KR20110075319A

KR20110075319A - 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20110075319A
Application number: KR1020090131738A
Authority: KR
Inventors: 김동현; 이유환; 이상윤; 조형근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2009-12-28
Filing date: 2009-12-28
Publication date: 2011-07-06
Also published as: EP2519654A4; WO2011081360A3; WO2011081360A2; EP2519654B1; EP2519654A2; CN102686750A; US20120227872A1

Abstract

본 발명은 초고강도가 요구되는 자동차 엔진용 볼트 등에 사용되는 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수소에 의한 지연파괴 특성을 향상시킨 선재를 제공하고자 하는 것이다.

이를 위하여 본원발명은 중량%로, C: 0.7 ~ 1.2%, Si: 0.25 ~ 0.5%, Mn: 0.5 ~ 0.8%, V: 0.02 ~ 0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재 및 그 제조방법을 제공한다.

선재(wire rod), 초고강도(ultra high strength), 지연파괴(delayed fracture)

Description

지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH STEEL WIRE ROD HAVING HIGH RESISTANCE OF DELAYED FRACTURE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 초고강도가 요구되는 자동차 엔진용 볼트 등에 사용되는 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수소에 의한 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차의 경량화 및 고성능화에 따라 에너지 저감을 위해 구동체, 특히 볼트 등 엔진용 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 현재까지 사용되고 있는 고강도 볼트는 SCM435, SCM440등의 합금강을 사용하여, 켄칭 및 템퍼링을 통해 1200MPa 급의 볼트를 제조하여 사용하고 있다. 그러나 인장강도 1300MPa 이상의 강재에서는 수소에 의한 지연파괴 발생이 야기되기 쉽기 때문에 이러한 강재를 초고강도 볼트 제조에 사용하는 것은 아직 미비한 실정이다.

고강도 볼트 개발에 있어서 고려해야 할 가장 큰 문제는 지연파괴 문제이다. 상기 지연파괴는 볼트가 일정 인장강도(약 1200MPa)이상에서, 하중을 가하게 되면 갑작스럽게 파단이 일어나는 현상을 말한다. 이러한 현상은 주로 노치 부위 혹은 머리부에서 일어나며, 수소에 의한 3축 응력부위의 취화현상 때문인 것으로 알려져 있다. 따라서, 1200MPa급 이상의 고강도 볼트 개발에서 이러한 내지연파괴 물성을 증가시켜, 볼트의 안전성을 확보하여야 할 필요가 있다.

일본 철강사에서 펄라이트를 기반으로 하여 펄라이트의 페라이트와 세멘타이트 계면에 수소 트랩 사이트를 형성시켜 지연파괴 특성을 향상시키고, 펄라이트 고유의 강도를 유지하는 고강도 펄라이트 강재가 개발되어 일부 자동차사에 공급되고 있다.

그러나 상기 일본 철강사 강재는 강재 생산 후 사이징(sizing)을 위한 신선시, 신선을 통한 인장강도 향상 및 신선성 확보를 위해 크롬이 0.2 중량% 이상 첨가되어야 하며, 항온변태를 위한 레드 페턴팅(lead patenting)이 필수적으로 요구되는 등, 제조비용이 매우 높고 공정이 복잡한 단점을 가지고 있으며, 강재 생산시 압연 및 냉각조건이 매우 정밀하게 요구된다는 문제점이 있다.

또한, 1200MPa급 고강도 선재의 지연파괴 특성을 개선하기 위해서, 결정립 미세화 원소인 Ti, Nb, V 이 0.5중량%이상 첨가되고, Ni, Cu, Co 등의 내식성 원소 및 탄화물 원소를 첨가하는 기술이 있으나, 역시 펄라이트의 변태 안정성 확보를 위해 레드 페턴팅이 필수적으로 요구되어 생산 단가가 매우 높다는 단점을 가지고 있다.

한편, 지금까지의 자동차 엔진에 사용되는 볼트 합금강을 대체하기 위한 비조질강은 열처리 생략으로 원가를 절약하는 측면에서 많은 연구가 진행되어 왔다. 그러나, 최근에는 차량 경량화 및 고강도화를 도모하고, 부품수를 줄이기 위한 단조를 복잡하게 설계하고 있으며, 이러한 단조의 복잡한 설계는 종래 급냉처리하는 소입 소려 방법을 적용할 때 변형이 발생하여 적용이 거의 불가능한 것이 현실이다.

이에 따라, 비조질강에 대한 연구에서는 C 성분을 낮추고 미량의 Ti를 첨가하여 오스테나이트 입자 미세화를 통해 인성을 향상시키는 방법, Mo를 소량 첨가하여 에시큘라 페라이트(acicular ferrite)를 형성하여 고강도화를 달성하는 방법 등에 관한 연구가 진행되어 왔으나, 상기 방법들은 고가의 합금원소를 첨가함에 따른 원가 상승 문제점을 발생시키고 있다.

또한, C을 0.1%로 낮추고 Cr, Mo를 복합 첨가하여 인성을 향상시키고, 제어냉각을 통해 미세조직을 마르텐사이트로 변태시킴으로서 강도를 증가시키는 방법 등이 제안되어 왔으나, 이러한 방법은 인성의 저하와 Cr, Mo의 고가원소 첨가 및 제어냉각 설비 구현 등의 문제점이 해결되지 못한 것이 문제점으로 남아있다.

한편, 상기 언급한 바와 같이, 1200MPa급 합금강이 가지는 인장강도 향상의 한계성은 아직 극복하지 못한 상태이며, 펄라이트를 기반으로한 초고강도 선재에 관한 기술은 일본에서 소수 제안된 바 있으나, 아직까지는 고가의 합금원소 첨가 및 레드 페턴팅이 필수적으로 요구되어 가격 경쟁력 확보가 불가능하며, 특히 수소에 의한 지연파괴 특성에 관한 안정적인 데이터 확보에 문제점을 가지고 있는 현실이다.

따라서, 비조질강이 가지는 기본적인 열처리 생략을 통한 공정 감축, 그리고 미량 합금원소 첨가를 통한 가격 경쟁력 확보 및 지연파괴 안정성이 확보된 초고강도 선재의 제조기술이 요구되고 있는 실정이다.

본 발명은 초고강도 및 우수한 지연파괴 저항성을 동시에 갖는 선재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.7 ~ 1.2%, Si: 0.25 ~ 0.5%, Mn: 0.5 ~ 0.8%, V: 0.02~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재를 제공한다.

또한, 상기 조성을 만족하는 강재를 1000~1100℃로 가열하고, 900~1000℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계;

상기 압연된 강재를 5~10℃/s의 냉각속도로 600~650℃까지 냉각하는 단계; 및

상기 냉각된 강재를 60~80%의 감면율로 냉간신선하는 단계를 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 선재는 V 첨가를 통한 석출강화 효과로 펄라이트 강도를 증가시키고, V(C,N)의 석출물 형성을 통해 확산성 수소의 트랩사이트를 증가시켜 수소에 의한 지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있어, 자동차용 볼트 등의 제조에 사용되는 경우 자동차 경량화 및 고성능화를 달성할 수 있다.

또한, 레드 페턴팅(lead patenting) 생략 및 고가 합금원소의 생략을 통해 가격 경쟁력이 우수하고, 공정 조건의 제약이 없는 새로운 제조 방법으로서의 기반기술로 작용할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명자들은 고강도 자동차용 볼트를 개발함에 있어서, 가장 큰 문제로 대두된 지연파괴를 해결하기 위해서 깊이 연구한 결과, 바나듐을 미량 첨가하여, 펄라이트의 페라이트 기지조직내에 바나듐 탄질화물을 형성시킴으로서, 펄라이트의 강도를 증가시키고, 상기 바나듐 탄질화물이 확산성 수소의 트랩 사이트(trap site)로 작용하여 수소지연파괴의 저항성을 향상시키는 것을 확인하고, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 선재에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명 선재의 조성에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

본 발명의 선재에서 가장 중요한 첨가원소는 바나듐(V)이다. 본 발명의 선재는 V을 0.02~0.1% 포함한다. 상기 V는 페라이트 기지내에 V(C,N)의 석출물을 형성한다. 상기 석출물은 펄라이트 강도를 증가시키는 것과 함께, 확산성 수소의 트랩 사이트(trap site)로 작용한다.

상기 V의 함량이 0.02% 미만일 경우에는 질소 및 탄소와의 고용도가 저하되어 효과적인 석출물의 형성이 어렵게 되고, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 페라이트 기지내에 V 석출물이 과다하게 되어 압연 및 신선 가공시 파단원인과 냉간압조성이 급격히 저하되는 문제가 있다.

탄소(C)의 함량은 0.7~1.2%로 하는 것이 바람직하다. 상기 상기 C는 통상적으로 강재의 강도 확보를 위해서 필수적으로 첨가되는 원소로서, 상기 C의 함량이 0.7% 미만인 경우에는 충분한 강도가 확보되지 않아, 초고강도 강재의 강도 확보가 불가능하며, 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면, 탄소함량이 높아 압연 및 신선공정시 크랙(crack) 혹은 파단의 원인이 될 수 있다.

망간(Mn)의 함량은 0.5~0.8%로 하는 것이 바람직하다. 상기 Mn은 강의 강도를 증가시키고, 충격특성에 영향을 미치는 합금원소이며, 압연성을 증가시키고 취성을 감소시키는데 영향을 미친다. 그 함량이 0.5% 미만일 경우에는 강도 보상 효과가 미미하며, 0.8%를 초과하는 경우에는 강도 증가에 따른 경화현상이 심화되기 때문에 그 함량을 0.5~0.8중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si)의 함량은 0.025~0.5%로 하는 것이 바람직하다. 상기 Si는 펄라이트내 페라이트에 고용되어 모재 강도를 향상시키는 효과를 가진다. Si 함량이 0.25% 미만일 경우에는 고용을 통한 강도 증가효과가 부족하게 되며, 0.5%를 초과 하는 경우에는 냉간단조시 가공경화 효과가 증대되어 인성이 저하되는 문제가 있다.

인(P)의 함량은 0.02%이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 P는 결정립계에 편석되어 인성저하의 원인이 되기 때문에 가능한 낮게 제어하는 것이 필요하므로, 그 상한을 0.02%로 제어하는 것이 바람직하다.

황(S)의 함량은 0.02%이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 S는 저융점 원소로서, Mn과 결합하여 인성을 저하시키며, 고강도 선재의 특성에 매우 악영향을 미치기 때문에 될 수 있는 한 제한하는 것이 바람직하며, 정련시 공정에서의 필수 불가결한 문제를 감안하여 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 성분이외에 추가적으로 질소(N)가 60ppm 첨가될 수 있다.상기 N은 VN을 형성하나, 원료 중에서 용강으로 혼입되는 불순물에 해당하므로, 그 함량이 60ppm을 초과하는 것은 바람직하지 않다.

한편, 본 발명에서는 V이외에 대표적 석출물 원소인 Ti, Nb가 불가피한 불순물로 첨가되는 경우외에는 적극적으로 첨가하지 않는 것을 특징으로 한다. 그 이유는 Ti와 V를 복합첨가할 경우, 용강중의 질소가 Ti와 먼저 반응하여 TiN을 석출시켜, V 석출물이 효과적으로 생성될 수 없어, 석출강화 및 석출물에 의한 지연파괴 저항성을 향상시킬 수 없다. 또한, Nb와 복합첨가할 경우에는 오스테나이트 결정립을 미세화시킬 수 있다는 장점이 있으나, 가격향상이 불가피하며, 질소와의 반응성이 매우 좋기 때문에 V 석출물 형성의 방해물로 작용하여 효과적이지 못하다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명 선재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 선재는 V(C,N) 석출물이 상기 펄라이트의 페라이트 조직에 분포되는 것이 바람직하다. 상기 V(C,N) 석출물은 필름(film)형태의 세멘타이트(cementite)가 석출되는 것을 방지하고, 펄라이트내의 페라이트 조직에 분포되어 강력한 수소트랩 사이트(site)로서의 역할을 수행함으로서, 수소에 의한 지연파괴 저항성을 향상시킨다.

상기 V(C,N) 석출물의 평균입경은 30㎚ 이하인 것이 바람직하고, 상기 V(C,N) 석출물의 개수는 1*10⁹개/㎟ 이상인 것이 바람직하다.

상기 석출물의 크기가 30㎚를 초과하게 되면 펄라이트내의 페라이트 기지내에 V(C,N) 석출물이 미세하게 분포되지 않아 균일한 석출물 분포를 통한 석출강화 효과를 기대하기 어렵고, V(C,N) 석출물이 조대할 경우, 전위 이동을 억제하여 인 장강도를 향상시키기 보다는 페라이트내에 조대 석출물 형성을 통해 파단의 기점이 될 수 있는 가능성이 있으므로, 상기 석출물의 크기는 30㎚이하로 하는 것이 바람직하다

또한, 석출물의 개수가 1*10⁹개/㎟ 이상이 되어야 하는 이유는 상기 석출물의 개수가 1*10⁹개/㎟ 미만에서는 V 석출물에 의한 석출강화 효과를 확보하기 어려워, 본 발명에서 요구되는 강도에 도달 할 수 없기 때문이다. 다만, 석출물이 너무 많은 경우에는 석출강화 효과 극대화로 신선시 단선을 유발하나, 본 발명에서는 V의 함량을 제한하므로, 이에 석출물 개수의 상한을 특별히 한정하지 않는다.

또한, 본 발명의 선재는 전체 펄라이트 조직을 가지며, 상기 펄라이트 조직의 라멜라(lamella) 층상간격이 작을수록 인장강도 및 연성이 증가하게 된다. 본 발명 선재는 펄라이트 조직의 라멜라 층상간격이 150~300㎚인 것이 바람직하다.

펄라이트의 연성과 강도는 펄라이트 내의 라멜라 간격에 의존하는 것으로서, 특히, 항복강도는 펄라이트 층상간격에 의존하며, 홀-패치(Hall-Petch)관계식으로 표현될 수 있다. 따라서, 라멜라 간격이 작을수록 강도는 증가하게 되고 연성 역시 증가하기 때문에 적정 수준의 라멜라 간격이 필요하다.

상기 라멜라 층상간격이 150㎚미만에서는 가공경화율이 극심하여 신선시 단선의 위험을 가지고 있으며, 300㎚를 초과하는 경우에는 벽계파괴(cleavage frature) 등의 전단파괴가 일어날 가능성이 커지게 되고, 후술하는 강도확보를 기대하기 어렵다.

또한, 본 발명의 선재는 한계 확산성 수소량이 0.6~0.9ppm인 것이 바람직하다. 상기 확산성 수소량은 강이 수소를 함유할 수 있는 최대 농도값을 나타내는 것으로, 기지조직에 따라 확보할 수 있는 양이 상이하다. 본 발명에서, 상기 한계 확산성 수소량이 0.6ppm 미만에서는 수소 트랩(trap)에 의한 내지연파괴 효과를 볼 수 없으며, 한계 확산성 수소량의 상한을 0.9ppm으로 한정한 이유는 본 발명과 같이 V 석출물을 포함하는 펄라이트 강종에서 0.9ppm을 초과하여 확보하는 것이 용이하지 않기 때문이다.

이하, 본 발명 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상기 조성을 만족하는 강재를 압연하기 전에 가열한다. 이때 가열온도는 1100℃이하로 한다. 바람직하게는 1000~1100℃로 가열한다.

상기 가열된 강재에 대하여 열간압연을 행한다. 이때 조압연부터 사상압연까지는 1050~800℃의 온도범위에서 행한다.

상기 압연된 강재를 5~10℃/s의 냉각속도로 600~650℃까지 냉각한다. 상기 냉각속도가 5℃ 미만일 경우에는 초석 세멘타이트가 석출되어 조직 이방성을 일으키는 문제가 있으며, 10℃/s를 초과하는 경우에는 저온조직인 마르텐사이트가 형성되기 때문이다. 상기 열간압연한 후 냉각된 선재는 1100~1300MPa의 인장강도를 갖는다.

상기 냉각한 후 냉간신선을 행한다. 상기 냉간신선시 감면율은 60~80%로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉간신선을 통하여 가공경화에 의한 인장강도를 확보하기 위하여, 60% 이상의 감면율로 냉간신선을 행하나, 감면율이 80%를 초과하는 경우에는 냉간단조성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 80%로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉간신선된 선재는 1550~1650MPa의 인장강도를 갖는다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 만족하는 강종을 1100℃에서 가열하여 용체화 처리 후, 950℃에서 변형률(strain rate) 10/s, 변형량 0.6의 변형(strain)을 가한 후, 7.5℃/s의 냉각속도로 냉각하고, 10~90%까지 신선시켜 선재를 제조하였다. 하기 표 1에서 발명예는 본 발명범위의 V을 첨가한 강종이고, 종래예는 Cr을 첨가한 강종이 다. 한편 비교예 1 및 2는 본 발명 V 함량을 벗어난 강종이고, 비교예 3 및 4는 V 대신에 Al을 첨가한 강종이다.

상기와 같이 제조된 선재에 대하여 인장강도, 연신율 및 표면조도를 측정하고 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 그리고, 상기 선재에 대하여 미세조직, 확산성수소함량에 따른 파단강도 및 신선량에 따른 인장강도의 변화를 측정하고 그 내용을 후술하는 도 1 내지 6에 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Al	V
종래예	0.82	0.25	0.8	0.2	-	-
발명예1	0.82	0.25	0.8	-	-	0.05
발명예2	0.82	0.25	0.8	-	-	0.1
비교예1	0.82	0.25	0.8	-	-	0.15
비교예2	0.82	0.25	0.8	-	-	0.2
비교예3	0.82	0.25	0.8	-	0.04	-
비교예4	0.82	0.25	0.8	-	0.08	-

구분	인장강도(TS, MPa)	연신율(El, %)	표면조도(RA, %)
종래예	1051	7	-
발명예1	1062.8	7.5	16.7
발명예2	1106.8	6.7	12.2
비교예1	1070.3	7.3	15.2
비교예2	1146.5	5.1	14
비교예3	990.9	6.8	14.5
비교예4	1027.8	7.4	15.1

상기 표 2에서 나타난 바와 같이, 발명예 1 및 2는 V을 미량 첨가하더라도, 종래예 및 비교예 3 및 4 등과 동등한 수준의 강도, 연신율 및 표면조도(RA)를 얻을 수 있는 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 1 및 2와 같이, 본 발명의 범위를 벗어나서 V을 다량 첨가하더라도 강도와 연신율 등의 효과가 향상되는 것은 아니므로, 본 발명에서는 확산성 수소량 및 파단 등을 고려하여 V 함량을 0.05~0.1%로 한정하였다.

한편, 도 1 및 2에서 (a), (b)는 각각 종래예와 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이 나타나 있다. 도 1 및 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1은 펄라이트의 라멜라 층상간격(약 184.3㎚)이 종래예(약 368.75㎚)에 비하여 약 50% 정도 미세한 조직을 가지는 것을 알 수 있다.

또한, 도 3은 종래예, 발명예 1, 발명예 2, 비교예 1, 비교예 2, 비교예 4의 미세조직을 관찰하고, 이를 각각 도 3(a) 내지 도 3(f)에 나타내었다. 도 3에 나타난 바와 같이, 발명예 1 및 2는 라멜라 층상간격이 각각 184.3㎚, 213㎚로, 종래예 및 비교예에 비하여 미세한 펄라이트 라멜라 층상간격을 가짐을 확인할 수 있다.

도 4는 각각 종래예(도 4(a))와 발명예 1(도 4(b))의 미세조직 구조를 도식적으로 나타낸 것으로 종래예에서는 필름(film)형태의 세멘타이트(cementite)가 석출되는 것을 확인할 수 있으나, 발명예 1에서는 구형의 V(C,N) 석출물이 분포되는 것을 확인할 수 있다.

또한, 도 5는 발명예 1과 종래예(기존 82BC 강종)의 수소지연파괴 저항성을 비교한 결과로서, 약 1500Mpa의 파단강도(fracture stress)에서 발명예 1은 확산성 수소량이 0.87ppm으로, 종래예(확산성 수소량 0.52ppm)에 비해 확산성 수소량이 약 1.5배 향상되었음을 확인할 수 있다. 이는 상기 도 4에 나타난 구형의 V(C,N) 석출물이 기존의 펄라이트내의 페라이트와 세멘타이트의 계면에 석출됨으로써, 확산성 수소가 트랩되어 수소지연파괴 저항성이 향상되기 때문이다.

한편, 도 6은 신선량에 따라 직경감소에 따른 인장강도의 변화를 나타낸 그래프이다. 상기 표 2 및 도 6에 나타난 바와 같이, V이 첨가된 경우에 우수한 인장강도를 나타내는 것을 확인할 수 있다. V이 0.1% 초과하여 첨가될 경우, V 석출물 형성에 따른 인장강도 향상은 기대될 수 있으나, V이 다량 첨가되는 비교예 1 및 2의 경우에는 석출물의 과다 석출로 인해 선재의 크랙 형성 혹은 파단이 야기될 수 있다.

또한, Al이 첨가된 비교예 3 및 4의 경우에는 결정립 미세화에 의해 펄라이트의 콜로니 사이즈가 줄어든다는 장점을 가지고 있으나, 석출물이 빠른 냉각속도에 의해 원할하게 석출되지 않아 강도 보정이 용이하지 않게 된다.

도 1의 (a) 및 (b)는 각각 종래예와 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 2의 (a) 및 (b)는 각각 종래예와 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 3는 각각 종래예, 발명예 및 비교예의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 4의 (a) 및 (b)는 각각 종래예와 발명예 1의 미세조직 구조를 도식적으로 나타낸 것이다.

도 5는 종래예와 발명예 1의 파단강도(fracture stress)와 확산성 수소량의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 6은 종래예, 발명예 및 비교예의 신선시 직경에 따른 인장강도 변화를 나타낸 그래프이다.

Claims

중량%로, C: 0.7 ~ 1.2%, Si: 0.25 ~ 0.5%, Mn: 0.5 ~ 0.8%, V: 0.02 ~ 0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재.
청구항 1에 있어서,

상기 선재의 미세조직이 전체 펄라이트 조직이며, 상기 펄라이트 조직의 라멜라 층간간격이 150~300㎚이고,

상기 펄라이트내 페라이트 조직에 V(C,N)석출물이 분포되어 있는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재.
청구항 2에 있어서,

상기 V(C,N)석출물은 평균입경이 30㎚ 이하이고, 개수가 1*10⁹개/㎟ 이상인 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재.
청구항 1에 있어서,

상기 탄소강 선재의 한계 확산성 수소량이 0.6~0.9ppm인 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재.
중량%로, C: 0.7 ~ 1.2%, Si: 0.25 ~ 0.5%, Mn: 0.5~ 0.8%, V: 0.02~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1100℃ 이하로 가열하고, 900~1000℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계;

상기 압연된 강재를 5~10℃/s의 냉각속도로 600~650℃까지 냉각하는 단계; 및

상기 냉각된 강재를 60~80%의 감면율로 냉간신선하는 단계

를 포함하는 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재의 제조방법.