KR100380739B1

KR100380739B1 - 지연파괴저항성이우수한고강도고연신율의볼트용복합조직강및그제조방법

Info

Publication number: KR100380739B1
Application number: KR10-1998-0050899A
Authority: KR
Inventors: 최해창; 최종교; 박수동
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1998-11-26
Filing date: 1998-11-26
Publication date: 2003-09-19
Also published as: KR20000033851A

Abstract

본 발명은 볼트용 복합조직강 및 그 제조방법에 관한 것이며, 그 목적하는 바는 외부수소치입에 따른 입계취화의 문제점을 근본적으로 해결함으로서, 지연파괴저항성이 우수하면서 고강도 및 고연신율을 갖는 볼트용 복합조직강을 제공하며 또한, 그 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 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 조성되고, 그 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직으로 이루어지고, 상기 페라이트 상분율이 5-25%인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강에 관한 것을 그 요지로 하며,

또한, 본 발명은 볼트용 강을 제조하는 방법에 있어서, 상기의 강조성과 동일한 강을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 까지의 범위내에서 20분 이상 가열함으로써 상분율 5-25%의 페라이트와 75~95%의 오스테나이트의 복합조직으로 제어하고, 이어, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(80℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상 등온열처리하고, 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HIGH ELONGATION DUPLEX STEEL WITH A GOOD DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND A METHOD OF MANUFACTURING THEREFOR}

본 발명은 강구조 체결용 및 자동차 부품용 등에 사용되는 볼트용 강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 미세조직의 적절한 제어로 지연파괴저항성이 우수하면서 고강도 및 고연신율화가 가능한 페라이트와 베이나이트 복합조직강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재 체결과 자동차 부품의 경량화 및 다기능, 고성능화를 위해서는 사용되는 소재의 고강도화가 필히 요구되어진다. 그러나, 볼트의 고강도화는 수소침입에 의한 지연파괴 저항성의 열화를 초래하기 때문에, 현재 인장강도 130kg/mm²급 이상 사용하는 것이 불가능하여 그 사용용도 및 그 범위가제한되고 있는 실정이다.

기존 사용되고 있는 미세조직의 구성으로는 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. 그런데, 소재의 고강도화를 달성하는데 주요 저해요인으로는 수소의 침입에 의한 지연파괴 저항성 저하를 들 수 있으며, 이는 입계에 석출분포하고 있는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키기 때문인 것으로 알려져 있다. 따라서, 템퍼드 마르텐사이트 조직으로서 고강도 볼트용 강으로 사용하는 것이 미세조직 특징상 한계가 있다.

따라서, 볼트의 고강도화를 달성하기 위해서는 임계지연파괴강도 및 소성변형능을 높이는 우선적으로 필요하며 이를 위해 지연파괴저항성 및 연신율의 개선이 불가피하다. 따라서, 결정입계 석출물의 분포를 최대한으로 억제시키면서 고강도화를 추구하고 동시에 소성변형능의 개선으로 고연실율화를 달성하는 것이 바람직하다.

지연파괴저항성이 우수하면서 고강화가 가능한 볼트용강이 개발될 경우 기대되어지는 잇점으로는 다음과 같다.

즉, 강구조물 측면에서 볼트 체결은 용접접합에 비해 숙련된 기술을 요구치 않고, 취약한 용접부를 대체하는 것등을 고려할 때 첫째, 볼트체결시 체결력 강화에 따른 강구조물의 안정성을 높일 수 있으며, 둘째, 볼트 체결 개수의 감소에 의해 강재사용량을 줄일 수 있다. 또한, 자동차 부품 측면에서는 셋째, 부품의 경량화에 기여하며, 넷째, 부품 경량화에 따른 자동차 조립장치의 설계 다양화 및 컴팩트화(compact)가 가능한 잇점이 있다.

지연파괴저항성을 개선하기 위한 종래의 기술로는 1)강재의 부식억제, 2)수소침입량 최소화, 3)지연파괴에 기여하는 확산성 수소의 축적억제, 4)한계확산성 수소농도가 큰 강재사용, 5)인장응력 최소화, 6)응력집중의 완화 등을 들 수 있다.

이를 달성하기 위한 수단으로 고합금화를 추구하거나, 외부 수소침입방지를 위한 표면코팅 또는 도금을 부여하는 방법을 주로 사용하고 있는 실정이다.

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

상기 일본국 특허공보 평6-271975는 수소에 의한 지연파괴 저항성이 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 미세조직에 수소에 의한 지연파괴 저항성을 확보하기 위해 잔류 오스테나이트가 체적분율로 1-30% 존재하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 상기 일본국 특허공개공보 평6-271975에서는 임계지연파괴강도 130kg/mm²이상 고강도화를 달성하지는 못하였고 지연파괴 저항성 개선을 위한 복합조직 제조시 열처리공정이 많은 단점이 있다.

상기 일본 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 초석페라이트가 석출되지 않는 임계냉각속도 이상으로 연속냉각하여 베이나이트+마르텐사이트 이상복합조직강을 제조하는 방법에 관한 것이나 임계지연파괴강도 130kg/mm²이상 고강도화를 달성하지는 못하였고 지연파괴저항성 개선을 위한 복합조직 제조시 열처리공정이 많아 공업성을 부여하기 어려운 점이 있다.

상기 "철과 강 Vol.82(1996) No.4"은 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 근간으로 합금성분계 0.49%C-0.31%Mn-1.02%Cr-0.68%Mo-0.034%Nb-0.32%V-0.009P-0.004%S으로 구성되며 임계지연파괴 강도는 130kg/mm²급으로 불순물의 입계편석 저감을 위해 저P, 저S, 저Mn화하고, 탄화물의 입계석출방지를 위해 Ni, Cr, Mo, V을 첨가하고, 결정립 미세화를 위해 V, Nb, Ti을 첨가하여 낮은 템퍼링 온도에서 열처리하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 상기 철과 강 Vol. 82(1996) No. 4 에서는 임계지연파괴강도가 130kg/mm²급 이상으로 사용하기에는 지연파괴저항성이 열악한 문제점이 있다.

이에, 본 발명은 130kg/mm²급 이상의 고강도 볼트를 제조함에 있어 지연파괴 저항성이 우수하면서 고강도화가 가능하면서 고강도화에 따른 연신율의 저하없이 오히려 고강도 및 고연신율화가 가능한 미세조직 제어방안에 대한 것으로, 그 목적하는 바는 외부수소치입에 따른 입계 취화의 문제점을 근본적으로 해결함으로서, 지연파괴저항성이 우수하면서 고강도 및 고연신율을 갖는 볼트용 복합조직강을 제공하며 또한, 그 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.

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

본 발명자들은, 중탄소강에서 실리콘 함량을 적절한 범위로 조정하고, 이상역 온도범위내에서 적절히 가열하여, 복합조직(페라이트와 오스테나이트)에서의 페라이트 상분율을 5-25%범위로 제어하고, 마르텐사이트 변태점 직상까지 급냉후 등온 열처리 하여 이상역 복합조직내의 오스테나이트를 베이나이트 조직으로 변태시키는 경우, 지연파괴저항성에 대한 개선 효과가 현저하여 고강도 및 고연신율화가 가능하며, 미세조직 특성상 페라이트와 베이나이트 계면에는 탄화물계 석출물의 분포가 어렵고 또한 베이나이트와 베이나이트 결정입계에서도 탄화물계 석출물의 분포가 상변태 특성상 어렵기 때문에 외부 수소치입에 따른 입계 취화의 문제점을 근본적으로 해결하여 지연파괴저항성이 우수한 고강도 볼트용강을 제조할 수 있다는 것을 알아내었다.

상기한 바와같은 관점으로 부터 출발한 본 발명은 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 조성되고, 그 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직으로 이루어지고, 상기 페라이트의 상분율이 5-25%인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강에 관한 것이며,

또한, 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 함유시키고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 이상역 온도범위인 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 까지의 범위내에서 20분 이상 가열함으로써 상분율 5-25%의 페라이트와 75~95%의 오스테나이트의 복합조직으로 제어하고, 이어, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(80℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상 등온열처리하고, 이후 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명의 화학성분 및 그 범위의 한정이유에 대하여 설명한다.

상기 탄소(C)의 함량을 0.40-0.60%으로 제한한 이유는, 그 함량이 0.40%미만에서는 베이나이트 제조를 위한 등온열처리후 고강도 및 고연신율 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 연신율을 확보하기 어렵기 때문이며, 그 함량이 0.60%를 초과하면 열처리후 연신율 확보의 어려움과, 이상역 열처리시 페라이트 생성에 따른 오스테나이트의 탄소농도가 너무높아 고연신율에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 어렵기 때문이며, 가열로 탈탄, 볼트 체결시 영구변형성, 피로특성, 탄질화물 분포, 베이나이트 조직형상, 베이나이트 변태 소요시간등에 영향을 미치기 때문이다.

상기 실리콘(Si)의 함량은 2.0-4.0%로 한정한다. 그 함량이 2.0%미만인 경우에는 베이나이트 조직내 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려윰이 있고, 또한 지연파괴저항성, 연신율, 표면부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직 구성, 볼트 체결시 영구변성성등에 영향을 미치기 때문이고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재 가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 적정분포가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재 냉각시 소입성 증가로 표면스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 또한, 그 함량이 4.0%를 초과하면 상기 언급한 효과가 포화되고, 복합조직내의 베이나이트 조직구성, 충격인성, 부식성, 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% 로서, 이는 베이나이트 조직을 제조하기 위한 등온 열처리 시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 베이나이트의 고강도화 및 고연신율화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구 변형저항성, 동적 및 정적 피로특성등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

상기 망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트특성에 매우 유용한 원소이며, 그 함량은 0.2-0.8%로 한정한다. 상기 망간이 0.8%를 초과하여 첨가될 경우 고용강화 효과는 망간편석에 의한 조직불균질이 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미친다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 또한, 상기 망간이 0.2%미만으로 첨가될 경우 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화에 의한 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다.

즉, 망간의 함량이 0.2%미만인 경우에는 고용강화 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하고, 0.8%를 초과하는 경우에는 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직이방성 심화, 즉 조직불균질로 볼트특성이 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 함량이 0.25%미만에서는 고 실리콘 첨가강의 열처리시 표면 탈탄제어를 위한 표면 페라이트층의 형성이 어려워 탈탄억제 효과가 거의 없으며 또한 소입성 개선을 기대하기 어렵기 때문이다. 또한, 그 함량이 0.8%를 초과하면 등온열처리시 베이나이트의 변태 소요시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않으며, 선재 탈탄층 제어를 위한 선재 가열로 장입시 표면 적정 페라이트층의 생성이 어려워 균질 탈탄제어에 영향을 미치기 때문이다.

상기 바나듐(V) 또는 니오븀(Nb)은 지연파괴 저항성 및 응력이완성 개선원소로 그 함량을 0.05-0.2%로 한정한다. 그 함량이 0.05%미만에서는 모재내 바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트로의 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. 그 함량이 0.2%를 초과하면 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 초래한다.

상기 산소(O)의 함량은 0.005% 이하로 한정한다. 그 함량이 0.005%를 초과하면 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

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

상기 인(P) 및 황(S)의 함량은 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 응력이완 특성에 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 함량이 0.3%미만인 경우에는 표면농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어 및 인성, 제조공정 다변화를 위한 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 냉간볼트 가공시의 냉간성형성의 개선효과가 없고, 그 함량이 5.0%를 초과하는 경우에는 효과가 포화되기 때문이다.

상기 붕소(보론, B)는 본 발명에서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계 강호원소로 붕소의 함량을 0.0010-0.003%로 한정한다. 그 함량이 0.0010%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 따른 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 흑연화 촉진효과가 미흡하기 때문이며, 그 함량이 0.003%를 초과하면 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물이 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량은 0.01-0.5%로 한정한다. 그 이유는 0.01%미만에서는 등온열처리시 세멘타이트가 입실론 카바이드에서 천이하여 성장할 때 세멘타이트의 성장을 억제하여 응력이완성의 개선효과를 얻기가 어렵고, 등온열처리시 몰리브덴계 석출물을 미세하게 분포시켜 고온에서 안정한 조직의 확보가 어렵기 때문이며, 0.5%를 초과하면 그 효과가 포하되고, 소입성의 증가로 선재 제조시 저온조직(마르텐사이트 + 베이나이트)의 생성이 쉽고 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 열처리시간이 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 개선효과가 포화되고 입계편석시 녹는점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생가능성이 높고, 최종 제품에서의 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% 초과하면 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 복합조직강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서는 복합조직상의 페라이트 분율을 5-25%로 제어함으로서 그 효과를 얻는다. 환언하면, 본 발명의 효과는 결정입계의 석출물 분포의 저감에 있는데 이를 위해서는 반드시 페라이트의 미세조직분율이 5-25% 범위가 되어야 한다. 그 이유로 페라이트 조직분율 5%미만에서는 오스테나이트의 결정입계를 불연속화하기에 페라이트양이 너무 적어 그 효과가 미흡하기 때문이며, 25%를 초과하면 과다한 페라이트 분율에 의해 모재조직처럼 페라이트 조직이 연속성을 유지하게 되어 항복강도의 저하와 페라이트 분율 증가에 따른 오스테나이트내의 탄소농도의 증가로 고연신율에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 어렵기 때문이다.

보다 바람직한 페라이트 조직분율은 10-15% 범위이다. 즉, 최종 복합조직에서의 페라이트 조직 분율이 10-15% 일 때, 항복비(항복강도/인장강도 비를 칭함) 0.80 이상을 확보함과 동시에 결정입계의 석출물의 분포를 효과적으로 제어할 수 있어 지연파괴저항성의 개선효과를 극대화할 수 있기 때문이다.

또한, 이러한 페라이트 조직분율을 확보하기 위한 이상역 열처리 조건을 Ac3- (Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 온도범위로 한정하는데, 그 한정 이유는 다음과 같다.

여기서, Ac3 는 가열시 오스테나이트 변태온도이며, Ac1 은 가열시 이상역(페라이트 + 오스테나이트)으로의 변태온도를 나타내며 합금성분계에 따라 Ac3, Ac1 변태온도는 합금성분계에 따라 상이하게 나타난다.

Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3 온도 이하에서는 이상역 열처리시 페라이트 생성량이 25%를 초과하여 앞서 언급한 바와같이 항복강도의 저하를 초래하기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 이상에서는 결정입계 불연속화에 필요한 페라이트양이 5%를 초과하기 때문에 그 효과를 기대하기 어렵기 때문이다.

본 발명에서 보다 바람직한 이상열 열처리조건은 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5 온도범위로, 구오스테나이트 결정입계의 불연속성, 입계석출물의 불연속성, 소입시 플레이트 마르텐사이트 생성가능성, 열처리소요시간, 탈탄제어등을 고려한 범위이다.

상기 열처리는 20분이상으로 행함이 바람직하다. 만일 그 열처리시간이 20분미만이면, 열처리에 의해 강 미세조직을 상분율 5-25%의 페라이트와 잔여 오스테나이트의 복합조직으로 제어할 수 없기 때문이다.

그리고 이렇게 열처리된 강재는 이후 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉함이 바람직하다. 70℃/sec미만의 냉각속도에서는 냉각도중 페라이트 및 펄라이트변태가 발생하기 때문이다.

한편, 가열후 베이나이트 조직제조를 위한 등온 열처리조건으로 마르텐사이트 변태온도(Ms)직상 Ms+(80℃±30℃)로 한정한다.

상기 등온 열처리가 Ms+50℃미만에서 행해지면 베이나이트 변태 소요시간이 길어지는 문제점과 등온열처리 온도편차 발생시 마르텐사이트가 발생할 가능성이 높기 때문에 바림직하지 않고, 연신율 및 충격인성이 감소하기 때문이며, Ms+110℃를 초과하면 항복비(항복강도/인장강도 비)의 급격한 감소로 적정 항복강도 확보에 문제점이 있으며 이에 따른 볼트 체결시 응력이완성이 열악해지는 문제점이 있고, 충격인성이 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.

보다 바람직하게는, 상기 등온열처리온도 범위를 Ms+(80℃±15℃)로 제한하는 것이다.

이러한 등온처리에 의해 페라이트+베이나이트 복합조직으로 하는 것이다.

이하, 본 발명을 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	-	-	-	0.009	0.004	0.005

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

이때, 열처리조건 및 템퍼링조건은 하기 표2 및 표3에 나타낸 열처리조건으로 열처리시험을 행하였다.

상기 표2에서의 발명예 1-6은 동일 합금성분계(발명재 1)의 이상역 온도범위인 818℃에서 915℃범위내의 830-890℃범위에서 페라이트 상분율이 5-25%범위가 되도록 제조한 후 베이나이트 변태를 위한 등온 열처리온도 범위인 Ms+(80±30℃)까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 40분간 열처리하여 제조하였다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태 시작 온도이다.

상기 표2에서의 비교예 1-4는 동일 합금성계(발명재 8)에서 이상역 가열온도를 Ac3-[(Ac3-Ac1)/(1.3-5.5)]로 하여 페라이트 상분율을 발명예와 동일하게 제조한 후 베이나이트 제조를 위한 등온가열온도 Ms+110이상인 조건과 Ms+50℃이하인 조건에서 등온유지시간 40분간 열처리하여 제조하였다.

또한, 상기 표2에서 비교예 5-8은 동일합금성분계(발명재 8)에서 페라이트 상분율이 0% 인 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 제조하였다.

상기 표3에서 발명예 7-12는 발명재 2-7의 각각 합금성분계별 이상역 중간 온도범위인 Ac3-[(Ac3-Ac1)/2)]의 온도에서 가열하여 페라이트 상분율을 5-25%범위로 제조하고 베이나이트 변태를 위한 Ms+80까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하여 등온유지시간 40분 유지후 유냉하였다.

한편, 비교예 9-12는 오스테나이트 단상영역인 900-950℃ 범위에서 가열하고 유냉하여 450℃에서 템퍼링하였다.

이후 미세조직 상분율, 이상역 범위를 결정하기 위한 Ac3, Ac1 및 Ms 변태온도는 열분석기(dilatometry)를 이용하여 측정하였으며 이에 대한 결과를 상기 표2 및 표3에 함께 나타내었다.

상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성 및 충격특성, 지연파괴특성을 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.

본 발명의 효과를 보이기 위한 지연파괴저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다.

지연파괴시험기는 일정하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 6mmψ, 노치부 지름 4mmψ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm 로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl + CH₃COONa) 으로 pH 2 ± 0.5 의 상온 (25 ± 5℃)에서 실시하였다.

임계지연파괴강도는 동일 응력비(부하응력/노치인장강도비, 0.5)에서 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여 (최대하중 ÷ 노치부 단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개 이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.

상기와 같이 제조된 발명예 및 비교예에 대하여 인장성질 및 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표4 및 표5에 나타내었다. 한편, 발명예 및 비교예의 미세조직적인 차이점을 도 1에 나타내었는데, 발명예 2에서 검은색 영역이 페라이트 조직이며 회색영역은 베이나이트 조직이다. 비교예는 전형적인 템퍼드마르텐사이트 조직이다. 도1에서 보는 바와같이 본 발명의 효과는 베이나이트모재에 페라이트를 무질서하게 분포시킴으로서 우수한 연신율과 지연파괴저항성을 함께 개선할 수 있는 것이다.

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/cm²)	임계지연 파괴강도(kg/mm²)
발명예1	130	90	20	45	73	130
발명예2	144	105	33	50	60	140
발명예3	150	100	35	46	53	150
발명예4	135	103	25	57	45	135
발명예5	137	100	21	48	110	135
발명예6	120	80	30	47	45	120
비교예1	125	120	16	40	70	110
비교예2	150	70	18	42	30	110
비교예3	151	60	16	37	38	100
비교예4	128	52	17	26	18	95
비교예5	225	195	6	25	20	100
비교예6	220	190	8	30	25	110
비교예7	180	165	10	35	40	115
비교예8	145	130	11	40	30	120

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/cm²)	임계지연 파괴강도(kg/mm²)
발명예7	151	120	33	55	60	150
발명예8	164	128	28	60	65	150
발명예9	155	120	33	48	56	150
발명예10	153	123	30	49	50	150
발명예11	158	124	32	54	56	150
발명예12	166	129	29	47	50	150
비교예9	147	135	15	57	30	130
비교예10	147	129	16	58	20	110
비교예11	148	139	15	57	40	140
비교예12	110	95	15	60	50	100

상기 표4 및 표5에 나타난 바와같이 발명예들의 연신율은 21-35%이면서 임계지연파괴강도는 120-150kg/mm2 수준이나 비교예들은 연신율 8-18%이면서 95-140kg/mm2 수준으로, 페라이트+베이나이트로 구성된 복합조직을 이용한 발명예는 비교예 대비 임계지연파괴강도가 현저하게 개선되었음을 잘 알 수 있다. 여기서 본 발명의 효과를 보이기 위한 페라이트 조직분율은 5-25% 범위에서 임계지연파괴강도를 가장 효과적으로 개선할 수 있었다.

상술한 바와같이, 본 발명은 우수한 연신율과 지연파괴저항성의 개선을 위하여 페라이트+베이나이트로 구성된 복합조직강의 합금성분계 및 열처리조건을 제시함으로서, 볼트의 고강도화를 달성하면서 우수한 지연파괴저항성을 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

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 조성되고, 그 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직으로 이루어지고, 상기 페라이트 상분율이 5-25%인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강
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 함유시키고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 까지의 범위내에서 20분 이상 가열함으로써 상분율 5-25%의 페라이트와 75~95%의 오스테나이트의 복합조직으로 제어하고, 이어, 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+(80℃±30℃)범위까지 급냉한 후 20분 이상등온열처리하고, 이후 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법
제 2 항에 있어서,

상기 실리콘은 2.8-3.3%범위로 함유되는 것임을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법
제 2 항에 있어서,

상기 강의 가열을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5의 범위내에서 20분 이상 가열하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법
제 2 항에 있어서,

상기 페라이트 상분율이 10-15%인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법
제 2 항에 있어서,

상기 등온열처리는 Ms+(80℃±15℃)범위에서 행하는 것임을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 고연신율의 볼트용 복합조직강의 제조방법