KR101253790B1 - 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 특정 조성을 가진 선재를 가공하여 제조되는 강부품 및 이를 제조하기 위한 효과적인 제조방법에 관한 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 고강도 강부품은 C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지며, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 강부품으로서, 표층부에 붕소 농화층이 존재하는 것을 특징으로 한다.

지연파괴저항성, 고강도, 강부품, 붕소 농화층, 탄질화물

Description

지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH STEEL PART HAVING EXCELLENT RESISTANCE FOR DELAYED FRACTURE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

도 1은 붕소 농화층의 형성이 지연파괴저항성에 미치는 영향을 관찰하기 위하여 발며예1과 비교예1에 의해 제조된 부품의 단면을 현미경으로 관찰한 결과,

도 2는 소입온도에 따른 결정립 크기 분포를 관찰한 전자현미경 사진, 그리고

도 3은 1㎛ 이상의 크기를 가지는 조대 탄질화물 분포가 지연파괴에 미치는 영향을 관찰하기 위한 전자현미경 사진을 나타내는 것으로서, 도 3a는 1시간 이내에 지연파괴가 일어난 경우를 도 3b는 150시간이 경과하여도 지연파괴가 일어나지 않은 경우를 나타낸다.

본 발명은 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 특정 조성을 가진 선재를 가공하여 제조되는 강부품 및 이를 제조하기 위한 효과적인 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에서 대상으로 하는 강부품은 강선재를 냉간에서 부품형상으로 가공하는 냉간가공을 실시한 후 필요한 열처리에 의해 제조되는 부품을 말한다. 따라서, 상기 강부품을 제조하기 위한 선재는 냉간에서의 가공성이 우수하여야 하며, 열처리에 의해 최종제품단계에서 강도가 우수하여야 한다.

그런데, 통상 상기 고강도 강부품을 제조할 때 지연파괴가 문제되는 경우가 많다. 지연파괴라 함은 응력이 작용했을 때 부품이 바로 파괴에 이르는 것이 아니라 어느 정도 사용하고 난후 갑자기 파괴가 발생되는 현상을 의미한다.

지연파괴는 기지조직을 이루는 Fe에 비하여 원자반경이 작기 때문에 강 부품내에서 용이하게 이동 및 접적되는 현상에 기인한다. 보다 상세하게 설명하면 Fe의 격자점 사이를 통하여 수소가 이동되게 되는데, 만일 부품이 일정방향으로 응력(특히 인장응력)을 받을 경우에는 Fe 원자간의 거리가 멀어지기 때문에 수소의 이동이 보다 용이하게 되며, 부품내에 존재하는 조대한 석출물 주위로 수소는 용이하게 집적한다.

따라서, 지연파괴는 부품이 응력을 받고 있을 때, 그리고 부품 내부에 석출물이 많이 존재할 때 발생되기 쉬운 경향을 나타낸다.

최근 자동차 부품이나 기계 부품으로 부품 사용갯수와 중량을 줄이기 위하여 고강도 부품이 많이 사용되게 되는데 이러한 강부품은 강도를 확보하기 위해 기계가공후 소입 및 소려공정을 거치게 된다. 따라서, 강부품은 대부분 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 준단상(quasi single phase)조직을 내부에 포함하게 된다.

그런데, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 그 특성상, 입계에 Fe계 석출물이 분포하고, 래스 마르텐사이트(lath martensite)의 모재에도 석출물들이 분포하기 쉬운 조직이다. 이러한 템퍼드 마르텐사이트를 볼트와 같은 고장력(고강도) 강부품에 적용할 경우에는 사용되는 상황에 따라 높은 응력에 노출되게 되는데, 이러한 응력으로 인하여 수소의 이동이 보다 원활하게 이루어지고, 또한 상기 석출물에 수소가 다량 집적하기 때문에 지연파괴가 일어나기 쉬운 조건이 된다. 따라서, 상기와 같은 템퍼드 마르텐사이트 조직은 고강도 부품제조에 사용하기에는 한계가 있다.

그러므로, 강부품의 사용환경이 가혹해질수록 지연파괴가 일어나지 않도록 높은 지연파괴저항성을 가진 강부품에 대한 요구가 증가하고 있다. 부품의 지연파괴저항성이 감소하지 않으면서도 강도를 높이기 위해서는 열처리후 결정립계에 분포하고 되는 Fe계 석출물들의 분포를 최대한 억제시키거나 외부환경으로부터 유입되는 수소를 억제하는 것이 가장 중요하다.

상기한 바와 같은 문제점을 해결하기 위하여, 일본특개 11-293401 호는 중량%로 C: 0.10~0.45%, B: 0.0003 ~0.0050%, Ti: 0.01~0.1%, N:0.0025~0.01% 를 포함하는 열간압연 및 냉간신선된 강재에 대해 오스테나이트(austenite) 구역의 저온영역에서 석출하는 정도의 크기의 Ti 계 석출물을 다량 석출시키는 방법을 제시하였다. 본 기술은 미세한 Ti계 석출물을 다량 형성시킴으로써 수소의 트랩사이트를 다량 제공하고 그 결과 집적되는 수소의 분압을 임계치 이하로 유지하기 위한 기술이다. 따라서, Ti계 석출물을 아주 미세하게 다량 석출시키는 것이 본 기술의 관건이라 할 수 있으나, 상기와 같이 미세한 석출물을 다량 균일 분산시키는 것은 용이한 기술이 아니며 그 결과 조대한 Ti 석출물이 강부품 내부에 형성되기 쉬워 오히려 지연파괴가 조장될 우려가 있다.

한편, 대한민국 특허출원번호 제 98-50898호와 제 98-50899호는 석출물을 다량 포함하기 쉬운 템퍼드 마르텐사이트 조직의 문제점을 해결하기 위하여, 강의 미세조직을 베이나이트 조직 단상 또는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 하는 기술을 제시하고 있다. 그런데, 베이나이트 조직 또는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 만들기 위해서는 열처리비용이 증가되고 엄격한 온도제어가 필요하다. 또한, 이로 인해 베이나이트 변태시 미변태된 오스테나이트가 존재할 수 있으며, 이러할 경우 오히려 지연파괴저항성을 저하시키는 일이 발생된다.

본 발명은 상기와 같은 종래기술의 한계를 극복하기 위한 것으로, 고강도이면서도 지연파괴 저항성이 우수한 강부품을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 고강도 강부품은 C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지며, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 강부품으로서, 표층부에 붕소 농화층이 존재하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강부품에는 크기 1㎛ 이상인 탄질화물이 존재하지 않는 것이 바람직하다.

상기한 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품을 제조하기 위한 본 발명의 제조방법은, 중량%로, C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지고, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 상기 강선재를 강부품의 형태로 냉간가공한 후, 상기 냉간가공된 강부품을 소입하고, 소려하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강부품의 소입은 850~950℃로 30분~100분 동안 가열한 후 유냉 혹은 수냉하는 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 강부품의 소려는 350 ~ 550℃의 온도에서 실시하는 것이 효과적이다.

또한, 상기 강부품으로 가공되는 강선재는, 강편을 1000~1100℃로 재가열한 후, 선재열간압연하고 500℃이하까지 0.01~5℃/sec의 냉각속도로 냉각되어 제조되는 것이 좋다.

이때, 상기 선재의 열간압연시 마무리 압연온도는 850℃ 이하인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 상세히 설명하기로 한다.

본 발명의 발명자들은 지연파괴저항성을 감소시키기 위한 강부품의 조건에 대하여 면밀히 검토한 결과, 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.

1) 강부품 표면에 붕소(B) 농화층이 형성될 경우 외부에서의 수소침입이 억제될 수 있다. 따라서, 침입된 수소의 절대량이 감소할 수 있기 때문에 지연파괴 에 노출될 우려가 훨씬 감소하게 된다.

2) 강부품 내부에 조대한 탄질화물이 존재할 경우 상기 탄질화물에 수소가 집적되어 지연파괴의 원인이 될 수 있다. 따라서, 조대한 탄질화물이 가급적이면 형성되지 않도록 할 필요가 있으며, 탄질화물에 의한 지연파괴를 방지하기 위해서는 상기 탄질화물은 크기가 1㎛ 이하로 관리되는 것이 바람직하다.

3) 상기와 같은 유리한 효과를 얻고 강부품의 강도를 확보하기 위해서는 강부품을 특정조성의 성분계로 관리할 필요가 있다.

즉, 본 발명은 수소가 강부품 내부로 침입하지 못하고, 설사 침입된 수소라 하더라도 트랩된 분압이 낮아 지연파괴에 이르지 못하도록 하는 조건으로 강부품 표면에 붕소(B)농화층이 형성되고 내부에 조대한 탄질화물이 형성되지 않는 특정 조성의 고강도 강부품 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

상기와 같이 표층에 붕소 농화층을 용이하게 형성시키고, 조대한 탄질화물이 형성되지 않도록 하는 본 발명의 고강도 강부품은 중량%로, C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지고, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가진다.

이하 본 발명의 강부품의 성분한정 이유에 대하여 설명한다.

C : 0.1~0.4중량%

탄소는 강부품의 강도를 확보하는 역할을 하므로 0.1중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 0.4중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 부품의 냉간가공성을 해치게 되므로 탄소의 함량은 0.1~0.4중량%로 한정한다.

Si : 0.3~1.5중량%

규소(Si)는 통상 제강과정에서 탈산을 수행할 뿐만 아니라, 제품단계에서는 제품강도를 확보하는 역할을 한다. 그러나, 상기 Si의 함량이 1.5중량% 이상이면, 냉간가공시 변형저항을 크게 증가시켜 냉간압조성을 급격히 떨어뜨리므로 바람직하지 않고, 함량이 0.3중량%이하가 되면 소입소려 처리 후 최종 제품에서 필요로 하는 강도를 얻기 힘들뿐만 아니라 압연후 강재 내부의 페라이트 분율이 50% 이상 되기 곤란하므로 규소는 그 함량을 0.3-1.5중량%로 설정하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~1.7중량%

망간(Mn)은 강의 소입성을 증가시키고 충격인성의 저하 없이도 강의 강도를 높인다. 첨가량이 0.3중량%이하이면 이러한 효과를 얻기가 곤란하고 첨가량이 1.7중량% 이상이 되면 열간압연 후 선재인장강도가 과다하게 증가하여 냉간압조성을 감소기키므로 망간의 첨가범위는 0.3-1.7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.05~1.7중량%

크롬(Cr)은 강의 소입성을 증가시켜 소입처리후 안정적인 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있도록 하며, 마르텐사이트의 급격한 연화를 억제하여 강의 강도를 증가시키는 작용을 하는 원소로서, 그 함량이 적으면 이러한 효과를 얻기 힘들고 첨가량이 많으면 그 효과가 포화되므로, 상기 크롬의 함량은 0.05-1.7중량%로 설정하는 것이 바람직하다.

B : 0.001~0.005중량%

붕소(B)는 본 발명의 강부품을 구성하는 원소 중 가장 중요한 원소 중 하나로서, 소량의 첨가로 소입성을 대폭적으로 향상시킬 뿐만 아니라 강재의 표면에 농화층을 형성하여 수소의 침입을 차단하는 역할을 하는 원소이다. 상기 붕소의 소입승 향상효과에 의해, 탄소량을 감소시켜도 동일하게 강중에서 소입성을 얻을 수 있다. 붕소 농화층을 형성시키고 강부품의 소입성을 확보하기 위해서는 0.001중량% 이상 첨가할 필요가 있으며, 0.005중량% 이상 첨가시 더 이상 효과상승을 기대하기 어려우므로, 상기 붕소의 양은 0.001~0.005중량% 로 설정하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.01~0.05중량%

티타늄(Ti)은 질소를 고정시켜 붕소의 소입성효과를 확보하기 위해 필요한 원소이며 소입처리시 가열할 때 오스테나이트 결정립성장을 억제하여 제품의 피로파단을 억제할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기위해서는 적어도 0.01중량%이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, 0.05중량%를 초과할 경우에는 Ti계 석출물 및 고용으로 인한 선재강도상승 및 냉간압조성에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 티타늄의 함량은 0.01~0.05%가 바람직하다.

N : 0.015중량% 이하

질소는 붕소와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬운 원소이다. 따라서, 질소의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으며 제강과정의 부하를 고려하여 0.015중량%이하로 포함되는 것이 바람직하다.

Ti/N : 1.39 이상(원자수 비율 기준)

상술하였듯이, 질소는 붕소와 결합하여 유효 붕소량(B_eff)을 감소시켜서 강선재의 소입성을 훼손하는 원소이므로 가급적이면 붕소와의 반응이 일어나지 않도록 유도하는 것이 바람직하다. 즉, 질소와 친화력을 가지는 원소로 티타늄을 들 수 있는데, 상기 티타늄이 질소와 함께 포함되어 있을 경우 TiN 등을 형성하여 질소의 활동도를 감소시킬 수 있다. 질소의 활동도가 감소할 경우 BN을 형성시키는 구동력이 약하게 되므로 결국에는 유효 붕소량이 높아져 강선재의 소입성 향상에 효과적인 것이다. 상기와 같이 질소의 활동도를 감소시켜 유효 붕소량을 증대시키기 위해서는 Ti/N의 원자수 비율이 1.39 이상일 것이 필요하다. 만일 Ti/N이 1.39 미만일 경우 충분한 질소 고정효과가 나타나지 않아 소입성 향상효과가 미흡해지기 때문이다.

B/Cr : 0.04 이하

본 발명의 발명자들은 강선재의 소입성을 높이기 위한 인자에 대하여 연구한 결과 붕소 단독으로 포함되어 있을 경우보다 크롬이 함께 B/Cr ≤ 0.04의 조건으로 포함되어 있을 경우 소입성 향상효과가 뛰어나다는 것을 알 수 있었다.

또한, 본 상기와 같은 유리한 강부품을 제조하기 위해서는 하기와 같은 공정에 의해서 제조되는 것이 바람직하다.

즉, 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품을 제조하기 위해서는 중량%로, C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지고, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 상기 강선재를 강부품의 형태로 냉간가공한 후, 상기 냉간가공된 제품을 850~950℃로 30분~100분 동안 가열한 후 유냉 혹은 수냉하는 조건으로 소입하고 350~550℃의 온도에서 소려하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기와 같은 강부품을 제조하기에 적합한 강선재를 제조할 수 있는 효과적인 방법은 강편을 1000~1100℃로 재가열한 후, 선재열간압연하고 500℃이하까지 0.01~5℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이다.

이하, 본 발명의 강부품을 제조하기 위한 상기 제조방법의 각 조건에 대하여 상세히 설명한다.

강편 재가열 온도 : 1000~1100℃

강편의 재가열 온도는 1000~1100℃ 범위인 것이 바람직하다. 통상의 선재가열조업과 동일하다.

선재 냉각속도 : 0.01~5℃/sec

강편을 선재형상으로 열간압연한 후 냉각시의 선재 냉각속도는 0.01~5℃/sec인 것이 바람직하다. 즉, 상술하였듯이 본 발명의 강부품은 냉간가공에 의해 제조되는 것으로서 냉간가공전 선재 강도가 너무 높으면 변형저항이 높아져서 다이의 수명이 저하되는 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 선재는 가급적이면 천천히 서냉패턴으로 냉각되는 것이 바람직하다. 만일 선재 냉각속도가 5℃/sec 이상일 경우에는 상술한 바와 같이 선재의 강도가 높아져서 냉간가공시 불리하며 냉각속도의 하한을 0.01℃/sec로 한정한 이유는 현실적으로 그 이하의 냉각속도로 강재를 냉각하는 것이 곤란하기 때문이다.

선재 냉각정지온도 : 500℃ 이하

선재를 냉각할 때 500℃이하까지는 상기에서 한정한 냉각속도로 제어 냉각을 실시하여야 한다. 선재의 온도가 500℃이하가 되면 더 이상 내부 조직의 변화나 강도상승요인이 없으며, 계속 서냉조건을 유지할 경우 생산성이 나빠질 수 있기 때문에 제어냉각은 500℃ 이하에서 정지할 수 있다.

상기와 같은 선재 제조방법에서 선재의 마무리 압연온도는 특별히 제한되지 않으나 850℃ 이하의 온도에서 압연하는 것이 보다 바람직하다. 마무리 압연온도를 상기 범위로 제한하는 이유는 미세한 결정립을 얻기 위함이며, 850℃을 초과하는 온도에서 마무리 압연할 경우에는 결정립이 조대화하기 때문에 바람직하지 않다.

상기와 같이 제조된 선재는 강도가 낮고 인연성이 높아 냉간단조등 냉간가공을 실시하기에 적합한 선재이다. 따라서, 이러한 선재에 대하여 냉간가공을 실시하고 필요에 따라 치수정밀도를 높이기 위하여 절삭가공을 실시하여 강부품의 형태로 가공한다.

그러나 가공된 강부품은 기계부품 등으로 사용되기에는 강도가 낮으며 지연 파괴에 대한 저항성도 갖추어지지 않은 상태이므로 이를 확보하기 위해서 강부품에 대하여 소입처리와 소려처리를 실시하여야 한다.

소입처리는 강부품의 강도를 향상시키고 표면에 붕소 농화층을 형성시키기 위한 것으로서, 850~950℃로 30분~100분 동안 가열한 후 유냉 혹은 수냉하는 방식으로 실시된다.

소입처리는 소재의 내부조직을 완전히 오스테나이트로 변태시킨후 급냉하여 마르텐사이트 조직을 형성시키고 표층에 붕소가 농화층을 형성할 수 있도록 붕소확산을 유도하기 위한 것으로서 적어도 850℃ 이상의 온도까지 강부품을 가열할 필요가 있다. 한편, 850℃ 이하에서는 크기 1um 이상의 탄질화물이 미고용되어 존재할 수 있기 때문에 바람직하지 않다. 그러나 950℃을 초과하는 온도로 가열할 경우에는 이상 결정립성장으로 인한 결정립 조대화의 문제가 있으므로 가열온도의 상한은 950℃으로 설정한다.

또한 가열시 강부품이 균일하게 가열될 수 있도록 적어도 30분 이상 상기 가열온도에서 유지할 필요가 있다. 그러나 100분 정도면 충분히 균일 가열이 될 뿐 아니라 에너지 소모가 심하기 때문에 가열시간의 상한은 100분으로 하였다.

이후 급냉시키기 위해 유냉 또는 수냉의 방식으로 부품을 냉각시키는 것이 바람직하다.

상기와 같은 소입과정을 거치면 강부품의 강도가 향상될 수 있다. 특히, 본발명에서 대상으로 하는 강부품의 조성과 같이 내부에 붕소와 크롬이 일정 조건으로 함유되어 있는 경우 소입에 의한 강도 상승효과가 다른 강재에 비하여 탁월할 뿐 아니라 붕소가 표면에 농화층을 형성하여 지연파괴를 일으키는 수소가 침입하는 것을 효과적으로 방지할 수 있다.

그러나, 소입된 강부품은 인성이 매우 저하되므로 인성확보를 위하여 추가적으로 소려처리를 실시할 필요가 있다.

상기 소려처리는 350~550℃의 온도에서 처리하는 것이 바람직하다. 소려 온도가 350^oC 미만일 경우에는 소려취성으로 인해 조기파단의 위험으로 불리하고 550^oC를 초과할 경우에는 최종제품의 강도를 얻기힘들기때문에 바람직하지 않다.

상기 과정에 의해 제조된 본 발명의 강부품은 상술한 바와 같이 내부에 조대한 탄질화물이 형성되지 않을 뿐만 아니라 표면에 붕소 농화층이 형성되어 있는 고강도 강부품으로서 강도와 지연파괴저항성이 탁월한 강부품인 것이다.

이하, 본 발명을 하기하는 실시예에 의해 보다 상세하게 설명하기로 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명 의 권리범위를 하기 실시예로 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 상기 사항이 발명의 상세한 설명에 의해 합리적으로 해석되는 범위 내에서 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

조성의 영향 관찰

본 발명의 강부품의 조성의 영향을 관찰하기 위하여 하기 표 1에 기재된 조성을 가지는 강부품을 제조하였다. 강부품을 제조하는 공정은 비교예 및 실시예에서 동일하게 강편 재가열 온도를 1050℃, 마무리 압연온도를 800±30℃가 되도록 조정하여 압연하고, 이후 780±20℃의 온도가 될때까지 수냉하고 스텔모어(Stelmor) 냉각대에서 냉각하였다. 스텔모어 냉각대에서는 500℃까지 2±1℃/sec가 되도록 냉각속도를 설정하여 냉각하였다. 볼트제조는 통상의 육각볼트를 냉간성형한후, 870±10℃에서 1시간 유지하고 오일에 소입하였다. 그리고 소입된 소재를 470±10℃에서 2시간 유지하여 제조하였다.

구분	조성							Ti/N (원자수비)	B/Cr (중량비)	지연파괴강도 (MPa)
	C	Si	Mn	Cr	B	Ti	N
발명예1	0.21	0.4	0.8	0.3	0.002	0.031	0.0030	3.0	0.0067	1287.7
발명예2	0.25	0.5	0.7	0.5	0.0018	0.032	0.0035	2.67	0.0036	1313.2
발명예3	0.22	0.3	0.6	0.8	0.0022	0.04	0.0050	2.34	0.0028	1341
발명예4	0.19	0.6	0.7	0.9	0.0021	0.034	0.0040	2.487	0.0023	1390
비교예1	0.45	0.2	0.8	-	-	-	0.0051	-	-	1019
비교예2	0.25	0.65	1.09	0.3	0.0017	0.055	0.0030	5.36	0.0057	976
비교예3	0.26	0.05	1.65	1.0	0.0016	0.048	0.0041	3.43	0.0016	989

본 발명의 조건에 의해 제조된 발명예1의 결과와 비교적 지연파괴강도가 낮은 비교예1에 의해 제조된 강부품의 단면을 절단 및 연마하여 중성자 빔으로 붕소분석을 실시하고 도 1에 그 결과를 나타내었다.

도 1에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 조건에 의해 제조된 발명예1의 경우에는 표층부에 붕소 농화층이 존재하고 있음을 알 수 있으나, 비교예1의 경우에는 전혀 붕소 농화층이 존재하고 있지 않다는 것을 확인할 수 있었다. 붕소의 존재형태는 일반적으로 알려진 중성자빔을 이용하여 분석할 수 있다. 지연파괴저항성을 향상시키기 위해서는 붕소가 표면에 농화되어 주변환경으로부터 금속소재내부로의 수소확산을 방지해야 한다. 본 실시예에 따라 최종 제품의 표면에 붕소농화층 존재에 의해 지연파괴저항성이 향상될 수 있다는 것을 알 수 있었다.

소입조건의 영향 관찰

발명예2의 조성을 가진 강부품에 대하여 하기 표 2에 기재된 소입온도로 소입을 실시하였다.

소입1	소입2	소입3	소입4
870	930	970	1000

각 시편은 상기 표 2의 가열온도에서 공히 60분씩 가열되었으며 가열 후 수냉시켰다.

소입처리후의 시편을 전자현미경으로 관찰한 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정한 소입온도인 850~950℃ 범위에 해당되는 소입1 및 소입2의 경우에는 미세한 결정립이 형성되어 있음을 알 수 있으나, 이보다 높은 온도에서는 결정립이 조대화 된다는 것을 확인할 수 있다. 특히, 가열온도가 970℃인 소입3의 경우에는 소입2에 비하여 가열온도가 40℃ 상승하였을 뿐인데 결정립 크기는 현저하게 증가하였다는 것을 알 수 있다.

탄질화물크기의 영향 관찰

상술하였듯이 탄질화물이 1㎛ 이상 크기로 존재할 경우 수소의 집적량이 증가하고 그 결과 수소분압이 높아져서 오히려 지연파괴 저항성을 감소시킬 우려가 있다.

도 3에 850℃ 이하의 온도에서 가열/소입된 최종 10T급 볼트제품으로서 응력비 0.5 의 응력조건하에서 유지된 볼트의 탄질화물의 크기에 따른 지연파괴결과를 나타내었다.

도 3a는 1시간이내에 지연파괴가 일어난 것으로, 1㎛ 이상의 탄질화물이 다수 분포되어 있음을 확인할 수 있다. 반면 150시간 이상 경과하여도 지연파괴가 일어나지 않았던 도 3b를 보면 1㎛ 이상의 크기를 가진 탄질화물은 전혀 관찰할 수 없다는 것을 알 수 있다.

따라서, 지연파괴를 방지하기 위해서는 1㎛ 이상의 크기를 가지는 탄질화물은 가급적이면 제거되는 것이 바람직한 것이다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의할 경우에는 고강도이면서 지연파괴 저항성이 우수한 강부품과 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명에 의해 제조된 강부품은 기계 부품, 자동차 부품, 건축구조용 재료 등 고강도와 지연파괴저항성이 요구되는 다양한 분야에 사용될 수 있다.

Claims (7)

1. C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지며, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 강부품으로서, 표층부에 붕소 농화층이 존재하며, 크기 1㎛ 이상인 탄질화물이 존재하지 않는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품.
2. 삭제
3. 중량%로, C : 0.1~0.4%, Si : 0.3~1.5%, Mn : 0.3~1.7%, Cr : 0.05~1.7%, B : 0.001~0.005%, Ti : 0.01~0.05%, N : 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지고, Ti/N이 1.39이상이고 B/Cr이 0.04이하인 조성을 가지는 강선재를

   강부품의 형태로 냉간가공한 후,

   상기 냉간가공된 강부품을 소입하고, 그리고

   소려하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품의 제조방법.
4. 제 3 항에 있어서, 상기 강부품의 소입은 850~950℃로 30분~100분 동안 가열한 후 유냉 혹은 수냉하는 조건에서 실시하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품의 제조방법.
5. 제 3 항에 있어서, 상기 강부품의 소려는 350 ~ 550℃의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품의 제조방법.
6. 제 3 항에 있어서, 상기 강부품으로 가공되는 강선재는, 강편을 1000~1100℃로 재가열한 후, 선재열간압연하고 500℃이하까지 0.01~5℃/sec의 냉각속도로 냉각되어 제조되는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품의 제조방법.
7. 제 6 항에 있어서, 상기 선재의 열간압연시 마무리 압연온도는 850℃ 이하인 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품의 제조방법.

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