0.3
비교예3 비교강3 1034 22 766 790 0.72 0.48 0.48 1.5
비교예4 비교강4 1035 21 801 835 0.64 0.55 0.55 2.0
비교예5 비교강1 1011 15 778 804 0.72 0.52 0.52 2.4
비교예6 비교강2 1028 18 780 816 0.61 0.55 0.55 3.0
임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
구분 미세조직(면적%) 페라이트 결정립 평균 크기(㎛) 시멘타이트 평균 종횡비 구상화 열처리 후시멘타이트 평균 종횡비
F P B+M
발명예1 57 41 2 3.8 29 2.1
발명예2 53 47 0 4.5 32 2.3
발명예3 51 45 4 4.8 27 2.4
발명예4 53 45 2 4.3 33 2.2
발명예5 56 42 2 4.7 30 2.4
발명예6 52 46 2 4.6 31 2.2
비교예1 47 51 2 9.4 36 3.1
비교예2 32 66 2 11 37 2.8
비교예3 46 52 2 9.5 35 3.3
비교예4 34 64 2 12 42 2.9
비교예5 48 50 2 11 44 3.1
비교예6 35 63 2 11 42 3.3
F: 페라이트, P: 펄라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율 뿐만 아니라 미세한 결정립을 확보함으로써 1회의 구상화 열처리만으로도 2.5 이하의 시멘타이트 평균 종횡비를 가지고 있음을 알 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 6의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라 미세한 결정립을 확보하지 못함으로써 1회의 구상화 열처리시 시멘타이트 평균 종횡비가 높은 수준임을 알 수 있고, 결국, 최종 제품에 적용하기 위해서는 추가적인 구상화 열처리가 필요함을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cr: 0.3~0.7%, B: 0.003% 이하(0%는 제외), Ti: 0.03% 미만(0%는 제외), P: 0.03% 이하(0%를 포함), S: 0.01% 이하(0%를 포함), Al: 0.02~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 주상이 페라이트+펄라이트인 복합조직이며, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상을 5면적% 이하로 포함(0%를 포함)하고,
    직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 시멘타이트 평균 종횡비가 35 이하인 구상화 열처리성이 우수한 선재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트의 분율은 50면적% 이상인 구상화 열처리성이 우수한 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 직경의 2/5지점~3/5지점 영역에서의 페라이트 결정립 평균 크기가 5㎛ 이하인 구상화 열처리성이 우수한 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 1회 구상화 열처리 후 시멘타이트의 평균 종횡비가 2.5 이하인 구상화 열처리성이 우수한 선재.
  5. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.02~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cr: 0.3~0.7%, B: 0.003% 이하(0%는 제외), Ti: 0.03% 미만(0%는 제외), P: 0.03% 이하(0%를 포함), S: 0.01% 이하(0%를 포함), Al: 0.02~0.05%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 준비하는 단계;
    상기 빌렛을 가열한 뒤, 950~1050℃에서 추출하는 단계;
    상기 추출된 빌렛을 2차 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및
    상기 선재를 2℃/sec 이하로 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 2차 열간압연은 상기 추출된 빌렛을 중간 사상압연하는 단계; 및
    730℃~Ae3에서 하기 관계식 1로 표현되는 임계 변형량 이상으로 마무리 사상압연하는 단계;를 포함하는 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법.
    [관계식 1] 임계 변형량 = -2.46Ceq 2 + 3.11Ceq - 0.39 (단, Ceq = C + Mn/6 + Cr/5이며, 상기 C, Mn, Cr은 중량%임)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 빌렛을 준비하는 단계는, 강재를 1200℃ 이상에서 60분 이상 가열한 뒤, 1차 열간압연하여 빌렛을 얻는 단계;
    상기 빌렛을 150~500℃까지 공냉하는 단계; 및
    상기 공냉된 빌렛을 5~30℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하는 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 강재 가열 후, 상기 강재는 TiN의 평균 크기가 500㎛ 이상인 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉각된 빌렛은 산화성 개재물을 제외한 전체 석출물 중 TiN을 80면적% 이상 포함하는 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법.
  9. 청구항 5에 있어서,
    상기 중간 사상압연 후, 선재의 오스테나이트 결정립 평균 크기는 5~20㎛인 구상화 열처리성이 우수한 선재의 제조방법.
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