KR101325317B1

KR101325317B1 - 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법

Info

Publication number: KR101325317B1
Application number: KR1020110070206A
Authority: KR
Inventors: 이유환; 김동현; 류근수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-07-15
Filing date: 2011-07-15
Publication date: 2013-11-08
Also published as: CN103649354B; US20140150934A1; KR20130009248A; WO2013012161A1; EP2733229B1; EP2733229A1; JP2014525987A; EP2733229B9; JP5826383B2; CN103649354A; EP2733229A4

Abstract

본 발명은 자동차 엔진용 볼트 등에 사용되는 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수소에 의한 지연파괴 특성(Hydrogen Delayed Fracture Resistance)을 향상시킨 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 볼트과 그 제조방법에 관한 것으로,
중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재 및 이를 제조하는 방법과 상기 선재를 이용한 고강도 볼트 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

수소지연파괴 저항성이 우수한 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법{STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT RESISTANCE OF HYDROGEN DELAYED FRACTURE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND HIGH STRENGTH BOLT USING THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THE BOLT}

본 발명은 자동차 엔진용 볼트 등에 사용되는 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수소에 의한 지연파괴 특성(Hydrogen Delayed Fracture Resistance)을 향상시킨 선재와 그 제조방법 및 상기 선재를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차의 경량화 및 고성능화에 따라 에너지 저감을 위해 구동체, 특히 볼트 등 엔진용 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 현재까지 사용되고 있는 고강도 볼트는 SCM435, SCM440 등의 합금강을 사용하여, 켄칭 및 템퍼링을 통해 1200MPa 급의 볼트를 제조하여 사용하고 있다. 그러나 인장강도 1200MPa 이상의 볼트에서는 수소에 의한 지연파괴 발생이 야기되기 쉽기 때문에 이러한 선재를 초고강도 볼트 제조에 사용하는 것은 아직 그 사용이 미비한 실정이다.

볼트의 제조공정을 살펴보면, 저온 어닐링을 거쳐 사이징(sizing)목적의 신선을 수행한 후 구상화 열처리, 볼트 성형, 소입, 소려 공정을 거쳐 최종 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)의 단상조직을 갖는다. 따라서 볼트의 강도는 조성 및 소입, 소려 열처리 공정에 의해 결정된다. 그러나, 원소재인 선재 상태에서는 볼트 성형을 용이하게 하기 위해 되도록 낮은 강도를 나타내어야 한다.

템퍼드 마르텐사이트의 단상조직을 갖는 강의 고강도화에는 합금원소, 특히 탄소의 첨가가 가장 효과적인 것으로 알려져 있으나, 탄소를 첨가시키는 것은 선재 강도를 증가시킬뿐만 아니라 연성-취성 천이온도를 급격하게 상승시키고 수소지연파괴 저항성을 크게 떨어뜨린다. 뿐만 아니라 가공경화가 증가하게 되어 볼트 성형에도 불리하며 별도의 연화 열처리가 필요하게 된다.

상기와 같이 제조된 볼트는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 조직으로 입계 또는 입내에 탄화물 석출상이 분포하고 모재는 래스 마르텐사이트에 석출물이 분포하는 것이 일반적인 특징이다. 그런데 모재의 고강도화를 달성하는데 주요 저해요인으로는 수소의 침입에 의한 지연파괴 저항성을 저하를 들 수 있으며, 침입한 수소가 입계의 강도를 열화시키기 때문인 것으로 알려져 있다. 기존의 템퍼드 마르텐사이트를 고강도 볼트용 강에 사용하기 위해서는 지연파괴 저항성을 향상시키기 위한 작업이 필요한다.

따라서, 볼트의 고강도화를 달성하기 위해서는 임계지연파괴강도를 높이기 위한 지연파괴 저항성의 개선이 불가피하며, 이를 위한 수단으로 오스테나이트 입계를 취화시키는 P, S를 최대한 억제시키면서 특정 원소를 첨가하여 확산성 수소를 트랩할 수 있는 석출물을 생성시키거나 미세조직을 제어하는 방법 등이 있다.

수소지연파괴 저항성을 개선하기 위한 종래의 기술로는 1)강재의 부식억제, 2)수소 침입량의 최소화, 3)지연파괴에 기여하는 확산성 수소의 억제, 4) 한계확산성 수소농도가 큰 강재사용, 5)인장응력 최소화, 6)응력집중 완화, 7)오스테나이트 입계 크기 미세화 등을 들 수 있다. 이를 달성하기 위한 수단으로 고합금화를 추구하거나, 외부 수소침입방지를 위한 표면코팅 또는 도금을 부여하는 방법을 주로 사용하고 있는 실정이다.

그러나 상기 국내외에서 고안된 발명은 대부분 제조비용이 제조비용이 매우 높고 공정이 복잡한 단점을 가지고 있으며, 강재 생산시 압연 및 냉각조건이 매우 정밀하게 요구된다는 문제점이 있다. 일례로 1600MPa급 고강도 선재의 지연파괴 특성을 개선하기 위해서, 결정립 미세화 원소인 Ti, Nb, V 이 0.5중량%이상 첨가되고, Mo, Ni, Cu, Co 등의 내식성 원소 및 탄화물 원소를 첨가하는 기술이 있으나, 생산 단가가 매우 높다는 단점을 가지고 있다. 더불어 입계에 석출된 페라이트 조직을 이용하여 수소취성을 개선하였으나, 이 역시 화학적 결합은 아니며 상당량의 Mo 첨가로 제품 제조비용 또한 높아지는 단점이 있다.

또한, 완전 펄라이트를 이용하여 1600MPa급 이상의 고강도 선재의 지연파괴 특성을 개선하는 기술이 있으나, 이러한 기술은 선재 생산 후 사이징(sizing)을 위한 신선시, 신선을 통한 인장강도 향상 및 신선성 확보를 위해 크롬이 0.2 중량% 이상 첨가되어야 하며, 항온변태를 위한 리드 페턴팅(lead patenting)이 필수적으로 요구되는 등 제조비용이 매우 높고 공정이 복잡한 단점을 가지고 있으며, 선재 생산시 압연 및 냉각조건이 매우 정밀하게 요구된다는 문제점이 있다.

더불어, 페라이트 및 펄라이트 이상 미세조직(Dual Phase)을 이용하여 최종 1200 ~ 1500MPa을 확보하는 기술은 타 기술과는 달리 최종 열처리 없이 인장강도 확보가 가능한 방법이나, 기본적으로 Mo를 다량 첨가하여 수소지연파괴 저항성 향상을 꾀한 것이므로 제조비용이 많이 든다는 점에 있어서 곤란한 부분이 없지 않다.

상기 언급한 바와 같이, 인장강도 1200MPa급 이상의 열처리 및 비열처리 탄소강이 가지는 인장강도 향상 대비 수소지연파괴 저항성의 감소에 대한 한계성은 아직 극복하지 못한 상태고, 아직까지는 고가의 합금원소 첨가에 의한 가격 경쟁력 확보가 불가능하며, 특히 수소에 의한 지연파괴 특성에 관한 안정적인 데이터 확보에 문제점을 가지고 있는 현실이다.

본 발명의 일측면은 열처리를 통한 초고강도를 확보할 수 있는 동시에, 우수한 수소지연파괴 저항성을 갖는 선재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

또한, 상기 선재를 이용하여 수소지연파괴 저항성이 우수하면서, 고강도를 갖는 볼트와 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재를 제공한다.

또한, 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강재를 Ae3+150~Ae3+250℃로 가열하는 단계;

상기 가열된 강재를 5~15℃/s로 냉각하고 Ae3+50~Ae3+150℃에서 압연하여 선재를 제조하는 단계; 및

상기 압연된 선재를 0.5~3℃/s로 600℃이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 1200MPa 이상의 강도를 갖는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트를 제공한다.

또한, 본 발명은 상기 선재를 볼트 성형하는 단계;

상기 성형된 볼트를 850~950℃로 열처리하는 단계; 및

상기 가열 후, 급냉하고 300~500℃의 온도로 템퍼링하는 단계를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 선재는 자동차 부품 체결용 또는 자동차 부품 등에 사용되는 고강도 선재로써, 란타넘과 니켈을 극미량 첨가하더라도 최종 열처리후 마르텐사이트 미세조직을 가지더라도 우수한 강도(1200 ~ 2000 MPa급) 및 수소지연파괴 저항성을 가질 수 있는 선재를 낮은 제조비용으로 제조할 수 있는 장점이 있다.

수소지연파괴 저항성이 우수하면서 고강도화가 가능한 볼트용 선재의 개발에 따라, 볼트체결시 체결력 강화와 체결부의 공공 감소에 따른 강구조물의 안전성을 높일 수 있으며, 볼트 체결 개수의 감소에 의해 강재 사용량을 줄일 수 있다. 또한, 자동차 부품 측면에서는 부품의 경량화에 기여하며, 부품 경량화에 따른 자동차 조립장치의 설계 다양화 및 컴팩트(compact)화가 가능한 장점이 있다.

도 1은 본 발명의 선재의 미세조직을 도식화한 모식도임.
도 2는 종래에 Mo를 첨가한 경우, Mo석출물의 수소트랩을 나타낸 모식도임.
도 3은 본 발명 선재에 포함된 석출물의 수소트랩을 나태낸 모식도임.
도 4는 상기 도 3의 석출물의 결정구조를 나타낸 것임.

이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 선재에 대해 상세히 설명한다. 이하, 본 발명 선재의 조성범위에 대해 설명한다(이하, 중량%)

탄소(C)의 함량은 0.3~0.7%로 하는 것이 바람직하다. 상기 함량이 0.7%를 초과하는 경우는 통상의 냉간신선을 이용한 고탄소 신선재 형태로 자주 사용되기는 하지만, 본 발명에서 제안하는 열처리를 수행하는 경우에는 오스테나이트 입계에 필름 형태의 탄화물이 빈번하게 석출하여 수소지연파괴 저항성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다. 한편, 상기 함량이 0.3% 미만에서는 소입, 소려 열처리에 의한 볼트 인장강도가 충분히 확보되지 못하기 때문에 충분한 강도를 확보하기 위해서 C는 0.3% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.

실리콘(Si)의 함량은 0.05~2.0%로 하는 것이 바람직하다. 상기 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 볼트를 만들기 위한 냉간단조 공정 중에 가공경화 현상이 급격하게 일어나 가공성에 많은 문제가 되며, 0.05% 미만에서는 충분한 강도를 확보하지 못하며 세멘타이트의 구상화에도 악영향을 미친다.

망간(Mn)의 함량은 0.7~1.5%로 하는 것이 바람직하다. 상기 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용한 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.5%를 초과하는 경우에는 고용강화 효과보다는 망간 편석에 의한 조직 불균질이 볼트특성에 더 유해한 영향을 미친다. 즉, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간 편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(예를 들면, core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 즉, 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직 이상성이 심화된는 문제가 있다.

한편, 상기 Mn이 0.7% 미만에서는 망간편석에 의한 편석대의 영향은 거의 없으나, 고용강화에 의한 최종 제품의 인장강도 확보가 용이하지 않다는 문제가 있다. 즉, 0.7%미만에서는 고용가황 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하다.

니켈(Ni)의 함량은 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다. 상기 Ni는 란타넘과 더불어 입내에 화합물을 형성하는 원소로서 매우 중요한 원소이다. 따라서, 0.01% 미만으로 첨가되게 되면, 효과적인 화합물, 특히 석출물의 생성이 완전하지 못하여 수소지연파괴 저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 0.1%를 초과하게 되면 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 충격인성이 저하될 우려가 있고, 과잉 첨가로 제조비용이 증가되는 문제가 있다.

란타넘(La)의 함량은 0.003~0.007%(30~70ppm)로 하는 것이 바람직하다. 상기 La는 Ni와 더불어 결정입내에 화합물을 형성하는 원소이며, 입계에 편석된 인과 황을 저감시키는 매우 중요한 원소이다. 상기 La의 함량이 30ppm 미만이면 효과적인 화합물 형성이 이루어지지 않고, 입계의 인 및 황의 제거가 용이하지 않다. 따라서 인장강도 확보는 가능하나 병행하여 우수한 수소지연파괴 저항성을 기대할 수 없다는 단점이 있다. 반면, 70ppm을 초과하게 되면 제조비용이 증가하는 문제가 있고, 초과 첨가에 따라 향상된 수소지연파괴 저항성의 향상을 기대하기 어렵기 때문에 그 상한을 70ppm으로 하는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.

본 발명의 선재는 미세조직내에 La계, Ni계 또는 LaNi계 석출물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 석출물의 종류를 특별히 한정하는 것은 아니나, 석출물의 예로는 LaNi₅, LaPO₄, La₂O₂S 등이 있다. 상기 석출물은 미세조직의 결정립내 또는 결정립계에 형성되면서, 침입한 수소를 트랩(trap)하여 침입한 수소가 입계의 강도를 열화시키는 것을 방지하여 수소지연파괴 저항성을 향상시키는 역할을 수행한다.

도 1은 본 발명의 선재의 미세조직을 관찰하여 석출물이 분포되어 있는 것을 모식적으로 나타낸 것이다. 도 1에 나타나 바와 같이, LaNi₅, LaPO₄, La₂O₂S의 석출물이 결정립내 또는 결정립계에 분포되어 있음을 알 수 있고, 수소가 트랩되어 LaNi₅H₆의 화합물이 존재하는 것도 알 수 있다.

한편, 본 발명에서 상기 석물에 의한 수소트랩 효과는 종래에 Mo를 통해 수소지연파괴 저항성을 개선하고자 한 기술에 비해 월등히 우수하다. 도 2는 종래에 Mo 석출물을 이용한 수소트랩의 효과를 모식적으로 나타낸 것으로, Mo 석출물은 침입한 수소롤 석출물과 결정립의 계면에 트랩시켜 수소지연파괴 저항성을 개선하고자 하였다. 그러나, 본 발명의 석출물에 의한 수소트랩 효과를 모식적으로 나타낸 도 3을 보면, 본 발명의 석출물은 침입한 수소가 석출물 표면에 구속되는 것이 아니라, 수소를 포함하는 화합물(예, LaNi₅H₆)을 형성함으로서, 강중 수소가 완전히 구속되어 수소지연파괴에 대한 저항성을 향상시키게 된다. 따라서, 도 2와 같은 경우에는 수소가 석출물의 표면으로부터 떨어져 나갈 수 있는 문제가 있으나, 본 발명에서는 그러한 문제가 원천적으로 소멸하기 때문에 우수한 수소지연파괴 저항성을 갖는다. 도 4는 상기 도 3의 LaNi₅H₆의 결정구조를 나타낸 것으로서, 내부에 상당량의 수소를 저장할 수 있는 구조를 가지고 있음을 확인할 수 있다.

상기 석출물의 종횡비(aspect ratio)는 1.2~2.0인 것이 바람직하다. 상기 석출물의 종횡비가 1.2 미만인 경우는 결정구조에 기인하여 거의 확보하는 것이 불가능하며, 2.0을 초과하는 경우에는 석출물이 깨지기 쉬운 문제가 있다. 석출물이 소재 내부에서 깨지게 되면, 기지와의 연속성이 결여되어 미세 공동(micro-void)가 생성되어 결함으로 존재하여 선재 파손의 우려가 있고, 기대된 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 없다.

한편, 상기 석출물의 크기는 원상당직경으로 100~400㎚인 것이 바람직하다. 상기 직경이 100㎚ 미만에서는 석출물의 크기가 너무 작아, 석출물에 트랩되는 수소의 양이 적어지게 되므로, 효과적인 수소 트랩 효과를 확보하는 것이 어려우며, 그 크기가 400㎚로 너무 크게 되면, 단위면적당 분포하는 석출물의 개수가 적어지기 때문에 강전체 석출물의 표면적이 감소하기 때문에 수소 트랩의 효과가 감소하기 때문에 그 상한을 400㎚로 하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명 선재의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 선재를 제조하기 위해서는 상기 조성을 만족하는 강재를 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도로 가열한다. 상기 온도로 가열하는 것은 오스테나이트 단상을 유지하기 위한 것으로, 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 편석, 탄화물 및 개재물의 효과적인 용해가 가능한 온도이다. 상기 온도가 Ae3+250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후 형성되는 최종 미세조직의 조대화 경향이 강하므로 고강도 고인성 선재를 확보할 수 없다. 한편, 가열온도가 Ae3+150℃ 미만에서는 가열에 의한 효과를 얻을 수 없으므로, 가열온도는 Ae3+150℃~Ae3+250℃인 것이 바람직하다.

상기 가열은 30분~1시간 30분 동안 행하는 것이 바람직하다. 상기 가열시간이 30분 미만이면 전체 온도가 균일하게 될 수 없는 문제가 있으며, 1시간 30분을 초과해서는 오스테나이트 결정립의 조대화 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 생산성이 현저히 감소하기 때문이다.

상기 가열된 강재를 냉각하고, 열간압연을 행한다. 상기 냉각은 5~15℃/s의 냉각속도로 냉각하고, Ae3+50℃~Ae3+150℃에서 압연하여 선재를 제조한다.

상기 냉각은 미세조직의 변태를 최소화할 목적으로 제어하는 것으로, 열간 압연 전 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 생산성이 감소하고, 서냉을 유지하기 위해 추가적인 장치가 필요하기 때문이며, 가열시간을 장시간 유지한 경우와 같이, 열간압연 후 선재의 강도와 인성이 저하되기 때문이다. 반면, 냉각속도를 15℃/s를 초과하면 압연 전 강재가 가지는 변태의 구동력이 증가하기 때문에 압연 중 새로운 미세조직이 출현할 가능성이 커지게 되고, 압연 온도를 낮게 재설정해야 하는 문제가 있다.

또한, 상기 압연온도는 압연 중 변형에의한 미세조직의 출연이 억제되며, 재결정이 발생하지 않고, 사이징(sizing) 압연만이 가능한 온도이다. 상기 압연온도가 Ae3+50℃ 미만에서는 동적 재결정 온도에 근접하여 본 발명의 미세조직 확보가 불가능하며, 일반 연질의 페라이트가 확보될 가능성이 매우 크다. 한편, Ae3+150℃를 초과한 온도에서는 냉각 후 다시 가열해야 하는 문제가 생기기 때문에, 그 상한을 상기와 같이 설정한다.

상기와 같이 압연을 통해 제조된 선재를 0.5~3℃/s로 600℃이하까지 냉각한다. 상기 냉각속도는 망간 첨가에 의해 탄소의 확산이 저지되고 불완전 펄라이트의 생성과 충분한 면적 분율을 가지면서 효과적으로 생성될 수 있는 냉각속도를 의미한다. 상기 냉각속도가 0.5℃/s 미만에서는 냉각속도가 너무 느려 실제 조업이 곤란할 정도로 생산성이 저하되는 측면이 있으며, 3℃/s를 초과하게 되면, 첨가한 원소의 중첩 효과로 인한 경화능 향상으로 인하여 페라이트/펄라이트 변태가 지연되고 마르텐사이트/베이나이트와 같은 저온 조직이 발생하게 된다.

이하, 본 발명의 볼트와 그 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 선재를 이용하여 제조된 볼트는 초고강도를 확보할 수 있는 동시에, 석출물에 의해 우수한 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 있다. 본 발명의 볼트는 1200MPa 이상의 초고강도를 확보하는 동시에 우수한 수소지연파괴 저항성을 갖는다.

본 발명에서 1200MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위한 제조방법으로는 하기 방법에 의하는 것이 바람직하다. 먼저, 상기 본 발명의 선재를 이용하여 볼트 성형을 행하고, 850~950℃로 열처리하는 것이 바람직하다. 상기 열처리는 오스테나이트화(austenizing)을 통해 조직의 균질화를 위한 것이다. 850℃ 미만에서는 충분한 균질화가 이루어지기 어렵고, 950℃를 초과할 경우에는 온도상승의 효과를 더이상 얻기 어려우며, 결정립의 조대화로 인해 연성을 저하할 수 있으므로 그 상한을 950℃로 하는 것이 바람직하다.

상기 열처리 후 급냉(quenching)하고, 300~500℃의 온도로 템퍼링(tempering)하는 것이 바람직하다. 상기 급냉을 통해 균질화된 조직은 마르텐사이트 조직과 같은 저온 변태조직을 형성하여, 볼트의 강도를 향상시키게 된다.

상기 템퍼링은 상기 급냉으로 인해 발생한 잔류 응력을 제거하여, 강도의 조정과 취성을 개선하기 위한 것이다. 상기 온도가 300℃ 미만에서는 충분한 잔류 응력 제거가 어려울 뿐만 아니라, 템퍼취성이라 일컫는 현상으로 오히려 취성이 발생하기 때문에 그 온도를 300℃이상으로 하는 것이 바람직하며, 500℃ 초과에서는 과도한 열처리로 인해 강도가 저하되어 요구되는 강도를 확보하기 어렵기 때문에, 300~500℃로 행하는 것이 바람직하다.

상기 볼트를 제조하는 방법은 통상의 열처리를 적용하여 요구되는 강도를 확보하는 것으로, 이는 본 발명에서 통상의 지식을 가진 자가 요구되는 강도를 확보하기 위해서 온도와 시간을 제어하여 적용할 수 있는 것이고, 본 발명에서는 이를 특별히 한정하지 않는다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 이에 본 발명이 한정되는 것은 아니다.

(실시예 1)

표 1의 조성과 Ae3온도를 갖는 강재를 제조하여, 이를 표 2의 조건을 이용하여 선재를 제조하고, 이렇게 제조된 선재를 이용하여 볼트를 제조하였다. 이때 볼트의 제조공정 중 열처리 조건은 표 2에 함께 병기하였다.

이렇게 제조된 볼트의 인장강도와 수소지연파괴 저항성을 측정하여 그 결과를 표 3에 나타내었다. 상기 수소지연파괴 저항성은 산도(pH)가 약 2정도인 H₂O: 2000cc, CH3COOH: 80ml, NaCl: 100g으로 이루어진 시험용액을 이용하여, 각 볼트를 상기 시험용액에 침지한 상태에서 상기 측정된 인장강도의 약 0.9배의 인장강도를 부가하고 시편이 파손되는 시간을 측정하여 나타내었다. 상기 시험을 통해 100시간 이상 유지되는 경우에 수소지연파괴에 대한 저항성이 우수하다고 평가한다.

구분	C	Si	Mn	La	Ni	기타	Ae3온도
비교예 1	0.01	0.02	0.55	0.001	0.06	-	886
비교예 2	0.82	0.5	1.2	0.05	0.06	-	856
비교예 3	0.37	0.02	0.50	-	-	Mo 0.27	810
비교예 4	0.35	0.03	0.52	-	-	Mo 0.64	826
비교예 5	0.40	0.02	0.55	-	-	Mo 0.85	823
비교예 6	0.39	0.18	0.78	-	0.09	-	820
비교예 7	0.44	0.55	1.16	0.004	-	-	825
비교예 8	0.45	0.42	1.18	0.001	0.06	-	824
비교예 9	0.38	0.02	0.56	0.01	0.06	-	811
비교예 10	0.46	0.51	1.2	0.007	0.005	-	821
비교예 11	0.45	0.52	1.2	0.007	0.15	-	824
발명예 1	0.38	0.05	0.7	0.005	0.06	-	820
발명예 2	0.45	0.5	1.2	0.007	0.04	-	821
발명예 3	0.62	0.5	0.83	0.0048	0.06	-	785

구분	선재제조공정				볼트 가공조건
구분	강재가열온도 및 시간(℃, 분)	냉각속도(℃/s)	압연온도(℃)	압연 후 냉각속도(℃/s)	가열온도(℃)	템퍼링 온도(℃)
비교예 1	1082, 80	9.7	989	1.3	870	350
비교예 2	1090, 62	13.2	956	0.2	870	350
비교예 3	1067, 72	11.8	969	2.1	870	350
비교예 4	1081, 81	12.6	975	2.2	870	350
비교예 5	1078, 69	13.3	958	1.9	870	450
비교예 6	1015, 71	11.9	978	0.5	870	350
비교예 7	1065, 65	10.2	988	0.9	870	450
비교예 8	1111, 88	9.6	990	1.5	870	450
비교예 9	1093, 78	13.9	991	2.3	870	350
비교예 10	1038, 79	10.2	972	0.8	870	450
비교예 11	1082, 82	11.7	965	0.3	870	450
발명예 1	1053, 82	12.4	978	0.6	870	450
발명예 2	1065, 89	10.2	981	1.1	870	450
발명예 3	1071, 79	9.1	980	1.7	870	450

구분

인장강도(MPa)

파손시간(H)

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

200

300

비교예 1

1012

×

○

-

비교예 2

1760

○

-

비교예 3

1390

×

○

-

비교예 4

1420

×

○

-

비교예 5

1435

×

○

-

비교예 6

1320

×

○

-

비교예 7

1290

×

○

-

비교예 8

1360

×

○

-

비교예 9

1590

×

비교예 10

1365

×

○

-

비교예 11

1610

×

발명예 1

1250

×

발명예 2

1680

×

발명예 3

2019

×

○: 파손발생, ×: 파손미발생

상기 본 발명의 조건을 만족하는 경우에는 볼트 제조시 1200MPa 이상의 높은 강도를 갖는 동시에, 우수한 수소지연파괴 저항성을 갖는 것을 확인할 수 있었다. 다만, 비교예 9와 10은 충분한 강도와 수소지연파괴 저항성을 가지나, 과량의 La와 Ni가 첨가되어 경제성 측면에서 바람직하지 않아 비교예로 분류하였다.

한편, 비교예 1과 같이 C의 함량이 너무 적은 경우에는 충분한 강도확보가 불가하였고, 비교예 2와 같이 과량의 C가 첨가된 경우에는 수소지연파괴 저항성이 매우 저조한 것을 확인할 수 있었다. 그리고 몰리브덴(Mo)을 첨가한 비교예 3 내지 5의 경우에는 100시간 전에 파손이 발생하여 충분한 수소지연파괴 저항성을 확보하기 어려운 것을 확인할 수 있었으며, 비교예 6 및 7과 같이 La나 Ni이 어느 하나만 첨가한 경우에는 충분한 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 없었다.

그리고, 비교예 8 및 10과 같이 La나 Ni의 첨가가 본 발명에서 설정한 것이 미치지 않는 경우에도 충분한 수소지연 파괴 저항성을 갖지 못하는 것을 확인할 수 있었다.

(실시예 2)

한편, La계, Ni계 또는 LaNi계 석출물의 크기와 종횡비에 따라, 수소지연파괴 저항성을 알아보기 위해, 상기 발명예 1 내지 3에 대해, 부가적인 열처리를 통해, 상기 석출물의 크기와 종횡비를 변화시켰다.

상기와 같이 석출물의 크기와 종횡비를 변화시킨 후, 상기 실시예 1과 동일한 방법으로 수소지연파괴 저항성을 측정하고, 그 결과를 표 4에 나타내었다.

구분

석출물 평균크기

석출물 종회비

파손시간(H)

비고

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

200

300

발명예 1

320㎚

1.7

×

발명재

발명예 2

220㎚

1.2

×

발명재

발명예 3

195㎚

1.9

×

발명재

발명예 1-1

364㎚

1.05

×

○

-

비교재

발명예 2-1

280㎚

3.2

×

○

-

비교재

발명예 3-1

97㎚

1.8

×

○

-

비교재

발명예 3-2

532㎚

1.55

×

○

-

비교재

○: 파손발생, ×: 파손미발생

상기 표 4의 결과에서 알 수 있듯이, 석출물의 종횡비가 본 발명의 범위를 벗어나는 경우에는 수소지연파괴 저항성이 저조한 것을 확인할 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, La계, Ni계 또는 LaNi계 석출물을 포함하며, 상기 석출물의 종횡비(aspect ratio)가 1.2~2.0인 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재.
삭제
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 석출물의 원상당 평균입경이 100~400㎚인 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재.
청구항 1에 있어서,
상기 석출물은 LaNi₅, LaPO₄ 및 La₂O₂S 중 1종이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재.
중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 Ae3+150~Ae3+250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 5~15℃/s로 냉각하고 Ae3+50~Ae3+150℃에서 압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
상기 압연된 선재를 0.5~3℃/s로 600℃이하까지 냉각하는 단계
를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재의 제조방법.
청구항 6에 있어서,
상기 가열은 30분~1시간 30분동안 행하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재의 제조방법.
중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 1200MPa 이상의 강도를 갖는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트.
청구항 8에 있어서,
상기 볼트의 미세조직은 종횡비(aspect ratio)가 1.2~2.0인 La계, Ni계 또는 LaNi계 석출물을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트.
청구항 9에 있어서,
상기 석출물의 종횡비(aspect ratio)가 1.2~2.0인 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트.
청구항 9에 있어서,
상기 석출물의 원상당 평균입경이 100~400㎚인 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트.
청구항 9에 있어서,
상기 석출물은 LaNi₅, LaPO₄ 및 La₂O₂S 중 1종이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트.
중량%로, C: 0.3~0.7%, Si: 0.05~2.0%, Mn: 0.7~1.5%, La: 30~70ppm, Ni: 0.01~0.1%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 Ae3+150~Ae3+250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 5~15℃/s로 냉각하고 Ae3+50~Ae3+150℃에서 압연하여 선재를 제조하는 단계;
상기 압연된 선재를 0.5~3℃/s로 600℃이하까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 선재를 볼트 성형하는 단계;
상기 성형된 볼트를 850~950℃로 열처리하는 단계; 및
상기 가열 후, 급냉하고 300~500℃의 온도로 템퍼링하는 단계
를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트의 제조방법.
청구항 13에 있어서,
상기 가열하는 단계는 30분~1시간 30분동안 행하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트의 제조방법.