KR20060087437A - 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트 - Google Patents

내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트 Download PDF

Info

Publication number
KR20060087437A
KR20060087437A KR1020060008438A KR20060008438A KR20060087437A KR 20060087437 A KR20060087437 A KR 20060087437A KR 1020060008438 A KR1020060008438 A KR 1020060008438A KR 20060008438 A KR20060008438 A KR 20060008438A KR 20060087437 A KR20060087437 A KR 20060087437A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
hydrogen embrittlement
hydrogen
embrittlement resistance
bolt
Prior art date
Application number
KR1020060008438A
Other languages
English (en)
Inventor
후미오 유세
겐지 사이토
스시 이케다
고이치 스기모토
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
가부시키가이샤 신슈 티엘오
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼, 가부시키가이샤 신슈 티엘오 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20060087437A publication Critical patent/KR20060087437A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

질량%로, C: 0.20 내지 0.60%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.0 내지 3.5%, Al: 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.15% 이하, S: 0.02% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서, 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트가 1% 이상, 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계로 80% 이상, 페라이트 및 펄라이트가 합계로 10% 이하(0%를 포함한다)인 동시에, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이며, 또한 인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트를 제공한다.

Description

내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트{HIGH-STRENGTH BOLT HAVING EXCELLENT HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE}
본 발명은 내수소취화 특성(耐水素脆化 特性: 수소를 흡수함에 따라 금속재료가 약해지는 것을 억제할 수 있는 성능)이 우수한 고강도 볼트에 관한 것으로, 특히 인장 강도가 1180MPa 이상인 볼트에서 문제가 되는 수소취화나 자연 균열, 지연 파괴가 억제된 고강도 볼트에 관한 것이다.
일반적인 볼트용 강으로서는, 저합금 강인성 강, 특히 SCM435나 SCM440 등이 범용되고 있다. 이들 강재는, 인장 강도 120 내지 130 kgf/mm2(1180 내지 1270MPa)와 고강도를 나타내지만, 추가적인 고강도화가 요구되는 경우에는 조질(調質)이 실시된다.
그런데, 조질하여 얻어지는 조질 볼트는 체결 후 장시간 경과하면, 돌연히 깨어진다는 이른바 지연 파괴가 발생하기 쉽다. 그리하여, 이러한 문제를 해결하도록, 예컨대 일본특허 제2614659호 공보에는 기본적인 성분에 Cr, Mo, Ti, V의 합 금원소를 첨가하고, 이들 성분의 상호 비율을 조절하는 것이 바람직하다고 제시하고 있다. 또한, 일본 특허공개 제2003-321743호 공보에는 금속 조직을 템퍼링 마르텐사이트 단상으로 하고, 상기 조직 중에 입경 10nm 미만의 미세 석출물을 분산 석출시킴으로써, 내지연 파괴성을 확보할 수 있다는 것이 제시되어 있다. 또한 이 기술에서는, 상기 석출물을 얻도록 Ni나 Ti, Mo 등의 합금 원소를 첨가하고 있다.
그러나, 석출물의 석출 형태를 조절하는 것만으로는, 수소 흡장 능력의 향상에 한계가 있고, 보다 우수한 내수소취화 특성을 실현하는 것은 어렵다. 또한, 상기 Ti나 V로 한 마이크로 합금은 고가이며, 내지연 파괴 특성에 의해 우수한 고강도 볼트를 염가로 공급하는 데에 한계가 있다. 또한, 이들 합금 원소가 다량으로 포함되어 있으면, 재활용하기 어렵다는 문제가 있다.
한편, 일본특허 제3494798호 공보에는, 상기 합금 원소의 첨가를 필수로 하지 않고 조직을 제어함으로써, 인장 강도가 1300 MPa 이상이고 신도가 8.8 내지 12.2%인 볼트가 수득되는 것이 제시되어 있다. 구체적으로는, 조직을 베이나이트 조직으로 이루어지는 것으로 하고, 표층으로부터 300μm 이상 630μm 이하까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정립의 길이와 폭의 비를 1.2 이상으로 하는 것이 바람직하다고 제시되어 있다. 그러나, 상기 기술에 있어서, 보다 우수한 내수소취화 특성을 얻고자 하면 추가적인 개선이 필요해 진다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 인장 강도가 1180MPa 이상으로 고강도이고, 내수소취화 특성이 현저히 높아진 고강도 볼트를 제공하는 데에 있다.
본 발명에 따른 고강도 볼트는 C: 0.20 내지 0.60%(질량%의 의미, 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.0 내지 3.5%, Al: 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.15% 이하, S: 0.02% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서, 전체 조직에 대한 면적율로,
·잔류 오스테나이트가 1% 이상,
·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계로 80% 이상,
·페라이트 및 펄라이트가 합계로 10% 이하(0%를 포함한다)인 동시에,
상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이며, 또한 인장 강도가 1180MPa 이상인 점에 특징이 있다(이하 "본 발명 볼트 1"이라 하는 경우가 있음).
본 발명에 따른 다른 고강도 볼트는 C: 0.20 내지 0.60%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.0 내지 3.5%, Al: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.15% 이하, S: 0.02% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서, 전체 조직에 대한 면적율로,
·잔류 오스테나이트가 1% 이상,
·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계로 80% 이상,
·페라이트 및 펄라이트가 합계로 10% 이하(0%를 포함함)인 동시에,
상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이며, 인장 강도 가 1180MPa 이상인 점에 특징이 있다(이하 "본 발명 볼트 2"이라 하는 경우가 있음).
또한, 본 발명의 고강도 볼트는 추가로 Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)나, Cu: 2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하고 있을 수도 있다.
고강도 강재로서 종래부터 일반적으로 채용되고 있는 템퍼링 마르텐사이트 강이나, 마르텐사이트＋페라이트 강의 경우, 수소에 기인하는 지연 파괴는 구 오스테나이트 입계 등에 수소가 집적하여 보이드 등이 형성되고, 이 부분이 기점이 되어 발생하는 것으로 여겨지고 있으며, 지연 파괴의 감수성을 낮추기 위해서는 종래 기술로서 예를 든 바와 같이, 수소의 포집 사이트로서 탄화물 등을 균등하면서 미세하게 분산시켜서 확산성 수소 농도를 낮추는 것이 일반적인 해결 수단으로서 채용되어 왔다. 그러나, 이와 같이 수소의 포집 사이트로서 탄화물 등을 다수 분산시키더라도 포집 능력에 한계가 있기 때문에, 수소에 기인하는 지연 파괴를 충분히 억제할 수 없다.
이에, 본 발명자들은 볼트에 있어서의 사용 환경을 충분히 고려한 보다 고도한 내수소취화 특성(내지연 파괴성)을 실현시키기 위해 구체적 수단을 다시금 검토하였다.
그 결과, 입계 파괴의 기점을 감소시킴으로써 내수소취화 특성을 높이기 위 해서는 볼트의 모상(母相)을, 고강도 강재에 일반적으로 채용되고 있는 마르텐사이트 단상 조직으로 하는 것이 아니라, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하는 것이 최적이라는 결론에 이르렀다. 상기 마르텐사이트 단상 조직의 경우에는 입계에 탄화물(예컨대 필름상 시멘타이트 등)이 석출되어 입계 파괴가 생기기 쉬운 데 반해, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하면, 상기 베이니틱 페라이트가 일반적인 (폴리고날)페라이트와 달리 판상의 페라이트에서 전위 밀도가 높고, 마르텐사이트 단상의 경우와 마찬가지로 조직 전체의 강도를 용이하게 높일 수 있고, 또한, 이 전위 상에 수소가 다수 포집되기 때문에 내수소취화 특성을 높일 수도 있다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트와 후술하는 잔류 오스테나이트를 존재시킴으로써 입계 파괴의 기점이 되는 탄화물의 생성을 방지할 수 있다는 장점도 있다.
수소 포집 능력을 향상시켜 수소의 무해화를 꾀함으로써 내수소취화 특성을 높이기 위해서는 침상의 잔류 오스테나이트를 형성하는 것이 매우 유효하다는 것도 발견하였다. 종래, 잔류 오스테나이트는 내수소취화 특성이나 피로에 악영향을 주는 것으로 여겨져 왔다. 그러나, 본 발명자들이 검토한 결과, 종래의 잔류 오스테나이트는 마이크론 사이즈의 괴상이며, 이 형태의 잔류 오스테나이트는 내수소취화 특성이나 피로에 악영향을 미치지만, 상기 잔류 오스테나이트의 형태를 서브마이크론 크기의 침상으로 제어하면, 잔류 오스테나이트가 원래 갖는 수소 흡장능이 발휘되어 수소를 다량으로 흡장·포집할 수 있어 내수소취화 특성을 대폭 향상시킬 수 있음을 알 수 있었다.
이하, 본 발명에서 각 조직을 규정한 이유에 대하여 상술한다.
<베이니틱 페라이트(BF)＋마르텐사이트(M): 80% 이상>
본 발명에서는 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직(베이니틱 페라이트가 주체)으로 한다. 상술한 바와 같이, 베이니틱 페라이트 조직은 경질이며, 고강도가 얻어지기 쉽다. 또한, 모상의 전위 밀도가 높고, 이 전위 상에 수소가 다수 포집되는 결과, 다른 TRIP강에 비해 다량의 수소를 흡장할 수 있다는 이점도 있다. 또한, 침상의 베이니틱 페라이트의 경계에 본 발명에서 규정하는 침상의 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬워 매우 우수한 신장율을 얻을 수 있다는 장점도 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 전체 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트를 합계로 80% 이상, 바람직하게는 85% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상으로 한다. 한편, 그 상한은 다른 조직(잔류 오스테나이트)과의 밸런스에 의해 결정될 수 있고, 잔류 오스테나이트 이외의 조직(페라이트 등)을 함유하지 않는 경우에는 그 상한이 99%로 제어된다.
상기 베이니틱 페라이트란 판상의 페라이트로서, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 의미하고, 전위가 없거나 또는 매우 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날 페라이트와는 SEM 관찰에 의해 다음과 같이 명료하게 구별된다.
베이니틱 페라이트 조직의 면적율은 다음과 같이 하여 구한다. 즉, 시료(원주상)의 반경 1/2의 위치에서의 단면을 관찰할 수 있도록 잘라낸 후 나이탈로 부식시키고, 상기 평면에 있어서의 임의의 위치의 측정 영역(약 50×50㎛)을 SEM(Scanning Electron Microscope, 주사형 전자 현미경) 관찰(배율: 1500배)함으로써 산출된다.
베이니틱 페라이트는 SEM 사진에서는 농회색을 나타내는 데(SEM의 경우, 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 분리 구별할 수 없는 경우도 있음), 폴리고날 페라이트는 SEM 사진에 있어서 흑색이며, 다각형 형상으로 내부에 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 포함하지 않는다.
본 발명에서 사용하는 SEM은 "EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 검출기를 구비한 고분해능형 FE-SEM(Field Emission type Scanning Electron Microscope, Philips사 제품, XL30S-FEG)"로서, SEM 관찰한 영역을 그 자리에서 동시에 EBSP 검출기에 의해 해석할 수 있다는 장점이 있다. 여기서 EBSP법에 대하여 간단히 설명하면, EBSP은 시료 표면에 전자선을 입사시키고, 이 때에 발생하는 반사 전자로부터 수득된 국지(菊池) 패턴을 해석함으로써 전자선 입사 위치의 결정 방향을 결정하는 것으로, 전자선을 시료 표면에 2차원으로 주사시키고, 소정 피치마다 결정 방향을 측정하면 시료 표면의 방위 분포를 측정할 수 있다. 이 EBSP 관찰에 따르면, 보통의 현미경 관찰로는 동일하다고 판단되는 결정 방향 차이가 상이한 판 두께 방향의 조직을 색조차에 의해 식별할 수 있다는 이점이 있다.
<잔류 오스테나이트(잔류γ, γR): 1% 이상>
잔류 오스테나이트는 종래부터 알려져 있는 바와 같이 전체 신장율의 향상에 유용할 뿐 아니라, 내수소취화 특성의 향상에도 크게 기여하는 조직이기 때문에, 본 발명에서는 1% 이상 존재시킨다. 바람직하게는 2% 이상, 보다 바람직하게는 3% 이상이다. 한편, 상기 잔류 오스테나이트가 다량으로 존재하면, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 되기 때문에 그 상한을 20%로 하는 것이 권장된다. 보다 바람직하게는 15% 이하이다.
그리고 상술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트를 침상으로 하면, 수소 포집 능력이 탄화물보다도 압도적으로 커지고, 특히 그 형상이 평균 축비(장축/단축)로 5 이상인 경우에, 소위 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질적으로 무해화하여 내수소취화 특성을 현저히 향상시킬 수 있음을 발견하였다. 상기 잔류 오스테나이트의 평균 축비는 바람직하게는 10 이상, 더욱 바람직하게는 15 이상이다.
상기 잔류 오스테나이트의 안정성의 관점에서는 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(CγR)가 0.8% 이상인 것이 권장된다. 또한 이 CγR을 0.8% 이상으로 제어하면 신장율 등을 유효하게 높일 수도 있다. 바람직하게는 1.0% 이상이며, 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편, 상기 CγR은 높을 수록 바람직하지만, 실제 조업상 조정 가능한 상한은 대략 1.6%라 생각된다.
상기 잔류 오스테나이트는 상술한 FE-SEM/EBSP법에 의해 FCC상(면심 입방 격자)로서 관찰되는 영역을 의미한다. EBSP에 의한 측정의 한 구체예로서, 상기 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트의 관찰의 경우와 마찬가지로, 시료(원주상)의 반경 1/2 위치에서의 단면에 있어서의 임의 위치의 측정 영역(약 50×50㎛)을 대상으로 측정 간격 0.1㎛로 측정하는 것을 들 수 있다. 한편, 상기 측정면까지 연마할 때에는 잔류 오스테나이트의 변태를 막기 위해 전해 연마를 실시한다. 다음으로 상기 "EBSP 검출기를 구비한 FE-SEM"을 이용하여 SEM의 거울통 내에 세팅한 시료에 전자선을 조사한다. 스크린 상에 투영되는 EBSP 화상을 고감도 카메라(Dage-MTI Inc. 제품 VE-1000-SIT)로 촬영하여 컴퓨터에 화상으로서 삽입한다. 그리고 컴퓨터로 화상 해석을 하고, 기지의 결정계[잔류 오스테나이트의 경우에는 FCC상(면심 입방 격자)]를 이용한 시뮬레이션에 의한 패턴과의 비교에 의해 결정한 FCC상을 컬러 맵핑한다. 이렇게 하여 맵핑된 영역의 면적율을 구하고, 이를 "잔류 오스테나이트의 면적율"이라 정한다. 한편, 상기 해석에 따른 하드 웨어 및 소프트로서 TexSEM Laboratories Inc.의 OIM(Orientation Imaging MicroscopyTM)시스템을 이용하였다.
또한, 상기 평균 축비의 측정은 TEM(Transmission Electron Microscope)으로 관찰하고(배율 1.5만배), 임의로 선택한 3 시야에 있어서, 존재하는 잔류 오스테나이트 결정립의 장축과 단축을 측정하여 축비를 구하고, 그 평균치를 산출하여 평균 축비로 하였다.
<페라이트(F)＋펄라이트(P): 10% 이하(0% 포함함)>
본 발명의 볼트는 상기 조직만(즉, 베이니틱 페라이트＋마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합 조직)으로 구성되어 있을 수도 있지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 다른 조직으로서 페라이트(한편, 여기서 말하는 "페라이트"란 폴리고날 페라이트, 즉, 전위 밀도가 없거나 혹은 매우 적은 페라이트를 의미함)나 펄라이트를 가지고 있을 수 있다. 이들은 본 발명의 제조 과정에서 필 연적으로 잔존할 수 있는 조직이지만, 적으면 적을 수록 바람직하며, 본 발명에서는 10% 이하로 억제한다. 바람직하게는 5% 미만, 더욱 바람직하게는 3% 미만이다.
본 발명은 상기한 바와 같이, 특히 금속 조직을 제어하는 점에 특징이 있지만, 상기 조직을 형성하여 용이하게 내수소취화 특성과 고강도를 향상시키기 위해서는 강의 성분 조성을 하기와 같이 만족시킬 필요가 있다.
<C: 0.20 내지 0.60%>
C는 1180MPa 이상의 고강도를 확보하면서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 구체적으로는 오스테나이트 상 중에 충분한 C량을 포함시켜 실온에서 원하는 오스테나이트 상을 잔류시키는 데에 중요한 원소로서, 0.20% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.25% 이상이다. 단 C량이 과잉이면 인성 저하에 의해 내수소취화 특성이 저하되기 쉬워지기 때문에 0.60% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.5% 이하이다.
<Si: 1.0 내지 3.0%>
Si는 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물이 생성하는 것을 유효하게 억제하는 중요한 원소이면서, 재질의 경질화에 유효한 치환형 고용체 강화 원소이기도 하다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 1.0% 이상 함유하는 것이 필요하다. 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 단, Si량이 과잉이면 인성 저하에 의해 내수소취화 특성이 저하되기 쉬워지기 때문에 3.0% 이하로 억제한다. 바람직하게는 2.7% 이하, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.
<Mn: 1.0 내지 3.5%>
Mn은 오스테나이트를 안정화시켜 원하는 잔류 오스테나이트를 얻는 데 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 1.0% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉이면 편석이 현저해져 가공성이 열화되기 쉬워지기 때문에 3.5%를 상한치로 한다. 바람직하게는 3.2% 이하, 보다 바람직하게는 3.0% 이하이다.
<Al: 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)>(본 발명 볼트 1의 경우)
<Al: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)>(본 발명 볼트 2의 경우)
Al은 탈산을 위해 0.01% 이상을 첨가할 수도 있다. 또한 Al은 탈산 작용 뿐 아니라, 내식성 향상 작용과 내수소취화 특성 향상 작용을 갖는 원소이기도 하다.
상기 내식성 향상 작용의 기구로서는 구체적으로, 모재 그 자체의 내식성 향상과 대기 부식에 의해 발생한 생성 녹에 의한 효과를 생각할 수 있지만, 특히 후자의 생성 녹에 의한 효과가 큰 것으로 추정된다. 그 이유로서, 상기 생성 녹이 보통의 철녹보다 치밀하고 보호성이 우수하기 때문에 대기 부식이 억제되고, 결과적으로 상기 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어 수소 취화, 즉 지연 파괴가 유효하게 억제되는 것으로 생각된다.
또한, Al의 내수소취화 특성 향상 작용의 기구에 대하여 상세한 것은 불명하지만, 볼트 표면에 Al이 농화됨으로써 강 내로의 수소 침입이 곤란해지는 점이나, 강 내에서의 수소의 확산 속도가 저하되어 수소의 이동이 곤란해지고, 수소 취성이 잘 일어나지 않게 되는 것으로 추정된다. 또한, Al 첨가에 의해 침상 잔류 오스테나이트의 안정성이 증가하는 점도 내수소취화 특성 향상에 기여하고 있다고 생각된 다.
이러한 Al의 내식성 향상 작용과 내수소취화 특성 향상 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Al량을 0.02% 이상, 바람직하게는 0.2% 이상, 더욱 바람직하게는 0.5% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
그러나, 알루미나 등의 개재물의 증가·거대화를 억제하여 가공성을 확보하는 동시에, 미세한 잔류 오스테나이트의 생성 확보, 나아가 Al 함유 개재물을 기점으로 하는 부식의 억제나, 제조상의 비용 증대의 억제를 도모하기 위해서는 Al량을 1.5% 이하로 억제할 필요가 있다. 제조상의 관점에서는 A3점이 1000℃ 이하가 되도록 조정하는 것이 바람직하다.
한편, 상술한 바와 같이 Al 함유량이 증가하면, 알루미나 등의 개재물이 증가하여 지연 파괴 특성이 열화되기 때문에, 상기 알루미나 등의 개재물을 충분히 억제하고, 지연 파괴 특성의 보다 우수한 볼트를 얻기 위해서는 Al량을 0.5% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다.
<P: 0.15% 이하>
P는 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이기 때문에 낮은 쪽이 바람직하고, 그 상한을 0.15%로 한다. 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 억제한다.
<S: 0.02% 이하>
S는 부식 환경하에서 볼트의 수소 흡수를 조장하는 원소이기 때문에 낮은 쪽 이 바람직하며, 그 상한을 0.02%로 한다. 바람직하게는 0.01% 이하이다.
본 발명에서 규정하는 함유 원소는 상기한 바와 같으며, 잔부 성분은 실질적으로 Fe이지만, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 포함되는 불가피적 불순물로서, 0.01% 이하의 N(질소) 등이 포함되는 것이 허용됨은 물론, 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서 하기와 같이 추가로 다른 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.
<Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)>
Nb는 볼트의 강도 상승 및 세립화에 매우 유효한 원소로서, 특히 하기 Mo와의 복합 첨가에 의해 상기 효과가 충분히 발휘된다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 Nb를 0.005% 이상(보다 바람직하게는 0.01% 이상) 함유시키는 것이 권장된다. 단, Nb를 과잉으로 함유시키더라도 이들 효과가 포화되어 경제적으로 쓸모없기 때문에 0.1% 이하로 억제한다.
Mo는 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 오스테나이트를 확보하고, 수소 침입을 억제하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과나, 볼트의 담금질성을 높이는 효과를 갖는다. 또한, 입계를 강화하여 수소 취성의 발생을 억제하는 효과도 갖는다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Mo를 0.005% 이상(보다 바람직하게는 0.01% 이상) 함유시키는 것이 권장된다. 단, Mo량이 과잉이더라도 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 쓸모없기 때문에 1.0% 이하로 억제한다.
<Cu: 2% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 Ni: 5% 이하(0%를 포함하지 않음)>
Cu 및/또는 Ni를 함유시킴으로써, 수소 취화의 원인이 되는 수소의 발생을 충분히 억제하는 동시에, 발생한 수소의 볼트으로의 침입을 억제할 수 있다. 그 결과, 상기 조직 제어에 의한 볼트의 수소 포집 능력 향상과의 상승 효과에 의해, 볼트 중의 확산성 수소 농도를 무해 수준까지 충분히 저감시킬 수 있다.
구체적으로, Cu, Ni는 강재 자체의 내식성을 향상시켜 볼트의 부식에 의한 수소 발생을 충분히 억제시키는 효과를 갖는다. 또한 이들 원소는 대기중에서 생성하는 녹 중에서도 열 역학적으로 안정하고 보호성이 있다고 여겨지고 있는 산화 철: α-FeOOH의 생성을 촉진시키는 효과도 가지고 있고, 상기 녹의 생성 촉진을 도모함으로써, 발생한 수소의 볼트로의 침입을 억제할 수 있고, 가혹한 부식 환경하에서 내수소취화 특성을 충분히 높일 수 있다. 상기 효과는 특히 Cu와 Ni를 공존시킴으로써 발현되기 쉽다.
상기 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu를 함유시키는 경우 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 또한 Ni를 함유시키는 경우에는 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다.
한편, 어느 쪽 원소도 과잉으로 함유시키면 가공성이 저하되기 때문에, Cu의 경우에는 2% 이하(보다 바람직하게는 1.5% 이하), Ni의 경우에는 5% 이하(보다 바람직하게는 3% 이하)로 억제하는 것이 바람직하다.
<Cr: 2% 이하(0%를 포함하지 않음)>
Cr은 변형능을 거의 손상시키지 않고 담금질성을 높여 고강도를 용이하게 달 성할 수 있는 유용한 원소이다. 이러한 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, 과잉으로 포함되면 시멘타이트가 생성되기 쉬워 잔류 오스테나이트가 남기 어려우므로 2% 이하의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
<Ti 및/또는 V 합계로 0.003 내지 1.0%>
Ti는 상기 Cu, Ni와 마찬가지로 보호성 녹의 생성 촉진 효과를 갖는다. 상기 보호성 녹은 특별히 염화물 환경하에서 생성되어 내식성(결과적으로 내수소취화 특성)에 악영향을 미치는 β-FeOOH의 생성을 억제한다는 매우 유익한 작용을 가지고 있다. 이러한 보호성 녹의 형성은 특히 Ti와 V(또는 Zr)를 복합 첨가함으로써 촉진된다. Ti는 매우 우수한 내식성을 부여하는 원소이기도 하며, 강을 청정화하는 이점도 겸비하고 있다.
또한 V는 상술한 바와 같이 Ti와 공존하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과를 갖는 것 외에 볼트의 강도 상승, 세립화에도 유효한 원소이다.
상기 Ti 및/또는 V의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 합계로 0.003% 이상(보다 바람직하게는 0.01% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 특히 내수소취화 특성을 향상시키는 관점에서는 Ti를 0.03% 초과하여 첨가시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 Ti를 0.05% 이상 첨가한다. 한편, Ti를 과잉으로 첨가하더라도 효과가 포화 상태가 되기 때문에 경제적으로 바람직하지 않고, 또한 V를 과잉으로 첨가하면 탄질화물의 석출이 많아져 가공성 및 내수소취화 특성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti 및/또는 V는 합계 1.0% 이하의 범위내에서 첨가하는 것이 권장된 다. 보다 바람직하게는 합계로 0.8% 이하이다.
<Zr: 0.003 내지 1.0%>
Zr은 볼트의 강도 상승, 세립화에 유효한 원소이며, Ti와 공존하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기위해서는 Zr를 0.003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Zr이 과잉으로 포함되면, 탄질화물의 석출이 과잉으로 되어 가공성이나 내수소취화 특성이 저하되기 때문에 1.0% 이하의 범위내에서 첨가하는 것이 바람직하다.
<B: 0.0002 내지 0.01%>
B는 볼트의 강도 상승에 유효한 원소로서, 0.0002% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. B가 과잉으로 함유되어 있으면 열간 가공성이 열화되기 때문에, 0.01% 이하(보다 바람직하게는 0.005% 이하)로 억제하는 것이 바람직하다.
본 발명은 제조 조건까지 규정하는 것이 아니며, 상기 성분 조성을 만족시키는 강재를 이용하여, 단조 후에 양 단부를 나사전조에 의해 비틀림 가공하거나, 또는 온간 단조에 의해 그 하나의 단부에 볼트 머리부를 형성하고, 온간 단조 전 또는 후에 다른 머리부를 나사전조 또는 절삭에 의해 비틀림 가공함으로써, 스테이트 볼트 등을 제조할 수 있다. 이 경우, 내수소취화 특성과 강도를 동시에 향상시킬 수 있는 상기 조직을 형성하기 위해서는, 전조에 있어서 마무리 온도를 A3점 이상으로 실시하는 것이 권장된다. 마무리 온도가 상기 온도보다 낮으면, C의 확산이 불 충분해져, 소정의 베이니틱 페라이트 조직이나 잔류 오스테나이트 조직이 얻어지지 않기 때문이다.
한편, 마무리 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트의 결정립 성장을 초래하여, 미세한 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없게 되기 때문에 (A3점+100℃) 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 (A3점+50℃) 이하이다.
이어서 냉각시키는데, 본 발명에서는 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms점-50℃) 이상 Bs점 이하의 온도까지 냉각시키고, 상기 온도 영역에서 60 내지 3600초간 가열 유지하는 것이 권장된다.
상기한 바와 같이 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 실시하는 것은 원하는 베이니틱 페라이트 조직을 확보하는 동시에, 본 발명에 있어서 바람직하지 않은 펄라이트 조직의 생성을 피하기 위함이다. 이 평균 냉각 속도는 클수록 바람직하며, 10℃/s 이상(보다 바람직하게는 20℃/s 이상)으로 하는 것이 권장된다.
다음으로, (Ms점-50℃) 이상 Bs점 이하의 온도까지 급냉한 후에 항온 변태시킴으로써 소정의 조직을 도입할 수 있다. 가열 유지 온도가 Bs점을 초과하면, 본 발명에 있어서 바람직하지 않은 펄라이트가 다량으로 생성되어 소정의 베이니틱 페라이트 조직을 확보할 수 없다. 한편, 가열 유지 온도가 (Ms점-50℃)을 하회하면 잔류 오스테나이트의 면적율이 적어진다.
또한, 가열 유지 시간이 3600초를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 분해되어 시멘타이트가 생성되어 원하는 특성을 발휘시킬 수 없다. 한편, 가열 유지 시간이 60초 미만에서는 C의 확산이 충분하지 않기 때문에 잔류 오스테나이트가 형성되지 않고, 이 경우에도 원하는 특성이 얻어지지 않는다. 가열 유지 시간은 바람직하게는 100초 이상 3000초 이하, 보다 바람직하게는 180초 이상 2400초 이하이다.
본 발명의 고강도 볼트로서는, 고장력 볼트, 톨시아형 볼트, 용융 아연 도금 고력 볼트, 방청 처리 고력 볼트, 내화강 고력 볼트 등을 들 수 있으며, 자동차 분야, 건축 분야, 산업 기계 분야 등에서 사용되는 고강도 및 내수소취화 특성이 우수한 볼트로서 적합하다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전체 기재의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
<실시예>
표 1에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 시험 강 No.A 내지 Q를 이용하고, No.1 내지 14, 16 내지 21은 (A3점+30℃), No.15는 780℃에서 60 내지 1800초간 가열한 후, 표 2의 T0℃까지 급냉하여, 상기 온도(T0℃)에서 표 2에 나타내는 바와 같이 t초 동안 유지한 후 방냉했다. 한편, 본 실시예에서는, 상기 패턴으로 시료를 작성했지만, 별도의 방법으로서, (A3점+30℃)에서 전조한 후, 실온까지 일단 냉각하고, 그 후 재차 (A3점+30℃)까지 가열하고 60 내지 1800초간 유지한 후, 표 2의 T0 ℃까지 급냉하고, 상기 온도(T0℃)에서 t초간 유지한 후에 방냉할 수도 있다.
이렇게 하여 수득된 시료의 금속 조직, 인장 강도(TS), 신장율[전체 신장율(E1)], 및 내수소취화 특성을 하기 요령으로 각각 조사했다.
[금속 조직의 관찰]
수득된 시료(직경 10mm)의 반경 1/2의 위치에서의 단면에 있어서의 임의 위치의 측정 영역(약 50μm× 50μm, 측정 간격은 0.1μm)를 대상으로 관찰·촬영하여, 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 면적율, 잔류 오스테나이트(잔류γ)의 면적율을 상술한 방법에 따라서 측정했다. 그리고 임의로 선택한 두 시야에서 동일하게 측정하여 평균치를 구했다. 또한 그 밖의 조직을, 이들 조직이 차지하는 면적율을 빼서 구했다. 또한 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비를 상술한 방법에 따라 측정했다.
[인장강도의 측정]
상기 각 시료로부터 직경 8mm의 인장 시험편을 기계 가공에 의해 제작하고, 상기 시험편을 이용하여 인장 시험을 실시하여 인장 강도(TS)를 측정했다.
[내수소취화 특성의 평가]
다음으로, 상기 인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 대상으로, 내수소취화 특성의 평가를 행하였다. 구체적으로는, 우선 각 시료로부터 환상 절결 노치가 있는 지연 파괴 시험편(평행부의 직경 8mm, 노치부의 직경 6mm)을 기계 가공에 의해 제작했다. 그리고, pH 3.0의 희석산(액온 30℃)중에서 상기 시험편에 전류 밀도 1.0 mA/cm2의 조건으로 수소 충전을 실시한 후, 상기 TS의 30 내지 80%를 10%마다 각각 부하하고, 파단까지의 시간을 측정했다. 그리고 상기 하중(부하 응력)과 파단 시간과의 관계로부터 파단 시간이 200시간일 때의 부하 응력을 구했다. 그리고, 이 「수소 충전한 시료의 파단 시간 200시간에서의 부하 응력」을 「수소 충전이 없는 시료의 파단 시간 200시간에서의 부하 응력」으로 나눈 값을「나눈 파괴 강도비」라고 정의하고, 내수소취화 특성의 지표로 했다. 지연 파괴 강도비는, 인장 강도가 1000MPa 급의 볼트로서 범용되는 SCM435로 최대 0.5 정도인 것부터, 지연 파괴 강도비가 0.5 이상인 것을 내수소취화 특성이 우수하다고 평가했다.
또한, 일부의 강종에 관해서는 수소 충전 4점 굴곡 시험도 실시했다. 구체적으로는, 상기 각 강재로부터 절출한 65mm× 8mm의 직사각형 종이 시험편을(0.5 mol/H2SO4+0.01 mo1/KSCN) 용액에 침지시켜 음극 수소 충전을 실시하여, 1시간 파단하지 않는 최대 응력을 한계 파단 응력(DFL)으로서 측정했다. 그리고, 표 2의 실험 No.1(강종 기호 A)의 DFL에 대한 비(DFL 비)를 구했다.
이들의 결과를 표 2에 병기한다.
Figure 112006006409650-PAT00001
Figure 112006006409650-PAT00002
표 1 및 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 2 중의 실험 No.를 나타낸다).
본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 No.1 내지 8, 16 내지 20은 1180MPa 이상의 고강도를 나타내면서 가혹한 부식 환경하에서의 내수소취화 특성이 우수하다. 특히, No.16 내지 20은 보다 우수한 내수소취화 특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.
이에 반해 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No.9 내지 15, 21은 각각 다음의 문제점을 갖고 있다.
즉, No.9는 C량이 너무 적기 때문에 본 발명에서 규정하는 강도를 확보할 수 없었다.
No.10은 Si량이 부족하여 규정하는 잔류 γ를 확보할 수 없기 때문에 내수소취화 특성이 떨어지는 결과가 되었다.
No.11은 C량이 과잉인 강종 K를 이용한 예이지만, 탄화물이 석출했기 때문에 내수소취화 특성이 떨어져 있다.
또한, No.12 내지 15는 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있으나, 권장하는 조건으로 제조하지 않았기 때문에 각각 불량이 생겼다.
즉, No.12는 오스템퍼 처리 온도가 현저히 높기 때문에 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트와 잔류 γ를 확보할 수 없었고, 고강도를 확보할 수 없었다.
No.13은 오스템퍼 처리 시간이 지나치게 길기 때문에, 또한 No.14는 오스템퍼 처리 시간이 지나치게 짧기 때문에, 그리고 No.15는 가열을 2상 영역(780℃)에서 행하였기 때문에 모두 잔류 γ가 폴리고날 형상이 되어 내수소취화 특성이 떨어지는 결과가 되었다.
No.21은 본 발명 볼트 1로서 규정하는 Al량을 상회하고 있기 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트는 확보할 수 있지만, 상기 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족시키지 않고, 또한 원하는 모상이 되지 않았으며, 나아가 AlN 등의 개재물도 생성되었기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다.
본 발명에 따르면, 외부로부터 침입한 수소가 무해화되어 내수소취화 특성이 높아진, 인장 강도 1180MPa 이상의 고강도 볼트를, 고가의 원소를 첨가하지 않고도 생산성 좋게 제조할 수 있어, 지연 파괴 등이 거의 발생하지 않는 자동차용 등에 사용되는 고강도 볼트를 저렴하게 공급할 수 있다. 또한 본 발명의 고강도 볼트는 종래 제품보다 합금 원소량이 적기 때문에 재활용성도 우수하다.

Claims (5)

  1. 질량%로,
    C: 0.20 내지 0.60%,
    Si: 1.0 내지 3.0%,
    Mn: 1.0 내지 3.5%,
    Al: 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음),
    P: 0.15% 이하,
    S: 0.02% 이하를 만족하고,
    잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,
    전체 조직에 대한 면적율로,
    잔류 오스테나이트가 1% 이상,
    베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계로 80% 이상,
    페라이트 및 펄라이트가 합계로 10% 이하(0%를 포함함)인 동시에,
    상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이며,
    또한 인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트.
  2. 질량%로,
    C: 0.20 내지 0.60%,
    Si: 1.0 내지 3.0%,
    Mn: 1.0 내지 3.5%,
    Al: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음),
    P: 0.15% 이하,
    S: 0.02% 이하를 만족하고,
    잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,
    전체 조직에 대한 면적율로,
    잔류 오스테나이트가 1% 이상,
    베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계로 80% 이상,
    페라이트 및 펄라이트가 합계로 10% 이하(0%를 포함함)인 동시에,
    상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이며,
    또한 인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%로, Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 포함하는 고강도 볼트.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%로, Cu: 2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 5% 이하(0%를 포함하지 않 음)를 추가로 포함하는 고강도 볼트.
  5. 제 3 항에 있어서,
    질량%로, Cu: 2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 포함하는 고강도 볼트.
KR1020060008438A 2005-01-28 2006-01-26 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트 KR20060087437A (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005021501 2005-01-28
JPJP-P-2005-00021501 2005-01-28
JPJP-P-2005-00258346 2005-09-06
JP2005258346A JP5072058B2 (ja) 2005-01-28 2005-09-06 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20060087437A true KR20060087437A (ko) 2006-08-02

Family

ID=36337395

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020060008438A KR20060087437A (ko) 2005-01-28 2006-01-26 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20060169366A1 (ko)
EP (1) EP1686194A1 (ko)
JP (1) JP5072058B2 (ko)
KR (1) KR20060087437A (ko)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
JP4716358B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4716359B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5124988B2 (ja) * 2005-05-30 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
CN101351570B (zh) * 2005-12-28 2013-01-30 株式会社神户制钢所 超高强度薄钢板
JP5473359B2 (ja) * 2009-03-04 2014-04-16 株式会社キトー 高強度リンクチェーンの製造方法
US9745639B2 (en) 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5636347B2 (ja) * 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
DE102011055497A1 (de) * 2011-11-18 2013-05-23 Kamax Holding Gmbh & Co. Kg Ultrahochfeste Schraube mit hohem Streckgrenzverhältnis
EP2803742B1 (en) 2012-01-11 2019-12-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Bolt and method for manufacturing bolt
EP2628807A1 (de) * 2012-02-14 2013-08-21 Swiss Steel AG Vergütetes stiftartiges Verbindungselement und Verfahren zu dessen Herstellung
JP6267618B2 (ja) * 2014-09-30 2018-01-24 株式会社神戸製鋼所 ボルト用鋼およびボルト

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2614659B2 (ja) 1989-05-31 1997-05-28 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性及び冷間鍛造性を備えた高強度ボルト用鋼
JPH06185513A (ja) * 1992-12-21 1994-07-05 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法
JPH07188840A (ja) * 1993-12-28 1995-07-25 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法
JP3494798B2 (ja) * 1996-03-29 2004-02-09 新日本製鐵株式会社 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
JP3854506B2 (ja) * 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3754658B2 (ja) 2002-04-26 2006-03-15 Ｊｆｅ条鋼株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法
JP4068950B2 (ja) * 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP4091894B2 (ja) * 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20050150580A1 (en) * 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2006233326A (ja) 2006-09-07
EP1686194A1 (en) 2006-08-02
JP5072058B2 (ja) 2012-11-14
US20060169366A1 (en) 2006-08-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100764253B1 (ko) 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링용 강
KR20060087437A (ko) 내수소취화 특성이 우수한 고강도 볼트
KR100886052B1 (ko) 내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판
KR100723092B1 (ko) 내수소취화 특성이 뛰어난 초고강도 박 강판
KR101795329B1 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
JP4712882B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
EP1553202A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
CN100410410C (zh) 耐氢脆化性优异的高强度弹簧钢
WO2018026015A1 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
US10526687B2 (en) Ultra-high-strength steel sheet having excellent delayed fracture resistance at cut end thereof
KR20110089077A (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조방법
KR20070058345A (ko) 코일링성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선
JP4712838B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
CN101861406A (zh) 高强度冷轧钢板
JP2006207018A (ja) 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板
JP4868771B2 (ja) 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板
KR102514898B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP2011202207A (ja) 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
JP4551815B2 (ja) 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板
JP4618682B2 (ja) 耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼
CN100510142C (zh) 耐氢脆特性优良的高强度螺栓
Al-Jabr Influence of crystallographic texture in X70 pipeline steels on toughness anisotropy and delamination
KR20200128159A (ko) 고강도 강판 및 고강도 아연도금 강판
JP4712839B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2010109702A1 (ja) 冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
J201 Request for trial against refusal decision
B601 Maintenance of original decision after re-examination before a trial
E801 Decision on dismissal of amendment
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20071025

Effective date: 20080613