KR100345715B1

KR100345715B1 - 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법

Info

Publication number: KR100345715B1
Application number: KR1019980052838A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1998-12-03
Filing date: 1998-12-03
Publication date: 2002-09-18
Also published as: KR20000037998A

Abstract

본 발명은 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법에 관한 것이며, 그 목적하는 바는 미세조직적인 측면에서 인장하중시 초기에는 연한조직이 우선적으로 변형을 시작하고 소재 파단강도는 경한 조직이 제어되도록 강성분 및 열처리조건을 적절한 범위로 제어함으로서, 인장강도 130kg/mm²급 이상이면서 저항복비를 갖는 볼트용 강 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 볼트용 강을 제조하는 방법에 있어서, 중량%로, 탄소 0.4-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.2-0.8%, 크롬 0.25-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하를 함유하고, 여기에 바나듐 0.05-0.2%, 니요븀 0.05-0.2%, 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%, 코발트 0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위 내에서 20분 이상 가열하여, 페라이트 상분율이 5-25%인 복합조직으로 제조한 후, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(150℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상 등온열처리하고, 이후 유냉 또는 공냉하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법

본 발명은 건설용 및 해향구조물의 강구조 체결용 등에 사용되는 볼트용강을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 페라이트+베이나이트 조직을 이용한 고항복비 고강도의 볼트용 복합조직강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결과 볼트의 경량화 및 다기능, 고성능화를 위해서는 반드시 소재의 고강도화가 요구되어진다. 고강도 볼트용강을 사용할 경우, 강구조물 측면에서 볼트 체결은 용접접합에 비해 숙련된 기술을 요구치 않고, 취약한 용접부를 대체하는 등을 고려할 때, 볼트 체결시 체결력 강화에 따른 강구조물의 안정성을 높일 수 있으며, 또한 볼트 체결갯수의 감소에 의해 강재사용량을 줄일 수 있는 장점이 있다. 따라서, 최근 구조물 규모 및 사용환경, 용도특성에 따라 강구조물 체결부 접합방식이 용접에서 볼트접합방식으로 그 비율이 증가하고 있는 추세이다.

한편, 강구조물은 지진 및 강풍에 의해 구조물의 붕괴를 초래할 수 있어 사용환경에 따라 내진성이 우수한 강재가 요구되어진다. 강구조물에 있어서 지진 및 강풍에 의한 구조물의 붕괴를 방지하기 위해 통상 사용되고 있는 방법으로는 구조물에 사용되는 강재의 경우 상이한 항복강도를 갖는 강재를 사용하는데(일본특허공개공보 96-42187), 즉 주체 구조부재는 항복강도가 높은 강재로 구성하여 연직하중을 지지하고, 해당 주체 구조부재에 부설한 내진용 부재는 항복강도가 낮은 강재로 구성함으로써, 대지진과 강풍시 항복강도가 높은 주체부재에서는 탄성변형으로 구조물을 유지하는 역할을 하고, 대지진과 강풍의 에너지는 내진 부재의 소성(역성)변형에 의해 충격을 흡수함으로서 강구조물용 강재의 내진성을 개선하고 있다.

이러한 의미에서 내진성이 우수한 강구조물 제조시 볼트체결부에서도 동일한 개념으로 내진성이 우수한 볼트용강과 고강도 볼트용강의 혼합이 요구되어지고 있다. 우수한 내진성을 갖기 위해서는 항복강도의 저감이 반드시 필요하며, 또한 볼트 체결부에서 내진성을 부여하기 위해서는 볼트 체결부에서도 저항복비를 갖는 볼트강을 적정 비율로 사용하는 것이 불가피하며, 더욱이 앞서 언급한 고강도 볼트 체결에 따른 볼트 접합부의 잇점을 유지하기 위해 고강도 저항복비를 갖는 볼트용강이 요구되어진다.

따라서, 고강도강이면서 항복비가 낮은 고강도 저항복비 볼트용강이 개발될 경우 기대되어지는 잇점으로는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결과 볼트의 경량화 및 다기능, 고성능화를 달성하면서 아울러 강구조물 내진설계시 볼트체결부에서도 내진설계를 제공함으로서 강구조물의 내진성을 가일층 개선할 수 있다는데 있다.

기존의 사용되고 있는 미세조직의 구성으로는 대부분 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase) 조직으로 항복비가 0.8 이상인 것이 일반적인 특징으로 볼 수 있다. 그런데, 볼트용 소재의 고강도 저항복비화를 달성하는데 주요 저해요인으로는 인장변형시 우선적으로 변형할 수 있는 연한조직의 분포가 미세조직 구성상 불가능하기 때문이다. 즉, 항복강도를 낮추기 위한 템퍼링 온도를 올리면 항복강도는 저하되나 동시에 인장강도도 저하되기 때문에 저항복비를 기대할 수 없다. 따라서, 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 고강도 저항복비 볼트용강을 제조한다는 것은 미세조직 구성 특징상 한계가 있다.

따라서, 볼트의 고강도화 및 저항복비화를 달성하기 위해서는 항복강도가 낮은 페라이트 조직을 연속적인 조직으로 구성하는 것이 불가피하며, 이를 위한 수단으로 최종 미세조직내에서 인장변형시 페라이트 조직의 분포를 최대한으로 활용하면서 동시에 고강도화를 달성하는 것이 바람직하다.

저항복비를 갖는 볼트용강 개발예는 아직 없으며, 다만 내진성이 우수한 철근용 강재에 대한 기술로는 일본 특허공개공보 97-95734가 있다.

상기 일본 특허공개공보 97-95734에서는 항복강도 345MPa이상 항복비 0.8 이하, 항복신장 1.4%이상 충격인성 27J/cm²이상인 내진성이 우수한 콘크리트 철근용 강재의 제조방법으로 합금성분계는 탄소 0.10-0.40%, 실리콘 0.05-0.60%, 망간 0.60- 2.0%, 알루미늄 0.005-0.080%, 보론 0.008%이하, 구리 0.3%이하, 니켈 0.3% 이하, 몰리브덴 0.1% 하, 티타늄 0.1%이하 등으로 구성하여 제어냉각을 부여하는 것으로 구성되어 있는데, 130kg/mm²이상 고강도화 및 저항복비(0.7 이하)를 달성하지는 못하였다.

열처리에 의한 고강도 베이나이트+마르텐사이트 복합조직 저탄소 합금강 제조기술로는 일본 특허공개공보 평6-271975, 평7-173531, 일본 "철과 강" Vol. 82(1996) No. 4 등이 있다.

상기 일본 특허공개공보 평 6-271975는 수소에 의한 지연파괴저항성이 우수한 복합조직강 제조방법에 관한 것으로서 중량%로 0.05-0.3%C, 0.1-2.5%Si, 0.1-3.0%Mn, 0.05-0.1Al, Cu, Ni, Mo, Cr, Nb, V, Ti, B 중 1개 이상의 합금원소를 포함하는 강에 있어서 미세조직이 마르텐사이트 단상, 베이나이트 단상, 혹은 베이나이트 + 마르텐사이트 복합조직이며 이러한 미세조직이 수소에 의한 지연파괴 저항성을 확보하기 위해 잔류 오스테나이트가 체적 분율로 1-30% 존재하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 상기 일본 특허공보 평 6-271975 에서는 인장강도 130kg/mm²이상 확보하면서 저항복비를 달성하지는 못하였다.

상기 특허공개공보 평7-173531은 중량%로 0.05-0.3%C, 0.05-2.0%Si, 0.3-5.0%Mn, 1.0-3.0%Cr, 0.01-0.5%Nb, 0.01-0.06%Al의 화학조성을 갖는 강을 열간성형후 초석 페라이트가 석출되지 않는 임계냉각속도 이상으로 연속냉각하여 베이나이트 + 마르텐사이트 이상복합조직강을 제조하는 방법에 관한 것이나 임계지연파괴강도 130kg/mm²이상 확보하면서 저항복비를 달성하지는 못하였다.

상기 일본 "철과강" Vol. 82(1996) No.4는 종래의 템퍼드마르텐사이트 조직을 근간으로 합금성분계 0.49C-0.31%Mn-1.02%Cr-0.68%Mo-0.034%Nb-0.32%V-0.009%P-0.004%S으로 구성되며 입계지연파괴강도는 130kg/mm²급으로 불순물의 입계편석 저감을 위해 저 P, 저 S, 저 Mn 화하고, 탄화물의 입계석출방지를 위해 Ni, Cr, Mo, V을 첨가하고, 결정립 미세화를 위해 V, Nb, Ti 를 첨가하여 낮은 템퍼링 온도에서 열처리하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 상기 일본 철과강 Vol. 82(1996) No. 4 에서는 인장강도 130kg/mm²급 이상을 확보하기 어려운 문제점과 저항복비를 달성하지는 못하였다.

본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위하여 제안된 것으로, 그 목적하는 바는 미세조직적인 측면에서 인장하중시 초기에는 연한조직이 우선적으로 변형을 시작하고 소재 파단강도는 경한 조직이 제어되도록 강성분 및 열처리조건을 적절한 범위로 제어함으로서, 인장강도 130kg/mm²급 이상이면서 저항복비를 갖는 볼트용 강 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.

도 1(a)는 발명예, (b)는 비교예의 SEM을 이용한 미세조직사진

본 발명자는 고강도 저항복비를 갖는 미세조직의 제어방안에 대해 다각도로 연구한 결과, 중탄소강에서 2.0%-4.0%실리콘, 바나듐, 크롬, 망간, 니켈, 텅스텐 몰리브덴, 구리, 보론, 티타늄 등을 선택적으로 첨가하고, 열처리시 이상역(페라이트+오스테나이트)에서의 페라이트 상분율을 적절히 제어하고, 마르텐사이트 변태점(Ms) 직상 Ms + (150℃ ± 30℃)범위로 급냉후 등온열처리하여 이상역 복합조직내의 오스테나이트를 베이나이트 조직으로 변태시킬 경우, 지연파괴저항성에 대한 개선효과가 현저하여 고강도 및 저항복비를 갖는 볼트용강을 제조할 수 있다는 것을 알아내었다.

상기한 바와같은 관점으로부터 출발한 본 발명은 볼트용 강을 제조하는 방법에 있어서, 중량%로, 탄소 0.4-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.2-0.8%, 크롬 0.25-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하를 함유하고, 여기에 바나듐 0.05-0.2%, 니요븀 0.05-0.2%, 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%, 코발트 0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위 내에서 20분 이상 가열하여, 페라이트 상분율이 5-25%인 복합조직으로 제조한 후, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(150℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상 등온열처리하고, 이후 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 상기 성분 및 성분범위의 한정이유에 대하여 설명한다.

상기 탄소(C)의 함량을 0.40-0.60%으로 제한한 이유는, 그 함량이 0.40%미만에서는 베이나이트 제조를 위한 열처리후 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도를 확보하기 어렵기 때문이며, 0.60%를 초과하면 열처리후 인성확보의 어려움과, 이상역 열처리시 페라이트 생성에 따른 오스테나이트의 탄소농도가 너무 높아 고연신율에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 때문이며, 가열로 탈탄, 볼트 체결시 영구변형성, 피로특성, 탄질화물 분포, 베이나이트 조직형상, 베이나이트 변태 소요시간 등에 영향을 미치기 때문이다.

상기 실리콘(Si)의 함량을 2.0-4.0%로 한정한다. 그 함량이 2.0%미만인 경우에는 베이나이트 조직내 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직구성, 볼트 체결시 영구변형성 등에 영향을 미치기 때문이고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면페라이트 탈탄층의 적정분포가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 또한, 4.0%를 초과하는 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 저항복비를 얻기 위한 베이나이트 조직구성, 충격인성, 피로특성등에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으며, 선재제조를 위한 부룸(bloom) 또는 빌레트(billet) 제조시 실리콘 편석에 의한 미세조직의 불균질화를 초래하여 최종 제품에서의 품질특성이 저하되기 때문이며, 또한 열처리시 표면 페라이트층의 두께가 증가하여 균질 표면 탈탄제어가 어렵기 때문이다.

상기 실리콘의 보다 바람직한 성분범위는 2.8-3.3% 로 베이나이트 조직을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 베이나이트의 고강도, 저항복비를 얻기 위한 베이나이트 조직구성, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 서굴제어), 표면탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형 저항성, 동적 및 정적 피로특성을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

상기 망간(Mn)의 함량은 0.2-0.8%로 한정한다. 그 이유는 망간이 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용한 원소이나, 0.8%를 초과하여 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직불균질이 볼트특성에 더 유해한 영향을 미친다. 또한, 망간이 0.2%미만 첨가될 경우, 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화에 의한 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다. 망간의 함량이 0.8%를 초과하는 경우에는 주조시 망간 편석으로 인하나 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직이방성 심화, 즉 불균질로 볼트 특성이 저하된다. 따라서 망간의 함량을 0.2-0.8% 로 한정하는 것은 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향등을 고려한 범위이다.

상기 크롬(Cr)의 함량은 0.25-0.8%로 한정한다. 그 이유는 0.25%미만에서는 고 실리콘 첨가강의 열처리시 표면 탈탄제어를 위한 표면 페라이트층의 형성이 어려워 탈탄억제 효과가 거의 없으며 또한 소입성 개선을 기대하기 어렵기 때문이며, 0.8%를 초과하면 등온열처리시 베이나이트의 변태소요시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, 선재 탈탄층 제어를 위한 선재 가열로 장입시 표면적정 페라이트층의 생성이 어려워 균질탈탄제어에 영향을 미치기 때문이다.

상기 바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소로 그 함량을 0.05-0.2%로 한정한다. 이들 성분의 함량이 0.05%미만에서는 모재내 바나듐 또는 니오븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력 이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하기 때문이며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 베이나이트 조직 구성에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 이들 함량이 0.2%를 초과하면 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선효과가 포화되고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 산소(O)의 함량은 0.0015% 이하로 한정한다. 그함량이 0.0015%를 초과하면 조대한 산화물계 비금속 개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

상기 질소(N)의 함량은 0.005-0.03%로 한정한다. 그 함량이 0.005%미만에서는 비확산성 수소 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니오븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되기 때문이다.

상기 인(P) 및 황(S)의 함량을 0.01% 이하로 한정한다. 상기 인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 상기 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 니켈(Ni)은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 그 함량을 0.3-2.0%로 한 것은 0.3%미만에서는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어 및 인성, 제조공정 다변화를 위한 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 냉간볼트 가공시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이고, 2.0%를 초과하면 그 효과가 포화되고 소입시 잔류 오스테나이트량의 증가로 템퍼링시 템퍼 취성을 일으켜 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 붕소(보론, B)는 본 발명에서 소입성 및 지여파괴저항성 개선을 위한 입계강화 원소로 붕소의 함량을 0.0010-0.003%로 한정하다. 그 함량이 0.0010%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 따른 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연호처리시 흑연화 촉진 효고가 미흡하기 때문이며, 0.003%를 초과하면 첨가 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량은 0.01-0.5%로 한정한다. 이들 함량이 0.01%미만에서는 베이나이트내의 세멘타이트와 모재에서의 고용강화 효과가 미흡하고 응력이완성의 개선효과를 얻기가 어렵고, 템퍼링시 몰리브덴계 석출물을 미세하게 분포시켜 고온에서 안정한 조직의 확보가 어렵기 때문이다. 또한, 이들 함량이 0.5%를 초과하면 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있기 때문이다.

상기 구리(Cu)의 함량은 0.01-0.2%로 한정한다. 그 함량이 0.01%미만에서는 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%를 초과하면 그 개선효과가 포화되고 입계편석시 녹는 점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.

상기 티타늄의 함량은 0.01-0.2%로 한정한다. 그 함량이 0.01%미만에서는 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴 저항성에 유효한 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 0.2%를 초과하면 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 질화물을 형성하여 피로특성에 유해하기 때문이다.

상기 코발트의 함량은 0.01-0.5%로 한정한다. 그 함량이 0.01%미만에서는 냉간단조를 위한 소재 연질화 열처리인 구상화 또는 흑연화열처리시 연화촉진 효과가 미흡하고, 입계 확산성 수소농도에 미치는 효과가 없으며, 0.5%를 초과하면 그 효과가 효과가 포화되고 연화열처리시 연질화 속도가 현격히 증가하여 열처리시 부분적 미세조직 불균질을 초래할 수 있어 바람직하지 않다.

이하, 상기와 같은 화학성분을 갖는 강을 이용하여 볼트용 베이나이트강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서 복합조직상의 페라이트 분율을 5-25%로 한정하는 이유는 다음과 같다.

즉, 페라이트 조직분율 5%미만에서는 지연파괴저항성 개선을 위한 오스테나이트의 결정입계를 불연속화를 달성하기에 그 페라이트양이 너무 적어 개선효과가 미흡하기 때문이며, 25%를 초과하면 과다한 페라이트 분율에 의해 모재 조직처럼 페라이트 조직이 연속성을 유지하게 되어 항복강도 저감에는 유효하나 인장강도가 저하되는 문제점이 있고, 복합조직을 얻기 위한 이상역 열처리시 페라이트 생성에 따른 오스테나이트의 탄소농도가 너무 높아져서 저항복비에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 어렵기 때문이다.

보다 바람직한 페라이트 조직분율은 10-15% 범위이다. 즉 최종 복합조직에서의 페라이트 조직분율이 10-15%일 때, 저항복비(항복강도/인장강도 비를 칭함), 고강도, 고연신율, 균질 페라이트 분포에 따른 지연파괴저항성의 개선효과를 극대화할 수 있기 때문이다.

또한, 본 발명에서는 이러한 페라이트 조직분율을 확보하기 위하여 이상역 열처리 조건을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 온도범위로 한정하는 이유는 다음과 같다. 여기서 Ac3는 가열시 오스테나이트 변태온도이며, Ac1은 가열시 이상역(페라이트+오스테나이트)으로의 변태온도를 나타내며 합금성분계에 따라 Ac3, Ac1 변태온도는 합금성분계에 따라 상이하게 나타난다.

Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3 온도 미만에서는 이상역 열처리시 페라이트 생성량이 25%를 초과되어 앞서 언급한 바같이 항복강도의 저하를 초래하기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5를 초과하면 결정입계 불연속화에 필요한 페라이트양이 5%미만이 되기 때문에 그 효과를 기대하기 어렵기 때문이다.

이상역 열처리시 보다 바람직한 범위로 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5 의 온도범위를 들 수 있다. 이는 저항복비 인장강도, 구오스테나이트 결정입계의 불연속성, 입계석출물의 불연속성, 베이나이트 조직구성, 연신율, 탈탄제어등을 고려한 범위이다.

본 발명에서는 가열후 베이나이트 조직제조를 위한 등온 열처리 조건으로 마르텐사이트 변태온도(Ms) 직상 Ms+(150 ± 30℃) 범위로 한정하는데, 그 이유는 다음과 같다.

즉, Ms+120℃미만에서는 베이나이트 조직 구성상 세멘타이트의 두께가 얇고 모재내 페라이트 분포층이 세멘타이트와 함께 매우 미세하게 분포하여 인장변형시가 세멘타이트와 페라이트가 거의 동시에 변형을 시작하여 항복강도는 낮추기 어렵기 때문이며, Ms+180℃를 초과하면 초석 페라이트 변태 및 퍼얼라이트 변태로 인해 인장강도의 고강도화가 불가능하고 항복강도의 증가, 충격인성이 급격하게 저하되기 때문이다.

고강도이면서 저항복비를 갖는 보다 바람직한 베이나이트 변태온도 범위는 Ms+(150±10℃)인데, 이는 항복비, 내진성, 볼트 체결력, 부식저항성, 볼트 체결시 응력 이완성, 충격인성, 연신율, 인장강도 등을 고려한 범위이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

실시예

하기 표1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 준비하였는데, 발명재(1-8)은 본 발명의 성분범위를 만족하는 것이고, 비교재(1-4)는 본 발명의 성분범위를 벗어난 것들이다. 준비된 강들을 시료로 하여 50kg 잉고트로 주조후 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연하였다. 이때 마무리온도는 950℃ 이상으로 하여 열간압연후 공냉하였으며, 압연비는 80% 이상으로 하였다.

	C	Si	Mn	Cr	V	Ni	Mo	Ti	W	B	P	S	N₂
발명재1	0.45	3.03	0.29	0.58	0.05	-	-	-	-	-	0.005	0.004	0.008
발명재2	0.40	3.42	0.31	0.79	0.2	-	-	0.01	-	0.0013	0.006	0.005	0.014
발명재3	0.60	2.99	0.32	0.33	0.05	0.54	-	-	0.02	-	0.007	0.009	0.007
발명재4	0.45	2.0	0.77	0.51	0.11	-	0.2	0.03	-	-	0.006	0.008	0.009
발명재5	0.44	3.96	0.23	0.27	0.06	-	-	-	0.2	0.0015	0.008	0.008	0.008
발명재6	0.53	3.01	0.35	0.55	-	-	0.05	0.05	0.07	0.0010	0.004	0.009	0.004
발명재7	0.58	2.56	0.80	0.29	-	1.10	0.13	0.10	-	-	0.005	0.006	0.005
발명재8	0.44	3.1	0.34	0.55	0.07	-	-	-	-	-	0.007	0.006	0.008
비교재1	0.35	0.19	0.67	0.95	tr.	0.03	0.17	-	-	-	0.019	0.015	0.004
비교재2	0.31	0.20	0.62	0.95	tr.	0.04	0.05	-	-	-	0.017	0.010	0.005
비교재3	0.34	0.22	0.36	1.26	0.019	0.05	0.40	-	-	-	0.011	0.012	0.015
비교재4	0.20	0.20	0.80	0.72	-	-	0.04	-	-	0.0015	0.009	0.004	0.005

상기와 같이 열간압연된 소재들로부터 기계적 성질(인장 및 충격특성) 및 지연파괴저항성을 평가하기 위한 시험편들을 압연재의 압연방향에서 채취하였다.

이때, 열처리조건은 하기 표2 및 표3에 나타낸 가열 및 등온열처리 조건으로 열처리시험을 행하였다. 또한, Ms변태온도, Ac1 및 Ac3는 열분석기(dilatometry)를 이용하여 측정하였으며, 그 결과를 하기 표2 및 표3에 나타내었다.

	사용강종	·가열온도(℃)Ac3-[(Ac3-Ac1)/X]·가열온도(℃)	가열시간(min)	·등온가열(℃)(Ms+X)·템퍼링온도(℃)	·등온유지시간(min)·템퍼링시간(min)	Ferrite상분율(%)	변태온도
	사용강종	·가열온도(℃)Ac3-[(Ac3-Ac1)/X]·가열온도(℃)	가열시간(min)	·등온가열(℃)(Ms+X)·템퍼링온도(℃)	·등온유지시간(min)·템퍼링시간(min)	Ferrite상분율(%)	Ac3	Ac1	Ms
발명예1	발명재1	X=2	40	X=120	40	12	915	818	272
발명예2	발명재1	X=2	40	X=140	40	12
발명예3	발명재1	X=2	40	X=160	40	12
발명예4	발명재1	X=2	40	X=180	40	12			284
발명예5	발명재1	X=1.3	40	X=140	40	5
발명예6	발명재1	X=5.5	80	X=140	40	25				240
발명예6	발명재1	X=5.5	80	X=140	40	25			비교예1	발명재8	X=2	30	X=80	100	12	915	818	272
비교예2	발명재8	X=2	30	X=230	40	12												272
비교예3	발명재8	X=1.3	30	X=230	40	5	284
비교예4	발명재8	X=5.5	60	X=80	40	25	240
비교예5	발명재8	가열온도=950℃	30	템퍼링온도=300	60	0	-
비교예6	발명재8	가열온도=950℃	30	템퍼링온도=400	60	0
비교예7	발명재8	가열온도=950℃	30	템퍼링온도=500	60	0
비교예8	발명재8	가열온도=950℃	30	템퍼링온도=600	60	0

	사용강종	·가열온도(℃)Ac3-[(Ac3-Ac1)/X]·가열온도(℃)	가열시간(min)	·등온가열(℃)(Ms+X)·템퍼링온도(℃)	·등온유지시간(min)·템퍼링시간(min)	Ferrite상분율(%)	변태온도
	사용강종	·가열온도(℃)Ac3-[(Ac3-Ac1)/X]·가열온도(℃)	가열시간(min)	·등온가열(℃)(Ms+X)·템퍼링온도(℃)	·등온유지시간(min)·템퍼링시간(min)	Ferrite상분율(%)	Ac3	Ac1	Ms
발명예7	발명재2	X=2	30	X=140	40	17	955	833	290
발명예8	발명재3	X=2	70	X=140	40	10	883	803	229
발명예9	발명재4	X=2	80	X=140	40	8	880	782	260
발명예10	발명재5	X=2	30	X=140	40	20	961	842	288
발명예11	발명재6	X=2	40	X=140	40	12	899	817	250
발명예12	발명재7	X=2	120	X=140	40	8	857	775	208
비교예9	비교재1	900	30	템퍼링온도=450	60	0	-	-	-
비교예10	비교재2	900	30	템퍼링온도=450	60	0
비교예11	비교재3	950	30	템퍼링온도=450	60	0
비교예12	비교재4	900	30	템퍼링온도=450	60	0

상기 표2에서의 발명예 1-6은 동일 합금성분계(발명재 1)의 이상역 가열온도범위인 818℃에서 915℃ 범위내의 830-890℃ (강종별 Ac3 및 Ac1 변태온도가 상이함으로 이상역 온도는 Ac3-[(Ac3-Ac1)/(1.3∼5.5)]같이 표현함) 범위에서 페라이트 상분율이 5-25% 범위가 되도록 제조한 후 베이나이트 변태를 위한 등온 열처리 온도범위인 Ms+(150±30℃)까지 70℃/sec 이상의 냉각속도로 급냉하고 40분간 열처리하여 제조하였다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태시작 온도이다.

비교예 1-4는 동일합금성계(발명재 8)에서 이상역 가열온도를 Ac3-[(Ac3-Ac1)/(1.3∼5.5)]으로 하여 페라이트 상분율을 발명예와 동일하게 제조한 후 베이나이트 제조를 위한 등온가열온도 Ms+180℃이상인 조건과 Ms+120℃이하인 조건에서 등온유지시간 40분간 열처리하여 제조하였다.

한편, 비교예 5-8은 동일합금성분계(발명재 8)에서 페라이트 상분율이 0%인 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 제조하였다.

상기 표3에서 발명예7-12는 발명재 2-7를 이용하여 각각 합금성분계별 이상역 중간 온도범위인 Ac3- [(Ac3-Ac1)/2)]의 온도에서 가열하여 페라이트 상분율을 5-25% 범위로 제조하고 베이나이트 변태를 위한 Ms+170까지 70C/sec이상의 냉각속도로 급냉하여 등온유지시간 40분 유지후 유냉하였다. 한편, 비교예 9-12는 비교재 1-4를 이용하여 오스테나이트 단상영역인 800-950C 범위에서 가열하고 유냉하여 450C에서 템퍼링하였다.

상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성 및 충격특성을 평가하기 위하여, 인장시험편은 KS 규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS 규격(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T 방향)에서 가공하였다. 미세조직 분율은 일반적인 광학현미경 측정법인 포인트 카운팅(point counting)법을 이용하여 조사하였으며, 이때 피검면은 1000mm²이었다.

상기 제조된 발명예 및 비교예에 의한 시편들에 대하여 인장성질 및 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기표 4 및 표 5에 나타내었다.

한편, 발명예 2 및 비교예의 미세조직적인 차이점을 도 1에 나타내었는데, 발명예 2는 저항복비를 보이는 베이나이트 조직(검은색영역이 페라이트조직이며 회색 영역은 베이나이트 조직임)이며, 비교예은 전형적인 템퍼드 마르텐사이트 조직이었다.

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/cm²)	항복비
발명예1	140	85	24	47	47	0.61
발명예2	145	72	22	40	40	0.50
발명예3	147	67	18	42	30	0.46
발명예4	150	50	15	40	20	0.33
발명예5	142	69	23	40	42	0.49
발명예6	125	45	14	40	35	0.37
비교예1	144	105	33	50	60	0.73
비교예2	155	35	5	20	8	0.23
비교예3	150	35	6	22	10	0.23
비교예4	136	100	15	60	140	0.74
비교예5	225	195	6	25	20	0.87
비교예6	220	190	8	30	25	0.86
비교예7	180	165	10	35	40	0.92
비교예8	145	130	11	40	30	0.90

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/cm²)	항복비
발명예7	154	90	22	45	42	0.58
발명예8	168	99	19	55	41	0.59
발명예9	160	93	25	43	38	0.58
발명예10	158	95	19	45	34	0.60
발명예11	161	96	22	50	40	0.60
발명예12	169	100	20	44	30	0.59
비교예9	147	135	15	57	30	0.92
비교예10	147	129	16	58	20	0.88
비교예11	148	139	15	57	40	0.94
비교예12	110	95	15	60	50	0.86

상기 표4 및 표5에 나타난 바와같이, 발명예들의 항복비는 0.33-0.61 범위를 나타내면서 인장강도는 125-165㎏/㎟ 수준이나, 비교예들은 항복비가 0.70-0.94 이면서 인장강도 110-225㎏/㎟ 수준을 보이거나, 비교예 2, 3 경우 항복비가 0.23으로 매우 낮은 값을 얻을 수는 있지만 열악한 연신율 및 충격인성 등을 고려하면 효과적인 항복비 저감이라 볼 수 없다.

이와같이 본 발명은 제반 기계적 성질이 우수하면서 낮은 항복비를 나타내므로 페라이트+베이나이트 복합조직직을 이용한 본 발명예들은 비교예 대비 동등 수준의 강도를 가지면서 항복비를 현저하게 개션할 수 있음을 잘 알 수 있다. 여기서 본 발명의 효과를 보이기 위한 베이나이트 변태온도는 Ms+(150±10℃) 범위가 가장 바람직한 것으로 나타났다.

한편, 도 1에서 보는 바와같이 본 발명의 효과는 페라이트+베이나이트 복합조직 구성상 모재내의 페라이트가 연속적인 분포형태를 가지므로서 인장 변형시, 연한조직인 페라이트가 우선적으로 변형하여 인장강도는 130㎏/㎟이상이면서, 낮은 항복강도를 나타내는 저항복비를 확보할 수 있는 것이다.

상술한 바와같이, 본 발명은 저항복비의 강도특성을 가지면서 인장강도의 고강도화가 가능한 베이나이트강의 합금성분계 및 열처리조건을 제시함으로서, 볼트의 저항복비화를 달성하면서 볼트의 고강도화를 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 고강도 저항복비 볼트용 페라이트+베이나이트 복합조직강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

볼트용 강을 제조하는 방법에 있어서,

중량%로, 탄소 0.4-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.2-0.8%, 크롬 0.25-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하를 함유하고, 여기에 바나듐 0.05-0.2%, 니요븀 0.05-0.2%, 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%, 코발트 0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위 내에서 20분 이상 가열하여, 페라이트 상분율이 5-25%인 복합조직으로 제조한 후, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(150℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상 등온열처리하고, 이후 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법
제1항에 있어서,

상기 실리콘은 2.8-3.3% 범위로 함유됨을 특징으로 하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법
제1항에 있어서,

상기 열처리온도는 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5의 온도범위로 열처리됨을 특징으로 하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법
제1항에 있어서,

상기 페라이트 상분율이 10-15%의 범위로 한정됨을 특징으로 하는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법
제1항에 있어서,

상기 등온가열온도는 Ms+(150±10℃) 범위로 한정됨을 특징으로 하는 고강도 볼트용 복합조직강.