KR102575803B1 - 볼트용 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

볼트의 헤드부를 성형할 때의 냉간 단조에 있어서의 변형 저항이 낮고, 제품 수율이 우수하며, 또한 강도 편차를 조정하는 열처리 없이 제조할 수 있는 비조질강을 제공한다. C : 0.18 ∼ 0.24 ％, Si : 0.10 ∼ 0.22 ％, Mn : 0.60 ∼ 1.00 ％, Al : 0.010 ∼ 0.050 ％, Cr : 0.65 ∼ 0.95 ％, Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％, B : 0.0015 ∼ 0.0050 ％, N : 0.0050 ∼ 0.0100 ％, P : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다), S : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다), Cu : 0.20 ％ 이하 (0 을 포함한다) 및 Ni : 0.30 ％ 이하 (0 을 포함한다) 를, 0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ≤ 0.60 및 N ≤ 0.519Al ＋ 0.292Ti 를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 베이나이트가 면적률로 95 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖고, 그 마이크로 조직에 있어서의 구 오스테나이트립의 입도 번호가 6 이상, 강도 편차가 100 ㎫ 이내로 한다.

Description

볼트용 강 및 그 제조 방법{STEEL FOR BOLTS, AND METHOD OF MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 볼트나 나사 등의 체결 수단이 되는 패스닝 부품, 그 중에서도 JIS B1051 에 규정되는 강도 구분이 8.8 이상인 볼트에 제공하는 강으로서, 이들 부품의 제조 공정에 있어서의 어닐링, 구상화 어닐링, ??칭 및 템퍼링 등을 생략할 수 있는, 이른바 비조질의 볼트용 강에 관한 것이다. 여기서는, 패스닝 부품 전반에 제공하는 강을 볼트용 강으로 총칭한다.

최근, 환경 파괴에 대한 우려의 증대 및 석유 자원의 가격 급등에 수반하여, 볼트나 나사 등의 패스닝 부품에 있어서도, 제조에 있어서의 열처리 공정의 간략화나 생략화가 요구되고 있다.

볼트의 화학 조성이나 강도를 규정하는 규격인 JIS B1051 에 있어서의 강도 구분 8.8 이상의 볼트용 강에서는, 소재를 고강도화할 필요가 있다. 이러한 소재는 냉간 가공성이 악화되므로, 신선 (伸線) 이나 헤드부 성형과 같은 냉간 단조 전에 소재의 연화를 위해 어닐링을 실시할 필요가 있었다. 이와 같은 공정을 생략하는 관점에서, 특허문헌 1 에서는, 냉간 가공성이 우수한 고강도 나사용 강이 제안되어 있다. 이 특허문헌 1 에 기재된 강을 사용하면 연화 어닐링 공정의 생략이 가능해지지만, 제조 공정의 추가적인 생략이 요구되고 있다.

또, JIS 의 상기 규정보다 더욱 깊게 파고들어, 연화 어닐링 공정과 함께 ??칭·템퍼링 공정까지를 생략한, 볼트용의 이른바 비조질강이 일부에서 실용화되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 2 에는, 인성이 우수한 비조질 볼트용 강이 제안되어 있다. 특허문헌 2 에 제안되어 있는 볼트용 강은, 조직을 미세한 페라이트·펄라이트로 하여 인성 (연성) 의 향상을 도모하고 있다. 그러나, 추가적인 인성 (연성) 의 개선에 의해 신선 가공성이나 특히 볼트 헤드부 성형시의 냉간 가공성을 향상시키는 것이 요구되고 있지만, 이와 같은 강이 실제로 보급되는 것에는 이르지 않았다.

이에 대하여 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 열간 압연 후에 제어 냉각을 실시하여 조직을 베이나이트화함으로써, 인성 (연성) 의 향상을 도모하고 있다. 그러나, 열간 압연을 위한 예 (豫) 가열시에 오스테나이트 결정립이 조대화되고, 냉간 가공의 단계에 이르러도 조대화된 결정립의 입계로부터 균열이 발생하여, 수율이 나빠진다는 문제가 있었다.

또한, 웰드 볼트용의 비조질강이, 특허문헌 4 에 제안되어 있다. 이 특허문헌 4 에 정해져 있는 조직을 갖는 강을 사용하면, 신선에 있어서의 변형 저항을 낮게 억제할 수 있다. 볼트의 제조 공정에서는 신선시의 가공성은 물론, 추가로 볼트 헤드부의 냉간 단조에 의한 성형시의 가공성이 필요해지는 바, 특허문헌 4 에 기재된 강에 있어서도, 이 종류의 가공성을 향상시키는 것이 요구되고 있었다.

또한, 고강도 비조질 볼트용 선재의 제법에 대해, 특허문헌 5 에 제안이 이루어져 있다. 이 특허문헌 5 에 정해져 있는 제법으로 제조하면, 고강도이면서 우수한 가공성을 나타내는 선재를 얻을 수 있다. 그러나, 이 특허문헌 5 에 제안된 기술에서는, 한 번 선재 압연을 완료시키고, 선재를 실온 부근까지 냉각시킨 후에 500 ∼ 700 ℃ 에서 강도 균질화를 위한 어닐링을 실시할 필요가 있다. 이와 같이 어닐링 처리가 불가결하다는 것은, 그 공정은 생략할 수 없다는 것이며, ??칭·템퍼링 처리의 생략의 메리트가 약해져 바람직하지 않다.

또한, 강도와 연성이 우수한 고강도 볼트용 선재 및 그 제조법에 대해, 특허문헌 6 에 제안이 이루어져 있다. 이 특허문헌 6 에 정해져 있는 강을 사용하면, 10 ∼ 30 ％ 의 가공률의 냉간 신선에 의해, 볼트의 강도 구분으로 10 T 클래스 이상에 상당하고, 인장 강도가 980 N/㎟ 이상의 강도를 갖는 강선을 얻을 수 있다. 그러나, 대부분의 볼트 메이커가 갖는 설비에 있어서, 10 T 클래스 (10.9 클래스) 이상의 강도를 갖는 강을 사용하여 비조질로 볼트를 제조하는 것은 어려운 것이 현 상황이다. 그래서, 10 T 클래스보다 강도 구분이 낮은 8.8 클래스용의 비조질의 볼트용 강선을 제공하는 것이 요구되고 있다. 왜냐하면, 일반적으로는 소재가 저강도일수록 가공성은 양호해지기 때문이다. 그러나, 예를 들어 페라이트 ＋ 펄라이트 조직에서는 페라이트부와 펄라이트부의 경도차가 크기 때문에 그 계면에서 균열이 발생하기 쉬워, 가공 하중은 낮아도 되지만 균열은 발생하기 쉬워진다. 이것은 펄라이트부를 베이나이트부로 해도 동일하다. 즉, 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용의 선재의 경우, 10 T 용에 비하여 선재의 강도를 낮게 억제함과 동시에 베이나이트 단상을 유지하는 것의 양립이 어렵고, 베이나이트를 이용해도 저강도이기 때문에 오히려 강도 편차나 볼트 가공시의 균열성에 어려움이 있어, 10 T 용의 선재의 제조보다 곤란하였다.

일본 공개특허공보 2006-274373호 일본 공개특허공보 소61-284554호 일본 공개특허공보 평2-166229호 일본 공개특허공보 2015-190002호 일본 공개특허공보 평9-291312호 일본 공개특허공보 평10-280036호

본 발명은, 조질 처리를 실시하지 않아도, 즉 비조질이어도, 예를 들어 볼트의 헤드부를 성형할 때의 냉간 단조에 있어서의 변형 저항이 낮고, 또한 제품 수율이 우수한 볼트용 강 및 그 제조 방법에 대해 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 볼트의 제조에 제공하는 볼트용 강에 있어서의 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.

(1) 냉간 단조시의 구 오스테나이트 입계 균열을 억제하기 위해서는, 구 오스테나이트 결정립의 미세화가 가장 효과적이다.

(2) 볼트 헤드부 성형시의 냉간 단조에 있어서의 변형 저항을 저감시키려면, 보다 큰 바우싱거 효과가 얻어지는 것이 바람직하다.

(3) 페라이트·펄라이트 조직보다 베이나이트 조직의 쪽이 보다 큰 바우싱거 효과가 얻어진다.

(4) 구 오스테나이트 결정립이 미세할수록, 보다 큰 바우싱거 효과가 얻어진다. 또, 구 오스테나이트 결정립이 미세할수록, 신선 가공을 거친 강선의 한계 압축률은 상승한다.

(5) 베이나이트 조직은, 열간 압연인 채로 고강도가 되기 때문에, 목표 강도의 강선을 얻기 위한 신선 공정에서의 가공률이 낮아도 되고, 또한 신선 후에도 양호한 드로잉성이 얻어진다.

(6) 선재의 강도의 편차는 주된 조직인 베이나이트에 다른 조직이 혼입되지 않으면 커지지 않는다. 반대로, 페라이트나 마텐자이트가 혼입되면 커진다. 그 혼입의 정도는 5 ％ 미만이라면 문제가 되지 않는다.

본 발명은, 상기 지견이 얻어진 강의 요소에 대해, 조직 및 화학 조성의 관점에서 검토를 추가한 결과 얻어진 것이다. 즉, 발명자들은, 먼저 볼트의 헤드부 성형시의 냉간 단조에 있어서의 가공성에 대해 페라이트·펄라이트 조직과 베이나이트 조직의 비교를 실시하였다. 그 결과, 베이나이트 조직의 쪽이 보다 큰 바우싱거 효과를 얻을 수 있기 때문에, 베이나이트 조직의 쪽이 우수한 것이 판명되었다. 그 메커니즘은 이하와 같았다.

먼저, 바우싱거 효과란, 한 번 예변형으로서 소성 변형을 부여한 금속 재료에 예변형과는 역방향의 응력을 가한 경우, 그 때의 변형 응력이 다시 동일 방향으로 응력을 가한 경우에 비하여 크게 저하되는 현상이다. 볼트의 제조 공정에서는, 신선 후에 헤드부를 성형할 때에 이 바우싱거 효과가 얻어진다. 구체적으로는, 인장의 응력이 가해지는 신선 가공에 의해 소재는 가공 경화되어, 인장 강도가 상승하는 방면, 압축 가공인 헤드부 성형시의 변형 저항은, 어느 정도의 신선까지는 상승하지 않고, 오히려 저하되는 경우도 있다. 이와 같은 바우싱거 효과는, 소성 변형 중에 강 중에서 증식되는 전위끼리의 파일 업에 의해 얻어진다. 소성 변형에 의해 증식된 전위는, 결정 입계 근방에 파일 업되어, 꼼짝 못하게 된다. 이 전위의 파일 업은, 소성 변형을 위한 하중을 제거하는 것만으로는 거의 해소되지 않고, 그대로 유지된다. 이것이 가공 경화의 메커니즘이며, 파일 업된 전위의 양이 많으면 많을수록 가공 경화량은 커진다. 그러나, 이 파일 업은, 그것에 필요로 한 응력과 동일한 방향의 응력이 다시 가해지면, 전의 파일 업에 추가로 전위를 파일 업시키려고 하게 되기 때문에 가공 경화가 된다. 반대로, 역방향의 응력을 가하면, 역응력은 이 파일 업을 해소시키는 효과를 갖기 때문에, 필요 응력 이상으로는 응력이 상승하지 않음에도 불구하고 변형은 진행되게 된다. 이것이 바우싱거 효과이다. 보다 큰 바우싱거 효과를 얻기 위해서는, (ⅰ) 전위 증식원이 강 중에 존재하고, 또한 (ⅱ) 전위가 파일 업되는 결정 입계가 존재할 필요가 있다.

먼저, 상기 (ⅰ) 에 대한 페라이트·펄라이트와 베이나이트의 비교인데, 페라이트·펄라이트의 전위원이 펄라이트와 페라이트의 경계, 즉 결정 입계 자체인 반면, 베이나이트의 경우에는 시멘타이트가 전위원이 될 수 있기 때문에, 전위원의 수에서는 베이나이트의 쪽이 우수하다. 다음으로, 상기 (ⅱ) 에 대한 비교인데, 페라이트와 펄라이트에서는 결정립의 경도에 큰 차가 있기 때문에, 전위는 오로지 페라이트립 내에서만 증식되고, 결과적으로 전위는 결정 입계의 페라이트측에만 파일 업되게 된다. 이에 대하여 베이나이트에서는, 하나의 결정 입계를 사이에 두고 동일한 베이나이트립끼리가 접하여, 큰 경도의 차가 없기 때문에, 시멘타이트로부터 발생한 전위는 하나의 결정 입계의 양측에서 파일 업될 수 있다. 이 때문에 베이나이트에는, 페라이트·펄라이트의 2 배의 면적의 전위가 파일 업될 수 있는 결정 입계가 존재하게 된다. 따라서, 상기 (ⅱ) 의 관점에서도 베이나이트의 쪽이 유리하다.

그런데, 파일 업되는 결정 입계이지만, 페라이트·펄라이트 조직의 경우에는 광학 현미경 관찰에 의해 명확하게 관찰할 수 있는 페라이트와 펄라이트가 접하는 결정 입계이다. 한편, 베이나이트의 경우에는, 결정 입계를 광학 현미경에 의해 명확하게 식별하는 것이 곤란하였다. 그래서, 다양한 열처리에 의해 구 오스테나이트 입계의 입경을 변화시킨 베이나이트 조직을 갖는 강에서, 바우싱거 효과가 얻어지는 양을 조사한 결과, 구 오스테나이트 입경이 미세할수록 큰 바우싱거 효과가 얻어지는 것이 판명되었다. 그래서, 베이나이트에 있어서, 전위가 파일 업되는 결정 입계는 구 오스테나이트 입계인 것으로 결론지었다. 페라이트·펄라이트에서도 베이나이트에서도, 열처리의 냉각시에 얻어지는 조직은 오스테나이트보다 미세해진다. 이 미세화에 의한 바우싱거 효과를 얻기 위해서는, 구 오스테나이트립보다도 미세한 페라이트 결정립이 얻어지는 페라이트·펄라이트의 쪽이 유리하다. 그러나, 상기 (ⅰ) 및 (ⅱ) 의 효과의 쪽이 미세화에 의한 효과를 항상 능가하기 때문에, 결과적으로 베이나이트의 쪽이 큰 바우싱거 효과를 얻을 수 있다.

다음으로, 강도에 관해서는, 화학 조성이 거의 동일하고 조직이 상이한 강을 비교하면, 페라이트·펄라이트 조직의 강보다 베이나이트 조직의 강의 쪽이 강도는 높다. 비조질 볼트의 경우, 열간 압연 후에 그대로 신선하여, 신선 후의 강선의 강도가 그대로 볼트의 강도가 된다. 요컨대, 열간 압연 후의 강의 강도에 신선의 가공 경화에 의한 강도 상승분이 추가된 것이, 볼트의 강도가 되는 것이다. 당연히, 소재 강도가 높은 쪽이, 낮은 신선 가공률로 목표 강도를 얻는 것이 가능하고, 이 점에서 열간 압연인 채로 고강도의 강이 되는 베이나이트 조직의 쪽이 유리하다. 또, 베이나이트 조직의 쪽이 신선 후에도 양호한 드로잉성을 유지할 수 있다. 이것은, 페라이트 조직이 혼재한, 구체적으로는 페라이트 분율이 5 ％ 이상인 조직이 되면, 신선에 의한 변형이 페라이트립 중에 집중되는 결과, 페라이트 결정립의 결정 입계가 취화되어, 드로잉성이 악화되기 때문이다. 이 관점에서도, 페라이트 조직 분율은 최대한 낮은 쪽이 유리하다.

또, 볼트의 헤드부 성형시의 균열 억제의 관점에서도, 베이나이트 조직의 쪽이 유리하다. 즉, 페라이트·펄라이트 조직에서는, 성형시의 소성 변형이 펄라이트보다 부드러운 페라이트립 내에 집중되는 결과, 페라이트와 펄라이트의 입계에 균열의 기점이 되는 마이크로한 균열이 발생하기 쉬워진다. 이에 대하여, 베이나이트는, 페라이트·펄라이트 조직에 비하여 전체적으로 경도가 균질한 조직이기 때문에, 베이나이트 입계면에서 마이크로한 균열이 발생하기 어렵기 때문이다. 또한, 동일한 베이나이트 조직에서도, 구 오스테나이트 입경이 미세할수록, 균열이 발생하기 어려워진다. 왜냐하면, 강이 오스테나이트 조직이면, 주조나 열간 압연 후의 냉각에 있어서, P 나 S 등의 입계 취화 원소의 오스테나이트 입계에 대한 편석이 불가피하기 때문이다. 오스테나이트 입계에 편석된 P 및 S 는, 그 후의 조직이 베이나이트로 변태되어도 구 오스테나이트 입계에 편석된 상태로 남는다. 구 오스테나이트 입계를 미세화하면, 구 오스테나이트 입계 면적의 증가에 수반하여 단위 입계 면적당의 P 및 S 의 농도가 저하되기 때문에, 구 오스테나이트 입계는 균열되기 어려워진다. 또한, 이 효과는, 구 오스테나이트 입경을 변화시킨 다양한 재료에 대해, 볼트 헤드부 성형 전의 한계 압축률을 측정함으로써 평가할 수 있다.

그러나, 실제로는, 신선 후의 강선의 인장 강도로 볼트의 강도 구분 8.8 정도를 실현하는, 베이나이트 단상 조직을 갖는 선재를 열간 압연에 의해 제조하는 것은, 지금까지 어려웠다. 이것은, 베이나이트가 페라이트 ＋ 펄라이트와 마텐자이트의 중간에 위치하는 조직이기 때문에, 강도가 지나치게 높아도, 반대로 강도가 지나치게 낮아도, 베이나이트가 아닌 조직, 즉 마텐자이트나 페라이트가 혼입되어, 강도의 편차를 억제하는 것이 곤란해지기 때문이다. 이 강도 편차를 억제하기 위해, 강의 화학 성분과 열간 압연 후의 선재의 냉각 속도의 엄밀한 관리가 불가결하다.

이상의 지견이 얻어짐으로써, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 즉, 본 발명의 요지 구성은, 다음과 같다.

1. 질량％ 로

C : 0.18 ∼ 0.24 ％,

Si : 0.10 ∼ 0.22 ％,

Mn : 0.60 ∼ 1.00 ％,

Al : 0.010 ∼ 0.050 ％,

Cr : 0.65 ∼ 0.95 ％,

Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％,

B : 0.0015 ∼ 0.0050 ％,

N : 0.0050 ∼ 0.0100 ％,

P : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다),

S : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다),

Cu : 0.20 ％ 이하 (0 을 포함한다) 및

Ni : 0.30 ％ 이하 (0 을 포함한다)

를, 하기 (1) 및 (2) 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 베이나이트가 면적률로 95 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖고, 그 마이크로 조직에 있어서의 구 오스테나이트립의 입도 번호가 6 이상이고, 강도 편차가 100 ㎫ 이내인 볼트용 강.

0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ≤ 0.60 ···· (1)

N ≤ 0.519Al ＋ 0.292Ti ···· (2)

여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, N, Al 및 Ti 는 각 원소의 함유량 (질량％)

2. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로

Nb : 0.050 ％ 이하

를 함유하는 상기 1 에 기재된 볼트용 강.

3. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로

Mo : 0.70 ％ 이하

를 함유하고, 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식을 만족하는 상기 1 또는 2 에 기재된 볼트용 강.

0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ＋ Mo/4 ≤ 0.60 ···· (3)

여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr 및 Mo 는 각 원소의 함유량 (질량％)

4. 상기 1, 2 또는 3 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 빌릿에 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연을 800 ∼ 950 ℃ 의 온도 범위에서 종료하고, 그 후 열간 압연 종료 온도에서 500 ℃까지 2 ℃/s 이상 12 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키는 볼트용 강의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 비조질이어도, 볼트의 헤드부를 성형할 때의 냉간 단조에 있어서의 변형 저항이 낮기 때문에 그 헤드부 성형시의 균열의 발생을 억제할 수 있는, 제품 수율이 높은 볼트용 강을 제공할 수 있다. 특히, JIS B1051 에 규정되는 강도 구분이 8.8 정도, 즉, 강도 레벨이 800 ∼ 1000 ㎫ 인 비조질 볼트의 소재로서 바람직한, 볼트용 강을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 비조질 볼트용 강에 대해 구체적으로 설명한다. 먼저, 성분 조성의 각 원소량의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의「％」표시는, 특별히 언급이 없는 한「질량％」를 의미한다. 또, 조직의 비율은 특별히 언급이 없는 한 면적 분율이다.

C : 0.18 ∼ 0.24 ％

C (탄소) 는, 강 중에 고용되거나 또는 탄화물을 형성하여, 강의 강도를 향상시키는 유익한 원소이다. 또, C 는 강이 베이나이트 조직을 형성할 때에 시멘타이트가 되어, 전위 발생원이 되기도 한다. 또, C 는 강의 ??칭성을 현저하게 향상시키는 원소이기도 하다. 이상의 효과를 얻기 위해서는, C 는 0.18 ％ 이상, 바람직하게는 0.20 ％ 이상으로 함유될 필요가 있다. 한편으로, C 는 강의 ??칭성을 높이는 원소이며, 0.24 ％ 를 초과하여 함유되면, 베이나이트가 아니라 마텐자이트 변태를 일으킬 정도로 강의 ??칭성을 높이게 되어, 비조질 볼트에 적합하지 않은 강이 된다. 즉, 강이 마텐자이트 조직이 되면, 전위 밀도가 지나치게 높기 때문에 전위의 이동이 억제되어, 파일 업될 여지가 작아지는 결과, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 신선 후의 강선의 드로잉성이 현저하게 저하되어, 볼트용 강에 적합하지 않게 된다. 따라서, C 의 상한은 0.24 ％, 바람직하게는 0.22 ％ 이하이다.

Si : 0.10 ∼ 0.22 ％,

Si (실리콘) 는, 철에 고용되어, 강의 강도를 높이는 중요한 원소이지만, 한편으로 변형 저항을 현저하게 상승시키는 효과를 갖는 원소이다. 또한, Si 는 강의 ??칭성을 조정하고, 적당량의 첨가로 베이나이트가 얻어지는 냉각 속도의 폭을 확대시키는 효과가 있는 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.10 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.13 ％ 이상 함유되어 있을 필요가 있다. 한편으로, 필요 이상으로 첨가하면 가공 경화를 조장하는 원소이며, 신선 후의 변형 저항이 지나치게 커져 베이나이트의 바우싱거 효과를 상쇄시킨다. 따라서, Si 량의 상한은 0.22 ％ 이다. 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Mn : 0.60 ∼ 1.00 ％

Mn (망간) 은, 강의 냉각 중의 베이나이트 형성을 촉진시키는 원소이며, 그 효과를 얻기 위해서는 0.60 ％ 이상, 바람직하게는 0.65 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이상으로 함유되어 있을 필요가 있다. 한편으로, Mn 은 강의 ??칭성을 높이는 효과를 갖고, 과잉으로 함유되면 마텐자이트 변태를 일으킬 정도로 강의 ??칭성을 높이게 되어, 강이 비조질 볼트에 적합하지 않은 강이 된다. 따라서 Mn 함유량의 상한을 1.00 ％ 로 하였다. 바람직하게는 0.95 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.90 ％ 이하이다.

Al : 0.010 ∼ 0.050 ％

Al (알루미늄) 은, 약 1000 ℃ 이하에서 N (질소) 과 결합되어 AlN (알루미늄나이트라이드) 으로서 석출되고, 열간 압연을 위한 가열시의 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제한다. 또, Al 은 강을 탈산시키는 효과도 갖는다. 즉, 강 중의 산소가 C 와 결합되어 가스가 되면, 강 중의 C 량이 감소하여 원하는 ??칭성이 얻어지지 않게 되기 때문에, Al 에 의한 탈산을 실시할 필요가 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.010 ％ 이상의 함유가 필요하다. 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 한편으로, Al 이 과잉으로 존재하면, 주조시에 대기 중의 산소와 결합되어 노즐 막힘 등의 원인이 되는 산화물로서 다량으로 정출되게 되기 때문에, Al 함유량의 상한을 0.050 ％ 로 하였다. 바람직하게는 0.040 ％ 이하이다.

Cr : 0.65 ∼ 0.95 ％

Cr (크롬) 은, 강의 ??칭성을 높이고, 베이나이트 변태를 촉진시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.65 ％ 이상은 함유될 필요가 있다. 한편, 0.95 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 마텐자이트 변태를 일으킬 정도로 강의 ??칭성을 높이게 되어, 비조질 볼트에 적합하지 않은 강이 되기 때문에, 그 상한을 0.95 ％ 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이상 0.90 ％ 이하이다.

Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％

Ti (티탄) 는, N (질소) 과 결합되어 질화물로서 석출되는 원소이고, Al 의 상기한 작용을 보완하는 원소이며, 그러기 위해 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.050 ％ 를 초과하면, Ti 도 Al 과 동일하게 주조시에 대기 중의 산소와 결합되어, 노즐 막힘 등의 원인이 되는 산화물로서 다량으로 정출되게 되는 원소이기 때문에, 0.050 ％ 를 함유량의 상한으로 한다. 바람직하게는, 0.015 ∼ 0.045 ％ 이다.

B : 0.0015 ∼ 0.0050 ％

B (보론) 는, 강의 ??칭성을 높이고, 베이나이트 변태를 촉진시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0015 ％ 이상은 함유될 필요가 있다. 한편으로, 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, ??칭성이 지나치게 높아져 강의 마텐자이트 조직화를 피할 수 없기 때문에, 그 상한을 0.0050 ％ 로 한다. 바람직하게는, 0.0018 ％ 이상 0.0040 ％ 이하이다.

N : 0.0050 ∼ 0.0100 ％

N (질소) 은, Al 과 결합되어 AlN 으로서 석출되고 열간 압연을 위한 가열시의 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제한다. 이 효과를 얻기 위해서는, N 의 함유량을 0.0050 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0055 ％ 이상이다. 한편으로, N 이 강 중에 과잉으로 존재하면, 열간 압연 후에도 고용 질소가 되어 전위를 고착시키는 결과, 바우싱거 효과를 줄이게 된다. 이 때문, N 량의 상한을 0.0100 ％ 로 하였다. 바람직하게는 0.0090 ％ 이하이다.

N 은, 상기 서술한 바와 같이 고용 질소로서 강 중에 존재하면, 설령 미량이더라도 바우싱거 효과를 줄이는 효과를 갖기 때문에, 열간 압연 종료까지는 확실하게 석출물로서 석출시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는, N 함유량을 상기 범위 내로 한 후, 또한 N 과 석출물을 형성하는 Al 및 Ti 의 함유량의 합계가 몰수로 N 함유량보다 많을 필요가 있다. 따라서, 이하의 식 (2) 를 만족할 필요가 있다.

N ≤ 0.519Al ＋ 0.292Ti ···· (2)

여기서, N, Al 및 Ti 는 각 원소의 함유량 (질량％)

여기서, 상기 원소를 함유하는 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물을 갖는다. 바람직하게는, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 그 불가피적 불순물로서 검출되는 화학 성분으로서, P (인), S (황), Cu (구리), Ni (니켈) 는 이하의 범위에서 억제할 필요가 있다.

P : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다)

S : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다)

P 및 S 는, 원료 유래의 불순물이며, 강의 정련 공정에서 저감시키는 노력을 기울이고 있지만, 완전히 제로로 하는 것은 공업적으로는 현실적이지 않다. P 및 S 는 어느 쪽도 강을 취화시키는 작용을 갖는데, 어느 쪽도 0.025 ％ 이하로 억제되어 있으면 볼트의 실사용상 유해하지는 않다.

Cu : 0.20 ％ 이하 (0 을 포함한다)

Ni : 0.30 ％ 이하 (0 을 포함한다)

Cu 및 Ni 는, 원재료를 스크랩으로 한 경우에 불가피적으로 함유되는 불순물이다. Cu 가 강 중에 0.20 ％ 초과 함유된 경우, 열간 압연시에 강 표면의 결정 입계가 취화되어, 표면 흠집의 원인이 되기 때문에, 0.20 ％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 는 강의 ??칭성을 높이는 원소이기 때문에, 그 농도를 0.30 ％ 이하로 억제하여 마텐자이트 조직이 되는 것을 피할 필요가 있다. 또한, 상기 이외의 불가피적 불순물 원소는, 성분 분석기의 분석 능력 하한 이하의 양으로 억제되어 있으면 첨가되어 있지 않은 것으로 간주할 수 있다.

또한, 상기한 성분 조성에 있어서, 하기 식 (1) 을 만족할 필요가 있다.

0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ≤ 0.60 ···· (1)

여기서, C, Si, Mn, Ni 및 Cr 은 각 원소의 함유량 (질량％)

즉, 충분한 바우싱거 효과를 얻기 위해서는, 조직을 최대한 베이나이트 단상 조직으로 하고, 또한 페라이트 조직을 억제할 필요가 있다. 왜냐하면, 페라이트 조직이 존재하면, 전위의 파일 업이 페라이트 결정립 중에 집중되기 때문이다. 그래서, 상기 2 점을 양립시키기 위한 성분 밸런스를 규정하는 식인, 상기 (1) 식은 0.45 이상일 필요가 있다. 상기 (1) 식은, 바람직하게는 0.47 이상, 보다 바람직하게는 0.49 이상, 가장 바람직하게는 0.50 이상이다. 또한, Ni 이 함유되어 있지 않은 경우에는, (1) 식 중의 Ni 량의 값은 0 으로 한다.

또, 상기 (1) 식은, 바우싱거 효과의 관점 뿐만 아니라 강도 편차의 관점에서도 유용하다. 즉, 상기 (1) 식이 하한값 이상이면, 조직이 거의 베이나이트 단상이 되고, 조직 중에 페라이트가 혼입됨으로써, 선재의 일부에 강도가 과도하게 낮은 부분이 형성되는 것을 회피할 수 있다. 이것과는 반대로 베이나이트 단상 조직에 마텐자이트가 혼입되면, 강도가 과도하게 높은 부분이 형성될 우려가 있다. 이것을 피하기 위해서, 성분 밸런스를 규정하는 상기 (1) 식은 0.60 이하일 필요가 있다. 상기 (1) 식에서의 상한값은 바람직하게는 0.59 이하, 보다 바람직하게는 0.58 이하, 가장 바람직하게는 0.57 이하이다.

상기한 성분 조성에 있어서, 필요에 따라, 추가로 Nb 를 첨가하여 ??칭성을 담보해도 된다.

Nb : 0.050 ％ 이하

Nb (니오브) 는, 질소와 결합되어 질화물로서 석출되는 원소이며, Al 의 작용을 보완하는 원소이다. 즉, Nb 를 첨가하여 ??칭성을 담보하려면, 0.005 ％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 를 0.050 ％ 초과로 첨가하면, 질화물이 강의 결정 입계에 우선적으로 석출되고 입계의 강도가 저하되어, 입계 균열의 원인이 되어, 주조 후에 표면 균열을 남기게 된다. 따라서, Nb 함유량은 0.050 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040 ％ 이하이다.

상기한 성분 조성에 있어서, 필요에 따라, 추가로 Mo 를 첨가해도 된다.

Mo : 0.70 ％ 이하

Mo (몰리브덴) 는, 가열 중에 오스테나이트 결정 입계에 P 나 S 등의 입계 취화 원소가 편석되는 것을 억제하여, 전위를 구 오스테나이트 결정 입계에 파일 업하였을 때에 입계 균열이 발생할 리스크를 경감시키는 원소이다. 그러기 위해서는, Mo 는 0.05 ％ 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 한편으로, Mo 에는 강의 ??칭성을 높이는 효과도 있으며, 과잉으로 첨가하면 강의 조직이 베이나이트가 아니라 마텐자이트가 되기 때문에, Mo 함유량의 상한을 0.70 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.60 ％ 이하로 한다.

또한, Mo 를 첨가하는 경우에는, 상기 (1) 식을 만족시킬 필요성과 동일한 이유로, 상기 (3) 식을 만족시킨다.

0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ＋ Mo/4 ≤ 0.60 ···· (3)

여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr 및 Mo 는 각 원소의 함유량 (질량％)

다음으로, 볼트용 강의 조직은, 베이나이트가 95 ％ 이상인 마이크로 조직이고, 그 마이크로 조직에 있어서의 구 오스테나이트립의 입도 번호가 6 이상인 것이 중요하다.

베이나이트 : 95 ％ 이상

신선 후의 볼트 헤드부 성형에서 충분한 바우싱거 효과를 얻기 위해서는, 상기 서술한 바와 같이, 조직이 최대한 베이나이트일 필요가 있다. 또 강도 편차 억제의 관점에서도 조직은 베이나이트 단상에 보다 가까운 것이 바람직하다. 이상의 관점에서, 적어도 95 ％ 이상을 베이나이트로 한다. 바람직하게는 97.5 ％ 이상, 보다 바람직하게는 99 ％ 이상이다. 물론, 100 ％ 여도 된다.

또한, 베이나이트 및 페라이트의 조직 분율은, 모두 조직 관찰 실시면에 있어서의 면적률을 의미한다.

구 오스테나이트립의 입도 번호 : 6 이상

구 오스테나이트의 결정 입계는, 조직을 베이나이트로 하였을 때에 전위가 파일 업되는 장소이기 때문에, JIS G0551 에 규정된 입도 번호로 6 이상의 입도를 확보하지 않으면, 전위가 충분히 파일 업되지 않고, 결과적으로 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않게 된다. 바람직하게는 7 이상이다.

강도 편차 : 100 ㎫ 이내

비조질 볼트용 강은, 조질 볼트용 강과는 달리, 신선에 의한 가공 경화 후의 강도가 그대로 볼트의 강도가 되기 때문에, 선재의 강도 편차는 최종 제품인 볼트의 강도의 편차로 직결된다. 또, 선재의 강도의 편차가 크면, 선재 이후의 제조 과정, 즉 신선이나 볼트 헤드부 성형시에 있어서의 제품 및 제조 설비에 있어서의 문제 발생률에 현저하게 영향을 준다. 이것들을 감안하여, 실제의 볼트의 제조 현장에서는 강도의 편차는 100 ㎫ 이내, 보다 바람직하게는 80 ㎫ 이내로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 비조질 볼트용 강은 상기와 같이, 선재로서 볼트의 제조에 제공되는 것이 통례이므로, 비조질 볼트용 강에 있어서의 강도 편차는 선재의 강도 편차이다. 그리고, 선재의 강도 편차란, 선재 1 링 내의 강도의 편차를 말한다. 강의 선재와 같이 코일상으로 권취하는 하자 (荷姿) 제품의 경우, 선재를 코일상으로 하는 반송 과정에 있어서, 레잉 헤드 등을 사용하여, 선재를, 복수의 링을 축심 상호가 반송 방향으로 어긋나도록 중첩시켜 쌓아, 코일을 잡아늘인 상태로 하여 냉각시키는 경우가 많다. 이 경우, 링 상호의 중첩의 정도에 따라, 냉각 속도가 빠른 부분과 느린 부분이 생겨, 동일한 링 내에서 냉각 불균일이 발생한다. 이것이 링 내에서의 강도 편차를 초래하여, 이 링 내에서의 강도 편차를 코일 전체의 강도 편차로 간주하는 것이 통례가 되고 있다. 실제, 코일의 출하 검사시에는, 압연 직후의 코일의 양 단부로부터 비정상부로서 수 링 내지 수십 링을 잘라버린 후의, 정상부 단부로부터 인장 시험편을 적절히 채취하여, 강도 편차에 대해 조사하고 있다.

다음으로, 볼트용 강의 제조 방법에 대해 상세히 서술한다.

상기한 성분 조성을 갖는 강 빌릿을, 800 ∼ 950 ℃ 의 온도 범위에서 열간 압연을 종료하고, 그 후 열간 압연 종료 온도에서 500 ℃ 까지 2 ℃/s 이상 12 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키는 것이 중요하다.

그런데, 바우싱거 효과를 최대한 얻기 위해서는, 강의 열간 압연 후의 냉각에 있어서 페라이트의 석출을 억제하면서 베이나이트 변태를 일으켜야만 한다. 열간 압연의 종료 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 공업적으로 500 ℃ 까지의 냉각 속도로 2 ℃/s 이상을 확보하는 것이 어려워져, 페라이트가 석출된다. 설령, 페라이트의 석출을 억제할 수 있었다고 하더라도, 오스테나이트립이 조대화되어, 최종적으로 얻어지는 마이크로 조직에 있어서의 구 오스테나이트립은 입도 번호가 6 미만의 직경이 된다. 열간 압연의 종료 온도는, 보다 바람직하게는 925 ℃ 이하이다.

한편, 열간 압연의 종료 온도가 800 ℃ 미만이 되면, 열간 압연 중에 도입된 전위의 회복과 재결정이 억제되고, 전위를 석출 핵으로 하여 페라이트가 석출된다. 따라서, 열간 압연의 종료 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 825 ℃ 이상이다.

또, 상기한 (1) 또는 (3) 식의 성분 밸런스를 갖는 강에서 베이나이트 변태를 일으키려면, 열간 압연 후에 2 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 바람직하게는 3 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 4 ℃/s 이상, 가장 바람직하게는 5 ℃/s 이상이다. 한편으로, 냉각 속도가 12 ℃/s 보다 지나치게 빠르면, 마텐자이트 조직이 되기 때문에, 12 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 11 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 10 ℃/s 이하이다.

상기한 열간 압연 후의 볼트용 강은, 코일상의 선재로서 제조되는 것이 일반적이며, 선재의 단면 형상의 진원도는 낮고, 또 열간 압연 후의 냉각시에 형성되는 산화 피막에 표면은 덮여져 있기 때문에, 그대로 볼트에 제공하는 것은 바람직하지 않다. 그래서, 산세에 의해 상기 선재의 산화 피막을 제거한 후, 신선 가공에 의해 진원도가 높은 볼트용 강선으로 하고 있다. 이 신선 가공에 의해 얻어지는 강선은, 한계 압축률이 40 ％ 이상인 것이 바람직하다. 여기서, 한계 압축률이란, 일본 소성 가공 학회 냉간 단조 분과회가 제정한 냉간 업세팅성 시험 (잡지 소성과 가공 1981년 제 22 권 제 241 호 139 페이지 저자 : 냉간 단조 분과회 재료 연구반) 에 의해 구해지는 한계 업세팅률을 말한다.

실시예 1

이하에 실시예에 기초하여 본 발명을 설명하지만, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되는 것은 아니다. 또한, P, S, Cu, Ni 에 대해서는 원료 유래의 성분이다. P, S 는 완전한 제거가 어려운 불순물이지만, Cu, Ni 는 원재료에 스크랩을 사용하는 경우, 철광석을 원재료로 하여 제조한 경우와는 현격하게 달리 높은 농도로 강에 농축되기 때문에, 이들 성분에 대해서도 그 실태에 맞춰 공시강에 굳이 첨가하였다.

표 1 에 나타내는 성분의 강을 진공 용해로에서 용제하여, 50 ㎏ 강괴를 주조하였다. 이 때, 강 No.52 및 56 의 강은 각각, 주조시에 다량의 Si 산화물, Al 산화물 내지는 Ti 산화물이 석출되고, 열간 연성이 저하된 결과, 잉곳에 다량의 균열이 발생하여, 그 후의 압연에 제공할 수 없었기 때문에, 검토를 단념하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강을, 1050 ℃ 이상으로 가열하고, 열간 압연을 실시함으로써 16.0 ㎜φ 의 선재로 연신하였다. 그 때의 열간 압연 종료 온도는 표 2 에 기재된 온도로 하였다. 이어서, 열간 압연 후의 선재를 표 2 에 나타내는 다양한 냉각 속도로 냉각시켜, 표 2 에 나타내는 조직을 만들었다. 이와 같이 하여 얻어진 선재로부터, 변형 저항을 측정하기 위한 원기둥상 시험편을 가공하였다. 원기둥상 시험편은 10 ㎜φ × 15 ㎜ 의 원기둥상 시험편으로 하였다. 변형 저항 측정 방법은, 이미 서술한 냉간 업세팅성 시험 방법을 기초로 오사카다 등이 1981년에 Ann. CIRP 에 있어서 제안한 방법으로 하였다. 이와 같은 방법의 압축 시험에 의해 얻어지는 응력-변형 곡선에 있어서의 변형 0.50 일 때의 응력을 변형 저항으로 하였다. 압축 시험시의 압축 속도는 5 ㎜/min 으로 하였다.

또, 열간 압연 후의 선재에 있어서, 강도 편차를 조사하였다. 공시재는 상기와 같이 열간 압연한 후의 선재 코일로 하였다. 얻어진 선재 코일의 단부로부터 10 링을 비정상부로서 잘라버린 후의 정상부 단부로부터 3 m 길이를 잘라내고, 3 m 길이의 선재를 추가로 12 분할하고, 각각 JIS Z2241 에서 정하는 2 호 시험편으로 하여 인장 강도를 조사하였다. 여기서, 3 m 로 한 이유인데, 조사시의 선재 코일의 내경이 1 m 였기 때문에, 원주율을 곱한 약 3 m 가 링 상당이라고 생각하여, 3 m 길이의 선재를 12 분할하는 것으로 하였다. 인장 시험의 속도는 10 ㎜/min 이다. 선재의 강도는 인장 시험시의 도달 최고 응력으로 하고, 강도 편차는, 12 개 중에서 최고의 도달 최고 응력을 나타낸 시험편과 최저의 시험편 사이의 차이다.

또한, 상기 열간 압연 후의 선재를, 냉간에서의 신선에 의해 12.7 ㎜φ, 혹은 일부에 대해서는 14.7 ㎜φ (표 2 에 있어서의 샘플 No.79), 10.4 ㎜φ (샘플 No.80) 의 강선으로 신선하였다. 이 신선 후의 강선을, 상기와 동일하게 변형 저항을 측정하기 위한 시험편 및 인장 시험편으로 가공하였다. 변형 저항을 구하기 위한 시험편 그리고 시험 방법은 상기와 동일하게 하였다. 인장 시험편은 JIS Z2241 에 정하는 2 호 시험편으로 하였다. 인장 속도는 10 ㎜/min 으로 하였다. 강선의 강도는 인장 시험시의 도달 최고 응력으로 하고, 드로잉성은 인장 후의 시험편의 파단부의 직경과 인장 전의 시험편의 직경을 비교함으로써 구하였다.

또, 신선 후의 강선으로부터는, 한계 압축률을 측정하기 위한 홈이 형성된 원기둥상 시험편도 가공하였다. 한계 압축률 측정용 시험편은, 10 ㎜φ × 15 ㎜ 의 원기둥상 시험편의 둘레면의 임의 위치에 축 방향으로 연장되는 1 개 홈 (개구 각도 30° ± 5°, 깊이 0.8 ㎜ ± 0.05 ㎜, 홈 바닥의 반경 0.15 ㎜ ± 0.05 ㎜) 을 가공한 것이다. 한계 압축률의 시험 방법도, 일본 소성 가공 학회 중의 냉간 단조 분과회가 제정한 방법으로 하였다. 한계 압축률을 측정하기 위한 압축 시험의 압축 속도도 5 ㎜/min 으로 하였다. 덧붙여서, 일반적인 볼트의 실제조에 있어서는, 강선의 한계 압축률이 40 ％ 이상이면, 볼트 헤드부 성형시의 균열 발생률이 낮아지기 때문에, 공정 능력이 향상되어, 제품의 발취 검사 능률의 향상으로 이어지고, 나아가서는 흠집 함유 제품의 유출 리스크를 저감시킬 수 있다고 되어 있다.

이들 시험의 결과를 표 2 에 병기한다.

또한, 샘플 No.57 및 63 의 비교예에서는, 각각 Nb 및 Cu 를 본 특허에서 규정한 양을 초과하여 다량으로 함유하고 있었기 때문에, 열간 압연 후의 선재에서 표면 흠집이 다발하여, 현실적으로 신선하는 것이 불가능하였으므로, 그 후의 검토는 할 수 없었던 점에서, 구 오스테나이트 결정 입도를 포함하는 각 항목을 공란으로서 나타내고 있다.

또한, 바우싱거 효과의 평가는, 신선 후의 강선에서의 변형 저항이 열간 압연 후의 선재의 변형 저항에 1.05 를 곱한 값 이하인 경우를, 충분한 바우싱거 효과가 얻어진 것으로 하여 양호 (○), 그것을 초과하는 경우를 불량 (×) 으로 하였다. 강도에 관해서는, 강도 구분 8.8 이상의 볼트에 요구되는 800 ㎫ 이상의 강도가 상기 공정을 거친 강선에서 얻어지고 있으면 합격, 800 ㎫ 미만인 경우에는 불합격이다. 또 드로잉성에 관해서도 강도 구분 8.8 이상의 볼트에 요구되는 52 ％ 이상의 드로잉성이 얻어지고 있으면 합격, 이하이면 불합격이다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

표 1 및 2 에 있어서, 샘플 No.1 ∼ 45 의 강 성분은 본 발명을 만족하는 발명예이다.

샘플 No.46 의 비교예는, B 가 본 발명의 범위 미만으로서 충분한 ??칭성이 얻어지지 않고, 베이나이트 조직의 분율이 본 발명의 범위 미만이 되며, 대신에 페라이트의 분율이 많아졌기 때문에 저강도의 부분이 혼입되어, 강도 편차가 100 ㎫ 를 초과하였다. 또 바우싱거 효과 및 한계 압축률이 불충분해졌다.

한편, 샘플 No.47 은 합금의 성분 범위는 본 특허의 규정 범위 내이지만 (1) 식으로 계산되는 값이 0.45 미만이기 때문에, 베이나이트 조직에 페라이트가 혼입된 결과 강도 편차가 커지고, 또한 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았던 비교예이다. 또한, 이 비교강에서는 페라이트 분율이 높기 때문에, 드로잉성은 합격역 (域) 이 되었다.

샘플 No.48, 50, 55, 58, 59 및 64 의 비교예는, 조직이 마텐자이트 단상이 되었기 때문에, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 드로잉성 52 ％ 이하가 되어, 볼트에 적합하지 않은 강이 되었다.

샘플 No.49 는, Mn 이 본 발명의 범위 미만으로서 베이나이트 조직의 분율이 본 발명의 범위 미만이 되었기 때문에 강도 편차가 커져, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 한계 압축률이 낮아진 비교예이다. 또한, 이 비교강에서는 페라이트 분율이 높기 때문에, 드로잉성은 합격역이 되었다.

샘플 No.51 의 비교예는, Al 량이 본 발명 범위 외이고, 또 전술한 식 (2) 를 만족하지 않기 때문에, 구 오스테나이트 결정립이 조대화되어, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.53 의 비교예는, N 량이 본 발명 범위의 상한을 초과하고 있었기 때문에, 변형 시효에 의해 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.54 의 비교예는, 각 합금 성분의 함유량은 본 발명 범위 내이지만 Al 및 Ti 의 농도가 상기한 식 (2) 를 만족하지 않았기 때문에, 열간 압연에 앞서는 강의 가열 중에 구 오스테나이트 결정립이 조대화되어, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.60 은, C 가 본 발명의 범위 미만으로서 베이나이트 조직의 분율이 본 발명의 범위 미만이 되었기 때문에 강도 편차가 커져, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 한계 압축률이 낮아진 비교예이다. 또한, 이 샘플 No.60 에서는 페라이트 분율이 높기 때문에, 드로잉성은 합격역이 되었다.

샘플 No.61 의 비교예는, P 가 0.025 ％ 를 초과하고 있기 때문에, 강이 취화되어, 강선으로 신선 후, 충분한 한계 압축률이 얻어지지 않았다.

샘플 No.62 의 비교예는, S 가 0.025 ％ 를 초과하고 있기 때문에, 강이 취화되어, 강선으로 신선 후, 충분한 한계 압축률이 얻어지지 않았다.

샘플 No.65 의 비교예는, Ti 를 충분히 첨가하지 않았던 결과, 강의 인성이 저하되어, 충분한 드로잉성 및 한계 압축률이 얻어지지 않았다.

샘플 No.66 의 비교예는, Al 량이 적어 강 중의 산소가 탄소와 결합되었으므로, 충분한 ??칭성이 얻어지지 않고 충분한 베이나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 충분한 바우싱거 효과 및 한계 압축률이 얻어지지 않았다.

샘플 No.67 은, Cr 이 본 발명의 범위 미만이기 때문에 충분한 베이나이트 조직이 얻어지지 않았던 결과, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 한계 압축률이 낮아진 비교예이다. 또한, 이 비교강에서는 페라이트 분율이 높기 때문에, 드로잉성은 합격역이 되었다.

샘플 No.68 은, 각 합금 성분의 함유량은 본 발명 범위 내이지만, (1) 식으로 계산되는 값이 0.45 미만이기 때문에, 베이나이트 조직에 페라이트가 혼입된 결과 강도 편차가 커지며, 또한 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 강도가 불합격이 된 비교예이다. 또한, 이 비교강에서는 페라이트 분율이 높기 때문에, 드로잉성은 합격역이 되었다.

샘플 No.69 는, 각 합금 성분의 함유량은 본 발명 범위 내이지만, (1) 식으로 계산되는 값이 0.60 을 초과하였기 때문에, 베이나이트 조직에 마텐자이트가 혼입된 결과 강도 편차가 커지며, 또한 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 강도가 불합격이 된 비교예이다.

샘플 No.70 은, 각 합금 성분의 함유량은 본 발명 범위 내이지만, (1) 식으로 계산되는 값이 0.60 을 초과하였기 때문에, 베이나이트 조직에 마텐자이트가 혼입된 결과 강도 편차가 커지며, 또한 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않고 강도가 불합격이 된 비교예이다.

샘플 No.71 의 비교예는, N 량이 본 발명 범위의 하한을 하회하고 있었기 때문에, 구 오스테나이트 결정립이 조대화되어, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.72 의 비교예는, Si 량이 본 발명 범위의 상한을 상회하고 있었기 때문에 신선시에 큰 가공 경화를 발생시켜, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.73 의 비교예는, 샘플 No.50 이나 55 와 같이 Mn 이나 Cr 이 본 발명의 범위를 상회하고, (1) 식의 좌변이 상한을 초과한 강종이지만, 굳이 베이나이트 조직을 얻기 위해 냉각 속도를 본 발명에서 규정한 냉각 속도보다 낮춰 베이나이트 조직을 본 발명의 범위 내로 한 비교예이다. 그 결과, 조직 자체는 베이나이트 단상이 되었지만, 강도에 괴리가 있는 베이나이트 조직이 혼재하는 조직이 되었기 때문에 강도 편차가 본 발명의 범위 외가 되고, 또 과잉으로 합금이 첨가되어 있기 때문에 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다. 또, 드로잉성이나 한계 압축률도 낮은 결과가 되었다.

샘플 No.74 의 비교예는, 샘플 No.50 이나 55 와 같이 Mn 이나 Cr 이 본 발명의 범위를 상회하고, (1) 식의 좌변이 상한을 초과한 강종이지만, 굳이 베이나이트 조직을 얻기 위해 냉각 속도를 본 발명에서 규정한 냉각 속도보다 낮춰 베이나이트 조직을 본 발명의 범위 내로 한 비교예이다. 그 결과, 조직 자체는 베이나이트 단상이 되었지만, 강도에 괴리가 있는 베이나이트 조직이 혼재하는 조직이 되었기 때문에 강도 편차가 본 발명의 범위 외가 되고, 또 과잉으로 합금이 첨가되어 있기 때문에 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다. 또 드로잉성이나 한계 압축률도 낮은 결과가 되었다.

샘플 No.75 의 비교예는, 표 1 중의 No.19 와 동일한 성분 조성의 강이지만, 열간 압연 후의 냉각 속도가 2 ℃/s 를 하회하였기 때문에, 베이나이트 주체의 조직은 얻어지지 않고, 조직 분율이 본 발명 범위 외이기 때문에, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.76 의 비교예는, 표 1 중의 No.19 와 동일한 성분 조성의 강이지만, 열간 압연 후의 냉각 속도가 12 ℃/s 를 상회하였기 때문에, 조직이 마텐자이트 단상이 되었다. 이 때문에, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 드로잉성도 52 ％ 이하가 되어, 볼트에 적합하지 않은 강이 되었다.

샘플 No.77 의 비교예는, 표 19 중의 No.19 와 동일한 성분 조성의 강이지만, 열간 압연의 종료 온도가 950 ℃ 보다 높기 때문에, 페라이트가 5 ％ 초과 석출되고, 또한 구 오스테나이트립이 조대화되어, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.78 의 비교예는, 표 19 중의 No.19 와 동일한 성분 조성의 강이지만, 열간 압연의 종료 온도가 800 ℃ 보다 낮기 때문에, 페라이트 분율이 높아져, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지지 않았다.

샘플 No.79 및 80 은, 열간 압연의 종료 온도 및 그 후의 냉각 속도를 본 발명의 조건을 만족하는 조건으로 하여 얻어진 선재로부터, 각각 16 ％, 58 ％ 의 감면율 (減面率) 의 신선에 의해 얻어진 강선이다. 강 조직이 베이나이트 단상 혹은 베이나이트 분율 95 ％ 이상이고 페라이트 분율 5 ％ 미만이기 때문에, 충분한 바우싱거 효과가 얻어지고, 드로잉성, 한계 압축률 모두 양호한 결과가 얻어지고 있다. 또한, 일반적인 볼트의 제조 과정에 있어서의 신선 가공의 감면율의 범위는 15 ∼ 60 ％ 이다.

Claims (5)

1. 질량％ 로
   C : 0.18 ∼ 0.24 ％,
   Si : 0.10 ∼ 0.22 ％,
   Mn : 0.60 ∼ 1.00 ％,
   Al : 0.010 ∼ 0.050 ％,
   Cr : 0.65 ∼ 0.95 ％,
   Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％,
   B : 0.0015 ∼ 0.0050 ％,
   N : 0.0050 ∼ 0.0100 ％,
   P : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다),
   S : 0.025 ％ 이하 (0 을 포함한다),
   Cu : 0.20 ％ 이하 (0 을 포함한다) 및
   Ni : 0.30 ％ 이하 (0 을 포함한다)
   를, 하기 (1) 및 (2) 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 베이나이트가 면적률로 95 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖고, 그 마이크로 조직에 있어서의 구 오스테나이트립의 입도 번호가 6 이상이고, 선재 1 링 내에 있어서의 인장 시험시의 도달 최고 응력의 최고값과 최저값의 차가 100 ㎫ 이내인, 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용 비조질강.
   0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ≤ 0.60 ···· (1)
   N ≤ 0.519Al ＋ 0.292Ti ···· (2)
   여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, N, Al 및 Ti 는 각 원소의 함유량 (질량％)
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로
   Nb : 0.050 ％ 이하
   를 함유하는 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용 비조질강.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로
   Mo : 0.70 ％ 이하
   를 함유하고, 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식을 만족하는 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용 비조질강.
   0.45 ≤ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 ＋ Ni/40 ＋ Cr/5 ＋ Mo/4 ≤ 0.60 ····(3)
   여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr 및 Mo 는 각 원소의 함유량 (질량％)
4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 빌릿에 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연을 800 ∼ 950 ℃ 의 온도 범위에서 종료하고, 그 후 열간 압연 종료 온도에서 500 ℃ 까지 2 ℃/s 이상 12 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키는, 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용 비조질강의 제조 방법.
5. 제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 빌릿에 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연을 800 ∼ 950 ℃ 의 온도 범위에서 종료하고, 그 후 열간 압연 종료 온도에서 500 ℃ 까지 2 ℃/s 이상 12 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키는, 강도 구분 8.8 클래스의 비조질 볼트용 비조질강의 제조 방법.