KR20010060699A

KR20010060699A - 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도복합조직강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20010060699A
Application number: KR1019990063108A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1999-12-27
Filing date: 1999-12-27
Publication date: 2001-07-07
Also published as: KR100415674B1

Abstract

본 발명은 고강도이면서 우수한 지연파괴저항성이 요구되는 볼트 등의 강가공물에 관한 것으로, 그 목적은 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직특성을 이용하여 지연파괴저항성과 기계적성질을 개선한 복합조직강과 이 강조성을 갖는 볼트 그리고, 이 강으로부터 강가공물(볼트)을 제조하는 방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상이 되는 것을 포함하여 이루어지는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강; 그리고,

중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 강 가공물을 이상역 온도범위인 Ac₃변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

Description

지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 그 제조방법{High strength duplex steel having a superior delayed fracture resistance and mechanical properties and bolt made the steel and method for manufacturing working product by using the steel}

본 발명은 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직특성을 이용하여 지연파괴저항성과 기계적성질을 개선한 강과 이 강조성을 갖는 볼트 그리고, 이 강으로부터 강가공물(볼트)을 제조하는 방법에 관한 것이다.

일반적으로 고강도합금은 일정하중이 지속적으로 가해지면 시간의 경과와 함께 수소가 재료내의 특정지역으로 확산해 들어가서 균열이 진전되는 특징이 있으며, 이를 지연파괴라 한다. 고강도합금으로 지속적인 하중이 작용하는 볼트 등의 강가공물은 지연파괴저항성이 중요한 물성으로 평가되고 있다.

볼트는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재체결과 자동차 부품의 경량화 및 다기능,고성능화를 위해서 고강도화되면서, 지연파괴저항성이 열화되는 문제가있다. 이 때문에 볼트는 현재 인장강도 130 kg/mm²급 이상 사용하는 것이 불가능하여 그 사용용도 및 범위가 제한되고 있는 실정이다.

지연파괴저항성이 우수하면서 고강도화가 가능한 볼트용 강을 개발할 경우 기대되어지는 이점은 다음과 같다. 즉, 강구조물 측면에서 볼트체결은 용접 접합에 비해 숙련된 기술이 요구되지 않으면서 취약한 용접부를 대체한 다는 이점 등을 고려할 때 첫째, 볼트 체결력 강화에 따른 강구조물의 안정성을 높일 수 있으며 둘째, 볼트체결 갯수의 감소에 의해 강재 사용량을 줄일 수 있다. 또한, 자동차 부품 측면에서는 셋째, 부품의 경량화에 기여하며 넷째, 부품 경량화에 따른 자동차 조립장치의 설계 다양화 및 컴팩트화(compact)가 가능한 이점이 있다. 따라서, 소재의 지연파괴저항성 저하 없이 고강도화가 되면 될수록 사용상의 이점과 산업계에 미치는 영향을 고려할 때 그 파급도는 상당히 클 것으로 예측된다.

종래의 볼트용 소재는 대부분 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase) 조직으로, 입계에 Fe계 석출물이 분포하고 래스 마르텐사이트(lath martensite)의 모재에도 석출물들이 분포하는 것이 일반적인 특징으로 볼 수 있다. 그런데, 이와 같이 결정입계에 석출분포하고 있는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키기 때문에 지연파괴저항성이 저하되어 소재의 고강도화를 달성할 수 없는 것으로 알려져 있다. 따라서 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직으로는 고강도화를 달성하는데 한계가 있는 것으로 받아들여지고 있다.

볼트의 지연파괴저항성의 저하없이 고강도화를 달성하기 위해서는 열처리후 결정입계에 분포하게 되는 Fe계 석출물들의 분포를 최대한으로 억제시키는 것이 가장 중요하다. 본 발명자들은 이러한 측면을 고려하여 강의 미세조직을 베이나이트조직 또는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로 하여 지연파괴저항성을 150kg/㎟급으로 개선한 강을 대한민국 특허출원번호 제98-50898호와 제98-50899호에 제안한 바 있다.

상기 대한민국 특허출원 제98-50898호에는, 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%, 코발트 0.01-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강가공물을 Ac₃변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들고, 이를 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+60℃까지 급냉한후 20분이상 항온변태시켜 그 미세조직이 베이나이트를 갖도록 함으로써 임계지연파괴강도 150kg/mm²수준의 강제조방법이 제안되어 있다.

상기 대한민국 특허출원 제98-50899호에는 상기 대한민국 특허출원 제98-50898호와 동일한 강성분계를 이상역 온도범위인 Ac₃-(Ac₃-Ac₁)/1.3에서 Ac₃-(Ac₃-Ac₁)/5.5의 범위내에서 20분 이상 가열하여, 페라이트 상분율이 5-25% 또는 오스테나이트 상분율이 75-95% 범위인 복합조직(페라이트와 오스테나이트)으로 만들고, 이어 70℃/sec 이상의 냉각속도로 Ms+50℃∼Ms+110℃까지 급냉한후 20분이상 항온변태시켜 그 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직이고 페라이트의 상분율이 5∼25%을 갖도록 함으로써 임계지연파괴강도 150kg/mm²수준의 강제조방법에 제안되어 있다.

상기 대한민국 특허출원번호 제98-50898호와 제98-50899호의 선행기술들은 임계지연파괴강도를 150kg/㎟급 수준으로 향상시켰다는데 나름대로 의미를 부여할 수 있지만, 상기 98-50898호는 연신율이 15%수준에 머물고 있으며, 상기 98-50899호는 단면 감소율이 60%이내이고 충격인성이 110J/cm²이내로서 특정 기계적성질이 열화하며, 특히, 임계지연파괴강도를 150kg/㎟급 이상 개선하지 못하고 있다는 기술적 한계를 갖고 있다.

본 발명은 상기한 선행기술의 기술한계를 극복하기 위한 일련의 연구과정에서 완성된 것으로, 그 목적은 임계지연파괴강도를 150kg/mm²이상으로 더욱 개선하면서 다른 기계적성질(연신율 30%이상, 단면감소율 60%이상, 충격인성 120J/cm²이상)도 함께 개선하는 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직강 및 이를 이용한 강가공물의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 복합조직강은, 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상이 되는 것을 포함하여 구성된다.

또한, 본 발명의 가공물의 제조방법은, 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 강 가공물을 이상역 온도범위인 Ac₃변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되는 것을 포함하여 구성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 '강가공물'이란 용어는 강재를 일정형태로 가공한 가공물을 의미하는 것으로, 본 발명의 강이 갖는 물리적특성을 이용할 수 있는 용도에 적용되는 모든 강가공물을 포함한다. 일례로, 본 발명의 강은 선재로서 제조되는데 유용한 성분계로 이 선재를 가공하여 제조될 수 있는 볼트, 너트, 스프링 등이 있다.

본 발명자는 오스테나이트 결정입계에서 지연파괴저항성에 유해한 입계 석출물들(Fe계)의 석출을 근본적으로 억제하여 임계지연파괴강도를 150kg/mm²이상으로 확보하면서 다른 기계적성질이 우수한 강을 개발하기 위하여 미세조직 제어방안에 대하여 다각도로 연구한 결과, 중탄소강에서 실리콘 함량 2.0~4.0%범위로 제어하고, 열처리전 구상 오스테나이트의 결정입 크기를 10~20㎛ 범위내로 제어하여, 총 잔류 오스테나이트 상분율이 15%이상을 함유하는 카바이드 프리(carbide-free) 복합조직(페라이트+잔류오스테나이트)으로 변태시키는 경우, 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직 형태가 퍼얼라이트와 유사한 라멜라(lamella) 분포를 하는 복합조직 형태(strip-like type bainite로 총칭)와 페라이트내에 잔류 오스테나이트가 괴상으로 분포하는 복합조직 형태(blocky type bainite로 총칭)를 제조할 수 있으며, 이때 얻어진 복합조직내의 복합상 분율을 적절히 제어할 경우, 임계지연파괴강도 150kg/mm²이상의 고강도화를 달성하면서 우수한 기계적 성질, 특히 연신율을 현저히 개선할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다. 이러한 관점에서 완성된 본 발명의 강 및 그 제조방법을 구분하여 설명한다.

[고강도 복합조직강]

탄소(C)의 함량은 0.40-0.60%으로 제한 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.40%미만에서는 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직강 제조를 위한 열처리후 페라이트+ 잔류오스테나이트 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트양과 잔류 오스테나이트의 형상 및 크기, 그리고 기계적 및 열적 안정성의 확보가 어렵고, 또한 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵기 때문이다. 0.60% 초과하는 경우에는 열처리후 적정 단면감소율, 연신율 및 충격인성 등의 저하되며, 또한 선재제조시 편석및 표면흠 발생, 가열로 장입시 표면탈탄 심화, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성과 미세복합 조직의 형상 및 크기, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간, 잔류 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 영향을 미치기 때문이다.

실리콘(Si)의 함량은 2.0-4.0%로 한정하는 것이 바람직하다. 실리콘이 2.0%미만에서는 페라이트 변태후 잔류 오스테나이트의 기계적 및 열적 안정성이 저하되어 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직의 확보와 적정 잔류 오스테나이트양을 확보하기가 어려우며 또한 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직구성(본 발명에서의 베이나이트는 통상적인 페라이트 래스(ferrite lath) 내부 또는 래스경계에 탄화물이 전혀 존재하지 않는 탄화물 free 조직이며 항온변태시 초기에 초석 페라이트만 석출 또는 변태하고 나머지는 잔류 오스테나이트로만 구성되는 조직을 의미하며, 이때 잔류 오스테나이트는 스트립 라이크타잎(strip-like type)과 블라키 타잎(blocky type)의 형상을 갖는 잔류 오스테나이트로 구분되어지는데, 발명의 효과는 이러한 형상분율이 어떠하냐에 크게 의존하기 때문에 표현상 "베이나이트 조직 구성"이라 함), 볼트체결시 영구변형성 등에 영향을 미치기 때문이고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 균일성 및 적정두께를 확보하기가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 4.0%초과의 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 베이나이트 조직 구성, 충격인성, 피로특성 등에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으며, 선재제조를 위한 부룸(bloom) 또는 빌레트(billet) 제조시 실리콘 편석에 의한 미세조직의 불균질화를 초래하여 최종 제품에서의 품질특성이 저하되기 때문이며, 또한 열처리시 표면 페라이트층의 두께가 증가하여 균질 표면 탈탄제어가 어렵기 때문이다. 본 발명에서의 보다 바람직한실리콘 성분범위는 2.8-3.3%로 베이나이트조직( 초석 페라이트+잔류오스테나이트로 변경)을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 크기 및 형상 그리고, 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면 탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성 등을 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용하므로 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대생성에 따른 유해한 영향 등을 고려하여 0.1-0.8%로 하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 0.8%를 초과할 경우 고용강화 효과 보다는 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성이 증대하고 편석대의 형성으로 조직이방성이 심화되어 조직이 불균질하게 되어 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미치기 때문이다. 즉, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편서과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 선재제조시 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 또한, 망간이 0.1%미만의 경우 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화효과의 미흡으로 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다.

크롬(Cr)의 함량은 0.1-0.8%로 하는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.1%미만에서는 고실리콘 첨가강의 열처리시 표면 탈탄제어를 위한 표면 페라이트층의 형성이 어려워 탈탄억제 효과가 거의 없으며, 소입성 개선을 기대하기 어렵기 때문이다. 또한, 0.8%를 초과하면 등온열처리시 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 변태 소요시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않으며, 선재 탈탄층 제어를 위한 선재 가열로 장입시 표면 적정 페라이트층의 생성이 어려워 균질 탈탄제어에 영향을 미치기 때문이다.

인(P) 및 황(S)의 함량은 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다. 인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)의 함량은 0.005-0.01%로 하는 것이 바람직한데, 이는 0.005%마만에서는 비확산성 수도 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되기 때문이다.

산소(O)의 함량은 0.0015%이하로 하는 것이 바람직한데, 이는 산소함량이 0.0015%미만에서는 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

니켈(Ni)은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소로, 그 함량은 0.3-2.0%로 하는 것이 바람직하다. 니켈의 함량이 0.3%미만에서는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 볼트 성형시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이다. 니켈의 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 영향을 미치기 때문이다.

붕소(보론,B)는 본 발명에서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화 원소로, 그 함량은 0.001-0.003%로 하는 것이 바람직하다. 붕소의 함량이 0.001%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석이 미흡하여 입계강도개선이 크지 않으며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이다. 또한, 붕소의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.

바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소로, 그 함량은 0.01-0.5%로 하는 것이 바람직하다. 이들의 함량이 0.01%미만에서는 모재내바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 구성시 조직 미세화에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 0.5%를 초과할 경우에는 V 또는 Nb계 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선 효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.

몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량은 0.01-0.5%로 하는 것이 바람직하다. 이들의 함량이 0.01%미만에서는 페라이트와 잔류 오스테나이트의 입계강화 효과가 미흡하고 또한 열처리시 소입성, 페라이트의 고용강화, Mo 및 W계 석출강화 효과가 미흡하기 때문이다. 0.5%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있어 바람직하기 않다.

티타늄의 함량은 0.01-0.2%로 하는 것이 바람직하다. 티타늄의 함량이 0.01%미만에서는 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이다. 또한, 0.2%초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미치기 때문이다.

구리(Cu)의 함량은 0.01-0.2%로 하는 것이 바람직한데, 이는 구리의 함량이 0.01%미만에서는 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%이상에서는 그 개선효과가 포화되고 입계 편석시 녹는점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.

상기와 같이 조성되는 강은 기본적으로 고강도의 특성을 가지므로 볼트 등의 여하한 강가공물로 만들고 용도에 적합한 열처리를 통해 그 미세조직을 관리하여 요구하는 물성을 부여할 수 있다.

이 강의 미세조직은 페라이트와 잔류오스테나이트의 복합조직으로, 상기 잔류오스테나이트의 분율이 15%이상이 되도록 한다. 잔류오스테나이트 상분율 15%미만에서는 잔류 오스테나이트내의 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없기 때문이며, 또한 인장강도 및 항복강도의 개선효과는 있으나 연신율, 단면감소율 및 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있으며, 조직구성상 마르텐사이트가 혼재되어 있어 지연파괴저항성에 유해한 영향을 미치기 때문이다. 본 발명의 효과를 보이기 위한 보다 바람직한 범위로는 잔류오스테나이트가 20-40%이며, 이는 임계지연파괴강도를 가일층 고강도화하면서 기계적 성질을 동시에 개선할 수 있는 범위이다. 본 발명에서 잔류오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 가질 때 연성 등의 기계적성질이 특히 개선된다.

[강가공물의 제조방법]

상기와 같은 성분계를 갖는 강을 여하한 강가공물 예를 들어 볼트로 제조한 다음, 이를 열처리하여 최종미세조직이 페라이트와 잔류오스테나이트이고, 상기 잔류오스테나이트에서 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90% 이고, 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 갖도록 열처리한다.

이를 위해서는 열처리전에 강가공물의 구상 오스테나이트 결정입도가 10~20㎛ 범위를 갖어야 한다. 구상 오스테나이트 결정입도 10㎛미만에서는 복합조직 제조를 위한 항온변태시 총 잔류 오스테나이트 분율에서 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트 복합조직 형태의 상분율이 90%이상이 되어서 연신율 및 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이다. 또한, 구상 오스테나이트 결정입도가 20㎛초과할 경우에는 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트의 복합조직 상분율이 30%이상이 형성되어 이로 인해 항복강도, 연신율, 단면감소율, 충격인성 등이 급격히 저하되기 때문이다. 잔류 오스테나이트는 그 형상, 크기 등에 따라 소성유기변태(TRIP)거동이 크게 변화하며, 그로 인해 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성에 영향을 미치기 때문에 본 발명의 효과를 보이기 위해서는 구 오스테나이트 결정입도를 10-20㎛범위로 제어하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 적정크기의 구상오스테나이트를 갖는 강가공물을 목적하는 미세조직을 형성하기 위한 열처리(가열,등온열처리)를 한다.

먼저, 강가공물을 Ac₃변태점이상에서 가열하는데, 이는 Ac₃변태점미만에서는 페라이트와 오스테나이트의 이상영역으로 오스테나이트의 단상을 확보하기 어려워 본 발명의 효과를 보이기 위한 페라이트+오스테나이트 복합조직제조시 조직 불균일을 초래할 수 있기 때문이다. 이러한 가열온도는 가능한 1150℃이하에서 하는데, 이는 1150℃를 초과하면 소재가열시 표면탈탄과 오스테나이트 결정립 조대화를 초래하여 최종제품에서 품질특성(기계적성질, 응력이완성, 표면흠, 정적 피로특성 등)에 영향을 미치기 때문이다.

상기 열처리는 목표하는 오스테나이트 단상이 얻어지도록 충분히 가열하는데, 약 20분이상 가열하면 원하는 변태를 완료할 수 있다.

상기와 같이 가열한 다음에는 70℃/sec이상의 냉각속도로 등온열처리온도까지 급냉한다. 이때의 급냉속도가 70℃/sec미만의 경우 냉각속도가 늦을 때 변태하는 퍼얼라이트 및 페라이트 변태가 일어나 강도확보에 문제점이 생길 수 있다.

상기와 같이 급냉한 다음, 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직 제조를 위해 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위에서 등온열처리한다. 등온열처리온도가 Ms+30℃미만에서는 카바이트 프리 복합조직 제조시 총 잔류 오스테나이트 분율내에서의 스트립 라이크 타잎의 잔류 오스테나이트의 상분율이 90%이상이 되어 연신율, 단면감소율, 충격인성의 저하를 초래하기 때문이며, 또한 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간이 길어지는 문제점과 등온열처리 온도편차 발생시 마르텐사이트가 발생할 가능성이 높고, 적정 잔류 오스테나이트양 및 크기, 형상에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않기 때문이다. 또한, 등온열처리온도가 Ms+90℃를 초과할 경우에는 총 잔류 오스테나이트 분율내의 브락키 타잎의 잔류 오스테나이트의 상분율이 30%이상 증가하기 때문에 항복강도, 연신율, 단면감소율, 충격인성이 저하하기 때문이며, 또한 잔류 오스테나이트의 양 및 크기, 형상, 기계적 및 열적 안정성에 영향을 미쳐 고강도화에 바람직스럽지 않으며, 항복비(항복강도/인장강도 비)의 급격한 감소로 적정 항복강도 확보에 문제점이 있으며 이에 따른 볼트 체결시 응력이완성이 열악해지는 문제점이 있고, 충격인성의 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 정적 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.

이하, 본발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예1]

표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 시료로 하여 50kg 잉고트로 주조후1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연하여 선재를 제조하였다. 이때 오스테나이트 결정입도 변화를 주기 위해 압연온도 950-1200℃ 사이에서 열간압연후 공냉하였다. 전강종의 압연시 압연비는 80% 이상으로 하였다.

상기와 같이 열간압연된 소재들로 부터 기계적 성질(인장 및 충격특성) 및 지연파괴저항성을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 압연방향에서 채취하였다. 이때 열처리조건은 표 2에 나타낸 가열 및 등온 열처리 조건으로 열처리 시험하였다.

강종	C	Si	Mn	Cr	V	Ni	Mo	Ti	W	B	P	S	N₂
1	0.45	3.03	0.29	0.58	0.05	-	-	-	-	-	0.005	0.004	0.008
2	0.40	3.42	0.31	0.79	0.2	-	-	0.01	-	0.0013	0.006	0.005	0.014
3	0.60	2.99	0.32	0.33	0.05	0.54	-	-	0.02	-	0.007	0.009	0.007
4	0.45	2.0	0.77	0.51	0.11	-	0.2	0.03	-	-	0.006	0.008	0.009
5	0.44	3.96	0.23	0.27	0.06	-	-	-	0.2	0.0015	0.009	0.008	0.008
6	0.53	3.01	0.35	0.55	-	-	0.05	0.05	0.07	0.0010	0.004	0.009	0.004
7	0.58	2.56	0.80	0.29	-	1.10	0.13	0.10	-	-	0.005	0.006	0.005
강종1-7에는 O가 0.005%이하 함유됨.강종 7에는 Nb, Cu가 각각 0.01% 함유됨

아래 표 2에서 발명재(1-11)은 표 1의 강종(1-7)의 성분계로서 구오스테나이트 결정입도 10-30㎛범위를 갖는 소재에 대해 오스테나이트 단상역 가열오도범위인 Ac₃변태점이상 1150℃이하 범위에서 20-30분간 가열하고, 페라이트 +잔류오스테나이트의 복합조직을 얻기 위한 등온 열처리 온도 범위인 Ms+30℃∼Ms+90℃까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 20분간 열처리하여 총 잔류오스테나이트의상분율이 15-40%범위로 제조하였다.

표 2에서 비교재(1-4)는 표 1의 강종(1,3,4)를 열처리전 구 오스테나이트 결정입도가 10㎛이하, 20㎛이상의 범위를 갖는 소재에 대해, 오스테나이트 단상역 가열온도범위인 950-1050℃ 범위에서 40분간 가열하고, 베이나이트 변태를 위한 등온 열처리 온도범위인 Ms+60℃까지 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고, 40분간 열처리하여 제조하였다.

표 2에서의 비교재(5-8)은 표 1의 강종(1,6,7)에서 열처리전 구 오스테나이트 결정입도가 10㎛이하, 20㎛이상의 범위를 갖는 소재에 대해 이상역 중간온도범위인 Ac₃-[(Ac₃-Ac₁)/2]의 온도에서 가열하여 페라이트 상분율을 5-25%범위로 제조하고 베이나이트 변태를 위한 Ms+80℃까지 70℃/sec의 이상의 냉각속도로 급냉하여 40분간 등온유지후 유냉하였다.

이들 강들의 Ms변태온도는 열분석기(dilatometry)를 이용하여 측정하였으며 이에 대한 결과를 표 2에 함께 나타내었다. 상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성 및 충격특성, 지연파괴특성을 평가하기 위하여, 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS규격 (KS B 0809) 3호시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T방향)에서 가공하였다.열처리후 미세 복합조직내의 총 잔류 오스테나이트 상분율은 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였으며, 총 잔류 오스테나이트 분율내의 스트립 라이크 타잎 및 브라키 타잎의 잔류 오스테나이트 량에 대한 각각의 상분율은 포인트 카운팅(point counting)법을 이용하여 측정하였다. 또한 오스테나이트 결정입도는 KS규격(KS D 0205)에 의해 측정하였다.

또한, 본 발명의 효과를 보이기 위한 지연파괴저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다. 지연파괴시험기는 일정하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 6mmφ, 노치부 지름 4mmφ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl+CH3COONa)으로 pH 2±0.5의 상온(25±5C)에서 실시하였다.

또한, 임계지연파괴강도는 동일 응력비( 부하응력/노치인장강도 비, 0.5)에서 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여 (최대하중÷노치부 단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.

상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재에 대하여 임계지연파괴강도 및, 인장성질, 충격인성을 측정하고, 그 결과를 표3에 나타내었다.

구분	대상강종	가열온도(℃)	가열시간(min)	등온가열온도(℃)	등온유지시간(min)	총잔류오스테나이트 상분율(%)	스트립타입 오스테나이트 상분율(%)	구오스테나이트 평균 결정입도(㎛)	변태온도(℃)
구분	대상강종	가열온도(℃)	가열시간(min)	등온가열온도(℃)	등온유지시간(min)	총잔류오스테나이트 상분율(%)	스트립타입 오스테나이트 상분율(%)	구오스테나이트 평균 결정입도(㎛)	Ac₃	Ac₁	M_s
발명재1	강종1	950	30	Ms+40	40	24	85	15	-	-	294
발명재2	강종1	950	30	Ms+60	40	35	80	16	-	-	294
발명재3	강종1	950	30	Ms+80	40	27	72	11	-	-	295
발명재4	강종1	950	30	Ms+80	40	29	73	19	-	-	293
발명재5	강종2	1000	40	Ms+80	40	18	79	14	-	-	304
발명재6	강종3	1000	40	Ms+80	40	37	82	16	-	-	343
발명재7	강종4	1030	40	Ms+80	40	26	83	17	-	-	273
발명재8	강종5	1030	40	Ms+80	40	23	80	13	-	-	301
발명재9	강종6	1030	40	Ms+80	40	25	77	15	-	-	264
발명재10	강종7	1050	40	Ms+80	40	40	78	16	-	-	219
비교재1	강종1	950	30	Ms+60	40	33	94	8	-	-	299
비교재2	강종1	950	30	Ms+60	40	36	62	26	-	-	290
비교재3	강종3	1000	40	Ms+60	40	38	64	24	-	-	247
비교재4	강종4	1030	40	Ms+60	40	28	58	25	-	-	278
비교재5	강종1	X=2	80	Ms+80	40	19	95	7	915	818	282
비교재6	강종1	X=2	80	Ms+80	40	22	57	28	915	818	272
비교재7	강종6	X=2	40	Ms+80	40	26	61	26	899	817	250
비교재8	강종7	X=2	120	Ms+80	40	38	60	24	857	775	208
X는 가열온도를 결정하는 식 Ac₃-(Ac₃-Ac₂)/X에서의 X를 의미

구분	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/cm²)	임계지연파괴강도(kg/mm²)
발명재1	170	134	33	63	145	160
발명재2	165	127	38	67	160	160
발명재3	166	126	30	64	130	155
발명재4	170	123	34	61	125	160
발명재5	167	130	30	60	120	155
발명재6	175	132	30	62	122	160
발명재7	176	134	33	65	137	160
발명재8	168	131	31	63	143	160
발명재9	169	130	32	61	130	160
발명재10	176	132	34	62	127	160
비교재1	151	125	8	50	60	120
비교재2	140	105	15	63	152	140
비교재3	175	136	16	63	155	150
비교재4	160	128	15	61	148	150
비교재5	166	131	10	24	24	120
비교재6	155	120	33	48	56	150
비교재7	158	124	32	54	56	150
비교재8	166	129	29	47	50	150

표 3에 나타난 바와 같이, 발명재(1-10)은 임계지연파괴강도는 155~160kg/mm²범위를 나타나면서, 인장강도 165~176kg/mm², 연신율 30~38%, 단면감소율 60~67%, 충격인성 120~160J/cm²의 범위를 갖는 수준이다.

비교재(1~4)의 경우 임계지연파괴강도는 120~150kg/mm²범위를 갖으면서, 인장강도 151~175kg/mm², 연신율 8~16%, 단면감소율 50~63%, 충격인성 60~148J/cm²의 범위를 갖는 수준이며, 비교예(5~8)의 경우 임계지연파괴강도는 120~150kg/mm²범위를 갖으면서, 인장강도 155~166kg/mm², 연신율 10~33%, 단면감소율 24~54%, 충격인성 24~56J/cm²의 범위를 갖는 수준이다.

본 발명은 가열전 오스테나이트 결정입도 제어로 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직내의 조직구성비율의 조정할 수 있었으며, 이에 따라 본 발명에 의한 강들은 기존의 강 대비 가일층 우수한 임계지연파괴강도를 갖으면서 연신율 및 단면감소율, 충격인성을 현저하게 개선할 수 있음을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 우수한 임계지연파괴강도를 갖으면서 동시에 우수한 기계적 성질의 확보가 가능한 강소재를 개발함에 있어 페라이트+잔류 오스테나이트로 구성되는 복합조직강의 합금성분계 및 열처리조건을 제시함으로서 소재의 임계지연파괴 강도를 가일층 개선하면서 우수한 기계적 성질을 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 고강도 복합조직강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상이 되는 것을 포함하여 이루어지는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 2항에 있어서 상기 실리콘은 2.8-3.3%범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 1항에 있어서, 상기 잔류오스테나이트 분율이 20-40%임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 1항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90%이고 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 1항에 있어서, 상기 강은 임계지연파괴강도 155-160kg/mm², 인장강도 165-176kg/mm², 연신율 30-38%, 단면감소율 60-67%, 충격인성 120-160J/cm²임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 1항 내지 제4항중 어느 하나의 강조성을 갖는 볼트.
중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고 구상 오스테나이트의 결정입도가 10~20㎛ 범위로 갖는 강 가공물을 이상역 온도범위인 Ac₃변태점이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 단상을 얻고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+30℃∼Ms+90℃의 온도범위까지 급냉한 후 등온열처리하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 상기 잔류오스테나이트 분율이 15%이상으로 되는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직 강가공물의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 강가공물은 볼트임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 연신율이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트는 스트립 라이크 타잎(strip like type)의 잔류 오스테나이트 상분율이 70~90%이고 나머지 브라키 타입(blocky type)임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 복합조직강.
제 7항에 있어서, 상기 강가공물은 임계지연파괴강도 155-160kg/mm², 인장강도 165-176kg/mm², 연신율 30-38%, 단면감소율 60-67%, 충격인성 120-160J/cm²임을 특징으로 하는 지연파괴저항성 및 기계적성질이 우수한 고강도 강가공물의 제조방법.