KR100544753B1

KR100544753B1 - 냉간성형성이 우수한 중탄소 볼트용 선재의 제조방법

Info

Publication number: KR100544753B1
Application number: KR1020010085532A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-27
Filing date: 2001-12-27
Publication date: 2006-01-24
Also published as: KR20030055517A

Abstract

본 발명은 볼트 등으로 가공되어 사용되는 선재의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 흑연화조직을 갖어 직접 볼트 냉간성형이 가능한 선재의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소 0.40-0.65%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 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 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 빌레트를 1050∼1100℃에서 가열하여 열간선재압연하고, 압연직후 물분사에 의해 760-790℃까지 급속 냉각하여 권취한 다음, 670±30℃까지는 1.4±0.4℃/sec의 냉각속도로 공냉하고, 595±65℃까지는 0.6±0.3℃/sec의 냉각속도로 서냉한 후 공냉시키는 냉간성형성이 우수한 고실리콘 첨가 중탄소 볼트용 선재의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.

중탄소강, 고강도, 볼트, 냉간성형성, 선재, 흑연

Description

냉간성형성이 우수한 중탄소 볼트용 선재의 제조방법{Method of manufacturing medium carbon wire rod having superior cold formability for bolt}

본 발명은 볼트 등으로 가공되어 사용되는 선재의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 직접 볼트 냉간성형이 가능한 선재의 제조방법에 관한 것이다.

선재는 일정형상으로 가공되어 다양한 기계부품류에 이용되는데, 그 예로는 볼트, 너트, 스프링 등이 있다. 이러한 기계부품류의 경량화와 고성능화를 위해 선재의 고강도에 대한 요구는 계속 높아지고 있다. 고강도 합금은 일정하중이 지속적으로 가해지면 시간의 경과와 함께 수소가 재료내의 특정지역으로 확산해 들어가서 균열이 진전되는 특징이 있으며, 이를 지연파괴라 한다. 고강도합금으로 지속적인 하중이 작용하는 강가공물은 지연파괴저항성이 중요한 물성으로 평가되고 있으며, 그 대표적인 예로는 볼트가 있다.

볼트는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결과 자동차 부품의 경량화 및 다기능, 고성능화를 위해서는 반드시 소재의 고강도화가 요구된다. 그러나, 볼트용 소재의 고강도화는 수소침입에 의한 지연파괴저항성이 열화되는 문제점으로 현재, 인장강도 130kg/mm²급 이상으로 사용하는 것이 불가능하여 그 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다. 이러한 이유로 지연파괴저항성 개선에 효과적인 합금원소의 다량첨가가 불가피하다.

한편, 다양한 볼트의 형상은 통상 냉간성형으로 제조되는데 고강도 소재의 경우 냉간성형전 소재강도가 높아 반드시 소재 연화열처리가 필요하며 냉간성형전 인장강도 60kg/mm²이하로 확보하는 것이 바람직하다. 이는 냉간성형시 다이스 마모율 증가를 최대한으로 억제하기 위한 것이다. 국내 강구조 체결용 볼트는 현재 인장강도 인장강도 60kg/mm²이하에서 볼트 냉간성형이 가능한 실정이다. 따라서 고강도 볼트소재를 사용하기 이해서는 우수한 지연파괴저항성 뿐만아니라 볼트제조시 요구되어지는 냉간성형성을 반드시 동시에 확보하여야 한다.

통상 볼트 냉간성형성 확보를 위한 연화열처리는 대부분 구상화 열처리법을 적용하고 있는데 미세조직 구성이 페라이트+세멘타이트로 구성됨을 특징으로 한다. 그러나 합금원소 첨가량이 증가할수록 구상화소재의 강도가 높아지는 문제점이 있어 이를 극복하는데 미세조직 구성상 한계가 있다.

본 발명은 고실리콘 첨가 중탄소 볼트강의 선재냉각공정에서 볼트의 냉간성형성을 획기적으로 개선하기 위한 연구과정에서 안출된 것으로, 선재의 냉각공정에서 흑연조직을 확보하여 냉간성형성을 개선한 선재의 제조방법을 제공하는데, 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 선재제조방법은, 중량%로 탄소 0.40-0.65%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 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 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 빌레트를 1050∼1100℃에서 가열하여 열간선재압연하고, 압연직후 물분사에 의해 760-790℃까지 급속 냉각하여 권취한 다음, 670±30℃까지는 1.4±0.4℃/sec의 냉각속도로 공냉하고, 595±65℃까지는 0.6±0.3℃/sec의 냉각속도로 서냉한 후 공냉시키는 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명자는 중탄소 볼트용강 선재의 냉간성형성 개선을 위해 다각도로 연구한 결과, 구상화조직 보다는 흑연화조직이 냉간성형성 개선에 크게 기여한다는 것과 흑연화를 촉진하기 위해서 기존 합금성분계에서 Cr성분을 생략하고, 흑연화 촉진원소 Si,B,Ni,Cu,Ti등을 적절히 활용할 경우 흑연화 속도를 현저히 개선할 수 있어 선재압연후 냉각공정에서 흑연화를 구현할 수 있다는 사실을 실험을 통하여 확인하고 본 발명을 완성한 것이다. 이러한 본 발명의 강조성과 그 제조조건에 대해 설명한다.

[고실리콘 첨가 중탄소강]

·탄소(C):0.40-0.65%

탄소의 함량이 0.40%미만에서는 지연파괴저항성 개선을 위한 복합조직강 제조를 위한 열처리후 적정한 이상역 페라이트 또는 잔류 오스테나이트양, 형상 및 크기를 얻기가 곤란하고 또한, 기계적, 열적 안정성과 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵기 때문이다. 또한, 탄소의 함량이 0.65% 보다 많아지면 열처리후 단면감소율, 연신율과 충격인성 등의 특성이 저하되고, 선재제조시 편석 및 표면흠이 발생하며, 가열로 장입시 표면탈탄이 심화되고, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성이 열화하며, 미세복합 조직의 적절한 형상과 크기 그리고, 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간이 길어지며, 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 좋지 않은 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, 열적 안정성이 저하되어 복합조직을 구성하기 위한 제2상의 양을 확보하기 어려우며 또한, 페라이 트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 볼트 체결시 영구변형성 등에 영향을 미치고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 균일성 및 적정두께를 확보하기가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 실리콘이 4.0%를 초과하는 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 복합조직강의 구성, 충격인성, 피로특성 등에 좋지 않은 영향을 미치며, 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, 복합조직을 제조하기 위한 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율 및 크기, 형상, 복합조직의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면 탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

·망간(Mn):0.1~0.8%

망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고형체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력볼트 특성에 매우 용용하므로 그 함량은 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려하여 0.1-0.8%로 하는 것이 바 람직하다. 이는 망간의 함량이 0.8%를 초과할 경우 고용강화 효과보다는 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 그상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그상한을 0.01%로 제한하는 것이다.

·질소(N):0.002-0.01%

질소(N)의 함량은 0.002-0.01%로 하는 것이 바람직하다. 질소의 함량이 0.002%미만에서는 비확산성 수소 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되기 때문이다.

·산소(O):0.0020%이하

산소의 함량이 0.0020%를 초과하면 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 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 첨가한다.

·바나듐(V) 또는 니요븀(Nb):각각 0.01~0.5%

바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)의 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 복합조직의 구성시 조직 미세화에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 0.5%를 초과하면 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 하므로 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.

·니켈(Ni):0.3~2.0%

니켈(Ni)은 흑연화 촉진원소이며, 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 니켈의 함량이 0.3%미만에서는 표면농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 볼트성형시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이다. 2.0%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 부정적인 영향을 미치기 때문이다.

·보론(붕소,B):0.001~0.003%

보론은 흑연화 촉진원소이며 또한 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화원소로, 그 함량은 0.0010∼0.003%로 하는 것이 바람직하다. 보론의 함량이 0.0010%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 의한 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하고, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이다. 보론의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.

·몰리브덴(Mo), 텅스텐(W): 각각 0.01-0.5%

몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 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 있기 때문이다.

·구리(Cu): 0.01-0.2%

구리의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%초과할 경우에는 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.

·티타늄: 0.01-0.2%

티타늄의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 0.2%를 초과할 경우에는 그 첨가효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미치기 때문이다.

[선재의 제조방법]

상기와 같은 합금성분계로 구성되는 빌레트(billet)를 제조하여 선재압연하는데, 이때 선재가열로의 가열온도를 1050~1100℃범위로 하는 것이 바람직하다. 가열온도가 1050℃미만에서는 탈탄제어를 위한 빌레트 표면 페라이트층의 두께제어가 어려우며, 빌레트 제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니요븀계 석출물들의 재고용이 용이하지 않은 것과, 열간변형저항성의 증가로 압연시 과부하로 인해 작업성이 열악해지기 때문이다. 또한, 가열온도가 1100℃를 초과할 경우에는 탈탄제어를 위한 균일한 페라이트층을 유지할 수 없기 때문이다. 즉 탄소 고용도가 매우 낮은 표면 페라이트층을 석출시켜 탈탄반응을 급격히 감소시키기 위해서는 가열 유지온도에서 표면 페라이트층이 잔존하여야 가능하나 가열온도가 1100℃초과할 경우에는 표면의 페라이트층이 오스테나이트로 변태하기 때문에 탈탄속도가 급격히 증가하며 이로 인해 표면탈탄이 심화되기 때문이다. 가열유지시간을 30분이상으로 한 것은, 30분미만에서는 선재압연을 위한 빌레트 외내부의 균일한 온도 분포를 확보하기 어렵기 때문이다.

상기와 같이 조성되는 강편(billet)을 선재압연한다. 이때 가열로에서 추출되는 빌레트의 탈탄면적은 선재압연후에 선재의 탈탄면적과 동일하기 때문에 선경이 클수록 탈탄층이 증가하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 이러한 점을 고려하여 지름 30mm이하로 선재압연하는 것이 좋다. 선재상태로 고속열간압연한 직후 물분사에 의해 760∼790℃까지 급속냉각하여 권취한다. 상기 온도 범위는 오스테나이트 단상구역으로 미세한 오스테나이트 결정립을 유지할 수 있고 CCT(Continuous Cooling Transformation)곡선상으로 볼 때 흑연화 변태개시 온도 및 시간이 통상 냉각개시온도 850℃ 대비 고온 및 단시간 방향 이동하기 때문에 흑연화에 요구되어 지는 변태시간에 확보에 유리하다.

상기와 같이 급속냉각하여 권취한 다음, 670±30℃ 까지는 1.4±0.4℃/sec의 냉각속도로 냉각한다. 여기서 냉각온도를 670℃기준으로 ±30℃로 하고 냉각속도를 1.4℃sec기준으로 ±0.4℃/sec의 범위로한 것은 선재가 코일형태로 권취 된 이후 컨베아 위에서의 선재집적상태 즉, 겹침부와 비겹침부위의 냉각정도의 차이를 고려하여 설정한 것이다. 이러한 냉각온도 및 냉각속도의 조건은 흑연화율을 증가시키기 위한 것으로 CCT곡선상의 흑연화 노이즈(nose)의 상향 위치에 해당된다. 그러나, 1.4±0.4℃/sec의 냉각속도로 670+30℃보다 높은 온도로 냉각이 될 경우 냉각대에서의 적정 흑연화 변태소요시간이 불충분하게 되어 선재냉각후 흑연화율이 감소하기 때문이며 또한 670-30℃ 미만의 온도로 냉각이 될 경우에서는 페라이트 또는 퍼얼라이트 변태가 일어날 가능성이 매우 높다.

상기와 같이 냉각하고 이어 595±65℃까지는 0.6±0.3℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각정지온도가 595+65℃를 초과할 경우 선재의 흑연화율이 감소하여 냉간성형성에 유효한 선재 인장강도를 확보하기가 어렵다, 냉각정지온도가 595-65℃ 미만의 경우에는 본 발명의 서냉 냉각속도인 0.6±0.3℃/sec를 벗어나는 냉각속도가 되기 때문에 적정조직인 흑연화조직의 흑연화율이 저하되는 문제점이 있다. 또한, 냉각정지온도인 595±65℃까지 의 냉각속도가 0.6+0.3℃/sec보다 빠른 경우에는 페라이트 또는 퍼얼라이트 변태가 일어날 가 능성이 높으며, 0.6-0.3℃/sec미만의 경우에는 서냉냉각설비의 한계로 인해 적정 냉각온도인 595±65℃ 범위를 확보하기가 어렵기 때문이다.

상기와 같이 595±65℃까지 서냉한 다음, 공냉하는데, 이는　변태가 완료된 상태로 냉각속도의 변화가 조직에 미치는 영향이 없기 때문이다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

아래 표 1로 조성되는 빌레트(160×160)를 1100℃에서 2시간 유지한 후 고속압연하여 지름 14mm선재로 만들고 발명재와 비교재의 냉각조건은 각각 달리하여 선재를 제조하였다. 표 2의 발명예(1-7)는 열간압연한후 760-900℃의 범위내로 물분사에 의해 급속 냉각하여 권취하고 620-700℃범위까지 1.0-1.8℃/sec 범위의 냉각속도로 냉각시키고 530-660℃범위까지 0.3-1.8℃/sec의 냉각속도 범위로 서냉한 후 상온까지 공냉한 것이다. 또한, 비교예(1-7)은 열간압연한 후 790-900℃범위내로 물분사에 의해 급속 냉각하여 권취하고 620-830℃범위까지 2.0-5.0℃/sec의 냉각속도 범위로 냉각시키고 530-730℃까지 0.3-2.0℃/sec로 서냉한 후 상온까지 공냉하였다. 상기와 같이 제조된 선재들의 흑연화 조직 상분율은 화상분석기(image analyze)를 이용하여 측정하였으며, 이때 피검면은 300mm²를 기준으로 하였다.


		C	Si	Mn	Cr	V	Ni	Mo	Ti	W	B	Cu	P	S	N2	O2
발명강	1	0.44	3.03	0.63	-	0.05	-	-	-	-	-	0.03	0.008	0.009	0.005	0.0013
	2	0.43	3.24	0.62	-	0.06	-	-	0.02	-	0.001	0.04	0.008	0.008	0.005	0.0014
	3	0.56	3.23	0.68	-	0.07	0.70	-	-	0.04	-	0.15	0.009	0.009	0.005	0.0015
	4	0.42	2.35	0.68	-	Nb:0.01	-	0.25	0.04	0.12	-	0.05	0.007	0.009	0.005	0.0016
	5	0.45	3.99	0.75	-	0.04	-	-	-		0.0020	0.04	0.008	0.009	0.005	0.0017
	6	0.58	3.12	0.74	-	-	-	0.06	0.03	0.06	0.0020	0.03	0.009	0.008	0.004	0.0017
	7	0.57	2.37	0.82	-	-	1.10	0.23	0.09	-	-	0.20	0.009	0.008	0.004	0.0018
비교강	1	0.45	3.03	0.29	0.58	0.05	-	-	-	-	-	-	0.005	0.004	0.008	0.0012
	2	0.40	3.42	0.31	0.79	0.2	-	-	0.01	-	0.0013	-	0.006	0.005	0.014	0.0015
	3	0.45	2.99	0.32	0.33	0.05	0.54	-	-	0.02	-	-	0.007	0.009	0.007	0.0017
	4	0.44	2.0	0.77	0.51	0.11	-	0.20	0.03	-	-	-	0.006	0.008	0.009	0.0013
	5	0.44	3.96	0.23	0.27	0.06	-	-	-	0.2	0.0015	-	0.008	0.008	0.008	0.0015
	6	0.53	3.01	0.35	0.55	-	-	0.05	0.05	0.07	0.0010	-	0.004	0.004	0.004	0.0016
	7	0.58	2.56	0.80	0.29	-	1.10	0.13	0.10	-	-	-	0.005	0.005	0.005	0.0018

강종	냉각개시온도 (권취온도) (℃)	1차 냉각온도 (℃)	1차 냉각온도까지 냉각속도(℃/sec)	2차 냉각온도 (℃)	2차 냉각온도까지 냉각속도(℃/sec)	흑연화율(%)	선재인장강도 (kg/mm²) (13mm기준)
발명강1	780	700	1.0	660	0.3	89	57
발명강2	780	640	1.8	530	0.9	95	53
발명강3	790	700	1.4	660	0.4	93	55
발명강4	760	670	1.8	640	0.7	94	55
발명강5	790	640	1.5	660	0.7	92	55
발명강6	760	640	1.7	660	0.9	94	53
발명강7	790	760	1.8	660	0.6	88	57
비교강1	780	700	1.0	660	0.3	0	101
비교강2	780	640	1.8	530	0.9	0	98
비교강3	790	700	1.4	700	0.4	0	102
비교강4	760	670	1.8	640	0.7	0	104
비교강5	790	640	1.5	660	0.7	0	102
비교강6	760	620	1.7	680	0.9	0	100
비교강7	790	760	1.8	660	0.6	0	99

표 2에 나타난 바와 같이, 발명예(1-7)들은 선재냉각후 선재 미세조직상의 흑연화율이 88~95%를 보이면서 선재인장강도가 53~57kg//mm²범위로 직접 볼트 냉간성형이 가능한 선재로 제조되었음을 알수 있다. 반면 비교강의 경우 흑연화 자체가 불가능하며 이때의 선재 미세조직이 페라이트+퍼얼라이트로 구성되는 이유로 선재 인장강도가 99~104kg/mm²범위로 보이는 바, 볼트형상제조를 위한 볼트냉간성형시 구상화열처리 등의 연화열처리 부여가 불가피함을 잘 알수 있다. 따라서 본 발명의 합금성분계로 구성된 소재를 이용해서 선재를 냉각제어할 경우 볼트 냉간성형성시 요구되어지는 인장강도를 현저히 낮추는데 매우 효과적임을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 선재냉각시 흑연화된 선재를 제조함으로서 우수한 볼트 냉간성형성을 확보할 수 있는 고실리콘 첨가 중탄소 볼트용강 선재를 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로 탄소 0.40-0.65%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 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 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 빌레트를 1050∼1100℃에서 가열하여 열간선재압연하고, 압연직후 물분사에 의해 760-790℃까지 급속 냉각하여 권취한 다음, 670±30℃까지는 1.4±0.4℃/sec의 냉각속도로 공냉하고, 595±65℃까지는 0.6±0.3℃/sec의 냉각속도로 서냉한 후 공냉하여 선재냉각 후 선재 미세조직상의 흑연화율을 88~95% 포함하는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고실리콘 첨가 중탄소 볼트용 선재의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 선재는 30mm이하로 선재압연함을 특징으로 하는 고실리콘 첨가 중탄소 볼트용 선재의 제조방법.