KR100584765B1 - 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의제조방법 - Google Patents

지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 볼트, 스프링 등의 강가공물의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 냉간성형전의 강(선재)에 냉간성형성에 유리한 흑연조직을 확보하면서 성형후의 강가공물에는 물성부여 열처리를 통해 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 강가공물의 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 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 0.002% 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 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하고 공냉하는 열처리공정,
상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,
상기 강가공물을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위내에서 가열하여 5-25%의 이상역 페라이트와 나머지 오스테나이트의 복합조직을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃∼Ms+110℃의 온도범위까지 급냉한 후 20분이상 등온열처리하여 이상역 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 상기 베이나이트중의 총 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되도록 열처리하는 공정을 포함하여 이루어지는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.
고강도, 볼트, 지연파괴저항, 오스테나이트 결정입도, 흑연화 열처리,

Description

지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법{Method for manufacturing high strength working product having delayed fracture resistance and enlongation percentage}
본 발명은 볼트, 스프링 등의 강가공물의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 냉간성형전의 강(선재)에 냉간성형성에 유리한 흑연조직을 확보하면서 성형후의 강가공물에는 지연파괴저항성과 연신율에 유리한 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직을 확보할 수 있는 강가공물의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 고강도합금은 일정하중이 지속적으로 가해지면 시간의 경과와 함께 수소가 재료내의 특정지역으로 확산해 들어가서 균열이 진전되는 특징이 있으며, 이를 지연파괴라 한다. 고강도합금으로 지속적인 하중이 작용하는 볼트 등의 강가공물은 지연파괴저항성이 중요한 물성으로 평가되고 있다.
볼트는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결과 자동차 부품의 경량화 및 다기능, 고성능화를 위해서 고강도화 되면서, 지연파괴저항성이 열화되는 문제가 있다. 이 때문에 볼트는 현재 인장강도 130 kg/mm2급 이상 사용하는 것이 불가능하여 그 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다.
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 60kg/mm2이하에서 볼트 냉간성형이 가능한 실정이다. 따라서 고강도 볼트소재를 사용하기 이해서는 우수한 지연파괴저항성 뿐만아니라 볼트제조시 요구되어지는 냉간성형성을 동시에 확보하여야 한다.
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.
종래의 볼트용 소재는 대부분 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase) 조직으로, 입계에 Fe계 석출물이 분포하고 래스 마르텐사이트(lath martensite)의 모재에도 석출물들이 분포하는 것이 일반적인 특징으로 볼 수 있다. 그런데, 이와 같이 결정입계에 석출 분포하고 있는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키기 때문에 지연파괴저항성이 저하되어 소재의 고강도화를 달성할 수 없는 것으로 알려져 있다. 따라서, 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직으로는 고강도화를 달성하는데 한계가 있는 것으로 받아들여지고 있다.
볼트의 지연파괴저항성의 저하없이 고강도화를 달성하기 위해서는 열처리후 결정입계에 분포하게 되는 Fe계 석출물들의 분포를 최대한으로 억제시키는 것이 가장 중요하다. 본 발명자들은 이러한 측면을 고려하여 강의 미세조직을 베이나이트조직 또는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 하여 지연파괴저항성을 150kg/㎟급으로 개선한 강을 대한민국 특허출원번호 제98-50898호와 제98-50899호에 제안한 바 있다.
상기 대한민국 특허출원 제98-50898호는, 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 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%, 코발트 0.01-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강가공물을 Ac3변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들고, 이를 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+60℃까지 급냉한후 20분이상 항온변태시켜 그 미세조직이 베이나이트를 갖도록 함으로써 임계지연파괴강도 150kg/mm2 수준의 강제조방법이 제안되어 있다.
상기 대한민국 특허출원 제98-50899호는 상기 대한민국 특허출원 제98-50898호와 동일한 강성분계를 이상역 온도범위인 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5의 범위내에서 20분 이상 가열하여, 페라이트 상분율이 5-25% 또는 오스테나이트 상분율이 75-95% 범위인 복합조직(페라이트와 오스테나이트)으로 만들고, 이어 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+50℃∼Ms+110℃까지 급냉한후 20분이상 항온변태시켜 그 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직이고 페라이트의 상분율이 5∼25%을 갖도록함으로써 임계지연파괴강도 150kg/mm2수준의 강제조방법에 제안되어 있다.
상기 대한민국 특허출원번호 제98-50898호와 제98-50899호의 선행기술들은 임계지연파괴강도를 150kg/㎟급 수준으로 향상시켰다는데 나름대로 의미를 부여할 수 있지만, 볼트 냉간성형성에 대한 언급이 없다. 상기 98-50898호는 연신율이 15%수준에 머물고 있으며, 상기 98-50899호는 단면 감소율이 60%이내이고 충격인성이 110J/cm2 이내로서 특정 기계적성질이 열화하며, 특히, 임계지연파괴강도를 150kg/㎟급 이상 개선하지 못하고 있다는 기술적한계를 보여주고 있다.
본 발명은 상기한 선행기술의 기술한계를 극복하기 위한 일련의 연구과정에서 완성된 것으로, 그 목적은 냉간성형전에는 일반강 수준의 볼트 냉간성형성을 확보하면서 냉간성형후에는 강가공물의 열처리를 통해 임계지연파괴강도를 150kg/mm2이상으로 개선하면서 다른 기계적성질(연신율 30%이상, 단면감소율 60%이상, 충격인성 120J/cm2이상)도 함께 개선할 수 있는 강가공물의 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 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 0.002% 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 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하고 공냉하는 열처리공정,
상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,
상기 강가공물을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위내에서 가열하여 5-25%의 이상역 페라이트와 나머지 오스테나이트의 복합조직을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃∼Ms+110℃의 온도범위까지 급냉한 후 20분이상 등온열처리하여 이상역 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 상기 베이나이트중의 총 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되도록 열처리하는 공정을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 '강가공물'이란 용어는 강재를 냉간성형법을 이용하여 볼트, 스프링 등으로 가공한 가공물을 의미하는 것으로, 이외에 본 발명의 강이 갖는 물리적특성을 이용할 수 있는 용도에 적용되는 모든 강가공물을 포함한다.
본 발명자는 고강도 볼트를 냉간성형함에 있어 흑연화조직을 이용할 경우 기존 구상화 열처리 방법 대비 소재 인장강도 또는 표면경도를 합금원소 첨가 유무에 관계 없이 우수한 냉간성형성을 확보할 수 있다는 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것이다. 본 발명은 강가공물을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하여 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상을 갖게 하여 선재를 볼트 등의 강가공물로 냉간성형할 때 다이스 마모율 저하의 문제점을 용이하게 해결하는 방법을 제공하는 것이다.
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 결정입크기를 10~20㎛ 범위내로 제어하여, 총 잔류 오스테나이트 상분율이 15%이상을 함유하는 카바이드 프리(carbide-free) 이상역 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 변태시키는 경우에 임계지연파괴강도 150kg/mm2이상의 고강도화를 달성하면서 우수한 기계적 성질, 특히 단면감소율과 충격인성을 현저히 개선할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성한 것이다. 여기서, 베이나이트의 조직 구성은 페라이트와 잔류 오스테나이트로, 베이나이트중의 페라이트는 이상역 페라이트와는 물리적 성질이 다르기 때문에 이상역 열처리시 생성된 페라이트를 이상역 페라이트로 칭한다.
즉, 본 발명에서 이상역 페라이트+베이나이트의 복합조직은, 베이나이트내의 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)로 제조되는데, 이때 얻어진 복합조직내의 복합상 분율을 적절히 제어할 경우 원하는 강도와 단면감소율, 충격인성을 확보할 수 있다. 이러한 관점에서 완성된 본 발명을 강성분과 그 제조조건으로 구분하여 설명한다.
·탄소(C):0.40-0.60%
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 어렵다. 0.60% 초과하는 경우에는 이상역 페라이트가 생성되기 어렵고, 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 계면농도구배등에 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 오스테나 이트양을 확보하기가 어렵다. 또한, 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직 구성, 볼트체결시 영구변형성등에 영향을 미치며, 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 균일성 및 적정두께를 확보하기가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있다. 4.0%초과의 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 베이나이트 조직구성, 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%
질소는 0.002%마만에서는 비확산성 수소 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되기 때문이다.
·산소(O):0.002%이하
산소함량이 0.002%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 그룹에서 선택된 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 지연파괴정항성의 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. 보론의 함량이 0.001%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석이 미흡하여 입계강도개선이 크지 않으며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이다. 또한, 보론의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.
·바나듐(V) 또는 니요븀(Nb):0.01~0.5%
바나듐과 니오븀은 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) 및 텅스텐(W):0.01-0.5%
몰리브덴 및 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,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이다. 또한, 0.2%초과 할 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.
상기와 같이 조성되는 강(선재)은 (1) 흑연화 열처리하고, (2) 냉간성형한 다음에 (3) 물성부여 열처리를 한다.
(1) 흑연화 열처리
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강이 볼트, 나사, 스프링 등으로 이용되는 경우에 선재형태로 만든다. 이 경우에 빌레트를 선재압연하여 선재를 만드는데, 선재압연직후의 구오스테나이트 결정입도가 10~20㎛ 범위를 갖도록 선재압연조건을 설정하는 것이 바람직하다. 구오스테나이트 결정입도 10㎛미만에서는 강가공물의 복합조직 제조를 위한 항온변태시 총 잔류 오스테나이트 분율에서의 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트 복합조직 형태의 상분율이 90%이상이 되어서 연신율 및 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다. 또한, 구 오스테나이 트 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.
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 선재를 흑연화열처리하여 선재에서 흑연립 크기 50㎛이하 및 그 상분율을 0.1%이상으로 하는 것이 바람직하다. 흑연화 열처리는 빌레트를 열간선재압연하여 냉각하는 과정에서도 적용할 수 있고 또는 별도의 열처리를 행할 수 있다. 보통 선재를 신선가공하는데, 이 신선가공 전후에는 구상화열처리가 행해지고 있다. 따라서, 이 구상화열처리 대신에 흑연화열처리를 행하면 선재의 냉간성형성이 확보되기 때문에 구상화열처리를 생략할 수 있다.
흑연화 열처리는 Ac1-(60±30℃)에서 5분이상 행하는 것이 바람직하다. 흑연화 열처리온도가 Ac1-90℃초과에서는 흑연화 속도가 매우 느려지는 온도구간으로 생산성 확보에 문제점이 있기 때문이며 Ac1-30℃미만의 온도에서 흑연화 열처리 시간이 길어지며 오스테나이트상이 석출하여 오히려 흑연립이 재고용될 가능성이 높기 때문이다. 또한 열처리시간 5분이하에서는 흑연화가 완전히 이루어지기 어렵기 때문이다.
본 발명에 따라 선재를 흑연화 열처리하면 기지조직에 크기 50㎛이하의 흑연립이 0.1%이상의 상분율로 존재한다. 흑연립 크기가 50㎛ 보다 커지면 냉간성형성 개선효과보다는 오히려 표면흠을 유발시키는 문제점이 있으며, 흑연립 상분율이 0.1%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 조직 연화효과가 없다.
(2) 냉간성형공정
상기와 같이 적정한 흑연조직을 가지는 신선재는 냉간성형성이 우수하다. 따라서, 볼트, 스프링, 너트 등의 강가공물로 냉간성형한다.
(3) 물성부여 열처리
냉간성형한 강가공물(볼트)를 열처리하여 원하는 기계적성질을 갖는 강가공물을 얻는다. 본 발명에서는 상기 적정 구오스테나이트를 갖도록 선재압연하여 제공된 신선재를 이용하여 제조된 강가공물을 목적하는 미세조직을 형성하기 위한 열처리(가열,등온열처리)를 한다.
먼저, 강가공물을 이상역 온도범위인 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위내에서 가열한다. 여기서, Ac3는 가열시 오스테나이트 변태온도이고, Ac1은 가열시 이상역(페라이트+오스테나이트) 변태온도를 나타내며, 합금성분계에 따라 Ac3, Ac1변태온도는 상이하게 나타난다.
본 발명에서 가열온도가 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3 미만에서는 이상역 열처리시 페라이트 생성량이 25%를 초과하여 앞서 언급한 바와 같이 항복강도, 연신율 및 충격인성의 저하를 초래하고, 가열온도가 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5를 초과할 경우에는 결정입계의 불연속화에 필요한 페라이트양이 5%미만이 되기 때문이다. 본 발명에서 보다 바람직한 이상역 열처리조건은 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5 온도범위인데, 이는 구 오스테나이트 결정입계의 불연속성, 입계석출물의 불연속성, 가열시 탈탄제어, 열처리 소요시간 등을 고려한 범위이다. 상기 열처리는 목표하는 페라이트+오스테나이트의 복합조직이 얻어지도록 충분히 가열하는데, 약 20분이상 가열하면 원하는 변태를 완료할 수 있다.
상기와 같이 가열할 때 얻어지는 복합조직상의 이상역 페라이트 분율을 5-25%한정하는 이유는 다음과 같다. 본 발명의 효과는 열처리시 오스테나이트 결정입계의 Fe계 석출물외의 Mo, Ti, V, Nb 등의 석출물분포와 P,S등의 불순물 원소의 편석의 저감에 있는데 이를 이해서는 반드시 페라이트의 미세조직분율이 5-25%범위가 되어야 한다. 5%미만에서는 오스테나이트의 결정입계를 불연속화하기에는 페라이트양이 너무 적어 그 효과가 충분하지 못하기 때문이며, 25%를 초과하면 과다한 페라이트 분율에 의해 모재조직처럼 페라이트 조직이 연속성을 유지하게 되어 항복강도 및 연신율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다.
상기와 같이 가열한 다음에는 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉한 다음, 페라 이트+잔류 오스테나이트 복합조직 제조를 위해 Ms+50℃∼Ms+110℃의 온도범위에서 등온열처리한다. 등온열처리온도가 Ms+50℃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 잔류오스테나이트 양, 크기 및 형상에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 등온열처리온도가 Ms+110℃를 초과할 경우에는 총 잔류 오스테나이트 분율내의 브라키 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 열악해지는 문제점이 있고, 충격인성의 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 정적 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.
본 발명에 따라 열처리하면 강가공물의 미세조직은 이상역 페라이트와 베이나이트의 복합조직이 된다. 상기 베이나이트는 페라이트와 잔류오스테나이트의 혼합조직으로 되고, 총잔류오스테나이트의 분율이 15%이상이 된다. 이 잔류오스테나이트에서 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)이 된다.
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 베이나이트중의 잔류오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 가질 때 연성이 특히 개선된다.
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.
화학성분
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
상기와 같이 열간압연된 소재들로 부터 기계적 성질(인장 및 충격특성) 및 지연파괴저항성을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 압연방향에서 채취하였다. 이때 열처리조건은 표 3에 나타낸 가열 및 등온 열처리 조건으로 열처리 시험하였다.
본발명의 효과를 보이기 위한 흑연화 열처리는 750℃에서 10시간 유지후 공냉하였으며, 비교강들의 구상화열처리는 830℃에서 5시간 유지후 650℃까지 10℃/hr의 냉각속도로 서냉한 후 공냉하였다.
아래 표 3에서 발명재(1-10)은 표 1의 강종(1-7)의 성분계로서 구오스테나이트 결정입도 10-30㎛범위를 갖는 소재에 대해 가열온도 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 범위로 40분이상 이상역 열처리하고, 페라이트+베이나이트(페라이트+잔류오스테나이트의 혼합조직)의 복합조직을 얻기 위한 등온열처리 온도 범위인 Ms+50℃∼Ms+110℃까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 20분간 열처리하여 이상역 페라이트 상분율이 5-25%범위이고, 베이나이트내의 총 잔류오스테나이트의 상분율을 15-40%범위로 제조하였다.
표 3에서 비교재(1-4)는 표 1의 강종(1,3,4)를 열처리전 구 오스테나이트 결정입도가 10㎛이하, 20㎛이상의 범위를 갖는 소재에 대해, 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. 이평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 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 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±5℃)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 임계지연파괴강도, 인장성질, 충격인성을 측정하고, 그 결과를 표 3에 나타내었다. 표 2는 표 1의 발명강들에 대해 흑연화열처리를 부여한후 기계적 성질을 평가한 결과이다.
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
표 2에서 보는 바와 같이, 본 발명강들의 인장강도는 51~54kg/mm2 범위를 보이나 구상화열처리에 의해 연화열처리 된 비교강들은 인장강도 72~82kg/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.
구분 대상 강종 가열 온도 (℃) Ac3-[Ac3-Ac1]/X] 가열 시간 (min) 등온가열온도 (℃) (Ms+Y) 등온열처리시간 (min) 이상역 페라이트 상분율(%) 총잔류오스테나이트상분율(%) 스트립 타잎 잔류오스테나이트 상분율(%) 구 오스테나이트 평균 결정입도(mm)
발명재1 발명강1 X=5.5 50 Y=50 30 5 22 85 12
발명재2 발명강1 X=2.5 50 Y=70 50 12 23 81 10
발명재3 발명강1 X=2.5 50 Y=70 50 13 26 74 14
발명재4 발명강1 X=1.7 50 Y=70 70 20 33 77 15
발명재5 발명강2 X=2.5 40 Y=100 20 18 15 86 13
발명재6 발명강3 X=2.5 70 Y=30 20 10 30 83 13
발명재7 발명강4 X=2.5 80 Y=30 20 10 19 83 12
발명재8 발명강5 X=2.5 40 Y=30 20 13 20 81 9
발명재9 발명강6 X=2.5 50 Y=30 20 13 19 77 11
발명재10 발명강7 X=2.5 120 Y=30 20 10 33 83 13
비교재1 비교강1 X=5.5 40 Y=50 50 6 20 87 15
비교재2 비교강1 X=2 40 Y=80 80 13 25 85 16
비교재3 비교강1 X=2 40 Y=80 80 12 27 77 11
비교재4 비교강1 X=1.3 40 Y=80 110 24 32 74 19
비교재5 비교강2 X=2 30 Y=110 40 16 14 81 14
비교재6 비교강3 X=2 70 Y=40 40 11 32 85 16
비교재7 비교강4 X=2 80 Y=40 40 9 22 86 17
비교재8 비교강5 X=2 30 Y=40 40 22 17 84 13
비교재9 비교강6 X=2 40 Y=40 40 14 19 81 15
비교재10 비교강7 X=2 120 Y=40 40 9 35 82 16
구분 등온 열처리후 기계적 성질
인장강도 (kg/mm2) 항복강도 (kg/mm2) 연신율 (%) 단면감소율 (%) 충격인성 (J/㎠) 임계지연파괴강도 (kg/mm2)
발명재1 163 124 47 65 130 155
발명재2 159 124 43 70 150 150
발명재3 161 123 41 70 110 155
발명재4 155 101 42 66 105 160
발명재5 159 114 43 63 126 155
발명재6 162 117 44 62 115 155
발명재7 161 115 45 61 140 1155
발명재8 161 117 42 64 145 155
발명재9 162 111 41 69 113 155
발명재10 160 113 40 63 137 160
비교재1 165 129 43 68 138 155
비교재 2 160 127 47 71 155 160
비교재 3 160 126 40 69 115 155
비교재 4 157 100 44 65 110 155
비교재 5 158 116 45 67 124 155
비교재 6 164 119 43 66 125 155
비교재 7 165 118 40 65 135 160
비교재 8 160 116 42 69 140 155
비교재 9 160 110 43 67 133 155
비교재 10 164 112 41 68 132 160
표 4에 나타난 바와 같이, 발명재(1-10)은 임계지연파괴강도는 155~160kg/mm2범위를 나타나면서, 인장강도 157~165kg/mm2, 연신율 40~47%, 단면감소율 66~71%, 충격인성 110~155J/cm2의 범위를 갖는 수준이다. 비교재(1~10)의 경우 임계지연파괴강도는 155~160kg/mm2범위를 갖으면서, 인장강도 157~165kg/mm2, 연신율 40~47%, 단면감소율 65~71%, 충격인성 110~155J/cm2의 범위를 갖는 수준으로 본 발명재들은 비교재들 대비 동등수준의 기계적 성질 및 지연파괴강도를 보임을 잘알 수 있다.
본 발명은 흑연화 열처리에 의한 대폭적인 냉간성형성 개선효과를 기대할 수 있으며, 가열전 오스테나이트 결정입도 제어 및 이상역 열처리에 의한 이상역 페라 이트상 분율을 제어함으로서 이상역 페라이트+베이나이트(페라이트+잔류 오스테나이트) 복합조직내의 조직구성비율을 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.
상술한 바와 같이, 본 발명은 냉간성형전에 기지조직에 적정 흑연립이 존재하도록 하여 냉간성형성을 확보하면서 냉간성형후에는 물성부여 열처리를 통해 복합조직을 갖도록 하여 소재의 임계지연파괴 강도를 가일층 개선하면서 우수한 냉간성형성을 동시에 확보할 수 있는 볼트, 스프링, 너트 등의 강가공물을 제공하는 유용한 효과가 있는 것이다.







Claims (7)

  1. 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 0.002% 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 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하고 공냉하는 열처리공정,
    상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,
    상기 강가공물을 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5까지의 범위내에서 가열하여 5-25%의 이상역 페라이트와 나머지 오스테나이트의 복합조직을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃∼Ms+110℃의 온도범위까지 급냉한 후 20분이상 등온열처리하여 이상역 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 상기 베이나이트중의 총 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되도록 열처리하는 공정을 포함하여 이루어지는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서 상기 실리콘은 2.8-3.3%범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 특징으로 하는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 냉간성형은 강을 볼트로 가공하는 것을 특징으로 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  5. 제 1항에 있어서 상기 강가공물의 가열은 Ac3-(Ac3-Ac1)/1.7에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/2.5의 범위내에서 20분 이상 가열하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 흑연화열처리전 강의 구오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 임을 특징으로 하는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 강가공물은 임계지연파괴강도 155-160kg/mm2, 인장강도 157-165kg/mm2, 연신율 40-47%, 단면감소율 66-71%, 충격인성 110-155J/cm2 임을 특징으로 하는 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
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