KR102090226B1

KR102090226B1 - 고강도 선재 및 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재와 그 제조방법

Info

Publication number: KR102090226B1
Application number: KR1020170176382A
Authority: KR
Inventors: 이형직
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-20
Filing date: 2017-12-20
Publication date: 2020-03-17
Also published as: KR20190074779A

Abstract

합금 조성 및 미세조직 제어를 통해 고강도와 함께 우수한 내지연파괴 특성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조방법을 개시한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로, 하부 베이나이트 90% 이상 및 잔류 오스테나이트 10% 이하를 포함한다.

Description

고강도 선재 및 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재와 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL WIRE ROD AND HIGH STRENGTH STEEL WITH EXCELLENT DELAY FRACTURE RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 조성 및 미세조직 제어를 통해 고강도와 함께 우수한 내지연파괴 특성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소의 배출을 줄이기 위한 노력이 전세계적인 이슈가 되고 있다. 그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임도 활발하며, 이에 대한 대책으로 자동차 제조사들은 연비 향상을 통해 이 문제를 해결해 나가려고 하고 있다. 그런데 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되므로, 이에 따른 자동차용 소재 또는 부품의 고강도 필요성이 증대되고 있다. 이런 추세에 따라 자동차용 볼트도 고강도화가 활발하게 진행되고 있다.

또한, 강구조물을 시공할 때 체결부를 용접하는 대신 작업성이 훨씬 우수한 고강도 볼트를 채용하면 볼트 체결시 체결력 강화와 체결부의 공공 감소에 따른 강구조물의 안정성을 높일 수 있고, 볼트 체결 개수의 감소에 의해 강재 사용량을 줄이고 건축 공기를 단축할 수 있는 장점이 있어, 강구조물 체결용 볼트도 고강도화가 활발하게 진행되고 있다.

통상 강재의 강도가 증가할수록 지연파괴 저항성은 현저하게 감소하는 것으로 잘 알려져 있어, 고강도 볼트가 외부 환경에 노출될 경우 지연파괴가 일어날 수 있는 가능성은 매우 높아진다. 그러므로, 고강도 강재일수록 지연파괴 저항성(내지연파괴 특성)이 더욱 요구된다.

지연파괴 저항성을 개선하기 위한 종래의 기술로는 1) 강재의 부식 억제, 2) 수소 침입량의 최소화, 3) 지연파괴에 기여하는 확산성 수소의 억제, 4) 한계 확산성 수소 농도가 큰 강재 사용, 5) 인장 응력 최소화, 6) 응력집중 완화 등을 들 수 있다. 이를 달성하기 위한 수단으로 고합금화를 추구하거나, 외부 수소 침입 방지를 위한 표면 코팅 또는 도금을 부여하는 방법을 주로 사용하고 있는 실정이다. 이외에도, 오스테나이트 입계를 취화시키는 P, S를 최대한 억제하면서 특정 원소를 첨가하여 확산성 수소를 트랩할 수 있는 석출물을 생성시키는 방법 등이 있지만, 이러한 미세 석출물을 분산 석출하기 위해서는 고가의 합금원소를 다량 첨가하고, ?칭 후 템퍼링 온도를 높게 유지해야 하는 등 실생산에 적용하기 어려운 문제점이 있다.

본 발명은 합금 조성 및 제조방법을 통해 미세조직을 제어함으로써 다양한 응력 및 부식 환경에 노출되는 자동차, 구조물의 체결용 볼트 등에 사용할 수 있는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 선재는, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로, 페라이트 및 펄라이트 30% 이하와, 베이나이트 70% 이상을 포함한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 선재를 250 내지 400℃의 온도범위까지 급냉하고, 항온 유지하는 단계;를 포함한다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 항온 유지 시간은 30분 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로, 하부 베이나이트 90% 이상 및 잔류 오스테나이트 10% 이하를 포함한다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 하부 베이나이트의 패킷(packet) 직경은 5㎛ 이하이고, 래스(lath) 두께는 400㎚ 이하일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 베이나이트 래스(lath)간 경각(misorientation angle)은 50 내지 70°에 90% 이상 분포될 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강재는 지연파괴강도가 1,300MPa 이상일 수 있다.

본 발명은 강재의 기지조직을 하부 베이나이트로 구성하고 결정립도를 미세하게 제어함으로써 산업기계 및 자동차용 소재 또는 부품에서 요구되는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재를 제공할 수 있다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.

또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.

단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.

본 발명에서는 상기 합금 조성의 선재를 이용하여, 후술하는 제조방법에 따라 고강도 확보와 동시에 우수한 지연파괴 저항성을 갖는 강재를 제공한다.

이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.

C의 함량은 0.4 내지 0.6%이다.

C는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. C의 함량이 0.4% 미만일 경우에는 목표하는 강도를 확보하는 것이 어렵고, 0.6%를 초과하는 경우에는 페라이트 및 펄라이트 상변태가 빠르게 진행되기 때문에 열처리시 상대적으로 냉각속도가 느린 소재 내부에서는 하부 베이나이트 형성이 어려울 수 있기 때문에 바람직하지 않다.

Si의 함량은 0 초과 0.3% 이하이다.

Si은 강의 탈산을 위해서 유용할 뿐만 아니라 고용 강화를 통해 강도 확보에도 효과적이지만, 충격특성을 열위하게 하는 원소이다. 또한 Si 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 냉간 가공성 저하가 우려되기 때문에 바람직하지 않다.

Mn의 함량은 1.5 내지 2.5%이다.

Mn은 경화능 향상 원소이고, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용 강화하는 원소로 고강도화를 달성하기 위해 매우 유용한 원소이다. Mn의 함량이 1.5% 미만인 경우에는 고용 강화 효과와 경화능이 충분하지 못하기 때문에 목표 강도 확보가 어렵고, 2.5%를 초과하는 경우에는 Mn 편석에 의한 조직 불균질로 이방성을 크게 할 수 있기 때문에 바람직하지 못하다.

Cr의 함량은 0 초과 1.0% 이하이다.

Cr은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 부식 환경에서는 강의 내식성 향상에도 기여하는 원소이다. 또한, 하부 베이나이트 조직을 얻기 위한 열처리시 탄화물의 핵으로 작용하여 베이나이트 내부에 탄화물 석출을 촉진하고 강도 및 충격특성을 향상시킬 수 있다. Cr의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 생성되어, 충격인성이 저하될 뿐만 아니라 탄화물이 결정립계를 따라 필름 형태로 존재하게 될 경우에는 지연파괴 저항성도 저하시키기 때문에 바람직하지 않다.

Mo의 함량은 0 초과 1.0% 이하이다.

Mo은 경화능 향상 및 입계 산화 억제에 효과적인 원소이다. 또한, 하부 베이나이트 형성을 위한 열처리시에 탄화물이 형성되면 강력한 수소 트랩 사이트로 작용해 지연파괴 저항성을 향상에 매우 효과적이다. Mo의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 석출물에 의한 지연파괴 효과가 포화되고, 조대한 합금 탄화물의 증가로 기계적 물성의 저하를 초래할 수 있기 때문에 바람직하지 않다.

V의 함량은 0.01 내지 0.1%이다.

V은 열간 압연 중에 C 및 N과 반응하여 미세한 탄질화물을 형성한다. 이들 탄질화물은 오스테나이트 결정립계를 고정시키기 때문에 결정립이 성장하는 것을 억제할 수 있다. 또한, 강 중에 미세하게 분포하는 탄질화물은 석출 강화 효과에 의해 강도를 상승시키는 역할을 하기도 한다. V의 첨가량이 0.01% 미만이면 V 탄질화물의 석출량이 적어 결정립 성장 억제 및 강도 향상 효과가 미흡하며, 0.1% 를 초과하면 탄질화물의 크기가 조대하게 되어 결정립 억제 효과를 상실할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 V의 첨가량을 0.01 내지 0.1% 범위로 제한함이 바람직하다.

P의 함량은 0.015% 이하이다.

P는 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인으로, 가능한 포함하지 않는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.015%로 한다.

S의 함량은 0.010% 이하이다.

S는 P와 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하는 원소이기 때문에 가능한 포함하지 않는 것이 바람직하므로, 그 상한을 0.010%로 한다.

Al의 함량은 0.01 내지 0.1%이다.

Al은 강력한 탈산 원소로서 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 뿐만 아니라, 강 중에 고용된 N과 결합하여 AlN을 형성하고 결정립 미세화를 통해 충격인성뿐만 아니라 지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다. 본 발명에서는 Al을 적극적으로 첨가하지만 함유량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과를 기대하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 알루미나 개재물이 다량 생성되어 기계적 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 이러한 점을 고려하여 본 발명에서는 Al의 함량을 0.01 내지 0.1%로 한다.

N의 함량은 0.003 내지 0.02%이다.

N은 질화물을 형성하여 결정립을 미세하게 하여 지연파괴 저항성을 향상시키는 원소이다. N의 함량이 0.003% 미만일 경우 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과할 경우에는 강 중에 고용되는 양이 증가하여 냉간 단조성을 저하시키기 때문에 바람직하지 않다.

상기 조성 이외에 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에서는 상기 언급된 합금 조성 이외에 다른 합금원소의 추가를 배제하지 않는다.

상술한 합금 조성을 갖는 선재를 열간 압연을 통해 마련한 후, 이를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하고, 가열된 선재를 250 내지 400℃의 온도범위까지 급냉하고, 30분 이상 항온 유지한 후 공냉하여 본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재를 제조할 수 있다.

먼저, 상술한 합금 조성을 갖는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열한다. 이때, 선경 또는 제조용도에 따라 일정 시간 이상 상기 온도범위에서 유지할 수 있다.

가열 온도가 900℃ 미만이면, 선재에 포함된 탄화물이 완전히 용해되어 오스테나이트에 재고용되지 않기 때문에 강재의 경화능이 저하되어, 이후 항온 변태 열처리 시 목표로 하는 미세조직을 확보하기 어려워 기계적 강도를 저하시킬 수 있다. 반면, 가열 온도가 1,000℃를 초과하게 되면, 오스테나이트 결정립이 조대해져 경화능 측면에서는 유리하지만 지연파괴 저항성 향상 효과가 크지 않고, 결정립계를 따라 피로 균열 전파 속도를 빠르게 할 수 있어 피로 특성 측면에서도 열위해지기 때문에 가열 온도범위는 900 내지 1,000℃로 하는 것이 바람직하다.

이이서, 가열된 선재를 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)를 초과하는 250 내지 400℃의 온도범위까지 급냉하고, 30분 이상 항온 유지하여 변태 열처리한 후 공냉한다.

항온 변태 열처리 온도가 250℃ 미만이면 마르텐사이트가 다량 생성되어 강도를 증가시키는데 반해 연성 및 인성이 크게 저하되어 취성을 야기할 수 있고, 400℃를 초과하게 되면 상부 베이나이트가 다량 생성되어 강도뿐만 아니라 충격특성도 열위하게 하기 때문에 항온 변태 열처리 온도는 250 내지 400℃의 범위로 행하는 것이 바람직하다.

상기 항온 변태 열처리는 유지 시간이 30분 이상이 바람직하다. 30분 이상 유지하지 않을 경우, 일부 미변태 오스테나이트가 공냉 중 마르텐사이트로 변태되어, 최종 강재에 하부 베이나이트와 잔류 오스테나이트 이외에 마르텐사이트가 생성된다. 이는 강도를 필요 이상으로 증가시킬 뿐만 아니라 연성 및 인성을 열위하게 하여 지연파괴 저항성을 저하시키므로 바람직하지 못하다.

상술한 제조방법에 따라 제조된 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재는, 미세조직으로 하부 베이나이트 90부피% 이상 및 잔류 오스테나이트 10부피% 이하를 포함한다.

베이나이트 조직은 재료의 고강도화와 고인성화에 이용되는 경질조직으로, 페라이트 부분(Bainitic ferrite)의 결정이 두께 1㎛ 이하의 래스(lath)상으로 된 미세결정이다. 베이나이트 조직은 한 개의 오스테나이트 결정립이 패킷(packet)과 블록(block)이라고 하는 하부 조직의 단위로 분할되어 생성된다. 패킷은 가장 조밀한 결정면이 서로 평행관계를 갖는 래스집단이고, 블록은 등가의 결정방위(variant)를 갖는 래스집단이며, 한 개의 패킷은 여러 개의 블록으로 분할된다.

상기 미세조직에서 상기 하부 베이나이트의 패킷(packet) 직경은 5㎛ 이하이고, 래스(lath) 두께는 400㎚ 이하일 수 있다. 하부 베이나이트의 패킷 직경이 5㎛ 초과 또는 래스 두께가 400㎚ 초과인 경우, 지연파괴 저항성을 크게 향상시키는데 충분하지 않기 때문에 합금 조성 또는 제조공정을 제어하여 패킷 직경 5㎛ 이하 및 래스 두께 400㎚ 이하가 되도록 관리하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 하부 베이나이트의 래스 두께는 350㎚ 이하일 수 있다.

또한, 베이나이트 래스간 경각(misorientation angle)은 50 내지 70°에 90% 이상 분포될 수 있다. 즉, 래스간 경각 분포가 50 내지 70°에서 가장 높은 상대 빈도(relative frequency)를 보일 수 있다. 래스간 경각 분포가 60° 부근에서 가장 높은 상대빈도를 보이지 않고 60°에서 크게 벗어나면, 하부 베이나이트 이외의 다른 형상을 가지는 베이나이트가 공존함에 따라 기계적 물성 및 지연파괴 저항성을 크게 저해할 수 있으므로, 상기와 같은 베이나이트 래스간 경각이 확보되도록 관리하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 베이나이트 래스간 경각은 55 내지 65°에 90% 이상 분포될 수 있다.

이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.

실시예

아래 표 1의 조성을 갖는 용강을 각각 잉곳으로 주조한 후, 1,250℃에서 12시간 균질화 처리를 실시하고, 균질화 처리된 선재를 1,050℃로 재가열하여 최종 두께 15mm로 열간 압연한 후 공냉하였다.

구분	조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	P	S	Al	N
발명예1	0.54	0.2	1.6	0.5	0.3	0.04	0.009	0.007	0.028	0.010
발명예2	0.41	0.3	2.2	0.6	0.5	0.07	0.011	0.008	0.034	0.009
발명예3	0.45	0.1	1.9	0.4	0.7	0.05	0.010	0.005	0.025	0.011
발명예4	0.55	0.2	1.5	0.2	0.2	0.03	0.008	0.006	0.042	0.012
비교예1	0.45	0.2	2.0	0.3	0.7	0.09	0.012	0.008	0.023	0.018
비교예2	0.48	0.3	1.6	0.1	0.3	0.06	0.009	0.009	0.030	0.009
비교예3	0.40	0.1	1.7	0.4	0.6	0.08	0.010	0.005	0.045	0.008
비교예4	0.44	0.2	2.1	0.5	0.4	0.02	0.009	0.006	0.056	0.015
비교예5	0.56	0.1	1.5	0.2	0.1	0.05	0.007	0.007	0.033	0.017
비교예6	0.51	0.2	1.6	0.7	0.1	0.2	0.010	0.005	0.039	0.007
비교예7	0.47	0.2	1.9	0.5	0.5	0.003	0.008	0.008	0.042	0.010

이들 선재를 이용하여 아래 표 2의 조건으로 항온 열처리를 실시하였고, 베이나이트 부피 분율, 잔류 오스테나이트 부피 분율 및 베이나이트 경각 분포를 측정하여 표 2에 나타내었다.

베이나이트 부피분율은 화상 분석기(Image Analyzer)를 이용하여 측정하였고, 잔류 오스테나이트 부피분율은 Cu-Kα X선 회절 분석기를 이용해 측정하였으며, 베이나이트 경각 분포는 후방 산란전자 회절(EBSD)을 이용하여 얻었다.

또한, 항온 열처리 후 각 강재에 대해 인장강도를 측정하여 표 2에 나타내었다. 인장강도는 JIS 4호 시험편을 이용해 JIS Z 2241에 따라 측정하였다.

한편, 상기 강재에 대해 지연파괴강도를 측정하여 표 2에 함께 나타내었다. 지연파괴강도는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정응력 하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴 저항성을 평가하는 방법이다. 지연파괴 시험 시 시험응력은 노치 인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다.

지연파괴 시험기는 일정하중형 지연파괴 시험기(Constant loading type delayed fracture testing machine)을 이용하였다. 지연파괴 시험편은 시편 지름 6㎜, 노치부 지름 4㎜, 노치반경 0.1㎜로 제조하고, 시험편 분위기 용액인 pH 2인 용액(NaCl + CH₃CHOOH)을 만들어 상온 25±5℃에서 시험을 실시하였다.

임계 지연파괴강도는 동일 응력비(부가응력/노치인장강도)에서 파단시까지 소요시간 150시간 이상 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시편을 인장 시험하여 (최대하중/노치부 단면적)의 값으로 구하였다. 임계 지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 최소 15개를 기준으로 하여 구하였다.

구분	항온 열처리			잔류 오스테나이트 (vol.%)	하부 베이나이트 (vol.%)	패킷 직경 (㎛)	래스 두께 (㎚)	최대 빈도 래스간 경각 (°)	인장 강도 (MPa)	지연 파괴 강도 (MPa)
구분	가열 온도 (℃)	항온 유지 온도 (℃)	유지 시간 (min)	잔류 오스테나이트 (vol.%)	하부 베이나이트 (vol.%)	패킷 직경 (㎛)	래스 두께 (㎚)	최대 빈도 래스간 경각 (°)	인장 강도 (MPa)	지연 파괴 강도 (MPa)
발명예1	940	350	48	9	91	4	350	58	1,520	1,352
발명예2	920	305	33	10	90	3	285	60	1,750	1,580
발명예3	965	275	52	8	92	5	260	62	1,820	1,630
발명예4	950	320	40	10	90	4	300	61	1,610	1,440
비교예1	800	310	49	9	91	6	290	57	1,050	955
비교예2	1,160	380	35	9	91	7	410	59	1,230	1,010
비교예3	910	210	42	12	-	-	-	-	1,990	1,180
비교예4	980	480	55	7	-	5	720	8	1,090	785
비교예5	960	330	12	17	43	5	310	57	1,980	1,190
비교예6	980	360	35	9	91	8	430	63	1,430	1,280
비교예7	990	350	45	9	91	8	420	64	1,450	1,290

표 1 및 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 합금 조성과 제조방법을 충족하는 발명예 1 내지 4에서는 부피분율로 90% 이상의 하부 베이나이트 및 10% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하였으며, 하부 베이나이트 패킷(packet) 직경 5㎛ 이하, 래스(lath) 두께 350㎚ 이하 및 베이나이트 래스간 경각(misorientation angle) 분포가 60° 부근에서 가장 높은 상대 빈도(relative frequency)를 보이는 것을 알 수 있었다. 특히, 베이나이트 래스간 경각은 55 내지 65° 범위에서 90% 이상 분포되어 있었다. 이에 따라, 발명예 1 내지 4는 지연파괴강도가 1,300Mpa 이상인 우수한 지연파괴 저항성을 나타냄을 확인할 수 있었다.

이에 비하여, 비교예 1은 항온 열처리 시 가열온도가 낮아 오스테나이트에서 재고용되지 않은 조대한 탄화물이 열처리 후에도 존재하여 베이나이트 패킷 직경이 커지고, 인장강도 및 지연파괴 저항성이 열위하였다.

비교예 2는 비교예 1과 반대로, 항온 열처리 시 가열온도가 너무 높아 오스테나이트 결정립도가 크게 성장하여 베이나이트 패킷과 래스가 커지고, 확산성 수소의 집적 밀도가 커지기 때문에 지연파괴 저항성 향상에는 바람직하지 못한 결과를 나타내었다.

비교예 3은 항온 열처리 시 항온 유지 온도가 현저히 낮은 경우로, 하부 베이나이트는 거의 생성되지 못하고 마르텐사이트가 기지조직이 되는 경우이다. 마르텐사이트 생성에 따라 강도는 크게 증가하지만 연성 및 인성이 매우 저하될 뿐 아니라 지연파괴 저항성도 열취해지는 결과를 나타내었다.

비교예 4는 항온 열처리 시 항온 유지 온도가 현저히 높은 경우로, 주로 상부 베이나이트가 형성되기 때문에 래스의 두께도 두껍고 최대 빈도의 베이나이트 래스간 경각도 매우 낮은 것을 알 수 있다. 또한, 래스 경계에 탄화물이 다수 존재하기 때문에 기계적 물성이 크게 저하될 뿐만 아니라 지연파괴 저항성도 충분히 개선하지 못하는 것을 알 수 있다.

비교예 5는 항온 열처리 유지시간이 너무 짧아 하부 베이나이트가 충분히 형성되지 못하고, 미변태 오스테나이트가 공냉 시 마르텐사이트로 변태하여 복합 조직을 만드는 경우이다. 이는 강도 향상에는 크게 도움이 되지만 지연파괴 저항성 향상에는 효과적이지 않은 것을 보여준다.

비교예 6 및 비교예 7은 각각 V 함량이 본 발명의 범위 초과이거나 미달인 경우이다. 비교예 6은 탄화물 조대화로 인해 오스테나이트 결정립이 미세화되는 효과를 찾기 어렵고, 비교예 7은 미세한 탄화물의 양이 너무 적어 오스테나이트 결정립이 미세화되지 못한 결과를 보여주고 있다. 이로 인해 베이나이트의 패킷과 래스가 커지고, 지연파괴강도가 1,300MPa에 미치지 못하였다.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

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중량%로, C: 0.4% 초과 0.6% 이하, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), Mo: 1.0% 이하(0%는 제외), V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하는 단계; 및
상기 가열된 선재를 250 내지 400℃의 온도범위까지 급냉하고, 항온 유지하는 단계;를 포함하고,
상기 항온 유지 시간은 30분 이상인 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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중량%로, C: 0.4% 초과 0.6% 이하, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Mn: 1.5 내지 2.5%, Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), Mo: 1.0% 이하(0%는 제외), V: 0.01 내지 0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.003 내지 0.02%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 부피분율로, 하부 베이나이트 90% 이상 및 잔류 오스테나이트 10% 이하를 포함하고,
상기 하부 베이나이트의 패킷(packet) 직경은 5㎛ 이하이고, 래스(lath) 두께는 400㎚ 이하인 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재.
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제4항에 있어서,
상기 미세조직의 베이나이트 래스(lath)간 경각(misorientation angle)은 50 내지 70°에 90% 이상 분포되는 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는, 지연파괴강도가 1,300MPa 이상인 지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재.