KR102492631B1 - 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법 - Google Patents
지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법 Download PDFInfo
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Abstract
지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
Description
본 발명은 자동차, 구조물의 체결용 볼트 등에 사용할 수 있는 선재, 부품 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차, 구조물의 체결용 볼트 등의 소재로 사용되는 선재는 자동차의 경량화 및 구조물의 소형화에 따라 고강도화가 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 강도 증가를 위해서는 금속의 강화기구인 냉간가공, 결정립 미세화, 마르텐사이트 강화 및 석출강화 등을 활용하게 된다.
그러나, 이러한 강화기구로 활용된 전위, 결정립계, 마르텐사이트 래쓰(lath) 경계 및 미세 석출물 경계 등은 강재 내 수소의 트랩부로 작용하여 지연파괴를 열위시키는 원인으로도 작용한다. 이러한 이유로, 인장강도 1GPa 이상의 고강도 볼트에서는 지연파괴가 열위해지는 문제가 있다.
이러한 문제를 해결하기 위해 종래에는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 조직을 갖는 1GPa 이상의 볼트용 강재는 Mo를 첨가한 Cr-Mo 합금강을 사용하고 있었으나, 볼트 제조공정 기술의 발전에 따른 원가절감 니즈에 대응하기 위해 Cr-Mo강을 Cr-B강으로 대체하려는 시도가 있어 왔다. 그 결과 안전에 큰 영향이 없는 구조물에 사용되는 볼트부터 Cr-B 강을 활용하여 원가절감을 구현하였고, 그 안전성을 확인한 후 자동차의 일부 체결용 볼트에도 Cr-B 강을 적용 중에 있다.
더 나아가, 자동차 업계에서는 극한의 원가절감을 위해 Cr-B 강 보다 더욱 원가절감이 가능한 볼트용 소재를 개발하기 위한 니즈가 있다. 이러한 니즈에 대응하기 위하여 최근에는 Cr 대비 저렴한 Mn을 활용하는 Mn-B 강을 1GPa 이상의 고강도 볼트용 소재로 적용하기 위한 기술 개발이 이루어지고 있다.
그러나, Mn은 Cr에 비해서 철강의 연속주조 제조공정에서 합금원소 편석이 심하여 동일한 볼트 열처리 공정에서도 편차를 유발하고, 열처리 공정에서 발생하는 조직 불균형에 의해 지연파괴 저항성이 열위해지는 기술적 문제가 있어, Mn-B강을 1GPa 이상의 고강도 볼트로 적용하기 어려웠다.
본 발명의 일 측면은 합금 조성 및 제조방법을 통해, Mn-B강의 미세조직을 제어함으로써 원가절감이 가능하고, 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재, 볼트 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 부품은 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 880 내지 980℃의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계; 및 830 내지 930℃의 온도범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 부품의 제조방법은 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재를 부품으로 성형하는 단계; 870 내지 940℃의 온도범위에서 가열하는 오스테나이트화 단계; 50 내지 80℃의 온도범위에서 담금질하는 단계; 및 400 내지 600℃의 온도범위에서 템퍼링하여 부품을 얻는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품은 마르텐사이트 래쓰경계에 잔류오스테나이트를 형성시켜 강재 내부의 수소 확산을 지연시킴으로써, 지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 발명예3의 잔류오스테나이트의 분율과 두께를 나타내는 투과전자현미경 사진(TEM)이다.
본 명세서가 실시 예들의 모든 요소들을 설명하는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 일반적인 내용 또는 실시 예들 간에 중복되는 내용은 생략한다.
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.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서는 Mn의 편석에 의한 조직 불균형으로 인해 지연파괴 저항성이 상대적으로 열위한 Mn-B강에 수소 확산 속도가 느린 잔류 오스테나이트 조직을 활용함으로써 지연파괴 저항성을 확보할 수 있음을 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
잔류오스테나이트는 오스테나이트가 마르텐사이트로 상변태하면서 형성되는 래쓰와 래쓰 경계에서, 기계적으로 안정적인 오스테나이트가 마르텐사이트 래쓰로 변태하지 못하여 형성된다. 마르텐사이트 래쓰경계에서 형성되는 잔류 오스테나이트는 면심 입방 격자(Face-Centered Cubic; FCC) 구조로서, 체심 입방 격자(Body-Centered Cubic lattice; BCC) 또는 체심 정방 격자(Body-Centered Tetragonal; BCT) 구조를 갖는 템퍼드 마르텐사이트 조직과 대비하여 수소의 확산속도가 약 10,000배 느리다. 따라서, 강중에 유입된 수소가 잔류 오스테나이트를 만났을 때 확산 속도가 느려지므로 지연파괴 저항성이 향상될 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시 예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.15 내지 0.30% 이다.
C는 제품의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 탄소 함량이 0.15% 미만일 경우, 본 발명에서 목표하는 강도를 확보하는 것이 어렵고, 0.30%를 초과하는 경우, 담금질(Quenching)시 래쓰 마르텐사이트(lath Martensite) 경계에서 정수압에 의해 형성되는 기계적 안정성(mechanical stabilization)이 우수한 잔류 오스테나이트 형성을 방해할 수 있다. 또한, C함량이 높을 경우 래쓰가 두꺼워지고, 잔류 오스테나이트의 두께도 두꺼워지므로, 두꺼워진 잔류오스테나이트는 오히려 수소가 집적되는 트랩부로 작용할 수도 있어 지연 파괴를 열위시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.15 내지 0.30%로 제한한다.
Si의 함량은 0.05 내지 0.35%이다.
Si은 강의 탈산을 위해서 유용할 뿐만 아니라, 고용 강화를 통한 강도 확보에도 효과적인 원소이다. Si의 함량이 0.05% 미만일 경우, 강의 탈산 및 고용 강화를 통한 강도 확보가 충분치 않고, 0.35%를 초과하는 경우에는 충격특성 열위에 의한 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.05 내지 0.35%로 제한한다.
Mn의 함량은 0.95 내지 1.35%이다.
Mn은 경화능을 향상시키는 원소이고, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화 효과를 내는 매우 유용한 원소이다. Mn의 함량이 0.95% 미만인 경우, 전술한 고용강화 효과와 경화능이 충분하지 못하기 때문에 본 발명에서 목표로하는 강도 확보가 어렵고, 1.35%를 초과하는 경우에는 편석에 의해 제품간 열처리 성능 편차를 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.95 내지 1.35%로 제한한다.
P의 함량은 0.030% 이하이다. (0%는 제외)
P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 P의 상한을 0.030%로 제한한다.
S의 함량은 0.030% 이하이다. (0%는 제외)
S은 P과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 S의 상한을 0.030%로 제한한다.
Ti의 함량은 0.005 내지 0.03% 이다.
Ti은 강중 내 유입되는 N와 결합하여 티타늄 탄질화물을 형성하여, B이 N와 결합하는 것을 방지하는 원소이다. Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우, 제강공정 중 유입되는 N를 티타늄 탄질화물로 형성하는데 충분하지 못하므로 전술한 B의 효과를 활용하기 어렵고, 0.03%를 초과하는 경우에는 조대한 탄질화물이 형성되어 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.005 내지 0.03%로 제한한다.
B의 함량은 0.001 내지 0.004% 이다.
B은 경화능을 향상시키는 원소이다. B의 함량이 0.001% 미만인 경우, 전술한 경화능 향상 효과를 기대하기 어렵고, 0.004%를 초과하는 경우에는 결정립계에 Fe23(CB)6 탄화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립계의 취성을 유발하여 지연파괴 저항성을 열위하게 만든다. 따라서, 본 발명에서는 B함량을 0.001 내지 0.004%로 제한한다.
합금조성 외 잔부는 Fe이다. 본 발명의 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품은 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함한다.
잔류 오스테나이트 조직 분율이 0.3% 미만일 경우, 수소확산을 지연시키는 장애물 역할을 기대하기 어렵고, 2%를 초과할 경우, 잔류 오스테나이트가 래쓰 경계뿐 아니라, 오스테나이트 결정립계 등에 두껍게 형성되어 수소 확산을 지연시키기 어렵고, 이에 따라 지연파괴 저항성 개선효과가 저감될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 고강도 볼트용 부품의 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트 래쓰경계에서 형성되고, 두께 100nm 이하를 만족할 수 있다. 잔류 오스테나이트의 두께가 100nm 를 초과할 경우 잔류 오스테나이트가 수소가 집적되는 트랩부로 작용하게 되어 오히려 수소에 의한 지연파괴 크랙 시작점으로 작용할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 두께가 100nm 이하가 되도록 관리하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재 및 부품의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재 및 부품은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 실시 예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 880 내지 980℃의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계; 및 830 내지 930℃의 온도 범위에서 권취하는 단계;를 포함한다.
먼저, 전술한 합금 조성을 만족하는 강재를 마련하고, 880 내지 980℃ 온도에서 마무리 선재 압연한다. 이후, 압연된 선재를 830 내지 930℃에서 코일 형상으로 권취한다.
이때, 선재압연 온도가 880℃ 미만이거나 또는 권취온도가 830℃ 미만일 경우, 표면층이 준 2상역이기때문에 상변태에 의한 표면 페라이트 탈탄층이 형성될 수 있고, 볼트의 열처리시에도 표면에 페라이트 탈탄층이 형성되어 지연파괴 저항성을 열위해질 수 있다. 한편, 선재 마무리압연 온도가 980℃를 초과하거나 또는 권취온도가 930℃를 초과할 경우, 확산에 의해 탈탄이 가속화되어 표면에 페라이트 탈탄층이 형성될 수 있다.
이어서, 권취된 선재는 목적에 맞게 신선-구상화열처리-피막-볼트 성형될 수 있다.
이후, 가공된 선재는 오스테나이트화(austenitenizing)한 후 담금질하고 템퍼링하여 최종 볼트용 부품으로 제조될 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 볼트용 부품의 제조방법은, 상기 가공된 선재를 870 내지 940℃의 온도 범위에서 가열하는 오스테나이트화 단계; 50 내지 80℃의 온도 범위에서 담금질하는 단계; 및 400 내지 600℃의 온도범위에서 템퍼링하여 볼트용 부품을 얻는 단계;를 포함한다.
이때, 오스테나이트화 열처리는 870 내지 940℃의 온도 범위에서 수행될 수 있다. 열처리 온도가 870℃ 미만일 경우, 오스테나이트 역변태가 충분히 일어나지 않아 담금질 후 마르텐사이트 조직이 불균일하게 형성되어 인성이 열위해질 수 있다. 한편, 열처리 온도가 940℃ 를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립도가 조대해져 담금질시 마르텐사이트 래쓰의 길이가 길고 안정적으로 형성되어 래쓰 경계에서 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 목표로 하는 형상보다 낮게 형성된다.
또한, 담금질하는 단계는 50 내지 80℃의 온도 범위에서 수행될 수 있다. 담금질 냉매의 온도가 50℃ 미만일 경우, 볼트의 나사산에서 열변형에 의한 미세한 담금질 균열(Quenching Crack)이 발생할 수 있어 지연파괴를 유발할 수 있고, 80℃를 초과할 경우, 충분한 소입이 되지 않아 래쓰에 기계적 안정 잔류 오스테나이트 외에 구오스테나이트 결정립계에 잔류 오스테나이트가 형성되고, 오히려 수소의 집적부로 작용하여 지연파괴를 유발할 수 있다.
또한, 템퍼링하는 단계는 400 내지 600℃의 온도 범위에서 수행될 수 있고, 최종 제품의 용도 및 목적에 맞게 강도 및 인성을 부여할 수 있다. 템퍼링 온도가 400℃ 미만일 경우, 템퍼링에 의한 취성이 유발될 수 있고, 600℃를 초과할 경우 본 발명에서 의도하는 강도를 구현하기 어렵다.
본 발명에 따라 제조된 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품은 부피 분율로, 잔류 오스테나이트 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하는 미세조직을 포함한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품은 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 래쓰경계에서 형성되고, 두께 100nm 이하를 만족한다.
이하, 본 발명을 실시 예를 들어 상세히 설명한다.
실시 예
실시 예 및 비교 예의 냉간압조용(CHQ)용 부품의 지연파괴 저항성 평가는 선재를 최종 볼트로 제조한 후 볼트를 항복강도의 체결력으로 구조물에 체결한 후, 5% 염산 + 95% 증류수 용액에 10분간 침지하고, 응력집중부인 나사산에 크랙 유무를 관찰하는 지연파괴 모사법으로 진행하였다.
볼트용 부품의 미세조직으로서 잔류오스테나이트의 분율과 두께는 투과전자현미경(TEM)으로 5장을 촬영한 평균 분율과 최대 두께를 측정하여 나타내었다. X선 회절 (XRD) 법을 활용할 경우 2% 이하의 낮은 분율의 잔류오스테나이트를 관찰할 수 없으므로 투과전자현미경법을 사용하여 잔류 오스테나이트를 관찰하였다.
하기 표 1의 합금 조성을 만족하는 발명예 1 내지 9, 비교예 1 내지 7의 선재를 본 발명에 따른 제조 조건으로 제조하여 최종 시험용 볼트를 얻었다.
구체적으로, 880 내지 980℃에서 마무리 선재압연하고, 이어서, 830 내지 930℃에서 코일 형상으로 권취하고, 권취된 선재를 870 내지 940℃에서 오스테나이트화한 후 50 내지 80℃의 냉매에 담금질하고, 1050±12 MPa의 인장강도를 확보하기 위해 400 내지 600℃의 온도에서 템퍼링하여 최종 볼트 시편을 얻었다.
| 구분 | 합금조성(중량%) | 잔류γ | 지연파괴 크랙 유무 |
|||||||
| C | Si | Mn | P | S | Ti | B | 분율 (%) |
두께 (nm) |
||
| 발명예1 | 0.29 | 0.21 | 0.99 | 0.011 | 0.005 | 0.018 | 0.0023 | 0.7 | 97 | X |
| 발명예2 | 0.16 | 0.2 | 1.3 | 0.012 | 0.005 | 0.019 | 0.002 | 0.5 | 33 | X |
| 발명예3 | 0.24 | 0.2 | 1.07 | 0.009 | 0.005 | 0.018 | 0.0021 | 1.2 | 65 | X |
| 발명예4 | 0.26 | 0.21 | 0.97 | 0.009 | 0.005 | 0.018 | 0.0024 | 0.7 | 84 | X |
| 발명예5 | 0.21 | 0.2 | 1.11 | 0.01 | 0.005 | 0.018 | 0.0023 | 1.3 | 48 | X |
| 발명예6 | 0.22 | 0.33 | 1.09 | 0.011 | 0.005 | 0.019 | 0.0021 | 1.2 | 51 | X |
| 발명예7 | 0.23 | 0.2 | 0.96 | 0.013 | 0.005 | 0.018 | 0.002 | 0.6 | 55 | X |
| 발명예8 | 0.18 | 0.21 | 1.2 | 0.009 | 0.005 | 0.018 | 0.0023 | 1.7 | 43 | X |
| 발명예9 | 0.2 | 0.2 | 1 | 0.011 | 0.005 | 0.019 | 0.0022 | 0.7 | 40 | X |
| 비교예1 | 0.14 | 0.2 | 1.2 | 0.012 | 0.005 | 0.018 | 0.0023 | 0 | - | ○ |
| 비교예2 | 0.32 | 0.22 | 1.15 | 0.013 | 0.005 | 0.018 | 0.0021 | 1.4 | 122 | ○ |
| 비교예3 | 0.25 | 0.44 | 1.15 | 0.01 | 0.005 | 0.019 | 0.002 | 1.5 | 88 | ○ |
| 비교예4 | 0.2 | 0.2 | 0.85 | 0.009 | 0.005 | 0.018 | 0.0021 | 0 | - | ○ |
| 비교예5 | 0.21 | 0.2 | 1.4 | 0.01 | 0.005 | 0.018 | 0.0022 | 2.2 | 55 | ○ |
| 비교예6 | 0.22 | 0.21 | 1.15 | 0.031 | 0.005 | 0.018 | 0.0021 | 1.4 | 85 | ○ |
| 비교예7 | 0.24 | 0.22 | 1.02 | 0.009 | 0.005 | 0.018 | 0.0004 | 0.2 | 51 | ○ |
발명예 1 내지 발명예 9는 잔류오스테나이트의 분율과 두께를 본 발명이 제안하는 0.3 내지 2%의 잔류오스테나이트 분율 및 100nm 이하의 두께 조건을 만족하여 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다.비교예 1은 C함량이 0.14%로 본 발명에서 제안하는 C의 하한인 0.15%를 만족하지 못하여 잔류오스테나이트가 형성되지 않았고, 잔류오스테나이트가 수소의 확산 장애물로 작용하지 못하여 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 2는 C의 함량이 0.32%로 본 발명에서 제안하는 C의 상한인 0.3%를 초과하여, 잔류오스테나이트의 두께가 100nm 를 초과하였고, 100nm를 초과하는 잔류오스테나이트는 오히려 수소가 집적되는 트랩부로 작용하여 지연파괴 크랙을 유발하였다.
비교예 3은 Si함량이 0.44%로 본 발명에서 제안하는 Si의 상한인 0.35%을 초과하여 지연파괴 크랙을 유발하였다.
비교예 4는 Mn의 함량이 0.85%로 본 발명에서 제안하는 Mn의 하한인 0.95%에 미치지 못하여 충분한 소입이 되지 않아 잔류오스테나이트가 형성되지 않았고, 이에 따라 지연파괴가 발생하였다.
비교예 5는 Mn의 함량이 1.4%로 본 발명에서 제안하는 Mn의 상한인 1.35%을 초과하여 잔류 오스테나이트 분율이 높고 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 5는 잔류 오스테나이트 두께가 본 발명에서 제안하는 잔류 오스테나이트 두께인 100nm 이하를 만족하였으나, 잔류 오스테나이트 분율이 2.2%로 본 발명에서 제안하는 잔류 오스테나이트 분율 상한인 2%을 초과하여, 항복강도로 볼트를 체결시 변태유기 마르텐사이트가 형성되어 지연파괴 저항성이 열위하게 도출되었다.
비교예 6은 P의 함량이 0.031%로 본 발명에서 제안하는 P의 상한인 0.030%를 초과하여 P이 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 결정립계 결합에너지를 열위시켜 지연파괴 크랙을 발생시켰다.
비교예 7은 B의 함량이 0.0004%로 본 발명에서 제안하는 B의 하한인 0.001%에 미치지 못하여 충분한 소입이 되지 않아 잔류오스테나이트가 0.3% 미만으로 형성되었고, 지연파괴가 발생하였다.
이어서, 본 발명에 따른 상기 표 1의 발명예 3의 합금조성을 만족하는 발명예 3, 비교예 3-1 내지 3-4를 하기 표 2와 같은 제조 조건으로 제조하여 최종 볼트 시편를 얻었다.
| 구분 | 온도 (℃) | 잔류γ | 지연파괴 크랙유무 |
|||
| 마무리압연 온도 |
권취 온도 |
오스테나이트화 온도 |
분율 (%) |
두께 (nm) |
||
| 발명예3 | 930 | 880 | 910 | 1.2 | 65 | X |
| 비교예3-1 | 990 | 940 | 910 | 0.2 | 49 | ○ |
| 비교예3-2 | 870 | 820 | 910 | 2.4 | 77 | ○ |
| 비교예3-3 | 930 | 880 | 950 | 0.2 | 50 | ○ |
| 비교예3-4 | 930 | 880 | 860 | 3.1 | 80 | ○ |
본 발명에 따른 마무리 압연 온도, 권취 온도 및 오스테나이트화 온도를 만족하는 발명예 3은 본 발명에서 제안하는 잔류 오스테나이트 분율 및 두께를 만족하여 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다. 도 1은 발명예3의 잔류오스테나이트의 분율과 두께를 나타내는 투과전자현미경 사진(TEM)으로, 도 1을 통해 본 발명에 따라 제조된 발명예 3은 마르텐사이트 래쓰 경계에 잔류 오스테나이트가 형성된 것을 확인할 수 있었다.
비교예 3-1은 마무리 압연온도가 본 발명에서 제안하는 상한인 980℃를 초과하고, 권취온도도 상한인 930℃를 초과하여 선재에서 구오스테나이트 결정립 크기가 최종 볼트의 구오스테나이트 결정립 크기를 조대하게 하고, 잔류오스테나이트 분율이 0.3%에 미치지 못하여 지연파괴가 발생하였다.
비교예 3-2는 마무리 압연온도가 본 발명에서 제안하는 하한인 880℃에 미치지 못하고, 권취온도도 하한인 830℃에 미달하여 선재에서 구오스테나이트 결정립크기가 최종 볼트의 구오스테나이트 결정립 크기를 작게 만들어 잔류오스테나이트 분율이 2%를 초과하여 지연파괴가 발생하였다.
비교예 3-3은 오스테나이화 열처리 온도가 950℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 940℃보다 높아 최종 볼트의 구오스테나이트 결정립 크기를 크게 만들어 잔류오스테나이트 분율이 0.3% 미만으로 형성되어 지연파괴가 발생하였다.
비교예 3-4는 오스테나이징 열처리온도가 860℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 870℃보다 낮아 최종 볼트의 구오스테나이트 결정립 크기를 작게 만들어 잔류오스테나이트 분율이 2% 를 초과하여 지연파괴가 발생하였다.
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 (5)
- 삭제
- 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하며,
상기 잔류 오스테나이트는, 마르텐사이트 래쓰 경계에서 형성되고, 두께가 100nm 이하인 것을 특징으로 하는, 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품. - 삭제
- 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.05 내지 0.35%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.005 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 880 내지 980℃의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계;
880 내지 930℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
870 내지 940℃의 온도범위에서 가열하는 오스테나이트화 단계;
50 내지 80℃의 온도범위에서 담금질하는 단계; 및
400 내지 600℃의 온도범위에서 템퍼링하여 부품을 얻는 단계;를 포함하고,
상기 부품은, 부피 분율로 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하며,
상기 잔류 오스테나이트는, 마르텐사이트 래쓰 경계에서 형성되고, 두께가 100nm 이하인 것을 특징으로 하는, 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품의 제조방법. - 삭제
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