상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강은, 중량%로, 탄소 0.40-0.60%, 실 리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8% 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 미세조직에 크기가 50㎛이하의 흑연립이 0.1%이상의 상분율로 포함되는 구성된다.
또한, 본 발명의 강가공물은, 중량%로, 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8% 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 미세조직에 크기가 50㎛이하의 흑연립이 0.1%이상의 상분율로 포함되는 구성되는 강을 열처리하여 그 미세조직을 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 15%이상의 잔류오스테나이트를 포함하도록 한 것이다.
또한, 본 발명의 강가공물 제조방법은, 중량%로, 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8% 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 미세조직에 크기가 50㎛이하의 흑연립이 0.1%이상의 상분율로 포함되는 신선재를 강가공물로 냉간성형하는 공정,
이 강가공물을 Ac3변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되는 것이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 '강가공물'이란 용어는 강재를 일정형태로 가공한 가공물(냉간성형물)을 의미하는 것으로, 본 발명의 강이 갖는 물리적특성을 이용할 수 있는 용도에 적용되는 모든 강가공물을 포함한다. 일례로, 본 발명의 강은 선재로서 제조되는데 유용한 성분계로, 이 선재를 가공하여 제조될 수 있는 볼트, 너트, 스프링 등의 강가공물로 만들 수 있다.
본 발명자는 고강도 볼트를 냉간성형함에 있어 흑연화조직을 이용할 경우 기존 구상화 열처리 방법 대비 소재 인장강도 또는 표면경도를 합금원소 첨가 유무에 관계없이 우수한 냉간성형성을 확보할 수 있다는 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것이다. 본 발명은 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하여 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상을 갖게 하고, 이 강 을 볼트 등의 강가공물로 냉간성형할 때 다이스 마모율 저하의 문제점을 용이하게 해결하는데 특징이 있다.
또한 본 발명자는 오스테나이트 결정입계에서 지연파괴저항성에 유해한 입계 석출물들(Fe계)의 석출을 근본적으로 억제하여 임계지연파괴강도를 150kg/mm2이상으로 확보하면서 다른 기계적성질이 우수한 강을 개발하기 위하여 미세조직 제어방안에 대하여 다각도로 연구한 결과, 중탄소강에서 실리콘 함량 2.0~4.0%범위로 제어하고, 열처리전 구상 오스테나이트의 결정입 크기를 10~20㎛ 범위내로 제어하여, 총 잔류 오스테나이트 상분율이 15%이상을 함유하는 카바이드 프리(carbide-free) 복합조직(페라이트+잔류오스테나이트)으로 변태시키는 경우, 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직 형태가 퍼얼라이트와 유사한 라멜라(lamella) 분포를 하는 복합조직 형태(strip-like type bainite로 총칭)와 페라이트내에 잔류 오스테나이트가 괴상으로 분포하는 복합조직 형태(blocky type bainite로 총칭)를 제조할 수 있으며, 이때 얻어진 복합조직내의 복합상 분율을 적절히 제어할 경우, 임계지연파괴강도 150kg/mm2이상의 고강도화를 달성하면서 우수한 기계적 성질, 특히 연신율을 현저히 개선할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다. 이러한 관점에서 완성된 본 발명의 강 및 그 제조방법을 구분하여 설명한다.
[냉간성형성이 우수한 고강도 강(선재)]
·탄소(C):0.4~0.6%
탄소의 함량이 0.40%미만에서는 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직강 제조를 위한 열처리후 페라이트+ 잔류오스테나이트 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트양과 잔류 오스테나이트의 형상 및 크기, 그리고 기계적 및 열적 안정성의 확보가 어렵고, 또한 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵기 때문이다. 0.60% 초과하는 경우에는 열처리후 적정 단면감소율, 연신율 및 충격인성 등의 저하되며, 또한 선재제조시 편석및 표면흠 발생, 가열로 장입시 표면탈탄 심화, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성과 미세복합 조직의 형상 및 크기, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간, 잔류 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 영향을 미치기 때문이다.
·실리콘(Si): 2.0-4.0%
실리콘이 2.0%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 열처리시간이 길어지는 단점이 있으며, 페라이트 변태후 잔류 오스테나이트의 기계적 및 열적 안정성이 저하되어 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직의 확보와 적정 잔류 오스테나이트양을 확보하기가 어려우며 또한 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 베이나이트 변태조직, 볼트체결시 영구변형성, 선재 표면탈탄제어 등에 영향을 미치기 때문이다. 4.0%초과의 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 베이나이트 조직
, 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 표면 탈탄제어가 어렵기 때문이다. 본 발명에서의 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 2.8-3.3%로 베이나이트조직을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 크기 및 형상 그리고, 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면 탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성 등을 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.
·망간(Mn):0.1~0.8%
망간은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용하므로 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대생성에 따른 유해한 영향 등을 고려하여 0.1-0.8%로 하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 0.8%를 초과할 경우 고용강화 효과 보다는 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성이 증대하고 편석대의 형성으로 조직이방성이 심화되어 조직이 불균질하게 되어 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미치기 때문이다.
·인(P) 및 황(S):각각 0.01%이하
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):0.002-0.01%
질소가 0.002%미만에서는 볼트 냉간성형성 개선을 위한 연화열처리(흑연화) 효과이 미흡하며, 비확산성 수소의 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01%를 초과할 경우에는 흑연화 시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않다.
·산소(O):0.002%이하, 산소함량이 0.0020%미만에서는 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.
상기와 같은 조성에, 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%의 그룹중 1종 또는 2종이상을 첨가한다.
·니켈(Ni):0.3~2.0%
니켈은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소로, 그 함량은 0.3- 2.0%로 하는 것이 바람직하다. 니켈의 함량이 0.3%미만에서는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 볼트 성형시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이다. 니켈의 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 영향을 미치기 때문이다.
·보론(붕소,B):0.001~0.003%
보론은 본 발명에서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화 원소로, 그 함량은 0.001-0.003%로 하는 것이 바람직하다. 붕소의 함량이 0.001%미만에서는 흑연화 촉진효과 및 열처리시 보론원자들의 입계편석이 미흡하여 입계강도개선이 크지 않으며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이다. 또한, 붕소의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.
·바나듐(V) 또는 니요븀(Nb):각각 0.01~0.5%
바나듐 또는 이요븀은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소로, 그 함량은 0.01-0.5%로 하는 것이 바람직하다. 이들의 함량이 0.01%미만에서는 모재내 바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 구성시 조직 미세화에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 0.5%를 초과할 경우에는 흑연화열처리 시간이 길어지는 단점이 있으며 V 또는 Nb계 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선 효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.
·몰리브덴(Mo)과 텅스텐(W): 각각 0.01~0.5%
몰리브덴과 텅스텐의 함량이 0.01%미만에서는 페라이트와 잔류 오스테나이트의 입계강화 효과가 미흡하고 또한 열처리시 소입성, 페라이트의 고용강화, Mo 및 W계 석출강화 효과가 미흡하기 때문이다. 0.5%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있어 바람직하기 않다.
·티타늄: 0.01-0.2%
티타늄의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물 의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이다. 또한, 0.2%초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미치기 때문이다.
·구리(Cu):0.01-0.2%
구리의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%이상에서는 그 개선효과가 포화되고 입계 편석시 녹는점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.
·미세조직
본 발명에서는 냉간성형성을 개선하기 위하여 기지조직에 흑연립의 크기가 50㎛이하, 흑연립의 상분율이 0.1%이상을 갖도록 한다. 흑연립 크기가 50㎛ 보다 커지는 경우에는 냉간성형성 개선효과보다는 오히려 표면흠을 유발시키는 문제점이 있으며, 흑연립 상분율이 0.1%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 조직 연화효과가 없다.
[지연파괴저항성이 우수한 강가공물(볼트)]
상기와 같이 조성되는 강은 기본적으로 흑연조직을 가지고 있어 냉간성형성이 우수하므로 볼트, 스프링 등의 여하한 강가공물로 냉간성형하고, 적합한 열처리 를 통해 그 미세조직을 관리하여 요구하는 물성을 부여할 수 있다. 본 발명에서 강가공물은 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직으로, 잔류오스테나이트의 분율이 15%이상이 되도록 한다. 잔류오스테나이트 상분율 15%미만에서는 잔류 오스테나이트내의 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없기 때문이며, 또한 인장강도 및 항복강도의 개선효과는 있으나 연신율, 단면감소율 및 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있으며, 조직구성상 마르텐사이트가 혼재되어 있어 지연파괴저항성에 유해한 영향을 미치기 때문이다. 본 발명의 효과를 보이기 위한 보다 바람직한 범위로는 잔류오스테나이트가 20-40%이며, 이는 임계지연파괴강도를 가일층 고강도화하면서 기계적 성질을 동시에 개선할 수 있는 범위이다. 본 발명에서 잔류오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 가질 때 연성 등의 기계적성질이 특히 개선된다.
[강 가공물(볼트)의 제조방법]
본 발명에서는 선재를 냉간성형하여 강가공물(볼트)를 얻고, 강가공물을 물성부여 열처리를 한다.
(1) 선재제조공정
일반적으로 선재는 빌레트를 선재압연하고 냉각하여 선재를 얻고, 이 선재를 신선한다. 신선가공전후에는 구상화열처리를 행한다.
본 발명에서는 상기한 강성분계를 갖는 강조성을 갖는 선재를 냉각과정, 또는, 신선가공전후의 열처리에서 흑연화열처리를 통해, 미세조직에서 흑연립 크기가 50㎛이하이고 흑연립의 상분율이 0.1%이상이 되도록 한다. 흑연화열처리 조건은 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 5분이상가열하여 공냉하는 것이다. 흑연화열처리온도가 Ac1-90℃미만에서는 흑연화 속도가 매우 느려지는 온도구간으로 생산성 확보에 문제점이 있으며, Ac1-30℃보다 높은 온도에서는 흑연화 열처리 시간이 길어지며 오스테나이트상이 석출하여 오히려 흑연립이 재고용될 가능성이 높다. 또한 열처리시간 5분미만에서는 흑연화가 완전히 이루어지기 어렵기 때문이다.
본 발명에 따라 선재압연하고 냉각하는 공정에서 흑연화열처리하는 경우에는 선재의 냉간성형성이 확보되기 때문에 신선 또는 냉간성형을 위한 구상화열처리를 생략할 수 있는 장점이 있다.
(2) 냉간성형공정
본 발명에 따라 제공된 신선재는 통상의 방법으로 볼트, 스프링 등으로 냉간성형한다.
(3) 물성부여 열처리공정
냉간성형한 강가공물을 열처리하여 최종미세조직이 페라이트와 잔류오스테나이트이고, 상기 잔류오스테나이트에서 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔 류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 갖도록 열처리한다.
이를 위해서는 열처리전에 강가공물의 구상 오스테나이트 결정입도가 10~20㎛ 범위를 갖어야 한다. 구상 오스테나이트 결정입도 10㎛미만에서는 복합조직 제조를 위한 항온변태시 총 잔류 오스테나이트 분율에서 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트 복합조직 형태의 상분율이 90%이상이 되어서 연신율 및 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다. 또한, 구상 오스테나이트 결정입도가 20㎛초과할 경우에는 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트의 복합조직 상분율이 30%이상이 형성되어 이로 인해 항복강도, 연신율, 단면감소율, 충격인성 등이 급격히 저하되기 때문이다. 잔류 오스테나이트는 그 형상, 크기 등에 따라 소성유기변태(TRIP)거동이 크게 변화하며, 그로 인해 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성에 영향을 미치기 때문에 본 발명의 효과를 보이기 위해서는 구 오스테나이트 결정입도를 10-20㎛범위로 제어하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 적정크기의 구상오스테나이트를 갖는 강가공물을 목적하는 미세조직을 형성하기 위한 열처리(가열,등온열처리)를 한다. 먼저, 강가공물을 Ac3변태점이상에서 가열하는데, 이는 Ac3변태점미만에서는 페라이트와 오스테나이트의 이상영역으로 오스테나이트의 단상을 확보하기 어려워 본 발명의 효과를 보이기 위한 페라이트+오스테나이트 복합조직제조시 조직 불균일을 초래할 수 있기 때문이다. 이러한 가열온도는 가능한 1150℃이하에서 하는데, 이는 1150℃를 초과하면 소재가열시 표면탈탄과 오스테나이트 결정립 조대화를 초래하여 최종제품에서 품질특성(기계적성질, 응력이완성, 표면흠, 정적 피로특성 등)에 영향을 미치기 때문이다.
상기 열처리는 목표하는 오스테나이트 단상이 얻어지도록 충분히 가열하는데, 약 20분이상 가열하면 원하는 변태를 완료할 수 있다.
상기와 같이 가열한 다음에는 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉한 다음, 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직 제조를 위해 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위에서 등온열처리한다. 등온열처리온도가 Ms+30℃미만에서는 카바이트 프리 복합조직 제조시 총 잔류 오스테나이트 분율내에서의 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트의 상분율이 90%이상이 되어 연신율, 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이며, 또한 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간이 길어지는 문제점과 등온열처리 온도편차 발생시 마르텐사이트가 발생할 가능성이 높고, 적정 잔류 오스테나이트양 및 크기, 형상에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않기 때문이다. 또한, 등온열처리온도가 Ms+90℃를 초과할 경우에는 총 잔류 오스테나이트 분율내의 브락키 타잎의 잔류 오스테나이트의 상분율이 30%이상 증가하기 때문에 항복강도, 연신율, 단면감소율, 충격인성이 저하하기 때문이며, 또한 잔류 오스테나이트의 양 및 크기, 형상, 기계적 및 열적 안정성에 영향을 미쳐 고강도화에 바람직스럽지 않으며, 항복비(항복강도/인장강도 비)의 급격한 감소로 적정 항복강도 확보에 문제점이 있으며 이에 따른 볼트 체결시 응력이완성이 열 악해지는 문제점이 있고, 충격인성의 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 정적 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.
이하, 본발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
[실시예1]
표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 시료로 하여 50kg 잉고트로 주조후 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연하여 선재를 제조하였다. 이때 오스테나이트 결정입도 변화를 주기 위해 압연온도 950-1200℃ 사이에서 열간압연후 공냉하였다. 전강종의 압연시 압연비는 80% 이상으로 하였다.
상기와 같이 열간압연된 소재들로 부터 기계적 성질(인장 및 충격특성) 및 지연파괴저항성을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 압연방향에서 채취하였다.
본발명의 효과를 보이기 위한 흑연화 열처리는 750C에서 10시간 유지후 공냉하였으며, 비교강들의 구상화열처리는 830C에서 5시간 유지후 650C까지 10C/hr의 냉각속도로 서냉한 후 공냉하였다.
아래 표 2에서 발명재(1-10)은 표 1의 강종(1-7)의 성분계로서 구오스테나이트 결정입도 10-30㎛범위를 갖는 소재에 대해 오스테나이트 단상역 가열온도범위인 Ac3변태점이상 1150℃이하 범위에서 20-30분간 가열하고, 페라이트 +잔류오스테나이트의 복합조직을 얻기 위한 등온 열처리 온도 범위인 Ms+30℃∼Ms+90℃까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 20분간 열처리하여 총 잔류오스테나이트의 상분율이 24-44%범위로 제조하였다. .이때 열처리은 표 3에 나타낸 가열 및 등온 열처리 조건으로 열처리 시험하였다
비교재(1-4)는 표 1의 강종(1,3,4)를 열처리전 구 오스테나이트 결정입도가 10㎛이하, 20㎛이상의 범위를 갖는 소재에 대해, 표3에서와 같이 오스테나이트 단상역 가열온도범위인 950-1050℃ 범위에서 40분간 가열하고, 베이나이트 변태를 위한 등온 열처리 온도범위인 Ms+60℃까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고, 40분간 열처리하여 제조하였다.
표 3에서의 비교재(5-8)은 표 1의 강종(1,6,7)에서 열처리전 구 오스테나이트 결정입도가 10㎛이하, 20㎛이상의 범위를 갖는 소재에 대해 이상역 중간온도범위인 Ac3-[(Ac3-Ac1)/2]의 온도에서 가열하여 페라이트 상분율을 5-25%범위로 제조하고 베이나이트 변태를 위한 Ms+80℃까지 70℃/sec의 이상의 냉각속도로 급냉하여 40분간 등온유지후 유냉하였다.
상기와 같이 제조된 소재들에 대한 흑연화 강도, 인장특성 및 충격특성, 지연파괴특성을 평가하기 위하여, 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS규격 (KS B 0809) 3호시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T방향)에서 가공하였다. 열처리후 미세 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트 상분율은 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였으며, 흑연립 분포 및 총 잔류 오스테나이트 분율내의 스트립 라이크 타잎 및 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트 량에 대한 각각의 상분율은 포인트 카운팅(point counting)법을 이용하여 측정하였다. 또한 오스테나이트 결정입도는 KS규격(KS D 0205)에 의해 측정하였다.
또한, 본 발명의 효과를 보이기 위한 지연파괴저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파 괴시험시 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 6mmφ, 노치부 지름 4mmφ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl+CH3COONa)으로 pH 2±0.5의 상온(25±5C)에서 실시하였다.
또한, 임계지연파괴강도는 동일 응력비( 부하응력/노치인장강도 비, 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 13개이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.
상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재에 대하여 흑연화 강도와 임계지연파괴강도 및, 인장성질, 충격인성을 측정하고, 그 결과를 표2, 표4에 나타내었다.
구분 |
흑연립 상분율(%) |
흑연화 또는 구상화 열처리후 기계적 성질 |
인장강도 (kg/mm2) |
항복강도 (kg/mm2) |
연신율 (%) |
단면감소율 (%) |
충격인성 (J/㎠) |
발명강1 |
1.5 |
53 |
36 |
33 |
55 |
60 |
발명강2 |
1.7 |
52 |
33 |
38 |
63 |
65 |
발명강3 |
1.3 |
54 |
42 |
30 |
44 |
60 |
발명강4 |
1.9 |
51 |
32 |
38 |
63 |
68 |
발명강5 |
1.5 |
53 |
32 |
33 |
60 |
57 |
발명강6 |
1.8 |
52 |
30 |
38 |
65 |
64 |
발명강7 |
1.7 |
54 |
39 |
35 |
63 |
70 |
비교강1 |
- |
72 |
52 |
33 |
55 |
70 |
비교강 2 |
- |
73 |
52 |
34 |
57 |
66 |
비교강 3 |
- |
75 |
54 |
32 |
59 |
59 |
비교강 4 |
- |
76 |
53 |
30 |
65 |
53 |
비교강 5 |
- |
74 |
52 |
34 |
62 |
58 |
비교강 6 |
- |
80 |
57 |
29 |
66 |
61 |
비교강 7 |
- |
82 |
60 |
29 |
65 |
60 |
구분 |
등온 열처리후 기계적 성질 |
인장강도 (kg/mm2) |
항복강도 (kg/mm2) |
연신율 (%) |
단면감소율 (%) |
충격인성 (J/㎠) |
임계지연파괴강도(kg/mm2) |
발명재1 |
168 |
131 |
34 |
60 |
144 |
160 |
발명재2 |
163 |
123 |
35 |
62 |
162 |
160 |
발명재3 |
164 |
124 |
31 |
60 |
129 |
155 |
발명재4 |
169 |
121 |
33 |
66 |
123 |
160 |
발명재5 |
165 |
129 |
31 |
63 |
121 |
155 |
발명재6 |
177 |
133 |
31 |
61 |
123 |
160 |
발명재7 |
173 |
129 |
31 |
61 |
133 |
160 |
발명재8 |
165 |
132 |
32 |
62 |
133 |
160 |
발명재9 |
166 |
131 |
33 |
60 |
131 |
160 |
발명재10 |
174 |
131 |
32 |
60 |
129 |
160 |
비교재1 |
170 |
134 |
33 |
63 |
145 |
160 |
비교재 2 |
165 |
127 |
38 |
67 |
160 |
160 |
비교재 3 |
166 |
126 |
30 |
64 |
130 |
155 |
비교재 4 |
170 |
123 |
34 |
61 |
125 |
160 |
비교재 5 |
167 |
130 |
30 |
60 |
120 |
155 |
비교재 6 |
175 |
132 |
30 |
62 |
122 |
160 |
비교재 7 |
176 |
134 |
33 |
65 |
137 |
160 |
비교재 8 |
168 |
131 |
31 |
63 |
143 |
160 |
비교재 9 |
169 |
130 |
32 |
61 |
130 |
160 |
비교재 10 |
176 |
132 |
34 |
62 |
127 |
160 |
표2는 표1의 발명강들에 대해 흑연화열처리를 부여한후 기계적 성질을 평가한 결과이다. 표2에서 보는 바와같이 본 발명강들의 인장강도는 51~54kg/mm2 범위를 보이나 구상화열처리에 의해 연화열처리 된 비교강들은 인장강도72~82kg/mm2범위로 본 발명에 의해 인장강도가18kg/mm2 이상 감소시킬 수 있음을 확인할 수 있는 바, 본 발명은 볼트 냉간성형성 측면에서 상당한 개선효과를 기대할 수 있는 것이다.
표4에 나타나 바와 같이, 본 발명재(1-10)는 임계지연파괴강도는 155~160kg/mm2범위를 갖으면서, 인장강도 163~177kg/mm2, 연신율 31~35%, 단면감소 율 60~63%, 충격인성 121~144J/cm2의 범위를 갖는 수준이며, 비교예(1~10)의 경우 임계지연파괴강도는 155~160kg/mm2범위를 갖으면서, 인장강도 165~176kg/mm2, 연신율 30~38%, 단면감소율 30~38%, 충격인성 120~160J/cm2의 범위를 갖는 수준으로 본 발명재들은 비교재들 대비 동등수준의 기계적 성질 및 지연파괴강도를 보임을 잘 알 수 있다.
본 발명은 흑연화 열처리에 의한 대폭적인 냉간성형성 개선효과를 기대할 수 있으며, 가열전 오스테나이트 결정입도 제어로 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직내의 조직구성비율의 조정할 수 있었으며, 이에 따라 본 발명에 의한 강들은 기존의 강 대비 가일층 우수한 냉간성형성 및 임계지연파괴강도를 갖으면서 연신율 및 단면감소율, 충격인성을 현저하게 개선할 수 있음을 잘 알 수 있다.