KR20190075378A

KR20190075378A - 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재, 강재 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20190075378A
Application number: KR1020170176911A
Authority: KR
Inventors: 이준모; 문동준; 최명수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-21
Filing date: 2017-12-21
Publication date: 2019-07-01
Also published as: KR102042061B1

Abstract

수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재가 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 선재에 따르면, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
Mo: 0.4 내지 0.8% 과 V: 0.1 내지 0.4%를 택일적으로 포함하고,
30nm 미만의 XmCn (m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, X= Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 30nm 이하의 YmCn(m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, Y= Fe+Cr+V) 탄화물을 포함한다.

Description

수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재, 강재 및 이들의 제조방법{HIGH-STRENGTH WIRE ROD AND STEEL WITH EXCELLENT HYDROGEN RETARDATION RESISTANCE AND MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 조성, 미세조직 및 탄화물 제어를 통해 고강도와 함께 우수한 내수소지연파괴 특성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 철강 재료는 Al과 같은 비철 재료의 발전과, 각종 환경 규제에 대응하기 위해 고강도화를 지속적으로 도모하고 있다. 자동차 시장에서는 차량의 경량화와 엔진의 소형화를 위해 꾸준히 고강도 선재에 대한 수요가 증가하고 있으며, 건축용 시장에서는 건축 기간의 단축을 위해 고강도 볼트에 대한 수요가 증가하고 있다.

문제는 철강재료에서 1.2 GPa이상의 고강도화 시 수소지연파괴 저항성이 현저히 감소하기 때문에 1.2 GPa 이상의 고강도화 제품은 설계시 필수적으로 수소지연파괴 저항성에 대한 검증을 요구하게 된다. 특히 선재 제품들 중 대부분의 고강도화 제품들은 템퍼드 마르텐사이트(Tempered-Martensite) 조직강이다. 템퍼드 마르텐사이트 조직강은 철강 소재의 다른 조직들, 즉 펄라이트(Pearlite), 오스테나이트(Austenite)와 같은 조직에 비해 특히 더 수소지연파괴에 취약하다.

이러한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 고강도 재료에서 수소지연파괴 저항성을 향상시키기 위해서는 1) 강재의 부식 특성 향상, 2) 입계의 미세화, 3) 응력 집중 완화, 4) 오스테나이트 입계를 취화시키는 P와 S의 최소화 등의 방법이 있다.

이중 가장 확실한 방법 중 하나는 탄화물을 사용해 재료 내부에서 수소의 움직임을 제어하는 것이다. 템퍼드 마르텐사이트 조직강에서 탄화물을 형성시킬 수 있는 원소들은 Cr, V, Mo, Ti, Nb 등이 있다. 그러나 이러한 탄화물들은 때로는 함께 첨가하면 복합 탄화물을 형성하여 석출되기도 하기 때문에 합금 원소 첨가에 따라서 탄화물이 형성되는 경우의 수가 매우 많다. 따라서 아직까지 어떤 탄화물이 현재 수소지연파괴 저항성 향상에 명확하게 도움이 되는지 밝혀진 적이 없기에 사용에 어려움이 있다.

본 발명의 일 측면은, 합금 조성과 제조방법을 통해, 탄화물의 형성을 제어함으로써 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 템퍼드 마르텐사이트 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재에 따르면, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mo: 0.4 내지 0.8% 과 V: 0.1 내지 0.4%를 택일적으로 포함하고, 30nm 이하의 XmCn (m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, X= Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 30nm 이하의 YmCn(m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, Y= Fe+Cr+V) 탄화물을 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재는 Al: 0.010 내지 0.10%, Cu: 0.1 내지 0.3%를 더 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재는 C + Mo: 1.2% 이하(0은 제외) 또는 C + V: 0.8% 이하(0은 제외)를 만족할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재의 제조방법에 따르면, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% 또는 V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 1,000 내지 1,200℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 상편을 800 내지 1,100℃의 온도범위에서 최종 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 0.15 내지 1.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재에 따르면, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Mo: 0.4 내지 0.8% 과 V: 0.1 내지 0.4%를 택일적으로 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상, 잔류 오스테나이트를 10% 이하를 포함하고, 내부에 2 내지 5nm 크기의 XC (X=Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 10nm 이하의 판상형 Y₄C₃(Y=Fe+Cr+V) 탄화물을 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 탄화물의 단위 면적당 분포밀도는 1 내지 40개/㎛²일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 인장강도는 1300MPa 이상일 수 있다.

본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재의 제조방법에 따르면, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% 또는 V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하고 1시간 이내로 유지하는 단계; 상기 가열된 선재를 60℃의 온도범위까지 급냉하고 1 내지 15분 유지하는 단계; 상기 강재를 400 내지 700의 온도범위까지 재가열 후 30분에서 90분 동안 유지하는 단계; 및 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

본 발명에 따른 강재는 기지 조직을 템퍼드 마르텐사이트로 구성하고 수소를 트랩할 수 있는 탄화물을 제어함으로써 수소지연파괴 저항성이 우수하여 다양한 부식 환경에 노출되는 자동차, 구조물의 체결용 볼트 등의 소재로 적용이 가능하다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 2를 각 템퍼링 온도에서 가열한 후 수소를 약 24시간 충전한 뒤 (Charging density=10A/m²) 각 소재 별 Thermal Desorption Spectroscopy(이하, TDS)를 분석한 그래프이다.
도 2는 발명예 2의 판상형 Y₄C₃ 탄화물을 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)으로 촬영한 사진이다. 붉은 원으로 표시한 부분이 판상형 Y₄C₃탄화물을 나타낸다.
도 3은 발명예 1의 4nm의 미세한 XC 탄화물을 3DAP (3-Dimensional Atom Probe)로 관찰한 사진이다. 붉은 원으로 표시한 부분이 원형 XC 탄화물을 나타낸다.
도 4는 발명예 1, 2와 비교예 4, 5의 수소지연파괴 저항성 비교 실험 결과를 나타낸 그래프이다.

이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.

명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.

단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.

본 발명의 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재는, 중량%로 C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1%, Mo: 0.4 내지 0.8% or V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명의 실시예에서의 함금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.

C의 함량은 0.4 내지 0.6%이다.

탄소(C)는 제품의 강도를 확보하기 위해 0.4% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 판상형 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성되어 수소지연파괴 저항성이 취약해 지는 바, 그 상한을 0.6%로 한정할 수 있다.

Si의 함량은 0.2 내지 2.0%이다.

실리콘(Si)은 탈산제로서 필요한 성분이며, 고용 강화를 통한 강도를 확보하기 위해 0.2 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 표면 탈탄을 유발하고, 재료의 가공에 어려움이 있기 때문에, 그 상한을 2.0%로 한정할 수 있다.

Mn의 함량은 0.2 내지 1.0%이다.

망간(Mn)은 경화능 향상 원소로, 고강도 템퍼드 마르텐 사이트 조직강을 만들기 위해 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 템퍼드 마르텐 사이트 조직강에서 Mn 함량이 높아짐에 따라 수소지연파괴 저항성 및 인성이 저하되는 문제가 있는 바, 그 상한을 1.0%로 한정할 수 있다.

Cr의 함량은 0.5 내지 1%이다.

크롬(Cr)은 Mn 과 함께 경화능 향상에 유효하고, 부식 환경에서는 강의 내식성을 향상시키는 원소로 0.5%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 수소지연파괴 저항성을 저하시킬 수 있는 M₇C₃ 탄화물을 형성할 수 있어, 그 상한을 1%로 한정할 수 있다.

Mo의 함량은 0.4 내지 0.8% 이다.

몰리브덴(Mo)은 경화능 향상 및 입계 산화 억제에 효과적인 원소로, XC (X=Fe+Cr+Mo) 탄화물을 형성하는 바, 0.4% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 오스테나이트화 열처리 시 모두 용해되지 않고, 조대한 몰리브덴 탄화물이 형성되어 기계적 물성이 저하되거나 다른 종류의 탄화물이 형성될 수 있어, 그 상한을 0.8%로 한정할 수 있다.

탄화물 생성과 관련하여, C 함량에 따라 Mo 첨가량 제어가 필요하다. 본 합금 조성에서는 C + Mo의 함량이 1.2%를 넘지 않도록 제한한다.

V의 함량은 0.1 내지 0.4%이다.

바나듐(V)은 V_XC₁ _-X 탄화물을 형성하는 대표적 탄화물 형성 원소이다. 바나듐 탄화물은 Ti, Nb 탄화물들에 비해 상대적으로 고탄소에서도 오스테나이트화 열처리 시 재료내 용해될 수 있는 탄화물이기 때문에 상대적으로 Ti, Nb에 비해 제어가 용이하다. 그러나 몰리브덴과 같이 바나듐 탄화물도 조대한 탄화물 형성을 막기 위해 C 첨가량을 고려하여 C + V의 함량이 0.8%를 넘지 않도록 제어한다.

추가적으로 바나듐은 몰리브덴과 함께 첨가시 판상형 형태의 Y₄C₃ (Y=Fe+Cr+V) 탄화물을 형성한다. 바나듐이 단독 첨가되었을 경우와 달리 복합 첨가되었을 경우, 수소취성 저항성 향상 대비 재료 내 수소 유입을 더 유발하므로, Mo 와 V를 택일적으로 첨가하여야 한다. 또한 V을 택일적으로 첨가할 경우에는, 오스테나이트화 열처리시 바나듐 탄화물을 조직 내 온전히 녹아들게 하기 위해 오스테나이트화 온도는 980℃도 근방으로 설정한다.

N의 함량은 0.006% 이하이다.

질소(N)는 질소 불순물로 관리하며, 바나듐과 결합하여 열처리시에 용해되지 않는 조대한 VN 석출물을 형성하여 바나듐 탄화물 형성을 억제하는 바, 그 상한을 0.006%로 한정할 수 있다.

P의 함량은 0.015% 이하이다.

인(P)은 불가피하게 함유되는 불순물로, 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 수소지연파괴 저항성을 저하시키므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0 %로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.015%로 한정할 수 있다.

S의 함량은 0.010% 이하이다.

황(S)은 불가피하게 함유되는 불순물로, P과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, MnS를 형성하여 수소지연파괴 저항성을 저하시키므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.010%로 한정할 수 있다.

또한 본 발명의 일 실시예에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재는, Al: 0.010 내지 0.10%, Cu: 0.1 내지 0.3%를 더 포함할 수 있다.

Al의 함량은 0.010 내지 0.10%이다.

알루미늄(Al)은 강력한 탈산 원소로써 강중의 산소를 제거해 청정도를 높일 수 있어 0.010% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, Al₂O₃ 개재물을 형성하여 피로저항성이 저하 되는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.10%로 한정할 수 있다.

Cu의 함량은 0.1 내지 0.3%이다.

구리(Cu)는 특별한 부식 환경에서 내식성 향상을 위해 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 열간 압연시 고온 취성에 의한 결함이 형성될 수 있어, 그 상한을 0.3%로 한정할 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 다른 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% or V: 0.1 내지 0.4%, Al: 0.010 내지 0.10%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 1000 내지 1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강편을 800 내지 1100℃의 온도범위에서 최종 열간압연 하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 열간압연된 선재를 0.15 내지 1.5℃/초 의 냉각속도로 냉각하는 단계; 를 포함할 수 있다.

상기 제조된 선재는 내부에 둥근 형태의 30nm 이하의 XmCn (m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, X= Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 30nm 이하의 YmCn(m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, Y= Fe+Cr+V) 탄화물을 포함할 수 있다.

이들은, 후술할 Austenitizing & Tempering 과정을 거치면서 10nm 이하의 매우 작은 탄화물 형태로 석출된다. 만약 조대한 탄화물로 존재할 시 Austenitizing 과정 중 모두 재료 내 용해되지 못해 템퍼링 후에도 존재할 수 있으며, 특히 100nm 이상의 조대한 탄화물로 존재하면, 수소지연파괴 저항성을 저하시킬 수 있다.

한편, 합금 원소의 첨가에 따라서 탄화물의 석출 거동이 달라질 수 있다. 따라서 수소취성 저항성을 극대화 할 수 있는 템퍼링 온도를 선별하기 위해 소재를 템퍼링 온도를 400℃부터 700℃까지 달리하여 열처리 후 cathodic charging(Current density=-10A/m²)을 통해 재료 내 수소를 주입 후 TDS 분석을 시행하였다.

그 결과 도1과 같은 그래프를 얻을 수 있으며, 수소의 트랩량이 증가하는 500 내지 600℃ 온도범위에서 재료의 템퍼링 온도를 결정하였다.

TDS 분석 결과, 600℃를 초과하는 온도범위에서 템퍼링을 할 경우에는, 강도 저하와 더불어 탄화물의 구상화 및 조대화로 인해 탄화물이 수소를 트랩하는 Activation Energy가 낮아져 수소지연파괴 저항성이 저하되는 문제가 있고, 템퍼링 온도가 500℃에 미달하는 경우에는, 탄화물이 석출하기에 온도가 충분하지 않고 film-like 세멘타이트가 형성되어 수소지연파괴 저항성이 저하되는 바, 템퍼링의 온도 범위는 500 내지 600℃로 한정할 수 있다.

세멘타이트의 형상은 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)을 통해 확인할 수 있으며, 열처리 후 film-like 세멘타이트가 형성되면 원하는 수준의 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 없다.

본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% 또는 V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하고 1시간 이내로 유지하는 단계; 상기 가열된 선재를 60℃의 온도범위까지 급냉하고 1 내지 15분 유지하는 단계; 상기 강재를 500 내지 600의 온도범위까지 재가열 후 30분에서 90분 동안 유지하는 단계; 및 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함한다.

이에 따라 제조된 볼트용 강재는, 면적 분율로, 템퍼트 마르텐사이트 90% 이상 및 잔류 오스테나이트 10% 이하를 포함할 수 있다.

한편, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 침상형 일 수 있다. 침상형과 판상형이 혼합된 마르텐사이트 조직의 경우, 신선 중 균열을 유발할 수 있기 때문에 침상형 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재는 XC (X=Fe+Cr+Mo) 또는 Y₄C₃ (Y=Fe+Cr+V) 탄화물을 포함하며, 상기 XC 탄화물은 2~5nm 크기를 갖는 원형의 탄화물이며, 상기 Y₄C₃ 탄화물은 10nm 이하의 크기를 갖는 판상형의 탄화물이다.

상기 탄화물들은 미세조직의 결정립내 또는 결정립계에 형성되면서, 침입한 수소를 트랩(trap)하여 침입한 수소가 입계의 강도를 열화시키는 것을 방지하여 수소지연파괴 저항성을 향상시키는 역할을 한다.

또한, 상기 탄화물의 단위면적당 분포밀도는 1 내지 40개/㎛²일 수 있다.

또한, 상기 볼트용 강재의 인장강도는 1300MPa 이상일 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.

실시예

아래 표 1과 같이 각 성분의 함량을 변경하면서 잉곳(Ingot)을 주조하여 1200℃에서 균질화 열처리를 실시하였다.

이후, 온도를 12001℃ 에서 1000℃로 내려가면서 최종 두께 13mm로 열간압연 후, 공냉하여 선재를 생산하였다.

구분	조성 (중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N	P	S	Cu
실시예 1	0.59	2.0	0.21	1.01	0.39		0.005	0.003	0.003
실시예 2	0.60	1.9	0.20	0.99		0.20	0.005	0.003	0.003
실시예 3	0.51	0.2	0.51	1.00	0.50		0.005	0.003	0.003	0.21
실시예 4	0.49	0.2	0.49	1.02		0.19	0.005	0.003	0.003	0.20
비교예 1	0.60	2.0	0.20	0.98		1.01	0.005	0.003	0.003
비교예 2	0.59	1.9	0.21	0.99	0.41	0.09	0.005	0.003	0.003
비교예 3	0.59	1.0	0.20	1.02		0.1	0.005	0.003	0.003
비교예 4	0.59	2.0	0.21	0.98			0.005	0.003	0.003
비교예 5	0.60	1.9	0.20	1.98			0.005	0.003	0.003

이 강재들을 활용하여 표 2의 조건으로 Austenitizing/Tempering 열처리를 시행하였으며, ASTM E-8M subsize 규격을 통해 물성을 측정하였다. 그리고 TEM, 3DAP를 이용하여 형성된 탄화물을 측정하였으며, tempering 온도를 바꾸어가며 Thermal Desorption Spectroscopy(이하, TDS) 그래프를 확보하였다. 잔류 오스테나이트 부피분율은 Cu-Kα X선 회절 분석기를 이용해 측정하였다.

TDS 그래프는 Quadrupole Mass Spectrometry를 이용하여 얻었으며, 미세조직은 SEM을 이용하여 관찰하였다.

지연파괴 시험법은 Cathodic Charging을 이용하여 [H_E](Cyclic Corrosion Test에서 최대로 유입되는 수소량) 수준 이상의 수소를 주입 뒤 수소가 빠져나가는 것을 방지하기 위해 Zn 코팅을 한 후 Constant Loading Test(이하, CLT)를 이용하여 인장응력의 90%의 하중을 부여한 뒤 파단 시간을 측정하였으며, 100시간 이상 버티면 합격판정으로 하였다.

수소지연파괴 시험편은 시편 지름 6mm, 노치부 지름 4mm, 노치반경 0.1mm로 만들었으며, 시험의 편차를 줄이기 위해 같은 강종으로 5개 이상의 시편을 만들어 시험하였다. 또한 cathodic charging 시 유입되는 수소의 양은 TDS 분석법을 사용하여 측정하였으며, 시험결과 해당 시편들은 모두 10A/m² 의 cathodic charging을 걸어줄 경우 [HE] 이상의 수소가 주입되는 것을 확인하였다. [HE]는 Cyclic Corrosion Test (이하, CCT)에서 최대로 유입되는 수소량이다.

추가적으로 부식에 의한 취성파단 저항성도 확인하기 위해 동일 시편들에 Cyclic Corrosion Test를 100cycle 진행 뒤 시편을 인장응력의 90%의 하중을 준 뒤 100시간 동안 파단 여부를 측정하였다. 이 시험도 위 수소지연파괴 시험과 동일하게 같은 크기의 노치 시편을 사용하였으며, 각 강종별로 5개씩 시편을 만들어 테스트 하였다.

잔류 오스테나이트 부피 분율 및 인장강도를 측정하여 표 2에 나타내었다.

	Austenitizing		Tempering		잔류 오스테나이트(%)	인장강도(MPa)	100시간 내 파단 여부		탄화물 분포
	온도 (℃)	유지시간(min)	온도 (℃)	유지시간(min)	잔류 오스테나이트(%)	인장강도(MPa)	수소 주입	CCT 후	형태	크기(nm)	분포밀도(개/μm²)
발명예1	920	60	570	60	5 미만	1668	X	X	원형	R:1-4	2
발명예2	980	60	570	60	5 미만	1638	X	X	판상형	t:1-4 r:20-40	3
발명예3	920	60	550	60	5 미만	1355	X	X	원형	1-4	4
발명예4	980	60	550	60	5 미만	1302	X	X	판상형	t:1-4 r:20-40	3
비교예1	980	60	570	60	5 미만	1685	O	O	판상형 + 구형	구형:20-150	5/40
비교예2	980	60	570	60	5 미만	1712	O	X	판상형	t:1-4 r:20-40	4
비교예3	920	60	460	60	5 미만	1688	O	O	없음
비교예4	920	60	500	60	5 미만	1589	X	X	없음
비교예5	920	60	550	60	5 미만	1612	X	O	타원형(M₇C₃)	R:20-80	8

표 1 및 2를 참조하면, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 실시예 1 내지 4는 모두 잔류 오스테나이트 분율이 5% 미만으로, 강도 1,300MPa 이상이면서 수소지연파괴 저항성이 우수한 것을 확인할 수 있었다.

이에 비해, 비교예 1은 바나듐이 탄소함량 대비 많이 첨가되면서 오스테나이트화 열처리시 용해되지 않은 조대한 바나듐 탄화물로 인해 동일강도 대비 수소지연파괴 저항성이 저하되었다.

비교예 2는 바나듐과 몰리브데늄이 함께 첨가되면서 강도는 향상되었으나, 상대적으로 동일한 수소 주입 환경에서 많은 양의 수소가 주입되면서 수소지연파괴 저항성이 저하되었다.

비교예 3은 템퍼링 온도가 460℃로 상대적으로 낮아, 탄화물 석출이 용이하지 않았고, film-like 세멘타이트가 형성되면서 수소지연파괴 저항성이 저하되었다.

비교예 4는 수소지연파괴 테스트에서는 수소지연파괴가 발생하지 않았으나, 도 4에서 나타나듯이 상대적으로 탄화물이 존재하는 발명예 1, 2와 비교해서 열위한 수소지연파괴 저항성을 나타낸다.

비교예 5는 Cr 함량이 1.98%로, 1.0%를 초과하여 M₇C₃ 탄화물이 형성되면서 수소지연파괴 저항성이 저하되는 결과를 보여준다.

본 발명의 일 실시예에 따른 볼트용 선재는 기지 조직을 템퍼드 마르텐사이트로 구성하고, 수소를 트랩할 수 있는 탄화물을 제어함으로써 강도 및 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
Mo: 0.4 내지 0.8% 과 V: 0.1 내지 0.4%를 택일적으로 포함하고,
30nm 이하의 XmCn (m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, X= Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 30nm 이하의 YmCn(m=0.1~0.9, n=0.1~0.9, Y= Fe+Cr+V) 탄화물을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재.
제1항에 있어서,
Al: 0.010 내지 0.10%, Cu: 0.1 내지 0.3%를 더 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재.
제1항에 있어서,
C + Mo: 1.2% 이하(0은 제외) 또는 C + V: 0.8% 이하(0은 제외)를 만족하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재.
중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% 또는 V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 1,000 내지 1,200℃의 온도범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 상편을 800 내지 1,100℃의 온도범위에서 최종 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및
상기 선재를 0.15 내지 1.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재의 제조방법.
중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
Mo: 0.4 내지 0.8% 과 V: 0.1 내지 0.4%를 택일적으로 포함하고,
미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상, 잔류 오스테나이트를 10% 이하를 포함하고,
2 내지 5nm의 원형 XC (X=Fe+Cr+Mo) 탄화물 또는 10nm 이하의 판상형 Y₄C₃(Y=Fe+Cr+V) 탄화물을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재.
제5항에 있어서,
상기 탄화물의 단위 면적당 분포밀도는 1 내지 40개/㎛²인 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재.
제5항에 있어서,
인장강도는 1300MPa 이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재.
중량%로, C: 0.4 내지 0.6%, Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 1.0% 이하(0 제외), Mo: 0.4 내지 0.8% 또는 V: 0.1 내지 0.4%, N: 0.005% 이하(0 제외), P: 0.015% 이하(0 제외), S: 0.010% 이하(0 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 900 내지 1,000℃의 온도범위로 가열하고 1시간 이내로 유지하는 단계;
상기 가열된 선재를 60℃의 온도범위까지 급냉하고 1 내지 15분 유지하는 단계;
상기 강재를 500 내지 600의 온도범위까지 재가열 후 30분에서 90분 동안 유지하는 단계; 및
상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 볼트용 강재의 제조방법.