KR100363194B1 - 고인성 볼트의 제조방법 - Google Patents

고인성 볼트의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 볼트의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 표면탈탄층이 적고 베이나이트조직을 갖도록 고강도화가 가능하면서 이에 따른 인성과 지연파괴저항성의 개선되는 볼트의 제조방법을 제공함에 있다.
이러한 목적을 갖는 본 발명은, 중량%로, 탄소: 0.40-0.60%, 실리콘: 2.0-4.0%, 망간: 0.2-0.8%, 크롬: 0.2-0.8%, 인: 0.01%이하, 황: 0.01% 이하, 질소: 0.005-0.03%, 산소: 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 바나듐: 0.05-0.2%, 니오븀: 0.05-0.2%, 니켈: 0.3-2.0%, 붕소: 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%로 이루어진 그룹중에서 선택된 적어도 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를 Ac1까지 가열속도 15±5℃/min으로 가열하고 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/min의 가열속도로 가열하고 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/min으로 가열하여 30-60분 유지후 선재압연하고, 이 선재를 일정 형상의 볼트로 가공한 다음, 가공된 볼트를 Ac3변태점이상의 온도에서 20분이상 가열하고 70℃/sec 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+30℃∼Ms+90℃의 온도까지 급냉하고 이 온도에서 20분 이상 등온 가열한 다음, 유냉 또는 공냉하는 것을 포함하여 이루어지는 고인성 볼트의 제조방법에 관한 것을 그기술적 요지로 한다.

Description

고인성 볼트의 제조방법{A METHOD FOR HIGH TOUGHNESS BOLTS}
본 발명은 볼트의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면탈탄층이 적고 베이나이트조직을 갖도록 하여 인성이 우수한 볼트의 제조방법에 관한 것이다.
강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재 체결과 자동차 부품의 경량화 및 다기능, 고성능화를 위해서는 반드시 볼트의 고강도화가 요구된다. 그러나, 볼트의 고강도화는 지연파괴저항성의 열화와 인성의 열화를 초래하기 때문에 현재 인장강도 130kg/㎟ 급 이상 사용이 불가능하여 그 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다.
기존의 볼트는 대부분 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(Quasi single phase) 조직으로, 입계에 탄화물계 석출물이 분포하고 모재는 래스 마르텐사이트에 석출물들이 분포하는 것이 일반적인 특징으로 볼 수 있다. 그러나, 이 석출물이 볼트의 고강도화를 저해하는 수소(외부로부터 침입)의트랩사이트(trapped site)로 작용하여 입계강도를 열화시켜 지연파괴저항성을 떨어뜨린다.
따라서, 입계석출물의 분포를 최대한으로 억제시키면서 고강도화를 추구하면서 동시에 균열전파저항성 또는 파괴저항성의 개선으로 고인성화를 달성하는 것이 바람직하다. 지연파괴저항성이 우수하면서 고강도화가 가능한 볼트용강을 개발할 경우 기대되어지는 이점으로는 다음과 같다.
강구조물 측면에서 볼트 체결은 용접 접합에 비해 숙련된 기술을 요구치 않고, 취약한 용접부를 대체하는 이점 등을 고려할 때 첫째, 볼트 체결시 체결력 강화에 따른 강구조물의 안정성을 높일 수 있으며 둘째, 볼트 체결개수의 감소에 의해 강재 사용량을 줄일 수 있다. 또한, 자동차 부품측면으로 셋째, 부품의 경량화에 기여하며 넷째, 부품 경량화에 따른 자동차 조립장치의 설계 다양화 및 컴팩트화(compact)가 가능한 이점이 있다.
한편, 지연파괴저항성을 개선하기 위한 종래의 기술로는 1)강재의 부식 억제, 2) 수소침입량 최소화, 3) 지연파괴에 기여하는 확산성 수소의 축적 억제, 4) 한계확산성 수소농도가 큰 강재 사용, 5) 인장응력 최소화, 6) 응력집중의 완화 등을 들 수 있다. 이를 달성하기 위한 수단으로 고합금화를 추구하거나, 외부 수소침입방지를 위한 표면 코팅 또는 도금을 부여하는 방법을 주로 사용하고 있는 실정이다. 이를 통해서 알 수 있듯이, 고강도화에 직접적인 원인인 템퍼트 마르텐사이트 조직을 개선하여 문제를 근본적으로 해결할 수 있는 방안은 현재 제시되지 못하고 있다.
본 발명은 고강도화가 가능하면서 이에 따른 인성과 지연파괴저항성의 저하를 막을 수 있는 볼트의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적달성을 위한 본 발명의 볼트 제조방법은, 중량%로, 탄소: 0.40-0.60%, 실리콘: 2.0-4.0%, 망간: 0.2-0.8%, 크롬: 0.2-0.8%, 인: 0.01%이하, 황: 0.01% 이하, 질소: 0.005-0.03%, 산소: 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 바나듐: 0.05-0.2%, 니오븀: 0.05-0.2%, 니켈: 0.3-2.0%, 붕소: 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%로 이루어진 그룹중에서 선택된 적어도 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를 Ac1까지 가열속도 15±5℃/min으로 가열하고 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/min의 가열속도로 가열하고 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/min으로 가열하여 30-60분 유지후 선재압연하고, 이 선재를 일정 형상의 볼트로 가공한 다음, 가공된 볼트를 Ac3변태점이상의 온도에서 20분이상 가열하고 70℃/sec 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+30℃∼Ms+90℃의 온도까지 급냉하고 이 온도에서 20분 이상 등온 가열한 다음, 유냉 또는 공냉하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자들은 고강도화가 가능하면서 이에 따른 인성과 지연파괴저항성의 저하를 막을 수 있는 볼트를 제조하기 위해 볼트제조의 전공정을 검토한 결과, 강 성분계와 관련하여 선재의 제조공정 및 가공된 볼트의 열처리조건을 종합적으로 제어하면 그 해결이 가능하다는 것을 실험을 통해 확인하고 본 발명을 완성하게 이르렀다.
즉, 본 발명은 볼트 소재인 선재제조공정에서 표면 탈탄을 가능한 억제하는 한편, 가공된 볼트를 열처리하여 최종조직을 베이나이트로 함으로써, 베이나이트 특성상 결정입계의 탄화물이 존재하지 않는 관계로 수소의 침입에 따른 입계취화의 문제를 개선함과 더불어 표면탈탄층의 감소에 따른 지연파괴저항성 및 인성을 개선하는데, 그 특징이 있다. 이러한 본 발명은 강 성분과 제조공정의 유기적인 결합으로 달성되는 바, 이를 다음이하에 세분하여 설명한다.
[강 성분]
탄소(C)의 함량을 0.40-0.60%으로 한 것은, 0.40%이하에서는 베이나이트 제조를 위한 열처리후 고강도 볼트로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵기 때문이며, 0.60%이상에서는 열처리 후 인성확보의 어려움과, 소입시 플래이트 마르텐사이트(Plate martensite)의 생성으로 소입 균열이 발생되기 용이하기 때문이며,가열로 탈탄, 볼트 체결시 영구변형성, 피로특성, 탄질화물 분포, 베이나이트 조직형상, 베이나이트 변태 소요시간 등에 영향을 미치기 때문이다.
실리콘(Si)의 함량을 2.0-4.0%로 한정하는 것은, 2.0%이하에서는 베이나이트 조직내 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직 구성, 볼트 체결시 영구변형성등에 영향을 미치기 때문이고, 또한 선재탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 적정 분포가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 4.0% 이상에서는 상기 언급한 효과가 포화되고, 소입성, 베이나이트 조직 구성, 충격인성, 피로특성 등에 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 표면탈탄제어가 어렵기 때문이다. 본 발명에서 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 2.8-3.3%이다. 이는 베이나이트조직을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 베이나이트의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 임계석출물의 석출제어), 표면탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성 등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.
망간(Mn)의 함량을 0.2-0.8%로 하는 이유는, 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화 하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용한 원소이나, 0.8% 이상 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미친다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 선재제조시 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 망간이 0.2%이하 첨가될 경우, 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화에 의한 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다. 즉, 망간의 함량이 0.2%이하인 경우에는 고용강화 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하고, 0.8% 이상인 경우에는 주조시 망간 편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직이방성 심화, 즉 조직 불균질로 볼트 특성이 저하된다. 따라서 망간의 함량을 0.2-0.8%로 한정하는 것은 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려한 범위이다.
크롬(Cr)의 함량을 0.20-0.8%로 한 이유는 0.20%이하에서는 고 실리콘 첨가강의 열처리시 표면탈탄제어를 위한 표면 페라이트층의 형성이 어려워 탈탄억제 효과가 거의 없으며 또한 소입성 개선을 기대하기 어렵기 때문이다. 0.8%이상에서는 등온열처리시 베이나이트의 변태 소요시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, 선재 탈탄층 제어를 위한 선재가열로 장입시 표면 적정 페라이트층의 생성이 어려워 균질 탈탄제어에 영향을 미치기 때문이다.
인(P) 및 황(S)의 함량을 0.01%이하로 한 것은, 인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량을 0.005-0.03%로 한 것은, 0.005%이하에서는 비확산성 수소의 트랩사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.03%이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다.
산소(O)의 함량을 0.005%이하로 한 것은 0.005%이상에서는 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.
바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소로 그 함량을 0.05-0.2%로 한 것은 0.05%이하에서는 모재내 바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하기 때문이며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 베이나이트 조직구성에 영향을 미치기 때문이다. 0.2% 이상에서는 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.
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%이하에서는 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%이상에서는 그 효과가 포화되고 소입시 잔류오스테나이트량의 증가로 등온열처리시 템퍼 취성을 일으켜 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다.
붕소(보론, B)는 본 발명에서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화원소로 붕소의 함량을 0.001-0.003%로 한 것은, 0.0010%이하에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 따른 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이며, 0.003%이상에서는 그 효과가 포화되고, 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.
몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량을 0.01-0.5%로 한 것은 0.01%이하에서는 등온열처리시 세멘타이트가 입실론(epsilon) 카바이드에서 천이하여 성장할 때 세멘타이트의 성장을 억제하여 응력이완성의 개선효과를 얻기가 어렵고, 등온열처리시 몰리브덴계 석출물을 미세하게 분포시켜 고온에서 안정한 조직의 확보가 어렵기 때문이다. 0.5%이상에서는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있기 때문이다.
구리(Cu)의 함량을 0.01-0.2%로 한 것은, 0.01%이하에서는 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%이상에서는 그 개선효과가 포화되고 구리가 입계에 편석하는 경우 구리의 녹는점이 철의 녹는점보다 낮아 구리편석부의 녹는점(melting point)이 낮아진다. 구리편석부의 녹는점이 낮아지면 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.
티타늄의 함량을 0.01-0.2%로 한 것은 0.01%이하에서는 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 0.2% 이상에서는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 질화물을 형성하여 피로특성에 유해하기 때문이다.
상기 코발트의 함량이 0.01%미만에서는 볼트가공을 위한 소재 연질화 열처리인 구상화 또는 흑연화 열처리시 연화촉진 효과가 미흡하고, 입계 확산성 수소농도에 미치는 효과가 없으며, 0.5%를 초과하면 그 효과가 포화되고 연화 열처리시 연질화 속도가 현격히 증가하여 열처리시 부분적 미세조직 불균질을 초래할 수 있어 바람직하지 않다.
[제조공정]
상기와 같이 조성되는 강 빌레트를 (1)열간선재압연하여 선재로 만든 다음, (2)이 선재를 일정형상의 볼트로 가공하고 이 볼트를 열처리하는 일련의 공정으로 볼트를 제조한다. 본 발명에서는 이러한 공정중 열간선재압연공정에서 표면탈탄층의 두께를 줄이고, 이 소재로 가공된 볼트의 최종조직을 베이나이트로 제어함으로써 고강도화와 더불어 인성과 임계지연파괴성을 개선한다.
(1)선재제조공정
먼저, 강 빌레트를 Ac1(이상역 변태 개시온도)까지 가열속도 15±5℃/min으로 가열한다. 상기 Ac1까지의 가열속도가 10℃/min 미만이면 산화량의 증가와 그에 따른 불균질 산화층의 분포로 인해 빌레트 표면에서의 탈탄반응이 불균질하게 진행되어 본 발명의 효과를 얻기 힘들고, 20℃/min을 초과하면 빌렛 내외부의 온도편차가 심화되어 빌레트 휨현상이 발생하기 때문에 바람직하지 않다.
그 다음, 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지 6±3℃/min의 가열속도로 가열한다. 상기 이상역 온도범위 통과시 승온속도가 3℃/min미만이면 표면 페라이트층의 두께가 필요 이상으로 증가하여 오히려 탈탄개선 효과를 얻기 어려우며, 또한 가열로 재로시간(장입시간)이 길어지는 단점이 있다. 승온속도가 9℃/min을 초과하면 탈탄반응 억제에 필요한 적정 표면 페라이트층을 형성시키기가 어렵다.
그 다음, 1050±50℃까지는 가열속도 10±5℃/분으로 가열하여 50-70분 유지후 선재압연한다. 상기 이상역 종료온도인 Ac3온도에서부터 1050±50℃의 유지온도까지 승온속도를 5℃/min미만으로 하면 재로시간이 증가하게 되며, 15℃/min를 초과하면 빌렛 내외부의 온도편차 심화로 빌렛 휘어짐이 발생하기 쉽다. 또한, 유지온도가 1000℃미만이면 탈탄제어를 위한 빌렛 표면 페라이트층 적정두께 제어에 문제점이 있으며, 빌렛 제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니오븀계 석출물들의 재고용이 용이하지 않고, 열간 변형저항성의 증가로 압연시 과부하로 인해 작업성이 열악해진다. 반면, 1100℃를 초과하면 탈탄제어용 페라이트층을 표면에 석출시킬 수 없어 바람직하지 않다. 즉, 탄소 고용도가 매우 낮은 표면 페라이트층이 잔존하여야 가능하나 가열온도가 1100℃를 초과할 경우에는 표면의 페라이트층이 오스테나이트로 변태하기 때문에 탈탄속도가 급격히 증가하여 이로 인해 표면탈탄이 심화되는 문제가 있다. 또한, 가열유지시간을 30분 미만으로 하게 되면 선재압연을 위한 빌렛 외내부의 균일한 온도 분포를 확보하기 어렵지만, 60분을 초과하면 산화량이 급격하게 증가하여 빌렛 표면 탈탄제어를 위한 적정 페라이트층의 확보가 어렵다.
상기와 같이 강 빌레트의 가열속도를 변화시켜 가열하게 되면 선재압연재의 표면에 약 0.02-0.05mm 두께의 페라이트 표면탈탄층이 형성될 수 있다. 페라이트 표면탈탄층의 두께가 너무 얇으면 볼트 제조후 지연파괴 저항성을 개선하는 효과가 미흡하고, 너무 두꺼우면 균일한 페라이트층의 확보가 곤란하여 인장강도나 항복강도가 모두 저하된다.
(2)볼트가공공정 및 볼트의 열처리공정
이와 같이 압연된 선재는 일정 형상의 볼트로 가공한 다음, 가공된 볼트는 최종 조직이 베이나이트가 되도록 열처리한다.
본 발명의 열처리는 먼저 가공된 볼 트를 상기와 같이 제조된 볼트를 Ac3변태점이상의 온도로 가열하여 균열하는데, 이는 Ac3변태점 이하에서는 페라이트와 오스테나이트상이 공존하는 이상영역으로 오스테나이트 단상 및 충분한 오스테나이트화가 이루어지지 않아서 나중에 베이나이트조직 제조의 불균질을 초래할수 있기 때문이다. 이러한 재가열온도는 가능한 1050℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소재 가열시 표면탈탄, 오스테나이트 결정입 조대화를 초래하여 최종제품에서의 품질특성 및 조대한 세멘타이트로 구성된 베이나이트 조직을 구성하여 충격인성, 인장 및 항복강도, 응력이완성, 피로특성 등에 유해하기 때문이다. 상기의 온도에서 20분 이상 유지하는데, 이는 가열시간이 부족한 경우 충분한 오스테나이트화가 이루어지지 않아 완전 베이나이트조직을 확보하기가 어렵기 때문이다.
상기와 같이 가열후 70℃/sec이상의 냉각속도로 마르텐사이트 변태온도(Ms) 직상 의 온도(등온열처리온도:Ms+30℃∼Ms+90℃)범위까지 냉각하고, 이 온도범위에서 등온열처리한다. 이때의 냉각속도가 70℃/sec이하의 경우는 이상조직이 생길 수 있어 곤란하다.
등온열처리온도는 Ms+30℃∼Ms+90℃가 바람직한데, 이는 Ms+30℃이하에서는 베이나이트 변태 소요시간이 길어지는 문제점과 등온열처리 온도편차 발생시 마르텐사이트가 발생할 가능성이 높기 때문에 바람직하지 않고, 연신율 및 충격인성이 감소하기 때문이며, Ms+90℃ 이상에서는 항복비(항복강도/인장강도 비)의 급격한 감소로 적정 항복강도 확보에 문제점이 있으며 이에 따른 볼트 체결시 응력이완성이 열악해지는 문제점이 있고, 충격인성의 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예]
아래 표 1과 같은 조성을 갖는 50kg의 빌레트를 표 2의 조건으로 가열하고 선재압연하여 지름 13mm의 선재를 제조하였다. 이 선재에 대하여 KS D 0216의 규격에 의하여 표면 탈탄층 깊이를 측정하고, 그 결과를 표2에 나타내었다. 이때, 측정위치는 선재단면을 8등분한 위치에서 측정하였으며 측정값은 평균값을 기준으로 하였다.
C Si Mn Cr V Nb Mo Ti W B P S N2
발명강1 0.45 3.03 0.29 0.58 0.54 - - - - - 0.005 0.004 0.008
발명강2 0.40 3.42 0.31 0.79 0.2 - - 0.01 - 0.0013 0.006 0.005 0.014
발명강3 0.60 2.99 0.32 0.33 0.05 0.54 - - 0.02 - 0.007 0.009 0.007
발명강4 0.45 2.0 0.77 0.51 0.11 - 0.2 0.03 - - 0.006 0.008 0.009
발명강5 0.44 3.96 0.23 0.27 0.06 - - - 0.2 0.0015 0.008 0.008 0.008
발명강6 0.53 3.01 0.35 0.55 - - 0.05 0.05 0.07 0.0010 0.004 0.009 0.004
발명강7 0.58 2.56 0.60 0.29 - 1.10 0.13 0.10 - - 0.005 0.006 0.005
선재번호 선재가열로 가열패턴 선재특성(mm) 강종
Ac1까지의승온속도(℃/min) 이상역승온속도(℃/min) Ac3이후 승온속도(℃/min) 가열온도(℃) 유지시간(min) 전탈탄(mm) 페라이트층 두께(mm)
1 15 4 11 1050 30 0.04 0.03 발명강1
2 15 5 13 1100 60 0.04 0.03 발명강2
3 15 6 12 1000 30 0.05 0.04 발명강3
4 16 7 12 1050 60 0.06 0.05 발명강4
5 17 8 12 1050 50 0.05 0.04 발명강5
6 15 10 11 1050 50 0.06 0.04 발명강6
7 15 10 13 1100 60 0.07 0.05 발명강7
a 16 12 12 1050 50 0.10 0.08 발명강1
b 16 15 12 1050 40 0.12 0.10 발명강2
c 16 15 12 1050 60 0.13 0.11 발명강3
d 15 17 11 1100 30 0.17 0.14 발명강4
e 15 17 11 1050 50 0.18 0.15 발명강5
f 15 19 11 1100 30 0.19 0.15 발명강6
g 15 19 11 1050 50 0.20 0.16 발명강7
표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건으로 제조한 선재(1-7)은 표면탈탄 깊이는 0.04-0.06mm범위를 보이는 반면, 본 발명의 조건을 벗어난 선재(a-g)의 경우는 0.10-0.20mm범위로 선재탈탄을 나타내었다. 즉, 본 발명에서는 페라이트 층이 적절히 형성되어 탈탄층의 총 깊이가 현저하게 감소된 선재를 사용함에 따라 아래의 결과에서도 보는 바와 같이, 볼트의 지연파괴 등의 특성에 매우 유리하다.
상기와 같이 표면탈탄층이 서로 다른 선재(1-7, a-g)를 볼트로 가공한 다음, 이 볼트를 아래 표 3의 조건으로 동일하게 열처리하였다.
대상선재 가열조건 등온열처리조건 강종(Ms변태온도)
온도(℃) 시간(min) 온도(℃) 유지시간(min)
1, a 950 30 Ms+60 30 발명강1(290℃)
2, b 1000 40 Ms+60 40 발명강2(307℃)
3, c 1000 40 Ms+60 40 발명강3(247℃)
4, d 1030 40 Ms+60 40 발명강4(278℃)
5, e 1030 40 Ms+60 40 발명강5(304℃)
6, f 1030 40 Ms+60 40 발명강6(268℃)
7, g 1050 40 Ms+60 40 발명강7(223℃)
상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성 및 충격특성, 지연파괴특성을 아래와 같이 평가하고 그 결과를 표 4과 표 5에 나타내었다.
(1)인장강도는, KS 규격(KS B0801) 4호 시험편을 이용하고, 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 측정하였다.
(2)충격인성은, KS 규격(KS B 0809) 3호 충격시험에 준하여 시편제조하고, 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T방향)에서 가공하였다.
(3)지연파괴저항성의 평가는, 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다.
이때의 지연파괴시험기는 일정하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 5mmФ, 노치부 지름 4mmФ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월풀버퍼 용액(walpole buffer solution, HCl+CH3COONa)으로 pH2±0.5의 상온(25±5℃)에서 실시하였다.
(4) 임계지연파괴강도는 동일 응력비(부하응력/노치인장강도비, 0.5)에서 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여 (최대하중÷노치부단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.
구분 인장강도(Kg/㎟) 항복강도(kg/㎟) 연신율(%) 단면감소율(%) 충격인성(J/㎠) 임계지연파괴강도(kg/㎟) 임계지연파괴응력비 대상선재
발명재 1 140 105 15 63 152 150 0.65 1
2 162 127 15 62 148 150 0.60 2
3 175 136 16 63 155 150 0.60 3
4 160 128 15 61 148 150 0.60 4
5 160 133 15 65 154 150 0.60 5
6 164 135 15 62 155 150 0.60 6
7 173 139 12 62 130 150 0.55 7
구분 인장강도(Kg/㎟) 항복강도(kg/㎟) 연신율(%) 단면감소율(%) 충격인성(J/㎠) 임계지연파괴강도(kg/㎟) 임계지연파괴응력비 대상선재
비교재 1 119 89 13 65 156 145 0.5 a
2 137 107 15 63 150 145 0.5 b
3 148 115 15 65 155 145 0.5 c
4 136 108 14 62 149 145 0.5 d
5 136 113 13 66 150 145 0.5 e
6 139 114 13 63 152 145 0.5 f
7 147 118 12 60 130 145 0.5 g
표 4 및 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명재들의 충격인성은 130-155J/㎠ 범위를 나타내면서 임계 지연파괴강도는 150kg/㎟ 수준인데 반해, 비교재들은 충격인성치가 130-150J/㎠ 이면서 임계지연파괴강도 145Kg/㎟ 수준으로 베이나이트 조직을 이용한 본 발명재들은 비교재들 대비 고인성 및 임계 지연파괴강도가 현저하게 개선되었음을 잘 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 우수한 충격인성과 지연파괴저항성의 개선을 위하여 베이나이트강의 합금성분계, 선재제조조건 및 열처리조건을 제시함으로서, 볼트의 고강도화 및 고인성화를 달성하면서 우수한 지연파괴저항성을 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 고강도 볼트용 베이나이트강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 중량%로, 탄소: 0.40-0.60%, 실리콘: 2.0-4.0%, 망간: 0.2-0.8%, 크롬: 0.2-0.8%, 인: 0.01%이하, 황: 0.01% 이하, 질소: 0.005-0.03%, 산소: 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 바나듐: 0.05-0.2%, 니오븀: 0.05-0.2%, 니켈: 0.3-2.0%, 붕소: 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%로 이루어진 그룹중에서 선택된 적어도 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를 Ac1까지 가열속도 15±5℃/min으로 가열하고 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/min의 가열속도로 가열하고 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/min으로 가열하여 30-60분 유지후 선재압연하고, 이 선재를 일정 형상의 볼트로 가공한 다음, 가공된 볼트를 Ac3변태점이상의 온도에서 20분이상 가열하고 70℃/sec 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+30℃∼Ms+90℃의 온도까지 급냉하고 이 온도에서 20분 이상 등온 가열한 다음, 유냉 또는 공냉하는 것을 포함하여 이루어지며, 표면탈탄층이 0.02-0.05mm이고 내부는 베이나이트조직을 갖는 고인성 볼트의 제조방법.
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