KR20160088372A - 볼트용 강선 및 볼트, 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

SCM강이나 SCr강에 대하여 Mo나 Cr을 생략 또는 저감하더라도 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 갖고, 인장 강도가 1000∼1400MPa인 고강도 볼트, 이와 같은 고강도 볼트를 제조하기 위한 볼트용 강선, 및 그들을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공한다. 본 발명의 볼트용 강선은, 소정의 화학 성분 조성을 만족함과 더불어, 볼트용 강선 표면의 B 함유량에 관해서, 볼트용 강선의 직경을 D0, 상기 볼트용 강선의 D0/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 비율이 평균으로 75% 이하이고, 또한 이 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하이며, 볼트용 강선 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상이다.

Description

볼트용 강선 및 볼트, 및 그들의 제조 방법{STEEL WIRE FOR BOLT, BOLT, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}
본 발명은 자동차나 각종 산업 기계 등에 이용되는 볼트, 상기 볼트를 제조하기 위한 볼트용 강선, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는 인장 강도가 1000∼1400MPa인 고강도이더라도 우수한 내지연 파괴성을 발휘하는 고강도 볼트, 상기 고강도 볼트를 제조하기 위한 볼트용 강선, 및 그들을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.
상기 각 용도에 이용되는 볼트는 인장 강도가 1000MPa 이상이 되면 지연 파괴를 일으키기 쉬워진다. 지금까지, 인장 강도가 1000MPa 이상인 고강도 볼트에는, 그의 소재로서, JIS G4053에 규정된 SCM(Steel Chromium Molybdenum)강이나 SCr(Steel Chromium)강 등의 규격 합금강이 많이 이용되어 왔다. 그러나, 근래에는 비용 절약화의 관점에서, 볼트 제조 시의 구상화 소둔이나 신선 가공 공정을 생략 또는 간략화할 수 있는 보론(B) 첨가강이 소재로서 널리 보급되어 있다.
B 첨가강은, 전술한 SCM강이나 SCr강에 대하여, Mo나 Cr을 생략 또는 저감하는 대신에 B를 첨가함으로써 담금질성을 보충하고, 더욱이 SCM강이나 SCr강보다도 저온에서 템퍼링 처리를 행함으로써 1000∼1400MPa 정도의 인장 강도를 실현하고 있다. 그러나, B 첨가강은 SCM강이나 SCr강 등의 규격 합금강에 비하여, 일반적으로 내지연 파괴성이 뒤떨어진다. 그 때문에, B 첨가강의 내지연 파괴성을 더 향상시키는 기술에 대하여, 지금까지 다양하게 검토되어 있다.
B 첨가강의 내지연 파괴성을 향상시키는 기술로서, 예를 들면 특허문헌 1, 2의 기술이 제안되어 있다. 특허문헌 1, 2에서는, 기본적으로 결정립의 조대화를 방지함으로써 내지연 파괴성을 향상시키고 있다. 이 중 특허문헌 1에서는, 1050℃ 이상으로 가열한 압연 소재를 압연하여 선재로 한 후, 600℃ 이하의 온도까지의 냉각 속도를 제어하여, TiC나 Ti(CN)을 석출시킴으로써, 결정립 조대화를 방지하고 있다. 또한 특허문헌 2에서는, TiN을 제외한 Ti 화합물과 열간 압연 후의 페라이트 결정 입도를 규정함으로써, 결정립의 조대화를 방지하고 있다. 그러나, 결정립의 조대화 방지만으로는, 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 확보할 수는 없다.
한편, 특허문헌 3에는, 우수한 냉간 단조성을 갖는 강선과 그의 제조 방법에 관한 기술이 제안되어 있다. 이 기술에서는, 탄화물의 개수와 페라이트 입경을 제어함으로써 냉간 단조성을 향상시키고 있고, 필요에 따라서 B를 첨가하는 것도 개시되어 있다. 그러나 이 기술에서는, 신선 가공 후에 소둔하여 부품 형상으로 성형하기 때문에, 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 발휘시킬 수는 없다.
또한 특허문헌 4에는, 담금질 시에 물 또는 수용성 담금질 매체를 이용함으로써, 강도와 내지연 파괴성을 양립시킨 기술이 제안되어 있다. 그러나, 물 담금질에서는 강도 격차가 크게 발생할 뿐 아니라, 마무리의 압연 온도나 신선 가공률이 적절하지 않기 때문에, 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 발휘시키는 것은 곤란하다.
이와 같이 지금까지 제안된 기술에서는, 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 얻을 수 없다.
일본 특허공개 평11-043737호 공보 일본 특허공개 평10-053834호 공보 국제공개 제2011/108459호 팜플렛 일본 특허공개 2001-62639호 공보
본 발명은 상기 사정에 착안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, SCM강이나 SCr강에 대하여 Mo나 Cr을 생략 또는 저감하더라도 규격 합금강 수준의 내지연 파괴성을 갖는 볼트, 상기 볼트를 제조하기 위한 볼트용 강선, 및 그들을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 볼트용 강선은, 질량%로, C: 0.20∼0.35%, Si: 0.01% 이상, Mn: 0.3∼1.5%, P: 0% 초과 0.020% 이하, S: 0% 초과 0.020% 이하, Cr: 0.10∼1.5%, Al: 0.01∼0.10%, B: 0.0005∼0.005% 및 N: 0.001% 이상을 각각 함유함과 더불어, Ti: 0.02∼0.10% 및 Nb: 0.02∼0.10% 중 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 볼트용 강선으로서, 상기 볼트용 강선의 직경을 D0, 상기 볼트용 강선의 D0/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 상기 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하이고, 또한 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하이며, 상기 볼트용 강선 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상인 것에 요지를 갖는다.
본 발명의 상기 볼트용 강선은, 추가로 이하의 (a)∼(d) 중 적어도 하나를 함유하는 것이 바람직하다.
(a) Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.5% 이하 및 Sn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소
(b) Mo: 0% 초과 0.30% 이하 및 V: 0% 초과 0.30% 이하 중 적어도 1종의 원소
(c) Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.01% 이하 중 적어도 1종의 원소
(d) Zr: 0% 초과 0.3% 이하 및 W: 0% 초과 0.3% 이하 중 적어도 1종의 원소
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 상기 볼트용 강선의 제조 방법은, 상기 화학 성분 조성을 갖는 선재를 이용하고, 적어도 하기 (1)의 제조 공정을 포함하는 것에 요지를 갖는다.
(1) 상기 선재로부터 상기 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에 있어서, 신선 가공 전의 상기 선재를 650∼800℃에서 1.0∼24시간 가열한 후, 단면 감소율이 20% 이상이 되도록 신선 가공한다.
또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 볼트는, 질량%로, C: 0.20∼0.35%, Si: 0.01% 이상, Mn: 0.3∼1.5%, P: 0% 초과 0.020% 이하, S: 0% 초과 0.020% 이하, Cr: 0.10∼1.5%, Al: 0.01∼0.10%, B: 0.0005∼0.005% 및 N: 0.001% 이상을 각각 함유함과 더불어, Ti: 0.02∼0.10% 및 Nb: 0.02∼0.10% 중 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 볼트용 강선을 볼트 형상으로 성형한 볼트로서, 볼트 축부의 직경을 D1, 볼트의 D1/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 상기 볼트 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하이고, 또한 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하이며, 상기 볼트 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상인 것에 요지를 갖는다.
상기 볼트용 강선은, 추가로 이하의 (a)∼(d) 중 적어도 하나를 함유하는 것이 바람직하다.
(a) Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.5% 이하 및 Sn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소
(b) Mo: 0% 초과 0.30% 이하 및 V: 0% 초과 0.30% 이하 중 적어도 1종의 원소
(c) Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.01% 이하 중 적어도 1종의 원소
(d) Zr: 0% 초과 0.3% 이하 및 W: 0% 초과 0.3% 이하 중 적어도 1종의 원소
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 상기 볼트의 제조 방법은, 상기 화학 성분 조성을 갖는 선재를 이용하고, 하기 (1) 및 (2) 중 적어도 하나의 제조 공정을 포함하는 것에 요지를 갖는다.
(1) 상기 선재로부터 상기 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에 있어서, 신선 가공 전의 상기 선재를 650∼800℃에서 1.0∼24시간 가열한 후, 단면 감소율이 20% 이상이 되도록 신선 가공한다.
(2) 상기 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 열간 압조 공정에 있어서, 열간 압조 전의 상기 볼트용 강선을 800∼950℃에서 10∼60분 가열한 후, 상기 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 축부에 있어서의 단면 감소율이 10% 이상이 되도록 열간 압조한다.
본 발명은 상기와 같이 구성되어 있기 때문에, 결정 조대화의 방지에 더하여, 지연 파괴의 기점이 되는 표면의 B 화합물을 저감할 수 있어, 내지연 파괴성이 우수한 볼트를 실현할 수 있다.
우선, 본 발명을 가장 특징짓는 볼트용 강선 또는 볼트의 각 표면의 B 함유량에 대하여 설명한다.
본 발명자들은, 규격 합금강에 비하여 B 첨가강이 내지연 파괴성이 뒤떨어지는 원인을 여러 가지 검토했다. 그 결과, B 첨가강에서는 B 함유 화합물이 볼트용 강선의 표면 또는 볼트의 표면에 석출되고, 당해 B 함유 화합물이 기점이 되어 지연 파괴가 생긴다는 것을 밝혀냈다.
그래서 본 발명자들은, 지연 파괴의 기점이 되는 B 함유 화합물의 저감 방법에 대하여 예의 연구를 더 거듭했다. 그 결과, B 첨가강을 고온으로 가열했을 때 일어나는 탈B 현상을 이용하면 되고, 이하의 수단이 유효하다는 것을 밝혀냈다.
볼트용 강선을 제조하는 경우에는, 선재로부터 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에 있어서의 가열 조건 및 그 후의 단면 감소율을 제어한다;
볼트를 제조하는 경우에는, (i) 상기 조건에서 얻어진 볼트용 강선을 이용하거나, 또는 (ii) 상기 조건을 실시하지 않는 볼트용 강선을 이용하는 경우에는, 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 열간 압조 공정에 있어서의 가열 조건 및 그 후의 단면 감소율을 제어하거나, 또는 (iii) 상기 (i) 및 상기 (ii)의 조건을 양쪽 모두 이용한다.
전술한 본 발명에 따른 볼트용 강선의 제조 방법에 의하면, 볼트용 강선의 표면에, B 함유량이 저하된 층을 균일하게 형성할 수 있다. 구체적으로는, 볼트용 강선의 직경을 D0, 볼트용 강선의 D0/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하로 저감됨과 더불어, 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하여서, 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 격차가 작아 농도가 균일한 볼트용 강선이 얻어진다.
마찬가지로, 전술한 본 발명에 따른 볼트의 제조 방법에 의하면, 볼트의 표면에, B 함유량이 저하된 층을 균일하게 형성할 수 있다. 구체적으로는, 볼트의 직경을 D1, 볼트용 강선의 D1/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 볼트 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하로 저감됨과 더불어, 상기 합의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하여서, 볼트 표면의 B 함유량의 격차가 작아 농도가 균일한 볼트가 얻어진다. 그 결과, 볼트의 내지연 파괴성이 크게 향상된다는 것을 발견했다.
본 발명에 있어서의 상기 B 함유량은, 전술한 바와 같이, 볼트용 강선 및 볼트에 관계없이, 표면의 B 함유량을 측정하고 있다. 표면의 B 함유량은, 일반적으로 지연 파괴의 기점이 되는 표면으로부터 깊이 100μm 정도까지의 표층에 있어서의 B 함유량을 대표하고 있기 때문이다.
또한, 상기 B 함유량은, 볼트용 강선의 D0/4부(D0는 볼트용 강선의 직경을 나타냄) 또는 볼트의 D1/4부(D1은 볼트 축부의 직경을 나타냄)에 있어서의 각 B 함유량과의 관계로 규정했지만, 상기 D0/4부 또는 D1/4부는, 신선 가공 전의 선재 또는 열간 압조 전의 볼트용 강선의 평균적인 B 함유량을 나타내는 위치로서 선택한 것이다. 이하에서는, 볼트용 강선의 D0/4부 또는 볼트의 D1/4부를 간단히 「내부」라고 부르는 경우가 있다.
표면의 B 함유량을 내부의 B 함유량보다 낮게 함으로써, 지연 파괴의 기점이 되는 B 함유 석출물의 수를 저감할 수 있어, 내지연 파괴성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 볼트용 강선 및 볼트 중 어느 경우에 있어서도, 내부의 B 함유량을 100%로 했을 때, 내부의 B 함유량에 대한 표면의 B 함유량의 비율을 평균으로 75% 이하로 할 필요가 있다. 이와 같이 해서 산출되는 표면의 B 함유량의 평균은, 바람직하게는 60% 이하이고, 보다 바람직하게는 50% 이하이다.
한편, 상기 표면의 B 함유량의 평균의 하한은, 상기 관점에서는 특별히 한정되지 않지만, 담금질성 등을 고려하면, 대략 10% 이상인 것이 바람직하다.
또 본 발명에서는, 볼트용 강선 및 볼트에 관계없이, 내부의 B 함유량에 대한 표면의 B 함유량의 비율을 산출했을 때, 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하를 만족한다. 표면의 B 함유량을 저하시키는 것에 의해서 내지연 파괴성을 향상시키기 위해서는, 표면의 B 함유량을 저하시킴과 더불어, 표면의 B 함유량이 저하된 층을 균일하게 생성시킬 필요가 있고, 그것을 위해서는, 상기와 같이 최대값과 최소값의 차를 작게 하는 것이 유효하기 때문이다. 구체적으로는, 후기하는 실시예의 란에 나타내는 바와 같이, 표면 및 내부의 B 함유량을 각각 임의의 위치에서 4개소 측정하여, 그의 평균값, 및 최대값과 최소값의 차를 산출한다. 한편, 본 발명에 이용되는 볼트용 강선의 B 함유량은 0.0005∼0.005%로 매우 적기 때문에, 그의 최대값과 최소값의 차가 측정 장치의 검출 한계인 0.0001% 변화하는 것만으로도, 내지연 파괴성은 크게 변동하게 된다. 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, 상기 최대값과 최소값의 차가 25%를 초과했을 때 표면의 B 함유량이 균일해져 내지연 파괴 특성이 저하된다는 것을 밝혀냈다. 상기 최대값과 최소값의 차는 작을수록 좋고, 예를 들면 15% 이하인 것이 바람직하고, 5% 이하인 것이 보다 바람직하며, 가장 바람직하게는 0%이다.
이상, 본 발명을 가장 특징짓는 볼트용 강선 또는 볼트의 B 함유량에 대하여 설명했다.
또 본 발명의 볼트용 강선 또는 볼트는, 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상을 만족한다. 상기 영역의 구 오스테나이트를 미세화함으로써, 인성(靭性)의 향상에 의해 내지연 파괴성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, JIS G0551에 기초하여, 상기 영역의 구 오스테나이트 결정 입도 번호를 측정했을 때, No. 8 이상으로 할 필요가 있다. 상기 영역의 구 오스테나이트 결정 입도 번호는, 바람직하게는 No. 10 이상이고, 보다 바람직하게는 No. 12 이상이다. 한편, 구 오스테나이트 결정 입도 번호는 클수록 바람직하고, 그의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상은 15 이하이다.
본 발명에서는, 볼트로서의 기본적 특성 및 내지연 파괴성을 발휘시키기 위해서는, 그의 화학 성분 조성도 적절히 조정할 필요가 있다. 이 화학 성분 조성은 볼트용 강선과 볼트에 공통되는 것인데, 그의 범위 설정 이유는 다음과 같다.
(C: 0.20∼0.35%)
C는 강도 확보나 담금질성 향상에 유효한 원소이다. 특히 1000MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서, 0.20% 이상 함유시킬 필요가 있다. C 함유량은, 바람직하게는 0.22% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.24% 이상이다. 한편, C 함유량이 과잉이 되면, 인성이나 내식성의 저하를 초래하여, 내지연 파괴성이 저하되기 때문에, 0.35% 이하로 했다. C 함유량은 바람직하게는 0.33% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.
(Si: 0.01% 이상)
Si는 용제 시의 탈산제로서 작용함과 더불어, 강을 강화하는 고용 원소로서 필요한 원소이고, 0.01% 이상 함유시킴으로써 그 효과를 발휘한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.03% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, 내지연 파괴성의 관점에서는 Si 함유량의 상한은 특별히 설정하지 않지만, Si 함유량이 많아지면 볼트 제조 시의 압조성이 저하되기 때문에, 2.0% 이하인 것이 바람직하다. Si 함유량의 보다 바람직한 상한은 1.5% 이하이고, 더 바람직하게는 1.0% 이하이다.
(Mn: 0.3∼1.5%)
Mn은 담금질성 향상 원소이고, 특히 1000MPa 이상의 인장 강도를 달성함에 있어서 중요한 원소이다. 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Mn을 0.3% 이상 함유시킨다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.4% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.5% 이상이다. 한편, Mn 함유량이 과잉이 되면, 결정 입계로의 편석을 조장하여 입계 강도가 저하되어, 내지연 파괴성이 저하되기 때문에, 1.5% 이하로 할 필요가 있다. Mn 함유량의 상한은, 바람직하게는 1.3% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.1% 이하이다.
(P: 0% 초과 0.020% 이하)
P는 불가피적 불순물로서 함유되는데, 과잉으로 존재하면 입계 편석을 일으켜서 입계 강도를 저하시켜, 내지연 파괴성이 악화된다. 그 때문에, P 함유량의 상한은 0.020% 이하로 했다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.015% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. P 함유량은 저감하면 할수록 내지연 파괴성의 향상으로 이어지지만, 생산성이나 제조 비용이 악화되기 때문에, 하한은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(S: 0% 초과 0.020% 이하)
S가 과잉으로 존재하면, 황화물이 결정 입계에 편석되어, 입계 강도의 저하를 초래하여 내지연 파괴성이 저하된다. 그 때문에, S 함유량의 상한은 0.020% 이하로 했다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.015% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. S 함유량은 저감하면 할수록 내지연 파괴성의 향상으로 이어지지만, 생산성이나 제조 비용이 악화되기 때문에, 하한은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(Cr: 0.10∼1.5%)
Cr은 담금질성, 내지연 파괴성의 향상에 유효함과 더불어, 내식성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, C량을 0.10% 이상 함유시킨다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.15% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이다. 한편, Cr 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 1.5% 이하로 했다. Cr 함유량은, 바람직하게는 1.2% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이다.
(Al: 0.01∼0.10%)
Al은 강의 탈산에 유효한 원소이고, 또한 AlN을 형성하는 것에 의해서 오스테나이트립의 조대화를 방지할 수 있다. 또한, N과 결합함으로써 화합물을 형성하지 않는 프리 B가 증가하기 때문에, 담금질성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.02% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Al 함유량이 과잉이 되어도 효과가 포화되기 때문에, 상한을 0.10% 이하로 했다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.08% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.
(B: 0.0005∼0.005%)
B는 강의 담금질성을 향상시킴에 있어서 유효한 원소이다. 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 B를 0.0005% 이상 함유하고, 또한 Ti 및 Nb 중 적어도 1종을 병용하여 첨가할 필요가 있다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0007% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 한편, B 함유량이 과잉이 되어 0.005%를 초과하면 B 함유 화합물이 다량으로 생성되어, 인성이 저하된다. B 함유량은, 바람직하게는 0.004% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.003% 이하이다.
(N: 0.001% 이상)
N은 Al, Ti 또는 Nb와 질화물을 형성하는 것에 의해서 결정립의 조대화를 방지할 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, N 함유량은 0.001% 이상으로 할 필요가 있다. N 함유량은, 바람직하게는 0.002% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003% 이상이다. 한편, 내지연 파괴성의 관점에서는, N 함유량의 상한은 특별히 한정되지 않지만, N 함유량이 과잉이 되면 고용 N이 증가하여, 냉간 압조성이 악화되기 때문에, 상한은 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. N 함유량의 상한은, 보다 바람직하게는 0.012% 이하이고, 더 바람직하게는 0.010% 이하이다.
(Ti: 0.02∼0.10% 및 Nb: 0.02∼0.10% 중 적어도 1종)
Ti 및 Nb는 탄질화물을 형성하는 원소이고, 이들 중 어느 것인가 적어도 1종을 0.02% 이상 함유시킴으로써 결정립의 조대화를 방지할 수 있다. 또한, 강 중의 N을 TiN 또는 NbN으로서 고착시키는 것에 의해, 프리 B가 증가하기 때문에, 담금질성을 향상시킬 수 있다. 각 원소의 함유량은, 바람직하게는 0.030% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.035% 이상이다. 한편, Ti 함유량 및 Nb 함유량이 과잉이 되어 그 중 어느 것인가가 0.10%를 초과하면, 가공성의 저하나 비용이 증가한다. 어느 원소도, 바람직하게는 0.08% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.07% 이하이다.
본 발명의 볼트용 강선 또는 볼트의 기본 성분은 상기한 바와 같고, 잔부는 철 및 상기 P, S 이외의 불가피적 불순물이다. 상기 불가피적 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 혼입되는 원소가 허용될 수 있다. 또한, 본 발명의 볼트에는, 상기 기본 성분 외에 필요에 따라서, 추가로 이하의 선택 원소를 함유시키는 것도 유효하다. 이들 원소를 함유시킬 때의 적정한 범위 및 작용은 이하와 같다.
(Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.5% 이하 및 Sn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상)
Cu, Ni 및 Sn은 내식성 향상 원소이고, 부식에 의한 수소 발생량도 저감되기 때문에, 내지연 파괴성의 향상에도 유효하다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상 병용해도 된다.
상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu는 0.03% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이고, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다.
또한, 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ni는 0.03% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.4% 이하이고, 더 바람직하게는 0.3% 이하이다.
또한, 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Sn은 0.03% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Sn 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.4% 이하이고, 더 바람직하게는 0.3% 이하이다.
(Mo: 0% 초과 0.30% 이하 및 V: 0% 초과 0.30% 이하 중 적어도 1종)
Mo 및 V는 담금질성 향상 원소이고, 고강도를 달성하는 데 유효한 원소이다. 또한, 이들 원소는 미세한 탄질화물을 형성하여 오스테나이트립의 조대화를 방지할 수 있기 때문에, 내지연 파괴성을 향상시킨다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 병용해도 된다.
상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo는 0.03% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Mo량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.30%로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.27% 이하이고, 더 바람직하게는 0.25% 이하이다.
또한, 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, V는 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. V 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.04% 이상이고, 더 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, V 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.30% 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.20% 이하이고, 더 바람직한 상한은 0.15% 이하이다.
(Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.01% 이하 중 적어도 1종)
Mg 및 Ca는 강의 탈산에 유효한 원소이고, 또한 Ti나 Al과의 복합 화합물을 형성함으로써 오스테나이트립의 조대화를 방지할 수 있다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mg를 바람직하게는 0.001% 이상, Ca를 바람직하게는 0.001% 이상 함유시킨다. 한편, 이들 원소를 0.01%보다 많이 함유시켜도 상기 효과가 포화된다. 각 원소의 보다 바람직한 상한은 0.005% 이하이고, 더 바람직하게는 0.001% 이하이다. 한편, 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 병용해도 된다.
(Zr: 0% 초과 0.3% 이하 및 W: 0% 초과 0.3% 이하 중 적어도 1종)
Zr 및 W는 탄질화물 형성 원소이고, 오스테나이트립의 조대화 방지에 기여한다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 병용해도 된다.
상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Zr을 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Zr 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.02% 이상이고, 더 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Zr 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.2% 이하이고, 더 바람직하게는 0.1% 이하이다.
또한, 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, W를 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. W 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.02% 이상이고, 더 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, W 함유량이 과잉이 되면 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. W 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.15% 이하이고, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다.
다음으로, 본 발명의 볼트용 강선을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 볼트용 강선은, 주조에 의해 얻어진 강편을 열간 압연에 의해서 선재로 가공한 후, 얻어진 선재를 신선 가공하는 것에 의해 제조된다.
(강편으로부터 선재로의 열간 압연 공정)
상기 요건을 만족하는 볼트용 강선을 제조하기 위해서는, 이하에 상술하는 「선재로부터 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정」을 적절히 제어할 필요가 있고, 그 전의 열간 압연 공정은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 이하와 같이 제어하는 것이 바람직하다.
열간 압연 전의 가열 온도: 750∼1300℃
열간 압연 전의 가열 시간: 30∼720분
열간 압연 시의 온도: 700∼1100℃
열간 압연 시의 단면 감소율: 99.0∼99.9%
한편, 상기 단면 감소율은 하기 식으로 구해진다.
열간 압연 시의 단면 감소율 = {(강편의 단면적-선재의 단면적)/(강편의 단면적)}×100(%)
(선재로부터 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정)
선재로부터 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에서는, 650∼800℃에서 1.0∼24시간 가열한 후, 단면 감소율 20% 이상으로 신선한다. 이에 의해, 볼트용 강선의 내부에 대한 표면의 B 함유량의 평균을 저하시킴과 더불어, 최대값과 최소값의 차도 작게 할 수 있어, B 함유량을 균일화시킬 수 있다. 한편, 온도·시간이 적정하면, 구상화 소둔으로 대용하는 것도 가능하고, 그때의 노 내 분위기는 과도한 탈탄·침탄이 생기지 않는 범위에서 적절히 실시할 수 있다.
(가열 온도: 650∼800℃)
우선, 상기 신선 전의 가열 온도는 650∼800℃로 한다. 상기 가열 온도가 지나치게 낮으면 탈보론량이 불충분해지고, 표면의 B 함유량이 저하되어 내지연 파괴성이 악화되기 때문에, 그의 하한을 650℃ 이상으로 했다. 가열 온도의 바람직한 하한은 680℃ 이상이고, 보다 바람직한 하한은 700℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 지나치게 높아지면, 탈탄이 촉진되어 Ti나 Nb 등의 탄화물이 감소하여, 결정립이 조대화되거나, 볼트용 강선의 표층 경도가 저하되거나 하기 때문에, 그의 상한을 800℃ 이하로 했다. 가열 온도의 바람직한 상한은 780℃ 이하이고, 보다 바람직한 상한은 760℃ 이하이다.
(가열 시간: 1.0∼24시간)
또 상기 신선 전의 가열 시간은 1.0∼24시간으로 한다. 상기 가열 시간이 지나치게 짧으면, 탈보론량이 불충분해지고, 표면의 B 함유량이 저하되어 내지연 파괴성이 악화되기 때문에, 그의 하한을 1.0시간 이상으로 했다. 가열 시간의 바람직한 하한은 3시간 이상이고, 보다 바람직한 하한은 6시간 이상이다. 한편, 가열 시간이 지나치게 길면, 탈탄이 촉진되어 Ti나 Nb 등의 탄화물이 감소하여, 결정립이 조대화되거나, 볼트용 강선의 표층 경도가 저하되거나 하기 때문에, 그의 상한을 24시간 이하로 했다. 가열 시간의 바람직한 상한은 18시간 이하이고, 보다 바람직한 상한은 10시간 이하이다.
한편, 상기 신선 전의 가열 대신에, 구상화 소둔을 행하는 것도 가능하다. 구체적으로는, 예를 들면, 이하의 조건에서 구상화 소둔을 행할 수 있다. 또한, 그때의 노 내 분위기는 과도한 탈탄·침탄이 생기지 않는 범위에서 적절히 실시할 수 있지만, 예를 들면, 이산화탄소 가스와 일산화탄소 가스의 혼합 분위기, 또는 질소 분위기로 제어하는 것이 바람직하다.
균열 온도: 700∼850℃
균열 시간: 1∼24시간
노 내의 pF값: 0∼200
균열 후의 냉각 속도: 5∼20℃/Hr
추출 온도: 650∼800℃
한편, 상기 추출 온도란 열처리노로부터 선재를 밖으로 내보낼 때의 온도이다. 또한, 상기 pF값은, 하기 식에 나타내는 바와 같이, 체적%로, 노 내 분위기 가스 중의 CO2 농도(%)와 CO 농도(%)의 제곱의 비로 정해지는 값이다.
pF = (CO)2/CO2
(단면 감소율: 20% 이상)
상기 신선 가공 시의 단면 감소율은 20% 이상으로 한다. 신선 가공 시의 단면 감소율이 지나치게 작으면, 상기 가열 처리 시에 보다 저감된 볼트용 강선 표면의 B 함유량이 불균일한 채 잔류하여, 내지연 파괴성이 저하되는 경우가 있다. 단면 감소율의 바람직한 하한은 23% 이상이고, 보다 바람직한 하한은 25% 이상이다. 한편, 단면 감소율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성을 고려하면 40% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 단면 감소율은 하기 식으로 구해진다.
신선 가공 시의 단면 감소율 = {(선재의 단면적-볼트용 강선의 단면적)/(선재의 단면적)}×100(%)
또한, 이와 같이 해서 얻어진 볼트용 강선은, 볼트용 강선 표면의 B 함유량이 내부의 B 함유량에 대하여 평균으로 75% 이하, 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하여서, 상기 B 함유량이 균일화되기 때문에, 지연 파괴의 기점이 되는 B 함유 화합물의 수가 적어, 양호한 내지연 파괴성이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 볼트를 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 볼트는, 볼트용 강선을 열간 압조하여, 두부 성형품의 형상으로 가공하는 것에 의해서 얻어진다. 본 발명에 따른 볼트를 제조하기 위해서는, 전술한 바와 같이, 하기 (i)∼(iii)의 방법을 채용할 수 있다.
(i) 상기의 신선 가공 공정에서 얻어진 볼트용 강선을 이용한다.
(ii) 상기의 신선 가공을 실시하지 않는 볼트용 강선을 이용하고, 두부 성형품 형상으로의 열간 압조 공정에 있어서의 가열 조건 및 그 후의 단면 감소율을 제어한다.
(iii) 상기 (i) 및 상기 (ii)의 조건을 양쪽 모두 이용한다.
이하, 각 방법에 대하여 설명한다. 한편, 상기 (iii)은 (i)과 (ii) 양쪽 모두 채용하기 때문에, 설명을 생략한다.
상기 (i)의 상세는 전술한 바와 같다. 본 발명에 의하면, 상기 (i)의 방법에 의해서 얻어진 볼트용 강선을 이용하면, 그 후의 열간 압조 공정의 조건의 여하에 관계없이, 볼트용 강선의 요건(표면의 B 함유량 및 구 오스테나이트 결정 입도 번호)이 그대로, 열간 압조 후의 두부 성형품에도 유지된다. 따라서, 상기 볼트용 강선과 동일한 요건을 만족하는 볼트가 얻어진다.
다음으로, 상기 (ii)에 대하여 상술한다.
(두부 성형품 형상으로의 열간 압조 공정)
상기 열간 압조 공정에서는, 800∼950℃에서 10∼60분 가열한 후, 볼트용 강선과 두부 성형품의 축부의 단면 감소율이 10% 이상이 되도록 제어한다. 이에 의해, 볼트용 강선 표면의 B 함유량 등이 적절히 제어되어 있지 않아도, 얻어지는 볼트의 내부에 대한 표면의 B 함유량의 평균이 저감됨과 더불어, 최대값과 최소값의 차도 작게 할 수 있어, B 함유량을 균일화시킬 수 있다.
(가열 온도: 800∼950℃)
상기 열간 압조 공정에 있어서의 가열 온도는 800∼950℃로 한다. 상기 가열 온도가 지나치게 낮으면 탈보론량이 불충분해지고, 표면의 B 함유량이 저하됨과 더불어 균일한 B 함유량이 얻어지지 않기 때문에, 내지연 파괴성이 악화된다. 따라서, 상기 가열 온도의 하한을 800℃ 이상으로 했다. 가열 온도의 바람직한 하한은 840℃ 이상이고, 보다 바람직한 하한은 860℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 지나치게 높으면 구 오스테나이트 결정립이 조대화되거나, 볼트의 표층 경도가 저하되거나 하기 때문에, 그의 상한을 950℃ 이하로 했다. 가열 온도의 바람직한 상한은 930℃ 이하이고, 보다 바람직한 상한은 900℃ 이하이다.
(가열 시간: 10∼60분)
상기 열간 압조 공정에 있어서의 가열 시간은 10∼60분으로 한다. 상기 가열 시간이 지나치게 짧으면 탈보론량이 불충분해지고, 볼트 표면의 B 함유량이 저감되지 않아 내지연 파괴성이 악화되기 때문에, 그의 하한을 10분 이상으로 했다. 가열 시간의 바람직한 하한은 15분 이상이고, 보다 바람직한 하한은 25분 이상이다. 한편, 가열 온도가 지나치게 길면 구 오스테나이트 결정립이 조대화되거나, 볼트의 표층 경도가 저하되거나 하기 때문에, 그의 상한을 60분 이하로 했다. 가열 시간의 바람직한 상한은 45분 이하이고, 보다 바람직한 상한은 35분 이하이다.
(단면 감소율: 10% 이상)
볼트용 강선과 두부 성형품의 축부의 단면 감소율은 10% 이상으로 한다. 상기 단면 감소율이 지나치게 작으면, 상기 가열 처리에 의해 저감된 볼트 표면의 B 함유량이 불균일한 채 잔류하여, 내지연 파괴성이 저하되는 경우가 있다. 상기 단면 감소율의 바람직한 하한은 13% 이상이고, 보다 바람직한 하한은 15% 이상이다. 한편, 상기 단면 감소율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 지나치게 높으면 금형 수명의 악화를 초래할 가능성이 있기 때문에, 실용적으로는 40% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 단면 감소율은 하기 식으로 구해진다.
두부 성형품 가공 시의 단면 감소율 = {(볼트용 강선의 단면적-두부 성형품의 축부의 단면적)/(볼트용 강선의 단면적)}×100(%)
상기 (i)∼(iii) 중 어느 방법에 의해서 얻어진 두부 성형품은 그대로 급냉하여 담금질하고, 필요에 따라서 템퍼링을 실시하는 것이 추천된다.
여기에서, 상기 담금질 방법은 특별히 한정되지 않지만, 본 발명의 성분 조성에서는 예를 들면 실온의 기름에 투입하도록 해서 행하는 것이 추천된다.
또한, 필요에 따라서 실시되는 상기 템퍼링의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 특히 1000∼1400MPa의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 이하의 템퍼링 조건을 채용하는 것이 바람직하다.
템퍼링 온도: 360∼550℃
템퍼링 시간: 20∼100분
이어서, 냉간 압조에 의해서 볼트 형상으로 성형한 후, 나사부를 전조(轉造)하여 볼트가 얻어진다. 더욱이 템퍼링을 목적으로, 나사부를 전조하기 전 또는 전조한 후, 소정의 조건에서 가열 처리를 행해도 된다. 상기의 성형 공정 및 전조 공정은 특별히 한정되지 않고, 임의로 설정하면 된다. 또한, 상기의 가열 처리도 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 이하의 가열을 행하는 것이 바람직하다.
템퍼링 온도: 360∼550℃
템퍼링 시간: 20∼100분
이와 같이 해서 얻어지는 볼트는, 볼트 표면의 B 함유량이 내부의 B 함유량에 대하여 평균으로 75% 이하, 볼트 표면의 B 함유량의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하여서, 상기 B 함유량이 균일화되기 때문에, 지연 파괴의 기점이 되는 B 함유 화합물의 수가 적어, 양호한 내지연 파괴성이 얻어진다.
본원은 2013년 12월 2일에 출원된 일본 특허출원 제2013-249563호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2013년 12월 2일에 출원된 일본 특허출원 제2013-249563호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해서 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
하기 표 1에 나타내는 강종 A∼Z의 강재를 용제한 후, 단면이 정방형이고, 한 변이 155mm인 강편을 제조했다. 한편, 표 1에 있어서의 「tr.」은 각 원소의 분석 한계값 미만을 나타낸다. 그 후, 강편으로부터 선재로 가공(공정 1), 선재로부터 볼트용 강선으로 가공(공정 2), 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로 가공(공정 3), 및 두부 성형품으로부터 볼트로 가공(공정 4)하여, 여러 가지의 플랜지 볼트(인장 강도 1000∼1400MPa, M10∼14(보통 나사), 길이 60mmL)를 제작했다. 상기 공정 1∼4의 기본적인 조건을 표 2∼5에 나타낸다. 상세하게는, 표 2, 4에 상기 공정 1 및 공정 2를, 표 3, 5에 상기 공정 3 및 공정 4의 조건을 기재했다.
또한, 상기 공정 1∼4에 대하여, 상기 표 2∼5에 기재한 것 이외의 조건은 이하와 같다.
(강편으로부터 선재로의 가공: 공정 1)
표 2, 4에 나타내는 압연 전의 가열 온도, 가열 시간 및 압연 시의 단면 감소율에 더하여, 압연 시의 온도는 750∼1100℃의 범위에서 실시했다. 압연 전의 가열 온도는 가열로로부터 강편을 취출했을 때의 온도, 가열 시간은 가열로에서의 강편의 재노(在爐) 시간, 압연 시의 온도는 최종 마무리 압연 시의 표면 온도로 관리했다. 한편, 공정 1에 있어서의 단면 감소율은 하기 식으로 구해지는 값이다.
선재 가공 시의 단면 감소율 = {(강편의 단면적-선재의 단면적)/(강편의 단면적)}×100(%)
(선재로부터 볼트용 강선으로의 가공: 공정 2)
선재로부터 볼트용 강선으로의 가공은, 선재를 산세(酸洗)로 스케일 제거하고, 표 2, 4에 나타내는 가열 온도, 가열 시간으로 가열하고 나서 신선한 후, 산세로 스케일을 제거하고, 윤활 피막 처리를 실시하고 나서 소정의 단면 감소율로 신선을 실시했다. 또한 표 2, 4의 「가공 방식」의 란에는, 처리한 공정의 차례를 나타냈다. 예를 들면 「열처리→신선」은 열처리 후에 신선을 실시한 예, 「신선→열처리」는 신선 후에 열처리를 실시한 예, 「신선만」은 신선만을 실시하고, 열처리를 실시하지 않은 예를 의미한다. 한편, 공정 2에 있어서, 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하는 것에 대해서는 표 2, 4의 「실시」의 란에 「합격」이라고 기재하고, 어느 것인가의 조건을 만족하지 않는 것에 대해서는 「불합격」이라고 기재했다.
(볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 가공: 공정 3)
볼트용 강선으로부터 두부 성형품으로의 가공은, 볼트용 강선을 표 3, 5에 나타내는 가열 온도, 가열 시간으로 가열한 후, 파트 포머(part former)를 이용하여 육각 플랜지를 열간 압조로 가공했다. 또한, 표 3, 5에 나타내는 가열 온도, 가열 시간이 「-」인 예에서는, 육각 플랜지를 냉간 단조로 가공했다. 일부의 실험 No. 14∼16에서는, 두부 성형품의 축부에 드로잉 가공을 가하여, 볼트용 강선에 대해 두부 성형품의 축부의 단면적이 작아지도록 가공을 가했다. 한편, 공정 3에 있어서, 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하는 예는 표 3, 5의 「실시」의 란에 「합격」이라고 기재하고, 어느 것인가의 조건을 만족하지 않는 예는 「불합격」이라고 기재했다.
(두부 성형품으로부터 볼트로의 가공: 공정 4)
두부 성형품으로부터 볼트로의 가공은, 두부 성형품을 표 3, 5에 나타내는 가열 온도, 가열 시간으로 가열 후, 급냉함으로써 담금질을 행하고, 소정의 온도에서 템퍼링을 실시한 후, 전조 가공함으로써 실시했다. 표 3, 5의 「가공 방식」의 란에는, 처리한 공정의 차례를 나타내고 있고, 예를 들면 「열처리→전조」는 담금질 템퍼링 후에 전조를 실시한 예, 「전조→열처리」는 전조 후에 담금질 템퍼링을 실시한 예이다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
이와 같이 해서 얻어진 볼트에 대하여, 볼트 압조성, 인장 강도, 표면 B 함유량의 비율, 표면과 내부의 경도의 차, 구 오스테나이트 결정 입도 No. 및 내지연 파괴성을 평가했다. 각각의 측정 방법을 이하에 설명한다.
(볼트 압조성의 평가)
볼트의 제조에 필요한 볼트 냉간 압조성의 평가는 볼트 압조 후의 플랜지부의 깨짐의 유무로 판단했다. 플랜지부에 깨짐이 확인되지 않는 경우에는, 표 6, 7의 볼트 압조성의 란에, 볼트 압조성 양호로 해서 「양호」라고 기재하고, 플랜지부에 깨짐이 확인되는 경우에는 볼트 압조성 불량으로 해서 「불량」이라고 기재했다.
(인장 강도의 측정)
볼트의 인장 강도는 JIS B1051(2009)에 따라서 인장 시험을 행하여 구했다.
(표면 B 함유량의 비율의 측정)
표면 B 함유량은, 볼트로부터 두부와 나사부를 절단 후, 남은 축부의 축 방향으로 드릴 가공을 실시하여, 두께 2mm의 파이프 형상으로 가공한 후, 반으로 갈라, 판 형상으로 눌러 넓혔다. 제작한 판에 대하여, 외표면에 상당하는 표면을 발광 분광 분석법으로 분석했다. 내부의 B 함유량은 볼트의 축부의 D1/4 위치로부터 칩을 채취하고, 발광 분광 분석법으로 분석했다. 표면의 B 함유량을 내부의 B 함유량으로 나눔으로써, 표면의 B의 함유량의 저하 비율을 구했다. 이때, 각 샘플에 대한 측정 개소는 임의의 4개소로 하고, 그의 평균값을 계산했다. 또한 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25%를 초과한 경우에는, 「불균일」이라고 평가했다.
(표면과 내부의 경도의 차)
표면 및 내부의 경도의 측정은 JIS B1051(2009)에 따라서 실시했다. 표면과 내부의 경도의 차가 60HV 이하를 합격으로 했다.
(구 오스테나이트 결정 입도 No.)
볼트의 축부를, 볼트축에 대하여 수직한 단면인 횡단면에서 절단 후, 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역의 0.039mm2의 영역을 광학 현미경으로 배율: 400배로 관찰하여, JIS G0551(2005)에 따라서 결정 입도 번호를 측정했다. 측정은 4시야에 대하여 행하고, 이들의 평균값을 구 오스테나이트 결정 입도 No.(구 γ결정 입도 No.)로 했다.
(내지연 파괴성)
볼트를 블록상의 지그에, 볼트의 인장 강도에 대하여, 0.8배 상당의 축력이 작용하는 토크값으로 체결하고, 15% HCl을 채운 욕조에 침지했다. 1주일 후에 용액의 교체를 행하고, 시험 개시로부터 2주간 후에 시험을 종료했다. 시험 종료 시의 파단 본수를 시험 본수로 나눔으로써 파단 비율(%)을 구했다. 한편, 볼트 압조성 또는 인장 강도가 목표 미달이 된 실험 No. 38, 39는, 그 후의 보론 농도의 측정, 경도 측정, 결정 입도 측정, 지연 파괴 시험은 실시하지 않았다.
이들의 결과를 템퍼링 온도와 함께 하기 표 6, 7에 나타낸다.
Figure pct00006
Figure pct00007
이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 표 6에 나타낸 실험 No. 1∼25 및 표 7의 실험 No. 45는, 강재의 화학 성분 조성, 금속 조직 및 제조 조건이 적절히 제어되어 있기 때문에, 모두 1000MPa 이상의 고강도를 달성하고, 또한 우수한 내지연 파괴성을 실현하고 있다.
이에 비해, 표 7에 나타낸 실험 No. 26∼44는, 본 발명에서 규정하는 요건이 부적절했기 때문에, 내지연 파괴성에 있어서 뒤떨어지는 결과가 되어 있다.
표 4의 실험 No. 26∼31에서는, 상기 공정 2에 있어서의 각 조건의 영향을 파악할 수 있다. 이 중 실험 No. 26은, 신선 전의 가열 온도가 지나치게 낮은 예로, 탈보론이 충분히 행해지지 않았기 때문에, 표면의 B 함유량이 낮아지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다. 표 4의 실험 No. 27은 신선 전의 가열 온도가 지나치게 높은 예로, 탈탄층이 깊어진 것에 의해 탄화물이 감소하여, 볼트 표층의 결정립이 조대화됨으로써 내지연 파괴성이 악화되었다. 표 4의 실험 No. 28은, 신선 전의 가열 시간이 지나치게 짧은 예로, 탈보론이 충분히 행해지지 않았기 때문에, 표면의 B 함유량이 낮아지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다.
실험 No. 29는 신선 전의 가열 시간이 지나치게 긴 예로, 탈탄층이 깊어진 것에 의해 탄화물이 감소하여, 볼트 표층의 결정립이 조대화됨으로써 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 30은 신선에서의 단면 감소율이 적었던 예로, 표면의 B 함유량이 균일해지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 31은 신선 후에 가열 처리를 행한 예로, 가공 공정이 본 발명과 상이하기 때문에, 볼트 표면의 B 함유량이 균일해지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다.
표 5의 실험 No. 32∼36에서는, 공정 3에 있어서의 각 조건의 영향을 파악할 수 있다. 이 중 실험 No. 32는, 압조 전의 가열 온도가 지나치게 낮은 예로, 탈보론이 충분히 행해지지 않았기 때문에, 표면의 B 함유량이 낮아지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 33은 압조 전의 가열 온도가 지나치게 높은 예로, 탈탄층이 깊어진 것에 의해 탄화물이 감소하여, 볼트 표층의 결정립이 조대화됨으로써 내지연 파괴성이 악화되었다.
실험 No. 34는 압조 전의 가열 시간이 지나치게 짧은 예로, 탈보론이 충분히 행해지지 않았기 때문에, 표면의 B 함유량이 낮아지지 않아, 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 35는 압조 전의 가열 시간이 지나치게 긴 예로, 탈탄층이 깊어진 것에 의해 탄화물이 감소하여, 볼트 표층의 결정립이 조대화됨으로써 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 36은 압조 시의 볼트 축부의 단면 감소율이 적었던 예로, 볼트 표면의 B 함유량이 균일해지지 않았기 때문에, 내지연 파괴성이 악화되었다.
실험 No. 37∼44는, 제조 조건은 적절했지만, 강의 성분 조성이 부적절했기 때문에, 인장 강도나 내지연 파괴성, 볼트 압조성에 있어서 뒤떨어지는 결과가 된 것이다. 실험 No. 37은, 표 1의 강종 Q를 이용하고 C 함유량이 많았던 예로, 인성, 내식성이 저하되었기 때문에 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 38은, 표 1의 강종 R을 이용하고 C 함유량이 적었던 예로, 금회의 열처리 조건에서는 1000MPa 이상의 강도를 얻을 수 없었다.
실험 No. 39는, 표 1의 강종 T를 이용하고 Mn 함유량이 적었던 예로, 금회의 열처리 조건에서는 1000MPa 이상의 강도를 얻을 수 없었다. 실험 No. 40은, 표 1의 강종 U를 이용하고 Mn량이 많았던 예로, 오스테나이트 결정 입계로의 Mn의 편석이 조장되었기 때문에, 내지연 파괴성이 악화되었다.
실험 No. 41은, 표 1의 강종 V를 이용하고 P 함유량이 많았던 예로, P가 입계 편석을 일으켜 입계 강도가 저하되었기 때문에, 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 42는, 표 1의 강종 S를 이용하고 S량이 많았던 예로, 황화물이 결정 입계에 편석되어 입계 강도가 저하되었기 때문에, 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 43은, 표 1의 강종 X를 이용하고 Cr 함유량이 적었던 예로, 내식성이 악화되었기 때문에 내지연 파괴성이 악화되었다. 실험 No. 44는, 표 1의 강종 Y를 이용하고 Ti, Nb가 적었던 예로, 결정립이 조대화되었기 때문에 내지연 파괴성이 악화되었다.

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C: 0.20∼0.35%,
    Si: 0.01% 이상,
    Mn: 0.3∼1.5%,
    P: 0% 초과 0.020% 이하,
    S: 0% 초과 0.020% 이하,
    Cr: 0.10∼1.5%,
    Al: 0.01∼0.10%,
    B: 0.0005∼0.005% 및
    N: 0.001% 이상을 각각 함유함과 더불어,
    Ti: 0.02∼0.10% 및 Nb: 0.02∼0.10% 중 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 볼트용 강선으로서,
    상기 볼트용 강선의 직경을 D0, 상기 볼트용 강선의 D0/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때,
    상기 볼트용 강선 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하이고, 또한 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하이며,
    상기 볼트용 강선 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상인 볼트용 강선.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 볼트용 강선은, 추가로 이하의 (a)∼(d) 중 적어도 하나를 함유하는 볼트용 강선.
    (a) Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.5% 이하 및 Sn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소
    (b) Mo: 0% 초과 0.30% 이하 및 V: 0% 초과 0.30% 이하 중 적어도 1종의 원소
    (c) Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.01% 이하 중 적어도 1종의 원소
    (d) Zr: 0% 초과 0.3% 이하 및 W: 0% 초과 0.3% 이하 중 적어도 1종의 원소
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 선재를 이용하고, 적어도 하기 (1)의 제조 공정을 포함하는 볼트용 강선의 제조 방법.
    (1) 상기 선재로부터 상기 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에 있어서, 신선 가공 전의 상기 선재를 650∼800℃에서 1.0∼24시간 가열한 후, 단면 감소율이 20% 이상이 되도록 신선 가공한다.
  4. 질량%로,
    C: 0.20∼0.35%,
    Si: 0.01% 이상,
    Mn: 0.3∼1.5%,
    P: 0% 초과 0.020% 이하,
    S: 0% 초과 0.020% 이하,
    Cr: 0.10∼1.5%,
    Al: 0.01∼0.10%,
    B: 0.0005∼0.005% 및
    N: 0.001% 이상을 각각 함유함과 더불어,
    Ti: 0.02∼0.10% 및 Nb: 0.02∼0.10% 중 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 볼트용 강선을 볼트 형상으로 성형한 볼트로서, 볼트 축부의 직경을 D1, 볼트의 D1/4부의 B 함유량을 100%로 했을 때,
    상기 볼트 표면의 B 함유량의 비율은 평균으로 75% 이하이고, 또한 상기 비율의 최대값과 최소값의 차가 25% 이하이며,
    상기 볼트 표면으로부터 100μm 깊이까지의 영역에서의 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 No. 8 이상인 볼트.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 볼트용 강선은, 추가로 이하의 (a)∼(d) 중 적어도 하나를 함유하는 볼트.
    (a) Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.5% 이하 및 Sn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종류 이상의 원소
    (b) Mo: 0% 초과 0.30% 이하 및 V: 0% 초과 0.30% 이하 중 적어도 1종의 원소
    (c) Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.01% 이하 중 적어도 1종의 원소
    (d) Zr: 0% 초과 0.3% 이하 및 W: 0% 초과 0.3% 이하 중 적어도 1종의 원소
  6. 제 4 항 또는 제 5 항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 선재를 이용하고, 하기 (1) 및 (2) 중 적어도 하나의 제조 공정을 포함하는 볼트의 제조 방법.
    (1) 상기 선재로부터 상기 볼트용 강선으로의 신선 가공 공정에 있어서, 신선 가공 전의 상기 선재를 650∼800℃에서 1.0∼24시간 가열한 후, 단면 감소율이 20% 이상이 되도록 신선 가공한다.
    (2) 상기 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 열간 압조 공정에 있어서, 열간 압조 전의 상기 볼트용 강선을 800∼950℃에서 10∼60분 가열한 후, 상기 볼트용 강선으로부터 두부 성형품 형상으로의 축부에 있어서의 단면 감소율이 10% 이상이 되도록 열간 압조한다.
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