KR100946131B1

KR100946131B1 - 지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법

Info

Publication number: KR100946131B1
Application number: KR1020020083904A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2002-12-26
Filing date: 2002-12-26
Publication date: 2010-03-10
Also published as: KR20040057262A

Abstract

본 발명은 선재를 볼트, 스프링 등의 강가공물을 제조하는 방법에 관한 것이다. 이 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 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하(0%는 제외), 보론 0.001-0.004%, 티타늄 0.005-0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 선재를 Ac₁-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하는 단계,

상기 흑연화 열처리한 선재를 강가공물로 냉간성형하는 단계,

상기 강가공물을 Ac₃변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하고 냉각하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상을 갖도록 하는 열처리 단계를 포함한다.

볼트, 스프링, 지연파괴, 흑연화

Description

지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법{Method of manufacturing Working product having superior delayed fracture resistance}

본 발명은 선재를 볼트, 스프링 등의 강가공물로 제조하는 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 냉간성형성 확보를 위한 흑연화 열처리 시간을 단축하면서 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직특성을 이용하여 임계지연파괴강도와 다른 기계적성질이 우수한 강가공물의 제조방법에 관한 것이다.

볼트는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결 그리고, 자동차 부품의 경량화와 다기능 및 고성능화를 위해서 고강도화가 요구된다. 그러나, 고강도화에 따라 지연파괴저항성이 열화되는 문제가 있어 볼트는 현재 인장강도 130 kg/mm²급 이상으로의 사용이 불가능하여 그 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다.

한편, 선재를 다양한 볼트 등의 강가공물로의 가공은 냉간성형공정이 이용되는데, 고강도 소재의 경우 냉간성형전 반드시 소재 연화열처리를 통해 인장강도 60kg/mm²이하로 확보하는 것이 필요하다. 이는 냉간성형시 다이스 마모율 증가를 최대한으로 억제하기 위한 것이다. 국내 강구조 체결용 볼트는, 현재 인장강도 인장강도 60kg/mm²이하의 선재를 냉간성형하여 얻고 있다. 따라서, 고강도 볼트소재를 사용하기 위해서는 우수한 지연파괴저항성 뿐만 아니라 볼트제조시 요구되어지는 냉간성형성을 동시에 확보하여야 한다.

냉간성형성 확보를 위한 연화열처리는 대부분 구상화 열처리법을 적용하고 있는데, 미세조직의 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 석출분포하고 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 제98-50898호에는, 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 0.005% 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 제98-50899호에는 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 갖도록 함으로써 임계지연파괴강도 150kg/mm²수준의 강 제조방법이 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 기술적 한계를 갖고 있다.

본 발명은 상기한 선행기술의 기술한계를 극복하기 위한 일련의 연구과정에서 완성된 것으로, 그 목적은 볼트 냉간성형성 향상 및 흑연화 열처리 시간의 단 축, 임계지연파괴강도를 150kg/mm²이상으로 더욱 개선하면서 다른 기계적성질(연신율 30%이상, 단면감소율 60%이상, 충격인성 120J/cm²이상)도 함께 개선하는 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직 강가공물의 제조방법을 제공함에 있다.

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 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하(0%는 제외), 보론 0.001-0.004%, 티타늄 0.005-0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 선재를 Ac₁-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하는 단계,

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 '강가공물'이란 용어는 선재를 일정형태로 가공한 가공물을 의미하는 것으로, 본 발명의 강이 갖는 물리적특성을 이용할 수 있는 용도에 적용되는 모든 강가공물을 포함한다. 일례로, 선재를 가공하여 제조될 수 있는 볼트, 너트, 스프링 등이 있다.

본 발명자는 고강도 강가공물(볼트)를 냉간성형함에 있어 흑연화조직을 이용할 경우 기존 구상화 열처리 방법 대비 소재 인장강도 또는 표면경도를 합금원소 첨가 유무에 관계없이 우수한 냉간성형성을 확보할 수 있다는 것과 합금원소간의 구성비가 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족할 경우 흑연화 열처리시간을 최소화 할 수 있다는 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것이다. 본 발명에서는 선재를 Ac₁-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하여 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상을 갖게 하여 볼트 냉간성형시 다이스 마모율 저하의 문제점을 용이하게 해결하는 방법 제공하는데 있다.

또한, 본 발명에서는 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 다음의 결론에 도달한 것이다. 실리콘 함량 2.0~4.0%범위이고, 구상 오스테나이트의 결정입 크기를 10~20㎛ 범위내의 선재를 강가공물로 냉간성형하고, 등온열처리하여 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 있다. 이때, 얻어진 복합조직내의 복합상 분율을 적절히 제어할 경우, 임계지연파괴강도 150kg/mm²이상의 고강도화를 달성하면서 우수한 기계적 성질, 특히 연신율을 현저히 개선된다. 이러한 관점에서 완성된 본 발명의 강조성 및 강가공물의 제조방법으로 구분하여 설명한다.

[강의 조성]

탄소(C)의 함량은 0.40-0.60%가 바람직하다.

탄소의 함량이 0.40%미만에서는 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직강 제조를 위한 열처리후 페라이트+ 잔류오스테나이트 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트양과 잔류 오스테나이트의 형상 및 크기, 그리고 기계적, 열적 안정성의 확보가 어렵고, 또한 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵다. 탄소의 함량이 0.60% 초과하는 경우에는 열처리후 적정 단면감소율, 연신율 및 충격인성 등의 저하되며, 또한 선재제조시 편석 및 표면흠 발생, 가열로 장입시 표면탈탄 심화, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성과 미세복합 조직의 형상 및 크기, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시 간, 잔류 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 영향을 미친다.

실리콘(Si)의 함량은 2.0-4.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

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 미친다. 실리콘의 함량이 4.0% 초과의 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 미세조직, 충격인성, 피로특성 등에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

망간(Mn)은 0.1~0.8%가 바람직하다.

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%이상 첨가하는 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 미친다.

인(P) 및 황(S)의 함량은 각각 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다.

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 함량은 0.004-0.013%로 하는 것이 바람직하다.

질소는 0.004%마만에서는 볼트 냉간성형성 개선을 위한 연화열처리(흑연화) 효과이 미흡하며, 비확산성 수도 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어려우며, 0.013%를 초과할 경우에는 흑연화 시간이 길어져 바람직하지 않다.

산소(O)의 함량은 0.005%이하(0%는 제외)로 하는 것이 바람직하다.

산소함량이 0.005%를 초과하면 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하된다.

보론(붕소,B)는 0.001~0.004%가 바람직하다.

보론은 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화 원소이다. 보론의 함량이 0.001%미만에서는 흑연화 촉진효과 및 열처리시 보론원자들의 입계편석이 미흡하여 입계강도개선이 크지 않으며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리 시 흑연화 촉진 효과가 미흡하다. 또한, 보론의 함량이 0.004%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래한다.

티타늄의 함량은 0.005-0.03%로 하는 것이 바람직하다.

티타늄의 함량이 0.005%미만에서는 흑연화 촉진 및 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵다. 또한, 0.03%초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미친다.

본 발명에서는 볼트 성형전 냉간성형성에 요구되는 인장강도(통상 60kg/mm²이하)를 소재 흑연화에 의해 달성하고자 하며 또한 소재 흑연화에 요구되는 시간을 현저하게 단축하기 위하여 합금원소간의 구성비를 0.5≤Ti/N≤2.0, 2.0≤N/B≤8.0, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.0로 한정하는데, 그 이유는 다음과 같다.

Ti/N비 0.5≤Ti/N≤2.0가 바람직하다.

Ti/N비가 0.5미만에서는 흑연립의 핵생성 자리 감소로 흑연립 생성속도가 저하되며 Ti/N비가 2.0초과에서는 흑연립이 조대화되는 경향을 보인다.

N/B비 2.0≤N/B≤8.0이 바람직하다.

N/B비 2.0미만에서는 흑연립 핵생성에 필요한 BN석출물수가 부족하여 흑연화 속도가 저하되되며, N/B비8.0초과에서는 흑연립 핵생성에 필요한 BN석출물수가 포화되며 모재에 고용되는 질소량이 증가하여 흑연화률이 오히려 저하된다.

(Ti+5B)/N비는 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5가 바람직하다.

(Ti+5B)/N비 1.0미만에서는 흑연립의 핵생성에 기여하는 TiN 및 BN석출물의 갯수가 부족해지며, (Ti+5B)/N비 3.5초과에서는 흑연립 핵생성에 필요한 TiN 및 BN석출물 개수가 포화되며 모재에 고용되는 질소량이 증가하여 오히려 흑연화 속도에 악영향을 미친다.

상기 성분에 니켈, 바나듐, 니오븀의 1종 또는 2종 이상을 첨가한다.

니켈(Ni)은 0.3~2.0%가 바람직하다.

니켈은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 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 없다. 니켈의 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 영향을 미친다.

바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 각각 0.01~0.5%가 바람직하다.

바나듐 또는 니오븀은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소이다. 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 미친다. 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 초래한다.

[강가공물의 제조방법]

본 발에서는 선재를 냉간성형하여 강가공물(볼트 등)을 만들고, 이 강가공물을 열처리하여 복합조직을 얻는다.

[선재제조공정]

일반적으로 선재는 블룸을 빌레트 압연하여 얻거나 또는 바로 주조하여 얻은 빌레트를 선재압연하고 냉각하여 얻은 다음, 이 선재를 신선한다. 신선가공전후에는 구상화열처리를 행한다.

본 발명에서는 상기한 강성분계를 갖고, 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛인 선재를 이용한다. 선재의 구상 오스테나이트 결정입도 10㎛미만에서는 강가공물의 열처리공정에서 복합조직 제조를 위한 항온변태시 총 잔류 오스테나이트 분율에서 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트 복합조직 형태의 상분율이 90%이상이 되어서 연신율 및 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래한다. 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 구상 오스테나이트 결정입도를 갖는 선재를 냉각과정 또는 신성가공전후의 열처리에서 흑연화열처리한다. 흑연화열처리는 Ac₁-(60±30℃)에서 한다. 이 온도범위는 흑연화 속도가 빠른 온도이며 그중 Ac₁-60℃온도에서 가장 빠른 흑연화 거동을 보인다. 따라서, 흑연화열처리 온도가 Ac₁-90℃미만에서는 흑연화 속도가 매우 느려지는 온도구간으로 생산성 확보에 문제점이 있으며, Ac₁-30℃초과의 온도에서는 흑연화 열처리 시간이 길어지며 오스테나이트상이 석출하여 오히려 흑 연립이 재고용될 가능성이 높다. 본 발명에 따라 흑연화열처리를 행하면 선재에는 흑연립 크기 50㎛이하이고, 그 상분율이 0.1%이상으로 된다. 흑연립 크기가 50㎛ 보다 커지면 냉간성형성 개선효과보다는 오히려 표면흠을 유발시키는 문제점이 있으며, 흑연립 상분율이 0.1%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 조직 연화효과가 없다.

본 발명에 따라 선재압연하고 냉각하는 공정에서 흑연화열처리하는 경우에는 선재의 냉간성형성이 확보되기 때문에 신선 또는 냉간성형을 위한 구상화열처리를 생략할 수 있다.

[냉간성형공정]

본 발명에 따라 제공된 신선재는 통상의 방법으로 볼트, 스프링 등으로 냉간성형하여 강가공물을 얻는다.

[복합조직 열처리공정]

냉간성형한 강가공물을 열처리하여 목적하는 미세조직을 확보한다.

열처리는 먼저, 강가공물을 Ac₃변태점이상에서 가열하여 오스테나이트 단상을 확보한다. Ac₃변태점미만에서는 페라이트와 오스테나이트의 이상영역으로 오스테 나이트의 단상을 확보하기 어려워 본 발명의 효과를 보이기 위한 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직제조시 조직 불균일을 초래할 수 있다. 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 등온열처리하고 냉각한다. 냉각은 유냉 또는 공냉한다. 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, 기계 적 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. 등온 열처리 시간은 20분 이상이 바람직한데, 그 이유는 열처리시간이 20분 미만의 경우 본 발명의 효과를 보이기 위한 미세조직으로 상변태가 불충분하다. 열처리시간이 높더라도 비경제적인 것을 제외하고는 원하는 미세조직 확보에는 큰 문제가 없다.

상기와 같이 열처리하면 최종미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트로서 잔류오스테나이트의 상분율이 15%이상이 된다. 잔류오스테나이트 상분율 15%미만에서는 잔류 오스테나이트내의 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 인장강도 및 항복강도의 개선효과는 있으나 연신율, 단면감소율 및 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 조직 구성상 마르텐사이트가 혼재되어 있어 지연파괴저항성에 유해한 영향을 미친다. 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.

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 선재의 구상 오스테나이트 결정입도 변화를 주기 위해 압연온도 950-1200℃ 사이에서 열간압연후 공냉하였다. 전강종의 압연시 압연비는 80% 이상으로 하였다. 선재의 구상 오스테나이트 결정입도는 표 4에 나타내었다.

구분		화학조성(중량%)
구분		C	Si	Mn	Cr	V	Ni	Ti	B	P	S	N	Nb	O
발명강	1	0.44	3.03	0.63	-	0.05	-	0.016	0.0015	0.008	0.009	0.0090	0.02	0.0013
	2	0.43	3.24	0.62	-	0.06	-	0.023	0.0024	0.008	0.008	0.0115	0.01	0.0014
	3	0.56	3.23	0.68	-	0.07	0.70	0.007	0.0018	0.009	0.009	0.0048	-	0.0015
	4	0.42	2.35	0.68	-	0.01	-	0.011	0.0039	0.007	0.009	0.0091	0.05	0.0016
	5	0.45	3.99	0.75	-	0.04	-	0.017	0.0025	0.008	0.009	0.0086	0.03	0.0017
	6	0.58	3.12	0.74	-	-	-	0.013	0.0013	0.009	0.008	0.0071	-	0.0017
	7	0.57	2.37	0.80	-	-	1.10	0.009	0.0020	0.009	0.008	0.0056	0.05	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	-	-	0.007	0.009	0.007		0.0017
	4	0.44	2.0	0.77	0.51	0.11	-	0.03	-	0.006	0.008	0.009		0.0013
	5	0.44	3.96	0.23	0.27	0.06	-	-	0.0015	0.008	0.008	0.008		0.0015
	6	0.53	3.01	0.35	0.55	-	-	0.05	0.0010	0.004	0.004	0.004		0.0016
	7	0.58	2.56	0.80	0.29	-	1.10	0.10	-	0.005	0.005	0.005		0.0018

구분	Ti/N	N/B	(Ti+5×B)/N
발명강1	1.8	6.00	2.6
발명강2	2.0	4.8	3.0
발명강3	1.5	2.7	3.3
발명강4	1.2	2.3	3.4
발명강5	2.0	3.4	3.4
발명강6	1.8	5.5	2.7
발명강7	1.6	2.8	3.4
비교강1	-	-	-
비교강2	0.71	10.77	0.47
비교강3	-	-	-
비교강4	3.33	-	-
비교강5	-	5.33	-
비교강6	12.50	4.00	1.30
비교강7	20.00	-	-

열간압연된 소재들로 부터 기계적 성질(인장 및 충격특성)을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 압연방향에서 채취하였다. 발명강의 흑연화 열처리는 750℃에서 5-15분 유지후 공냉하였으며, 비교강들의 구상화열처리는 830℃에서 5시간 유지후 650℃까지 10℃/hr의 냉각속도로 서냉한 후 공냉하였다. 상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재에 대하여 기계적성질을 측정하고, 그 결과를 표 3에 나타내었다.

구분	흑연화 소요시간 (min)	흑연립 상분율 (%)	흑연화 또는 구상화 열처리후 기계적 성질
구분	흑연화 소요시간 (min)	흑연립 상분율 (%)	인장강도 (kg/㎣)	항복강도 (kg/㎣)	연신율 (%)	단면 감소율 (%)	충격인성 (J/㎠)
발명강1	9	1.7	53	36	33	55	60
발명강2	10	1.9	52	33	38	63	65
발명강3	13	1.5	54	42	30	44	60
발명강4	8	2.0	51	32	38	63	68
발명강5	11	1.6	53	32	33	60	57
발명강6	9	1.9	52	30	38	65	64
발명강7	8	1.9	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 3에서 보는 바와같이 본 발명강들의 인장강도는 51~54kg/mm² 범위를 보이나 구상화열처리에 의해 연화열처리 된 비교강들은 인장강도72~82kg/mm²범위로 본 발명에 의해 인장강도가18kg/mm²이상 감소시킬 수 있음을 확인할 수 있는 바, 본 발명은 볼트 냉간성형성 측면에서 상당한 개선효과를 기대할 수 있는 것이다.

표 3의 흑연화 조직을 가지며, 구상 오스테나이트 결정입도 10-30㎛범위를 갖는 선재에 대해 오스테나이트 단상역 가열오도범위인 Ac₃변태점이상 1150℃이하 범위에서 가열하고, 페라이트 +잔류오스테나이트의 복합조직을 얻기 위한 등온 열처리 온도 범위까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 등온 열처리하였다. 이때, 열처리조건은 표 4과 같다.

상기와 같이 제조된 소재들에 대한 기계적특성을 평가하였다.

(1) 인장시험과 충격시험

인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하고, 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.

(2) 조직 상분율

열처리후 미세 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트 상분율은 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였다. 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.

(3)임계지연파괴강도

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.

구분	대상강종	가열온도 (℃)	가열시간 (min)	등온가열온도 (℃) (M_s+Y)	등온열처리시간 (min)	총잔류오스테나이트 상분율 (%)	스프립 타잎 잔류오스테나이트 상분율 (%)	구오스테나이트 평균 결정입도 (㎛)
발명재1	발명강1	950	30	Y=40	40	29	88	16
발명재2	발명강1	950	30	Y=60	40	40	85	14
발명재3	발명강1	950	30	Y=80	40	32	75	14
발명재4	발명강1	950	30	Y=80	40	33	76	17
발명재5	발명강2	1000	40	Y=80	40	24	80	15
발명재6	발명강3	1000	40	Y=80	40	43	85	15
발명재7	발명강4	1030	40	Y=80	40	29	85	16
발명재8	발명강5	1030	40	Y=80	40	28	84	12
발명재9	발명강6	1030	40	Y=80	40	29	79	14
발명재10	발명강7	1050	40	Y=80	40	44	81	17
비교재1	비교강1	950	30	Y=40	40	24	84	15
비교재2	비교강1	950	30	Y=60	40	35	80	16
비교재3	비교강1	950	30	Y=80	40	27	72	11
비교재4	비교강1	950	30	Y=80	40	29	73	19
비교재5	비교강2	1000	40	Y=80	40	18	79	14
비교재6	비교강3	1000	40	Y=80	40	37	82	16
비교재7	비교강4	1030	40	Y=80	40	26	83	17
비교재8	비교강5	1030	40	Y=80	40	23	80	13
비교재9	비교강6	1030	40	Y=80	40	25	77	15
비교재10	비교강7	1050	40	Y=80	40	40	78	16

구분	등온 열처리후 기계적 성질
	인장강도 (kg/㎣)	항복강도 (kg/㎣)	연신율 (%)	단면감소율 (%)	충격인성 (J/㎠)	임계지연파괴강도 (kg/㎣)
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

표 4, 5에 나타난 바와 같이, 발명재(1-10)는 임계지연파괴강도는155~160kg/mm²범위를 갖으면서, 인장강도 163~177kg/mm², 연신율 31~35%, 단면감소율 60~63%, 충격인성 121~144J/cm²의 범위를 갖는 수준이다. 이에 반해, 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 갖는다. 발명재들이 비교재들 대비 동등수준의 기계적 성질 및 지연파괴강도를 보임을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 짧은 흑연화 열처리에 의해 대폭적인 냉간성형 성을 개선할 수 있으며, 복합조직의 제어를 통해 임계지연파괴강도과 연신율 및 단면감소율, 충격인성을 현저하게 개선된 볼트 등의 강가공물을 제공할 수 있는 유용한 효과가 있는 것이다.

Claims

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 0.004-0.013%, 산소 0.005% 이하(0%는 제외), 보론 0.001-0.004%, 티타늄 0.005-0.03%를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 상기 티타늄(Ti), 질소(N), 보론(B)이 다음의 관계, 0.5≤Ti/N≤2.0, 2≤N/B≤8, 1.0≤(Ti+5B)/N≤3.5를 만족하고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 선재를 Ac₁-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하고 공냉하는 단계,

상기 흑연화 열처리한 선재를 강가공물로 냉간성형하는 단계,

상기 강가공물을 Ac₃변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하고 냉각하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상을 갖도록 하는 열처리 단계를 포함하여 이루어지는 지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 잔류오스테나이트 분율이 20-40%임을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 흑연화 열처리한 선재의 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상임을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법.