KR20140064929A - 볼트용 강선 및 볼트, 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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이치로 스기타
마사루 다니모토
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
가부시키가이샤 스기타 세이센
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Abstract

볼트 성형 후의 담금질, 뜨임 공정을 생략한 비조질 볼트로서, 1200MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트에 이용하는 냉간 단조성이 우수한 고강도 볼트용 강선은, C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, N, B를 함유하는 것 외에에, Ti, V 및 Nb으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강선이며, 페라이트와 펄라이트의 합계 면적률이 98% 이상이고, 펄라이트 라멜라 간격이 250nm 이하이며, 또한 펄라이트의 면적률이 40% 초과 80% 이하인 마이크로 조직을 구비함과 더불어, 인장 강도가 1300MPa 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

볼트용 강선 및 볼트, 및 그의 제조 방법{STEEL WIRE FOR BOLT, BOLT, AND MANUFACTURING PROCESSES THEREFOR}
본 발명은, 자동차용이나 각종 산업 기계용 등으로서 사용되는 볼트용 강에 관한 것으로, 특히 볼트 성형 후의 담금질, 뜨임 처리를 행하지 않고서 1200MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 우수한 냉간 단조성과 내지연파괴성을 겸비한 고강도 볼트 및 이에 이용하는 고강도 볼트용 강선, 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차, 일반 기계 및 건축물에 이용되는 고강도 체결 부품에 있어서는, 일반적으로 Cr, Mo 등을 증량한 합금 강인(强靭) 강을 적용하고, 이를 담금질, 뜨임 처리함으로써 목표 강도를 확보하고 있다. 한편, 주택물이나 각종 약전 장치에 사용되는 고강도 체결 부품에는, 통상, 탄소량이 0.20% 전후인 저탄소강이 채용되고, 침탄, 담금질, 뜨임 처리함으로써 목표 강도를 달성하고 있다.
그런데, 전자의 경우, 사용 환경 하에서 강 중에 침입하는 수소의 영향에 의해, 체결 후에 볼트가 파단(지연파괴)될 가능성이 있어, 대부분의 경우는 실용 인장 강도가 1100MPa 이하로 제약되어 있다. 한편, 후자의 경우, 침탄, 담금질에 의해 최표면 경도가 Hv600(인장 강도 환산으로 1960MPa)을 초과하는 고경도가 되기 때문에, 한난 차에 의한 결로 등, 약간의 환경 변화에도 매우 민감하게 반응하여, 지연파괴가 생길 위험을 내포하고 있다.
상기한 지연파괴는, 여러 가지 요인이 복잡하게 뒤얽혀 생긴다고 생각되기 때문에, 그의 원인을 특정하는 것은 어렵다. 그러나, 일반적으로는 수소 취화 현상이 관여되어 있다는 것이 공통된 인식이다. 이 수소 취화 현상을 좌우하는 인자로서는, 뜨임 온도, 조직, 재료 경도, 결정 입도, 각종 합금 원소의 영향 등이 일단 확인되어 있지만, 수소 취화의 방지 수단이 확립되어 있는 것은 아니고, 여러 가지 방법이 시행 착오하여 제안되어 있는 것에 불과한 것이 실정이다.
또한, 최근, 볼트 제조 비용의 저감과 볼트 제조 공정 중에 배출되는 온실 효과 가스의 저감을 목적으로, 볼트 성형 후의 담금질, 뜨임 공정을 생략한 비조질(非調質) 볼트가 주목받고 있다. 비조질 볼트에서는, 신선(伸線) 가공 시의 가공 경화에 의해 목표 강도를 확보해야 하지만, 가공 경화된 강선을 냉간 단조하여 볼트 성형하기 위해서는, 볼트 형상의 제약이나 단조 금형 수명의 저하를 초래하는 등의 문제가 있다. 이 경향은 볼트의 고강도화에 수반하여 현저해지기 때문에 개선 요망이 매우 강하다. 상기의 문제에 대하여, 종래 기술로서 이하의 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 1에는, 미세 화합물의 분산을 활용하여, 지연파괴를 억제하는 기술이 개시되어 있다. 당해 기술은 합금강을 담금질한 후, 고온에서 뜨임하는 것에 의해 미세한 합금계 화합물을 다수 석출시키고, 그 석출물에 강 중을 돌아다니는 수소(확산성 수소)를 트래핑시킴으로써, 내지연파괴성을 개선하고 있다. 그러나, 합금 원소의 다량 첨가와 담금질, 뜨임 공정이 필수가 되기 때문에, 볼트 제조 비용이 증가하고, 또한 볼트 제조 시에 온실 효과 가스를 배출한다는 문제가 있다.
특허문헌 2에는, 펄라이트 강을 고강도 신선 가공하는 것에 의해 내지연파괴성을 향상시킨 비조질 볼트의 제조 방법이 개시되어 있다. 당해 기술은, 펄라이트 조직으로 함으로써, 수소 취화에 수반하는 입계 강도 저하가 큰 구(舊) 오스테나이트립계를 소실시키고, 또한 펄라이트 조직 중의 시멘타이트와 페라이트의 계면에서 강 중 수소를 트래핑시켜 내지연파괴성을 개선하고 있다. 그러나, 특허문헌 2의 기술은 대상으로 하는 볼트 강도가 1500MPa이며, 고강도화를 우선시하기 때문에 펄라이트 조직 분율이 높고, 볼트 성형 전의 변형 저항이 증가되기 때문에 금형 수명이 크게 저하된다는 문제가 있다.
특허문헌 3에는, 인장 강도가 900MPa 이상인 비조질 업셋 볼트용 강에 있어서, 페라이트 및 펄라이트 조직 중에 석출물을 분산시키는 것에 의해 내지연파괴성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 볼트의 인장 강도가 1100MPa 이상이면, 고강도 신선 가공에 수반하여 균열 발생 한계 압축률이 저하되어, 볼트 성형 시의 균열 발생과 내지연파괴성의 저하를 초래한다.
특허문헌 4에는, 인장 강도가 900MPa 이상인 비조질 볼트용 강에 있어서, 베이나이트 조직을 활용하는 것에 의해 냉간 단조성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 베이나이트 조직은 가공 경화율이 낮기 때문에, 1200MPa 이상의 볼트 강도를 얻는 것이 곤란하다. 게다가, 베이나이트 조직은 마텐사이트 조직이나 펄라이트 조직 등과 비교하여, 이완에 의한 응력 완화의 영향이 생기기 쉬워, 체결 후의 볼트 특성을 유지한다는 관점에 있어서도 문제를 갖고 있다.
특허문헌 5에는, 중탄소 망간 강선재를 항온 변태 처리하는 것에 의해, 냉간 단조성이 우수한 비조질 고강도 볼트용 강선을 얻는 기술이 개시되어 있다. 당해 기술은 열간 압연 시에 생기는 강재 강도의 격차 저감과, 볼트 성형 전의 변형 저항 저감에 특히 착안한 기술이며, 인장 강도가 1000MPa급인 볼트를 제조 가능하다. 단, 특허문헌 5에서는 강 중 수소의 영향을 무해화하는 방책은 도입되어 있지 않아, 당해 기술은 지연파괴가 현저해지는 1200MPa 이상의 인장 강도의 볼트에는 대응할 수 없다.
일본 특허 제4031068호 공보 일본 특허공개 2000-337334호 공보 일본 특허공개 2003-113444호 공보 일본 특허공개 평2-166229호 공보 일본 특허 제1521033호 공보
본 발명은 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 볼트 성형 후의 담금질, 뜨임 공정을 생략한 비조질 볼트로서, 1200MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트 및 상기 볼트에 이용하는 냉간 단조성이 우수한 고강도 볼트용 강선, 및 이들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, C: 0.30% 이상 0.50% 미만(%는 질량%의 의미. 이하, 화학 조성에 대하여 동일), Si: 0.02∼0.1%, Mn: 1.0∼2.0%, P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 0.05∼1.0%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0005∼0.005%를 함유하는 것 외에, Ti: 0.005∼0.07%, V: 0.05∼0.4% 및 Nb: 0.05∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강선이며, 페라이트와 펄라이트의 합계 면적률이 98% 이상이고, 펄라이트 라멜라 간격이 250nm 이하이며, 또한 펄라이트의 면적률이 40% 초과 80% 이하인 마이크로 조직을 구비함과 더불어, 인장 강도가 1300MPa 이하인 것을 특징으로 하는 볼트용 강선이다. 본 발명의 볼트용 강선은, 추가로 Cu: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것이 바람직하다.
본 발명은, 상기한 화학 조성을 갖는 강을, 열간 압연 후, Ac3점∼1100℃로 가열하여 오스테나이트화하고, 450∼600℃까지 45∼450℃/초의 속도로 냉각하고, 상기 450∼600℃의 온도로 당해 강의 상기 열간 압연 후의 직경 1mm에 대하여 8∼11초간 유지하여 항온 변태시키고, 300∼420℃까지 0.4∼4.0℃/초의 속도로 냉각하고, 그 후, 총 감면율(減面率) 50∼80%의 냉간 신선 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 볼트용 강선의 제조 방법도 포함한다. 단, 상기 Ac3점은, Ac3(℃) = 908-224[C]+4385[P]+30.5[Si]-34.4[Mn]-23[Ni]에 의해 계산되는 온도이며, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
또한, 축부 성형, 두부 성형, 나사 절삭 성형을 조합하여 강선으로부터 볼트 성형하는 것에 의해 볼트를 제조하는 방법으로서, 상기 축부 성형에서는, 상기 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 볼트용 강선을 하기 수학식 (1)을 만족하는 조건에서 축경(縮徑) 가공하고, 추가로 상기 두부 성형과 상기 나사 절삭 성형을 행하여 볼트 성형한 후에, 200∼400℃의 베이킹 처리를 하는 것을 특징으로 하는 볼트의 제조 방법도 본 발명에 포함된다.
5.4×(A값 감면율)+3.15×(B값 감면율)+652×Ceq ≥ 880 …(1)
상기 수학식 (1) 중,
A값 감면율: 상기 냉간 신선 가공 시의 총 감면율,
B값 감면율: 상기 축경 가공 시의 총 감면율,
Ceq = [C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20(단, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)).
상기한 볼트의 제조 방법에 의해 얻어지는 볼트는, 인장 강도가 1200MPa 이상, 0.2% 내력이 1080MPa 이상, 내력비가 0.90 이상이고, 이와 같은 볼트도 본 발명에 포함된다.
*본 발명의 볼트용 강선은, 각종 성분 조성이 적절히 제어됨과 더불어, 마이크로 조직의 종류, 존재 비율 및 형태가 적절히 조정되어 있기 때문에, 고강도와 우수한 냉간 단조성을 실현할 수 있음과 더불어, 본 발명의 볼트용 강선을 이용해서 얻어지는 볼트는 내지연파괴성이 우수하다. 또한, 본 발명의 볼트용 강선을 이용함과 더불어, 냉간 신선 가공 시의 총 감면율과 축경 가공 시의 총 감면율과 Ceq(탄소 당량)의 관계를 적절히 조정한 본 발명의 볼트의 제조 방법에 의하면, 냉간 단조성의 향상, 1200MPa 이상의 볼트 강도, 내지연파괴성의 향상 모두가 실현 가능하다.
종래의 비조질 볼트용 강선에 관한 기술은, 전술한 바와 같이, 냉간 단조성과 내지연파괴성 중 어느 한쪽을 중시한 것이며, 특히 볼트의 인장 강도로 1200∼1400MPa을 실현시킨 뒤에 양쪽 특성을 동시에 만족시키는 기술은 아직 제안되어 있지 않았다.
그래서, 본 발명자들이 검토한 바, 고강도, 냉간 단조성, 내지연파괴성의 모든 특성을 향상시키기 위해서는, 화학 성분을 적절히 제어함과 더불어, 특히 볼트용 강선 조직의 종류와 형태를 적절히 제어하는 것, 즉 (1) 볼트용 강선 조직을 페라이트와 펄라이트의 2상 조직으로 하여, 펄라이트의 면적률을 40% 초과 80% 이하로 하고, (2) 냉간 신선 가공 후의 볼트용 강선(볼트 가공 전)에 있어서, 펄라이트 라멜라 간격을 250nm 이하로 하는 것이 중요하다는 것을 알 수 있었다. 또한, 당해 볼트용 강선을 이용하여 볼트를 성형할 때, (3) 볼트용 강선의 냉간 신선 가공에서의 총 감면율과, 볼트 축부 성형의 축경 가공 시의 총 감면율과, Ceq(탄소당량)의 관계를 적절히 제어하면, 한층 더 강도를 향상시킬 수 있다는 것도 밝혀졌다.
이하에서는, 우선 본 발명의 볼트용 강선의 특징(상기 (1), (2) 및 화학 조성) 및 그의 제조 방법을 설명하고, 계속해서 본 발명의 볼트의 제조 방법(상기 (3))에 대하여 설명한다.
(1) 볼트용 강선의 조직에 대하여
본 발명의 볼트용 강선은, 실질적으로 페라이트와 펄라이트의 2상 조직(예컨대, 페라이트와 펄라이트의 합계가 98면적% 이상이고, 바람직하게는 99면적% 이상)이며, 펄라이트의 면적률은 40% 초과 80% 이하이다. 이와 같은 조직으로 하면, 이 볼트용 강선을 이용하여 볼트를 성형할 때의 변형 저항과, 얻어지는 볼트 강도의 밸런스를 양호하게 할 수 있다. 페라이트는 연질상이며, 변형 저항의 증가를 억제하는 관점에서 중요한 한편, 펄라이트는 경질인 시멘타이트가 라멜라 형상으로 배치된 조직으로, 1200MPa급의 강도를 갖는 강으로서 많이 이용되고 있는 JIS 규격 강(SCM435이나 SCM440)에 비하여 비싼 Mo을 함유하지 않고, 또한 Cr량이 동등 수준 이하의 강이어도 강도를 확보할 수 있다는 점에서 극히 중요하다. 조직 중에 마텐사이트가 존재하면, 신선 가공 시에 단선이 생기기 쉬워지고, 또한 베이나이트가 존재하면 가공 경화율이 감소하여, 목표 강도를 달성할 수 없다. 그래서, 마텐사이트나 베이나이트 등의 페라이트 및 펄라이트 이외의 조직은, 통상 2면적% 이하이고, 바람직하게는 1면적% 이하이다.
본 발명에 있어서의 펄라이트의 비율에 관하여, 펄라이트의 면적률이 80면적%를 초과하면, 냉간 단조성의 저하가 커지고, 성형 가능한 볼트 형상이 현저하게 제한됨과 더불어, 대폭적인 금형 수명 저하를 가져온다. 그래서, 펄라이트 면적률의 상한을 80면적% 이하로 한다. 펄라이트 면적률의 상한은 바람직하게는 70면적% 이하이고, 보다 바람직하게는 65면적% 이하(특히 60면적% 이하)이다. 단, 펄라이트 면적률이 지나치게 작으면, 목표 강도를 확보하기 위해서 필요한 냉간 가공률이 증가하게 되어, 내지연파괴성이 저하된다. 그래서, 펄라이트 면적률은 40면적% 초과로 한다. 펄라이트 면적률의 하한은 바람직하게는 42면적% 이상이고, 보다 바람직하게는 43면적% 이상이다.
(2) 펄라이트 라멜라 간격에 대하여
본 발명의 볼트용 강선은, 냉간 신선 후의 펄라이트 라멜라 간격이 250nm 이하이다. 이와 같이 하는 것에 의해, 신선 가공 시에 펄라이트의 라멜라 간에 존재하는 페라이트부로 도입되는 변형량을 증가시킬 수 있다. 그 결과, 페라이트상에 비하여 변형되기 어려운 펄라이트상에 있어서도, 압축 변형을 부가했을 때의 항복 응력의 저하(바우싱거(Bauschinger) 효과)를 최대한으로 활용할 수 있어, 볼트 두부 성형 시의 가공 하중의 저감이 가능해진다. 게다가, 라멜라 간격을 축소하면, 강 중 수소의 트래핑력이 증가되기 때문에, 내지연파괴성의 향상에도 유효하다. 펄라이트 라멜라 간격은 바람직하게는 240nm 이하이고, 보다 바람직하게는 235nm 이하이다. 펄라이트 라멜라 간격의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 통상 100nm 정도이다. 펄라이트 라멜라 간격의 조정에 대하여, 상세한 것은 후술하지만, 열간 압연에 의한 연속 냉각으로는 펄라이트 라멜라 간격을 치밀화하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서는, 연욕(鉛浴), 염욕(鹽浴) 또는 유동층 등을 활용한 항온 변태 처리를 이용한다는 점에 특징을 갖고 있다.
본 발명의 볼트용 강선은, 상기한 조직의 종류와 형태를 제어하는 것에 더하여, 화학 조성을 적절히 조정하는 것도 중요하다. 이하에, 본 발명의 볼트용 강선의 화학 조성에 대하여 기술한다.
C: 0.30% 이상 0.50% 미만
C는 원하는 강도를 얻기 위한 필수 원소이다. 그래서, C량을 0.30% 이상으로 정했다. C량은 바람직하게는 0.32% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.35% 이상이다. 한편, C량이 과잉이 되면 변형 저항의 증가와 인성, 연성의 저하가 생겨, 볼트 가공 시의 균열 발생률의 증가나 금형 수명의 저하를 초래한다. 그래서, C량을 0.50% 미만으로 정했다. C량은 바람직하게는 0.48% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.43% 이하이다.
Si: 0.02∼0.1%
Si는 용제(溶製) 시의 탈산재로서 작용함과 더불어, 매트릭스를 강화하는 고용 원소로서 필요한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si량은 0.02% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Si량이 과잉이 되면 변형 저항이 상승하여, 냉간 단조성이 저하되는 원인이 된다. 따라서, Si량을 0.1% 이하로 정했다. Si량은 바람직하게는 0.09% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.
Mn: 1.0∼2.0%
Mn은 용강 중의 탈산, 탈황 원소로서 유효하고, 또한 강재의 열간 가공 시의 연성 저하를 억제하는 효과도 갖는다. 게다가, 페라이트 중에 고용되어 강도 증가를 가져오는 원소이다. 그래서, Mn량을 1.0% 이상으로 정했다. Mn량은 바람직하게는 1.20% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.30% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉이 되면 중심 편석이 증가하여, 신선 가공 시의 단선이나 내지연파괴성의 저하를 가져온다. 그래서, Mn량을 2.0% 이하로 정했다. Mn량은 바람직하게는 1.80% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.60% 이하(특히 1.50% 이하)이다.
P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)
P은 불순물로서 존재하는 원소이고, 펄라이트 입계에 편석되어 변형능을 저하시킨다. 또한, 펄라이트를 고용 강화하기 때문에, 변형 저항을 증가시키는 원소이기도 하다. 입계 강도의 저하에 의해 내지연파괴성도 저하되기 때문에, 최대한 저감하는 것이 바람직하며, P량은 0.025% 이하로 한다. P량은 바람직하게는 0.015% 이하, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. P량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 극단적으로 저감하는 것은 강재 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하여, 통상 0.002% 정도 포함된다.
S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)
S은 P과 마찬가지로 불순물로서 존재하는 원소이다. Mn과 결합하여 소량의 MnS으로서 존재하는 경우는 큰 영향은 없지만, Fe과 결합하여 FeS로서 입계에 석출되면, 변형능의 대폭적인 저하를 가져온다. P과 마찬가지로 최대한 저감하는 것이 바람직하고, S량은 0.025% 이하로 한다. S량은 바람직하게는 0.015% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. S량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 극단적으로 저감하는 것은 강재 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하여, 통상 0.002% 정도 포함된다.
Cr: 0.05∼1.0%
Cr은 펄라이트상의 라멜라 간격을 치밀화시키고, 또한 고용 강화에 의해서 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, 내식성을 향상시켜, 내지연파괴성의 개선에도 유효하다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Cr량을 0.05% 이상으로 정했다. Cr량은 바람직하게는 0.10% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.12% 이상이다. 한편, Cr량이 과잉이 되면 조대한 탄화물의 생성을 초래하여, 냉간 단조성과 내식성을 저하시킨다. 그래서, Cr량은 1.0% 이하로 정했다. Cr량은 바람직하게는 0.7% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.
Al: 0.01∼0.1%
Al은 탈산 원소로서 유용함과 더불어, 강 중에 존재하는 고용 N를 AlN으로서 고정하기 때문에, 변형 저항의 저감과 변형능의 향상에 유용하다. 그래서, Al량을 0.01% 이상으로 정했다. Al량은 바람직하게는 0.015% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020% 이상이다. 한편, Al량이 과잉이 되면, 고용 Al의 증가에 의해서 펄라이트상이 경화되고, 볼트 성형 시의 금형 수명이 저하됨과 더불어, Al2O3 등의 비금속 개재물이 증가하여 변형능이 저하되기 때문에, Al량은 0.1% 이하로 한다. Al량은 바람직하게는 0.080% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.070% 이하이다.
N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
N는 강 중에 고용 N로서 존재하면, 동적 변형 시효에 의한 변형 저항의 증가나 변형능의 저감을 초래한다. 그래서, N량은 0.01% 이하로 한다. N량은 바람직하게는 0.0070% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. N량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 극단적인 저감은 강재 제조 비용의 대폭적인 증가를 가져와, 통상 0.001% 정도 포함된다.
B: 0.0005∼0.005%
B는 Al과 마찬가지로 강 중의 고용 N와 결합하여 BN를 형성하고, 동적 변형 시효를 저감함으로써, 냉간 단조성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 후술하는 제조 방법에 있어서, Ac3점 이상으로 가열한 후의 냉각 과정에서 탄화물(Fe23(C, B)6)이 결정립계에 석출되는 것에 의해, P의 입계 농화(濃化)에 기인하는 입계 강도 저하를 경감할 수 있어, 내지연파괴성의 향상에 유용하다. 그래서, B량을 0.0005% 이상으로 정했다. B량은 바람직하게는 0.0010% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 단, B의 질화물이나 탄화물은 조대 결정립 생성의 억제나 강 중 수소의 트래핑 사이트로서의 효과는 작다. 그래서, 본 발명에서는 강 중 수소의 트래핑 사이트를 형성할 수 있는 원소(후술하는 Ti, Nb, V 중 적어도 1종)와의 복합 첨가를 필수로 한다. 또한, B를 과잉 첨가한 경우는, 결정립계에 Fe2B이 편석되어, 입계 강도가 저하되고 열간 연성과 내지연파괴성의 저하를 초래하기 때문에, B량은 0.005% 이하로 한다. B량은 바람직하게는 0.0040% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0035% 이하이다.
Ti: 0.005∼0.07%, V: 0.05∼0.4% 및 Nb: 0.05∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Ti, Nb, V은 모두 강 중의 고용 N나 고용 C와 화합물을 형성하고, 고용 N나 고용 C에 의한 동적 변형 시효를 저감함으로써, 냉간 단조성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 이들의 탄화물 및 탄질화물은, 조대 결정립의 생성을 억제하여 인성 향상에 기여함과 더불어, 강 중 수소의 트래핑 사이트로서도 작용하기 때문에, 내지연파괴성의 개선에 대해서도 유효하다. 그래서, Ti량은 0.005% 이상, V량은 0.05% 이상, Nb량은 0.05% 이상으로 정했다. Ti량은 0.010% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.020% 이상이다. V량은 바람직하게는 0.06% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.07% 이상이다. 단, 탄질화물이 지나치게 조대해지면, 수소 트래핑 사이트로서의 능력이 저하됨과 더불어, 볼트의 냉간 단조 시에 응력 집중 개소가 되어, 균열 발생을 조장한다. 조대한 탄화물 및 탄질화물의 생성을 제어하기 위해서, 본 발명에서는 고용 N나 고용 C와 화합물을 형성하는 B와의 복합 첨가를 필수로 한다. 또한, 이들 원소의 함유량이 과잉이 되면, 상기한 바와 같이 내지연파괴성과 냉간 단조성이 저하되기 때문에, Ti량은 0.07% 이하, V량은 0.4% 이하, Nb량은 0.1% 이하로 정했다. Ti량은 바람직하게는 0.070% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.065% 이하이다. V량은 바람직하게는 0.30% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다. Nb량은 바람직하게는 0.08% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.07% 이하이다.
본 발명의 볼트용 강선의 기본 성분은 상기한 바와 같고, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 들어오게 되는 불가피 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 또한, 본 발명에 따른 볼트용 강선은, 필요에 따라 Cu 및/또는 Ni을 함유하고 있어도 좋다.
Cu: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cu는 내식성을 향상시키고, 지연파괴에 악영향을 미치는 강 중으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있는 원소이다. 내지연파괴성 향상의 관점에서는 증량 첨가가 바람직하다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘하기 위해서, Cu량은 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이다. 한편, Cu를 과잉으로 첨가하면 냉간 단조성의 저하, 특히 균열 발생 한계 압축률의 저하를 초래하기 때문에, Cu량은 0.20% 이하가 바람직하다. Cu량은 바람직하게는 0.18% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.15% 이하이다.
Ni은 Cu와 마찬가지로 내식성의 개선 효과를 갖는 원소이다. 또한, Cu 증량 시에 생기는 열간 연성의 저하를 보충하는 효과를 갖기 때문에, Cu량과 같은 양을 첨가하는 것이 권장된다. Ni량은 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이다. 단, Cu와 마찬가지로 과잉 첨가하면 냉간 단조성의 저하를 초래하기 때문에, Ni량은 0.20% 이하가 바람직하다. Ni량은 바람직하게는 0.18% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.15% 이하이다.
한편, 본 발명에 있어서, Cu 및 Ni은 모두 0.02% 정도까지의 양은 불가피하게 포함된다.
상기한 본 발명의 볼트용 강선을 제조하기 위해서는, 통상의 방법에 따라서 강을 용제, 열간 압연한 후, 얻어진 압연재를 Ac3점∼1100℃로 가열하고, 450∼600℃에서 항온 변태시켜 냉각하고, 그 후, 총 감면율 50∼80%로 냉간 신선 가공하는 것이 중요하다. 상기 가열로 압연재의 조직을 해제(cancel)할 수 있고, 상기 항온 변태로 라멜라 간격이 촘촘한 페라이트 및 펄라이트의 2상 조직으로 할 수 있으며, 나아가 상기 냉간 신선으로 라멜라 간격을 더욱 축소함과 더불어, 라멜라 간의 페라이트상에 인장 변형을 부여할 수 있다. 이하에 상세하게 설명한다.
Ac3점∼1100℃에서의 가열에 대하여
압연재를 Ac3점 이상으로 가열하여 조직을 오스테나이트화하는 것에 의해, 강도의 격차를 갖는 압연재의 조직을 해제할 수 있다. 한편, 가열 온도가 지나치게 높으면, 결정립이 조대화되고, 항온 변태 후의 조직도 커지는 경향이 있기 때문에, 가열 온도의 상한은 1100℃ 이하로 한다. 가열 온도의 하한은 바람직하게는 Ac3점+50℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 Ac3점+100℃ 이상이다. 또한, 가열 온도의 상한은 바람직하게는 1050℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 1000℃ 이하이다. 상기 온도 범위에서의 가열 시간은, 통상 3∼10분 정도이다.
한편, 상기 Ac3점은, Ac3(℃) = 908-224[C]+4385[P]+30.5[Si]-34.4[Mn]-23[Ni](출전: 오쿠보 시게오, 「P. P. 열처리」, p.1, 옴(ohm)사, (1964))에 의해 계산할 수 있다.
450∼600℃에서 항온 변태에 대하여
상기한 Ac3점∼1100℃에서의 가열에 계속해서, 450∼600℃로 유지하는 것에 의해, 연속 냉각인 열간 압연에 비하여 라멜라 간격이 작은 페라이트 및 펄라이트 조직을 실현할 수 있다. 또한, 이 온도에서 항온 변태시키는 것에 의해, 펄라이트의 면적률을 40% 초과 80% 이하로 할 수 있다. 한편, 항온 변태 온도가 450℃ 미만이면, 베이나이트나 마텐사이트가 생성되어, 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 한편, 항온 변태 온도가 600℃를 초과하면 펄라이트상의 라멜라 간격이 커져, 강도 저하나 수소 트래핑 능력의 저하를 가져온다. 항온 변태 온도의 하한은 바람직하게는 480℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 500℃ 이상이다. 또한, 항온 변태 온도의 상한은 바람직하게는 580℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 560℃ 이하이다. 항온 변태 시간은, [항온 변태 시간(초)]/[압연재의 직경 D(mm)]의 값이 8∼11 정도가 되도록 하면 좋다.
항온 변태는, 예컨대 상기 가열 후의 압연재를 연욕, 염욕 또는 유동층 등에 침지하는 것에 의해 행하면 좋고, 이 경우, 상기 가열 온도로부터 항온 변태 온도까지의 냉각 속도는, 통상 45∼450℃/초 정도이다. 또한, 항온 변태 후에는 0.4∼4.0℃/초 정도의 냉각 속도로 300∼420℃ 정도까지 냉각하면 좋다.
총 감면율 50∼80%의 냉간 신선 가공에 대하여
상기한 항온 변태 후, 총 감면율 50∼80%로 냉간 신선 가공을 행하는 것에 의해, 가공 경화에 의해서 강도를 확보(신선 가공 후의 강선의 인장 강도로, 예컨대 1000MPa 이상, 바람직하게는 1050MPa 이상, 보다 바람직하게는 1100MPa 이상) 할 수 있음과 더불어, 상기 항온 변태로 생성된 펄라이트의 라멜라 간격을 더욱 축소할 수 있고, 구체적으로는 250nm 이하로 할 수 있다. 또한, 라멜라 간의 페라이트상에 인장 변형을 부여할 수 있어, 바우싱거 효과를 최대한으로 발휘할 수 있어, 압축 가공 시의 변형 저항(볼트 두부 성형 시의 가공 하중) 저감이 가능해진다. 상기 총 감면율이 80%를 초과하면, 볼트의 머리 하부 경도가 상승하고, 내지연파괴성이 저하되며, 또한 신선 가공에 수반하여 강선 표면에 생성시킨 윤활 피막층이 감소되어, 냉간 단조성이 저하된다. 상기 총 감면율을 80% 이하로 함으로써, 강선의 인장 강도는, 통상 1300MPa 이하가 된다. 한편, 50% 미만이면 인장 강도를 확보할 수 없다. 상기 총 감면율의 하한은 바람직하게는 53% 이상이고, 보다 바람직하게는 55% 이상이다. 또한, 상기 총 감면율의 상한은 바람직하게는 75% 이하이고, 보다 바람직하게는 70% 이하이다.
본 발명의 볼트용 강선의 직경은, 예컨대 8∼12mm 정도이다.
본 발명의 볼트의 제조 방법에서는, 상기와 같이 하여 얻어진 볼트용 강선을 상기 (3)에서 나타낸 바와 같이, 볼트용 강선의 냉간 신선 가공에서의 총 감면율과, 볼트 축부를 성형하기 위한 축경 가공 시의 총 감면율과, Ceq(탄소 당량)의 관계를 적절히 제어한다는 점에 특징을 갖고 있다.
(3) 냉간 신선 가공의 총 감면율 및 축경 가공의 총 감면율과 Ceq의 관계에 대하여
본 발명의 볼트용 강선은, 인장 강도가 우수하고, 이 효과를 최대한으로 발휘해 볼트 강도를 더욱 높이기 위해서는, 볼트용 강선 제조 시의 냉간 신선 가공의 총 감면율(이하, A값 감면율)과, 볼트 축부 성형 시의 축경 가공의 총 감면율(이하, B값 감면율)과, Ceq(탄소 당량)의 관계를 적절히 조정하는 것이 중요하다. 본 발명의 볼트용 강선은, 냉간 신선 가공에서의 가공 경화에 의해서 강도를 향상시킬 수 있지만, 냉간 신선 가공에서 강도가 지나치게 향상되면, 볼트 제조 시 볼트 머리 하부의 경도가 상승하고, 지연파괴 감수성이 증가되기 때문에, 냉간 신선 가공의 총 감면율의 상한은 80% 이하로 하고 있다. 또한, 축경 가공에 있어서, 저감면율에서는 가공 경화되지 않는 경우가 있고, 오히려 강도가 저하되는 경우도 있다. 따라서, 본 발명의 볼트의 제조 방법에서는, 볼트용 강선의 강도와, 볼트 축부의 축경 가공에 의한 강도 상승과, 강도와 상관 관계가 높은 Ceq(탄소 당량)량의 3개를 적절히 제어하는 것에 의해, 1200MPa 이상(바람직하게는 1300MPa 이상)의 볼트 강도를 달성하면서 볼트 머리 하부의 경도 상승을 억제하고, 내지연파괴성의 저하를 억제할 수 있다.
신선 가공과 축경 가공에서는 가공 양식이나 가공 속도가 상이하기 때문에, 동일 감면율이어도 볼트 강도에 부여하는 영향의 정도는 상이하다. 그래서, 신선 가공의 총 감면율 및 축경 가공의 총 감면율, 나아가서는 탄소 당량이 각각 볼트 강도에 부여하는 영향의 정도를 참작하여, A값 감면율, B값 감면율, Ceq(탄소 당량)는, 구체적으로는 하기 수학식 (1)을 만족시키도록 조정한다.
5.4×(A값 감면율)+3.15×(B값 감면율)+652×Ceq ≥ 880 …(1)
상기 수학식 (1)에 있어서, A값 감면율 및 B값 감면율의 계수는 각각 이하와 같이 하여 구했다.
*A값 감면율의 계수
후술하는 실시예에 있어서의 화학 조성의 강을 이용하여, 신선 가공 시의 총 감면율(A값 감면율)을 10% 이상의 범위로 다양하게 변화시켜, 강선을 제조했다. 얻어진 강선의 강도를 측정하여, A값 감면율을 10%로 한 경우의 강선 강도와 각 감면율에서의 강선 강도의 차(ΔTS)를 구했다. 상기 감면율과 ΔTS의 관계를 선형 근사한 바, 5.4라는 계수를 얻었다.
B값 감면율의 계수
후술하는 실시예에 있어서의 화학 조성의 강을 이용하여, 일정한 냉간 신선 가공률로 강선을 얻은 후, 감면율(B값 감면율)을 약 15% 이상의 범위로 다양하게 변화시켜, 축경 가공을 행했다. 축경 가공 전에 대한 축경 가공 후의 강도의 증가분을 구하여, B값 감면율과 강도 증가량의 관계를 선형 근사한 바, 3.15라는 계수를 얻었다.
Ceq의 계수
하기의 Ceq는 기계 구조용 탄소강에서 이용되는 대표적인 Ceq이다. 후술하는 실시예에 기재된 항온 변태 후의 인장 강도와 양호한 상관 관계를 갖고 있기 때문에, 각 원소에 대한 계수를 이하와 같이 했다.
Ceq = [C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20(단, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%))
수학식 (1)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상 1020 이하 정도이다. 또한, B값 감면율, Ceq도 수학식 (1)을 만족시키는 한 특별히 한정되지 않지만, 통상 B값 감면율이 35∼50 정도이고, Ceq가 0.6∼0.8 정도이다.
상기 수학식 (1)의 관계를 만족시키도록 축경 가공한 후에는, 통상적 방법에 따라서 볼트 두부를 압조(壓造) 성형하고, 그 후, 냉간 전조(轉造) 공정으로 나사 절삭 가공을 하여 볼트 성형하면 좋다. 한편, 본 발명에 있어서의 냉간 단조성은, 후기하는 실시예에서도 설명하는 바와 같이, 볼트 두부의 압조 성형에 있어서의 금형 수명에 의해서 평가되고 있다.
또한, 본 발명에서는, 축부 성형, 두부 성형, 나사 절삭 성형을 행하여 볼트 성형한 후에, 200∼400℃의 베이킹 처리를 하는 것이 중요하다. 당해 온도 범위에서의 베이킹 처리에 의해, 잔존 고용 원소에 의한 시효 경화와 미세 탄화물의 석출에 의해 내력을 향상시킬 수 있다. 이에 의해, JIS 12.9급의 볼트 강도(인장 강도 1200MPa 이상, 내력: 1080MPa 이상, 내력비: 0.9 이상)를 만족할 수 있다. 베이킹 처리 온도가 400℃를 초과하면, 냉간 가공에 의해 도입된 변형이 개방되기 때문에, 강도 저하가 생겨, 목표 강도를 달성할 수 없다. 베이킹 처리 온도는 바람직하게는 250℃ 이상 350℃ 이하이다.
본 발명의 제조 방법에 의해서 얻어지는 볼트는, 인장 강도가 1200MPa 이상, 0.2% 내력이 1080MPa 이상, 내력비가 0.90 이상이고, 이와 같은 볼트도 본 발명에 포함된다. 인장 강도는 1300MPa 이상이 바람직하고, 0.2% 내력은 1150MPa 이상이 바람직하며, 또한 내력비는 0.92 이상이 바람직하다. 상기 인장 강도, 0.2% 내력, 내력비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 인장 강도는 1400MPa 이하, 0.2% 내력은 1300MPa 이하, 내력비는 0.95 이하이다.
본 발명에 의하면, 1200MPa 이상의 고강도를 가지면서, 냉간 단조성과 내지연파괴성을 양립한 볼트가 실현될 수 있었다. 따라서, 체결 부품의 소형·경량화가 대폭으로 가능해져, 자동차의 엔진 부품을 비롯한 각 부품의 경량화를 통해서, 연비 경감과 CO2 삭제에 크게 기여할 수 있다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 상기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1, 2에 나타내는 화학 조성의 강을 통상의 방법에 따라서 용제하고, 열간 압연을 행하여 표 3, 4에 나타내는 압연 직경(φ15.5∼28.0mm)의 압연재를 얻었다. 그 후, 당해 압연재를 연속로(爐)에 통과시키고, 표 3, 4에 나타내는 조건에서 가열하여 오스테나이트화한 후(가열 시간은 약 7분), 연욕 중에 침지하여 항온 변태 처리를 행했다. 항온 변태의 처리 시간은 [침지 시간 t(초)]/[압연재의 직경 D(mm)] = 8∼11이 되도록 조정했다.
항온 변태 후, 0.6∼2.0℃/초의 냉각 속도로 370∼420℃까지 냉각하고, 계속해서 사조(砂槽)를 통과시킴으로써, 당해 압연재의 표층에 부착된 용융연을 제거했다. 그 후, 공냉 및 온수(약 80℃)에서의 냉각에 의해 제열하고, 코일 형상으로 권취했다. 이어서, 당해 압연재를 산세(酸洗)하여, 표층부에 생성된 산화 스케일층을 제거하고, 또한 인산아연 피막 처리를 행한 것에 대하여, 표 3, 4에 나타낸 총 감면율(A값 감면율)로 신선 가공을 행해서, 신선 직경 10.0∼14.1mm의 강선을 제작했다.
당해 강선을 이용하고, 파트 포머(part-former)를 이용해서, 냉간 단조로 M10 볼트를 제작했다. 한편, M10 볼트의 제조 공정은 전방 압출에 의한 생크 줄이기(shank reducing) 공정과 볼트 두부의 압조 성형 공정을 갖고 있지만, 냉간 단조성 평가는 압조 하중이 가장 높은 볼트 성형 공정(제 3 펀치)의 금형 수명에 의해 평가했다. 볼트 두부 성형 후, 냉간 전조 공정에서 변형 가공을 실시한 후, 표 3, 4에 나타내는 조건으로 베이킹 처리를 행했다.
상기에서 얻어진 강선에 대하여, 이하의 방법으로 조직 평가를 행함과 더불어, JIS Z 2241에 기초하여 인장 강도를 측정했다. 인장 강도는 5개의 시험편에 대하여 측정하고, 그의 평균값을 각 강선의 인장 강도로 했다.
(a) 조직의 동정(同定)
강선의 횡단면(강선의 압연 방향에 수직인 단면)을 관찰할 수 있도록 수지에 매립하여 표면 연마하고, 나이탈 에칭하여 조직을 현출시켜, 광학 현미경(배율 400배)에서 관찰되는 농담차로 각 부위에 있어서의 조직을 동정했다. 하얗게 농담이 없는 영역이 페라이트상, 농담이 있는 부분이 분산되어 있는 흑색 영역이 펄라이트상, 백색 부분이 침(針) 형상으로 혼재되어 있는 영역이 베이나이트상이라고 판단했다. 베이나이트상이라고 판단한 개소는, 별도로 주사형 전자 현미경(SEM)으로 2000배 및 8000배의 조직 사진을 촬영하고, 오판정이 없는지 재확인했다.
(b) 펄라이트 분율의 측정
강선의 횡단면에 있어서의 D/4부 및 D/8부(D는 강선의 직경)에 대하여, 각각 임의의 4개소를 선택하여, 광학 현미경의 배율 400배로 관찰하고(관찰 시야는 225㎛×175㎛), 합계 8장의 조직 사진을 촬영했다. 각 조직 사진을 화상 처리 소프트에서 백색부와 흑색부로 2치화하고, 펄라이트상에 대응하는 흑색부의 비율로부터 펄라이트 분율을 산출하여, 8장의 사진의 평균값을 각 시료의 펄라이트 분율로 했다.
(c) 펄라이트 라멜라 간격의 측정
주사형 전자 현미경(SEM)에 의해서, 강선의 횡단면에 있어서의 D/4부(D는 강선의 직경)를 8000배로 관찰하고(관찰 시야는 8.75㎛×11.25㎛), 펄라이트 입자에 있어서의 일정 길이 내에 존재하는 라멜라의 개수를 측정하여 라멜라 간격을 구했다. 이 측정은 1시야에 대하여 2개소씩이고, 3시야에 대하여 행했다. 합계 6개소에서의 라멜라 간격을 작은 값부터 정렬한 누적 도수(가로축)와 라멜라 간격(세로축)의 관계를 정리한 그래프를 선형 근사하여 절편(최소의 라멜라 간격)을 구하고, (절편의 값)×1.65를 평균 라멜라 간격으로 했다.
또한, 냉간 단조성은 상기한 압조 하중이 가장 높은 볼트 성형 공정(제 3 펀치)의 금형 수명 및 압조 시의 균열에 의해 평가했다. 압조 시의 균열은 성형 후의 볼트를 10∼20개에 1개 정도의 빈도로 발취하여 판정했다. 또한 동시에, 볼트의 두부에 전사되는 금형 파손에 수반하는 흠집을 조사함으로써, 각 공시재에 있어서의 금형 수명을 구했다.
나아가, 상기에서 얻어진 볼트에 대해서는 기계적 특성(볼트의 인장 강도, 내력 및 내력비)의 측정(JIS Z 2241)과, 내지연파괴성 시험을 행했다. 내지연파괴성 시험은, 볼트를 15% HCl에 30분간 침지한 후, 수세 및 건조하고, 루프형 변형 지연파괴 시험기를 이용하여, 대기 중에서 응력(인장 강도의 90%) 부가하고, 100시간 후의 파단의 유무로 평가했다. 볼트의 인장 강도 및 내력은, 5개의 시험편에 대하여 각각 측정하고, 그의 평균값을 각 볼트의 인장 강도 및 내력으로 했다.
이들의 결과를 표 3, 4에 나타낸다. 한편, 마이크로 조직란의 「페라이트+펄라이트」라는 기재는, 상기 (a) 조직의 동정에 있어서, 페라이트 및 펄라이트 이외의 조직을 확인할 수 없었던 것을 의미한다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
실험 No. 1, 4, 5, 9, 11, 14∼20은 강의 화학 성분이 본 발명의 요건을 만족하고, 또한 볼트용 강선 및 볼트의 제조 방법이 본 발명의 요건을 만족시키는 예로, 볼트 제조 시의 냉간 단조성이 우수하고, 또한 일반적으로 수소 취화가 현저해진다고 하는 1100MPa을 넘는 인장 강도를 갖고 있으면서, 내지연파괴성이 우수하다. 게다가, 본 발명의 볼트는, 고강도 볼트로서 충분한 기계적 특성, 즉 인장 강도가 1200MPa 이상, 0.2% 내력이 1080MPa 이상, 내력비(0.2% 내력/인장 강도)가 0.90 이상의 요건을 만족하는 결과가 되었다. 이 기계적 특성은, 특히 JIS B 1051에서 최고 강도로서 분류되는 12.9급의 강도 구분을 만족하고 있다.
한편, 실험 No. 2, 3, 6∼8, 10, 12, 13은 강의 화학 성분은 본 발명의 요건을 만족하지만, 볼트용 강선 또는 볼트의 제조 방법 중 어느 한 요건이 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않았던 예이다.
실험 No. 2, 3은 볼트의 제조 방법에 있어서, 수학식 (1)의 관계가 만족되어 있지 않았기 때문에, 얻어진 볼트의 강도가 낮았다.
실험 No. 6은 신선 가공 시의 총 감면율(A값 감면율)이 작고, 또한 볼트의 제조 방법에 있어서 수학식 (1)의 관계가 만족되어 있지 않았기 때문에, 볼트 강도가 낮아졌다.
실험 No. 7은 항온 변태 처리 온도가 높았기 때문에, 펄라이트 라멜라 간격이 커져, 볼트의 내력비가 저하되는 결과가 되었다. 한편, 내력비가 낮기 때문에, 지연파괴 시험 중에 소성 변형이 진행되어, 실질적인 부하 응력이 다른 공시재에 비하여 저하되었기 때문에, 지연파괴 특성은 양호했다.
실험 No. 8은 항온 변태 처리 온도가 낮았기 때문에, 베이나이트가 생성되어, 볼트의 내력비가 작아졌다.
실험 No. 10은 볼트 성형 후의 베이킹 처리를 행하지 않았기 때문에, 내력 및 내력비가 작아졌다. 실험 No. 12는 볼트 성형 후의 베이킹 처리 온도가 높았기 때문에, 강도가 저하되었다.
실험 No. 13은 열간 압연 후의 가열 온도가 높아 펄라이트 라멜라 간격이 커져, 볼트 강도가 저하되었다.
실험 No. 21∼39는 강의 화학 성분이 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않았던 예이다.
실험 No. 21, 22는 C량이 적었던 예로, No. 21은 볼트 강도가 저하되고, No. 22는 신선 가공 시의 총 감면율(A값 감면율)이 80%를 초과했기 때문에, 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 23은 Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 첨가되어 있지 않고, 또한 수학식 (1)을 만족시키지 않았기 때문에, 볼트 강도가 저하되었다.
실험 No. 24는 C량 및 Si량이 많고, Mn량이 적었기 때문에, 펄라이트 단상이 되어, 냉간 단조성이 저하되었다. 실험 No. 25는 C량이 많았기 때문에, 펄라이트 분율이 많아져, 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 26은 Si량이 많아 펄라이트 라멜라 간격이 커져, 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 27은 Mn량이 적었기 때문에, 볼트용 강선의 펄라이트 라멜라 간격이 커지고, 또한 볼트 제조 시의 수학식 (1)의 관계가 만족되지 않아, 볼트 강도가 저하된 예이다. 실험 No. 28은 Mn량이 많아 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 29는 Cu량 및 Ni량이 많아 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 30은 Cr량이 적어 볼트용 강선의 펄라이트 라멜라 간격이 커졌기 때문에, 볼트 강도가 저하되었다. 실험 No. 31은 Cr량이 많아 냉간 단조성이 저하되었다.
실험 No. 32는 B를 첨가하고 있지 않아, 고용 N에 의한 동적 변형 시효 저감 효과가 불충분하며, 또한 고용 B에 수반되는 담금질성 향상 효과도 없기 때문에, 볼트용 강선의 펄라이트 라멜라 간격이 커져, 냉간 단조성이 저하되었다. 한편, 고용 N가 높기 때문에, 신선 가공 시나 냉간 단조 시에서의 시효 경화가 촉진되어, 강도는 높아졌다.
실험 No. 33은 B가 과잉 첨가된 예이다. B는 N와 결합하여, 통상 BN로서 강 중에 분산 석출된다. N와 결합하지 않은 B는, 일부는 강 중에 고용되지만, 고용 한계를 초과한 B에 대해서는, Fe과 결합하여 Fe2B로서 입계에 편석된다. 이 때문에, 과잉의 B 첨가는 입계 강도를 저하시키고, 냉간 단조 시의 균열 발생을 증가시킨다. 본 평가에 있어서는, 가공 변형량이 가장 큰 부위(볼트의 플랜지부)에서 균열이 발생했다.
실험 No. 34∼36은 각각 Ti, V, Nb이 과잉 첨가된 예이다. 이들 원소는, 동적 변형 시효의 원인이 되는 고용 C나 고용 N의 저감에 유용한 원소이지만, 다량 첨가한 경우는, 각각 조대한 Ti 탄질화물, V 탄질화물 및 Nb 탄질화물의 생성을 초래한다. 이들이 냉간 단조 시에 응력 집중원이 되기 때문에, 특히 가공 변형량이 큰 볼트의 플랜지부에서 균열이 발생하는 결과가 되었다.
실험 No. 37은 Al량이 적어, 강 중에 고용 N가 잔존했기 때문에, 볼트 단조 시의 가공 발열에 수반하는 동적 변형 시효에 의해서 균열 발생 한계가 저하되었기 때문에, 볼트의 플랜지부에서 균열이 발생했다.
실험 No. 38은 Al이 과잉 첨가된 예이다. Al은 고용 N와 결합하여 AlN으로서 석출되어, 냉간 단조 시의 동적 변형 시효의 악영향을 억제하는 효과를 갖지만, 과잉 첨가된 경우, 강 중의 산소와 결합한 Al이 경질의 Al2O3으로서 분산되어, 냉간 단조 시에 응력 집중원이 됨과 더불어, 강 중에 고용된 Al이 페라이트상을 경화시키고, 변형능도 저하됨으로써, 균열 발생 한계의 저하를 초래한다. 그 때문에, 본 평가에서는 볼트 플랜지부에 균열이 발생했다.
실험 No. 39는 N량이 많은 예이다. Al이 과소였던 경우와 마찬가지로 고용 N에 기인하는 동적 변형 시효가 현저해져, 냉간 단조 시의 균열 발생 한계의 저하를 초래했다. 본 평가에 있어서도 가공 변형량이 최대가 되는 볼트 플랜지부에서 균열이 발생했다.

Claims (5)

  1. C: 0.30% 이상 0.50% 미만(%는 질량%의 의미. 이하, 화학 조성에 대하여 동일),
    Si: 0.02∼0.1%,
    Mn: 1.0∼2.0%,
    P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),
    S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),
    Cr: 0.05∼1.0%,
    Al: 0.01∼0.1%,
    N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음),
    B: 0.0005∼0.005%를 함유하는 것 외에,
    Ti: 0.005∼0.07%, V: 0.05∼0.4% 및 Nb: 0.05∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강선이며,
    페라이트와 펄라이트의 합계 면적률이 98% 이상이고, 펄라이트 라멜라 간격이 250nm 이하이며, 또한 펄라이트의 면적률이 40% 초과 80% 이하인 마이크로 조직을 구비함과 더불어,
    인장 강도가 1300MPa 이하인 것을 특징으로 하는 볼트용 강선.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Cu: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 0.20% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 볼트용 강선.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 조성을 갖는 강을,
    열간 압연 후, Ac3점∼1100℃로 가열하여 오스테나이트화하고, 450∼600℃까지 45∼450℃/초의 속도로 냉각하고, 상기 450∼600℃의 온도로 당해 강의 상기 열간 압연 후의 직경 1mm에 대하여 8∼11초간 유지하여 항온 변태시키고, 300∼420℃까지 0.4∼4.0℃/초의 속도로 냉각하고, 그 후, 총 감면율 50∼80%의 냉간 신선 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 볼트용 강선의 제조 방법:
    단, 상기 Ac3점은, Ac3(℃) = 908-224[C]+4385[P]+30.5[Si]-34.4[Mn]-23[Ni]에 의해 계산되는 온도이며, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
  4. 축부 성형, 두부 성형, 나사 절삭 성형을 조합하여 강선으로부터 볼트 성형하는 것에 의해 볼트를 제조하는 방법으로서,
    상기 축부 성형에서는, 제 3 항에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 볼트용 강선을 하기 수학식 (1)을 만족하는 조건에서 축경 가공하고, 추가로 상기 두부 성형과 상기 나사 절삭 성형을 행하여 볼트 성형한 후에, 200∼400℃의 베이킹 처리를 하는 것을 특징으로 하는 볼트의 제조 방법:
    5.4×(A값 감면율)+3.15×(B값 감면율)+652×Ceq ≥ 880 …(1)
    상기 수학식 (1) 중,
    A값 감면율: 상기 냉간 신선 가공 시의 총 감면율,
    B값 감면율: 상기 축경 가공 시의 총 감면율,
    Ceq = [C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20(단, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)).
  5. 제 4 항에 기재된 제조 방법에 의해 얻어지는 볼트로서,
    인장 강도가 1200MPa 이상, 0.2% 내력이 1080MPa 이상, 내력비가 0.90 이상인 것을 특징으로 하는 볼트.
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