KR20200136068A - 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법 - Google Patents

지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법 Download PDF

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Abstract

니켈 0.01~0.1 중량%, 구리 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴 0.01~0.5 중량%, 티타늄 0.005~0.05 중량%, 바나듐 0.001~0.05 중량%, 니오븀 0.001~0.05 중량%, 알루미늄 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소 0.1~0.3 중량%, 실리콘 0.1~0.5 중량%, 망간 0.1~0.7 중량%, 크롬 0.1~0.5 중량%, 보론 0.0007~0.002 중량%, 질소 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어져, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정 중 뜨임 공정의 생략이 가능하고, 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법에 관한 것이다.

Description

지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법{Steel Material for Structural Fastening with Improved Delayed-Fracture Resistance and Manufacturing Method of Structural Fastener Using by This}
본 발명은 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법에 관한 것이다.
보다 구체적으로 구조 체결용 강재에 적정 탄소당량을 제공하여 베이나이트 조직분율을 높이고, 이를 통해 마르텐사이트 및 펄라이트 생성량을 감소시키거나 생성을 최소화하며, 유효 보론량을 적절하게 확보하여 제조된 구조 체결용 강재 강도 및 인성을 향상시킨다.
이를 통해 구조 체결용 강재의 고강도화 달성을 위한 지연파괴 저항성을 향상시키고, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정에서 뜨임 공정을 생략할 수 있도록 하여 구조 체결재의 생산 효율을 향상시키는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로 구조 체결재는 건축물의 골조간 체결부 또는 기계 구조물의 부품간 체결부 등 다양한 분야에 적용된다.
건축물이 고층화 및 기계 구조물의 성능 향상에 따라 구조 체결재에 작용하는 부하량도 함께 증가하게 되므로, 구조 체결재 파손에 따른 안전사고 방지를 위한 구조 체결재의 성능 및 내구성 확보가 중요하며, 기계 구조물 중에서 자동차, 열차, 항공기 등 운송수단의 경우 경량화를 통해 운동성능 향상과 작동시 동력기관에서 소비되는 에너지를 절감할 수 있는 효과가 있기 때문에 경량화가 특히 중요시되고 있다.
구조물 소재 자체의 고강도화 및 경량화는 원가 및 생산비용 상승 등의 문제를 수반하기 때문에, 구조 체결재의 고강도화를 통해 연결부 체결력을 강화하여 구조물의 안정성을 높이는 동시에 구조 체결재의 체결부 개수를 감소시켜 구조물 설계의 컴팩트화 및 경량화를 달성하는 것이 바람직하다.
구조 체결재의 경량화를 이루기 위해서는 구조 체결재 소재의 고강도화가 필수적으로 요구되며, 기존에 사용되는 구조 체결용 강재의 미세조직 구성은 뜨임공정을 수행한 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase) 조직으로 이루어지는데, 이러한 조직은 입계에 탄화물계 석출물이 분포하고, 모재에 래스(lath) 마르텐사이트 석출물들이 분포하는 특징을 가진다.
또한, 구조 체결재의 고강도화 과정에서 수소 침입에 의한 구조 체결재 소재의 지연파괴 저항성 열화를 초래하게 되어, 130kg/㎟급의 인장강도를 요구하는 구조 체결재를 제조하는데 어려움이 발생하고, 이에 따라 구조 체결재의 사용 용도와 범위가 크게 제한되는 실정이다.
특히, 수소 침입에 의한 지연파괴 저항성 저하는 입계에 석출분포하는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시킴으로써, 구조 체결재 소재의 고강도화 달성의 저해요소로 작용하게 되므로, 뜨임 공정을 수행한 마르텐사이트 조직으로 이루어진 강재로 구조 체결재를 제조하는데 한계를 가지게 된다.
따라서 구조 체결용 강재의 고강도화를 달성하기 위해서는 임계 지연파괴 강도 및 인성 개선에 따른 파괴 저항성의 향상이 불가피하며, 이를 위해 구조 체결용 강재 조직의 입계 석출물의 분포를 최대한 억제하면서 균열전파 저항성 또는 파괴저항성을 개선시켜 고인성화를 달성하는 것이 바람직하다.
이러한 문제를 해결하기 위하여 대한민국 등록특허공보 제10-0415673호 (2004.01.06.등록)에서는 지연파괴 저항성을 향상시킨 고강도 페라이트 복합강과 이를 통해 제조되는 볼트의 제조 방법을 제안하고 있다.
위와 같은 종래의 기술에서는 고합금화, 외부 수소 침입 방지를 위한 표면 코팅 또는 도금 등을 통해 구조 체결용 강재의 부식 억제, 수소 침입량 최소화, 지연 파괴에 기여하는 확산성 수소의 축적 억제, 확산성 수소 농도의 한계점이 큰 강재의 사용, 인장응력의 최소화, 응력집중의 완화를 달성하여 지연파괴 저항성을 개선하고 있다.
또한, 오스테나이트 결정입계 석출물들의 분포비율이 낮고, 뜨임 공정이 수행된 마르텐사이트와 유사한 미세조직 형상 및 경도 특성을 가지며, 상대적으로 결정립이 미세하게 형성될수록 지연파괴 저항성을 개선시키는데 유리하다.
한편, 기존의 고강도 페라이트 복합강을 통해 제조되는 볼트 등의 구조 체결재는 제조된 구조 체결재의 강도 및 내구성을 확보하기 위하여 담금질 및 뜨임 등으로 이루어지는 열처리를 필요로 한다.
뜨임 공정을 포함하는 구조 체결재의 제조과정의 경우 뜨임 공정 수행을 위하여 반드시 재가열 과정을 추가적으로 실시하여야 하고, 재가열 과정에 사용되는 가열로에 의해 구조 체결재 생산 공장의 생산라인이 길어지면서 공장의 공간을 효율적으로 사용하는데 어려움이 있고, 가열로에 대한 설치 비용 및 유지관리 비용이 추가적으로 발생하였다.
또한, 구조 체결용 강재의 뜨임시 재가열 과정에서 탈탄(decarbonization)이 발생하면서 표면 경도와 내식성이 악화되는 현상을 방지하기 위해, 강재 표면에 오일을 적용하게 되는데, 이러한 오일은 가열과정에서 기화되어 유독가스를 배출하고, 폐오일의 처리와 더불어 따른 환경오염 발생의 원인이 되었다.
뜨임 공정을 생략하게 되면 구조 체결재 생산 공장의 생산라인을 감축시켜 공장의 공간 활용의 효율성을 향상시키고, 뜨임에 사용되는 오일이 가열되어 생성되는 유증기 또는 폐오일의 처리시 발생하는 환경오염을 예방할 수 있을뿐만 아니라, 가열에 사용되는 전기 또는 화학 에너지를 절약하여 생산비용을 절감하고, 공정수가 감소되어 생산속도를 보다 향상시킬 수 있다.
이러한 필요성에 의해 열처리 공정을 생략할 수 있는 구조 체결용 강재가 개발되어 왔으며, 대한민국 공개특허공보 제10-2003-0008852호 (2003.01.29. 공개)의 자동차 샤시부품용 고강도 베이나이트계 비조질강이 있으나, 높은 망간(Mn) 함량에 의해 인성 향상에 악영향을 미치는 마르텐사이트의 생성율이 증가하고, 페라이트 형성을 지연시킬 수 있는 보론(B)이 함유되지 않아 균일한 베이나이트 조직을 형성하기 어려운 문제가 있었다.
또한, 대한민국 등록특허공보 제10-0908624호 (2009.07.14. 등록)와 대한민국 등록특허공보 제10-1766567호 (2017.08.02. 등록)에는 각각 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든강 및 그 제조방법과, 열연 강판 및 그 제조 방법에 게시되어 있으나, 뜨임 가공을 포함하는 열처리 강재의 제조 방법에 해당하기 때문에 열처리 강재의 단점인 생산 공장의 공간 효율성 저하와, 오일에 의한 환경오염 발생과, 가열을 위해 소비되는 다량의 에너지에 의한 생산비용 증가 및 공정수 증가에 따라 생산속도가 감소하는 문제가 해결되지 못하는 문제를 가지고 있었다.
기존의 베이나이트계 열처리 생략 강재에서는 A3 변태점~1250℃의 온도 범위 내에서 오스테나이트화 온도로 가열 및 열간성형한 다음, 제어냉각 또는 항온변태를 통해 50~85%의 베이나이트 미세조직 분율을 가지는 구조 체결용 강재를 형성하는 것이 일반적이었다.
기존의 냉각방식을 통해 베이나이트 미세조직을 형성하는 경우 상부 베이나이트(upper-bainite) 조직이 형성되는데, 상부 베이나이트는 베이나이트 조직 생성 이전의 오스테나이트 입계(래스간 영역)에서 석출되는 탄화물이 탄소함량에 따라 래스간 경계 사이에 완전한 탄화물 막을 형성하면서 강재의 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다.
베이나이트 노즈(nose) 영역 이하로 급랭시켜 항온변태를 유도하는 경우 상부 베이나이트의 분율을 감소시킬 수 있으나, 하부 베이나이트(lower-bainite)의 항온변태 완료시간을 충족하기 위한 열처리 유지시간 및 추가적인 열처리 장치를 필요로 하여 구조 체결재 생산공정의 감축을 달성하기 어려워지는 문제가 있었다.
대한민국 등록특허공보 제10-0415673호 (2004.01.06. 등록) 대한민국 공개특허공보 제10-2003-0008852호 (2003.01.29. 공개) 대한민국 등록특허공보 제10-0908624호 (2009.07.14. 등록) 대한민국 등록특허공보 제10-1766567호 (2017.08.02. 등록)
본 발명의 실시 예에서는 구조 체결재의 생산과정에서 뜨임 공정을 생략한 열처리 생략 강재를 적용함으로써, 구조 체결재의 생산 효율성을 향상시키고, 열처리 생략 강재의 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 열처리 강재와 비슷한 수준으로 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 마르텐사이트 조직 생성률이 증가하는 것을 방지하여 제조된 구조 체결용 강재의 인성을 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 베이나이트의 조직분율을 높여 펄라이트 생성량을 감소시키거나 생성을 최소화함으로써, 제조된 구조 체결용 강재의 강도 및 인성을 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 상부 베이나이트 조직분율의 증가를 억제하여 제조된 구조 체결용 강재의 인성과 강도 및 경도를 보다 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 용접에 의한 접합에 비해 숙련된 기술을 요하지 않아 구조 체결 작업을 쉽게 하고, 용접 불량 또는 용접부 과열에 의한 구조 체결용 강재의 미세조직 변화에 따른 체결부 강도 하락 방지 제공을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 지연파괴 저항성이 향상되고, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정 중 뜨임 공정의 생략이 가능하도록 제조되는 구조 체결용 강재에 있어서, 니켈(Ni) 0.01~0.1 중량%, 구리(Cu) 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.005~0.05 중량%, 바나듐(V) 0.001~0.05 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.05 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.3 중량%, 실리콘(Si) 0.1~0.5 중량%, 망간(Mn) 0.1~0.7 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.5 중량%, 보론(B) 0.0007~0.002 중량%, 질소(N) 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하며, C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15 의 공식으로 표현되는 탄소 당량(equivalent)이 0.20~0.45 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)의 미량합금을 포함하며, (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N 의 공식으로 표현되는 미량합금 첨가상수가 1.0~1.5 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 의 공식으로 표현되는 유효 보론량은 7~20 ppm 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 강재는 각각 0.003 중량% 이하의 산소(O)와, 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)을 포함한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 강재는 베이나이트 조직의 상분율이 90% 이상 형성되고, 하부 베이나이트 조직분율이 60% 이상 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 강재는 Hv410~525의 경도, 135~155kg/mm2의 인장강도, 110~135kg/mm2의 항복강도, 0.73~0.75의 항복비, 30~50%의 단면감소율, 11~16%의 연신율, 130~150kg/mm2의 지연파괴강도 범위를 만족한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 지연파괴 저항성이 향상되고, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정 중 뜨임 공정의 생략이 가능한 구조 체결재의 제조 방법에 있어서, 니켈(Ni) 0.01~0.1 중량%, 구리(Cu) 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.005~0.05 중량%, 바나듐(V) 0.001~0.05 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.05 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.3 중량%, 실리콘(Si) 0.1~0.5 중량%, 망간(Mn) 0.1~0.7 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.5 중량%, 보론(B) 0.0007~0.002 중량%, 질소(N) 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 구성되는 강재 빌렛(billet)을 형성하는 과정과, 강재 빌렛을 가열하는 과정과, 가열된 강재 빌렛을 열간압연하여 미세화된 페라이트 결정립이 형성된 환봉을 얻는 과정과, 환봉을 급속냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 과정과, 냉각된 환봉을 열간 또는 냉간 성형하여 구조 체결재를 제조하는 과정으로 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 강재 빌렛을 가열하는 과정에서 강재 빌렛은 900~1100℃ 범위의 온도에서 90~120분간 가열 상태를 유지한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 강재 빌렛의 열간압연은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1 + Ae3)/2 ~ 0.98Ae3의 온도 범위에서 진행되고, 압연에 의한 누적 변형량이 0.3 이상 발생한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 열간압연된 환봉 미세조직의 페라이트 결정립 크기는 25㎛ 이하로 형성되고, 페라이트상 중 아결정립 분율이 20~50 면적%를 만족한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 환봉의 급속냉각은 20~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 환봉의 급속냉각은 20~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 열간 또는 냉간 성형된 구조 체결재 미세조직의 오스테나이트 결정입도 크기가 15㎛ 이하로 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 환봉의 급속냉각 수행 전 열간압연된 환봉을 냉각하는 단계가 부가되고, 환봉의 냉각은 5~20℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 구조 체결재의 열간 성형은 대기가열 또는 유도가열을 통해 A3 변태점~1050℃의 온도 범위 내에서 이루어지고, 구조 체결재의 열간 성형이 완료되면 구조 체결재를 냉각하는 단계를 부가하여 수행하되, 구조 체결재의 냉각은 70~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 구조 체결재의 제조 과정에서 뜨임 공정을 생략함으로써, 구조 체결재의 생산속도 향상 및 생산비용 절감을 이루고, 구조 체결재의 재가열을 위한 가열로 설치라인을 축소를 통해 공장의 규모를 축소하여 생산라인의 동선을 최적화 할 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 생산과정에서 뜨임 공정을 생략하여 제조된 구조 체결재의 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 뜨임 공정 열처리 강재와 비슷한 수준으로 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 수소 침입에 의한 구조 체결용 강재의 지연파괴 저항성을 향상시켜 구조 체결재의 고강도화를 달성할 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 적정 탄소당량을 제공하여 CCT곡선의 베이나이트 노즈(nose)가 형성되는 시간축을 조절함으로써, 베이나이트 조직분율을 높일 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 마르텐사이트 조직 생성률이 증가하는 것을 방지하여 제조된 구조 체결용 강재의 인성을 향상시키는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상부 베이나이트 조직분율의 증가를 억제하여 제조된 구조 체결용 강재의 인성과 강도 및 경도를 보다 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 구조 체결용 강재의 주조시 노즐 막힘 현상을 방지할 수 있는 효과가 있다.
도 1a는 각각 기존의 열처리 생략 강재로 제조된 구조 체결재의 냉각 과정을 나타내는 그래프이고, 도 1b는 본 발명의 실시 예에 따른 뜨임 공정을 생략하기 위한 구조 체결용 강재로 제조된 구조 체결재의 냉각 과정을 나타내는 그래프이다.
도 2는 구조 체결용 강재의 냉각속도에 따른 상변태를 도시하는 연속 냉각 변태(CCT, continuous cooling transformation) 곡선을 나타내는 그래프이다.
도 3은 탄소당량에 따라 CCT곡선이 이동하면서 상전이 온도의 시작온도가 변화하는 현상을 나타내는 그래프이며, 도 3a는 탄소당량 0.2이하, 도 3b는 탄소당량 0.2~0.45 사이, 도 3c는 탄소당량 0.45 이상에서의 CCT곡선 이동을 나타낸다.
도 4는 구조 체결용 강재의 탄소함유량에 따른 항복강도 및 지연파괴 저항성에 영향을 미치지 않는 잔류 오스테나이트의 부피비 범위를 나타내는 그래프이다.
도 5는 페라이트 변태를 지연시켜 이상적인 베이나이트 조직을 확보하기 위한 이상적 유효 보론 범위를 나타내는 그래프이다.
도 6은 구조 체결재의 제조과정 중 담금질 과정에서의 냉각속도에 따라 형성되는 경도값을 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명의 실시 예를 첨부된 도면을 참조하여 설명한다.
본 발명에 따른 동작 및 작용을 이해하는 데 필요한 부분을 중심으로 상세히 설명한다.
본 발명의 실시 예를 설명하면서, 본 발명이 속하는 기술 분야에 익히 알려졌고 본 발명과 직접적으로 관련이 없는 기술 내용에 대해서는 설명을 생략한다.
이는 불필요한 설명을 생략함으로써 본 발명의 요지를 흐리지 않고 더욱 명확히 전달하기 위함이다.
또한, 본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 동일한 명칭의 구성 요소에 대하여 도면에 따라 다른 참조부호를 부여할 수도 있으며, 서로 다른 도면임에도 동일한 참조부호를 부여할 수도 있다.
그러나 이와 같은 경우라 하더라도 해당 구성 요소가 실시 예에 따라 서로 다른 기능을 갖는다는 것을 의미하거나, 서로 다른 실시 예에서 동일한 기능을 갖는다는 것을 의미하는 것은 아니며, 각각의 구성 요소의 기능은 해당 실시 예에서의 각각의 구성 요소에 대한 설명에 기초하여 판단하여야 할 것이다.
또한, 본 명세서에서 사용되는 기술적 용어는 본 명세서에서 특별히 다른 의미로 정의되지 않는 한 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의하여 일반적으로 이해되는 의미로 해석되어야 하며, 과도하게 포괄적인 의미로 해석되거나, 과도하게 축소된 의미로 해석되지 않아야 한다.
또한, 본 명세서에서 사용되는 단수의 표현은 문맥상 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
본 출원에서, "구성된다" 또는 "포함한다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 여러 구성요소들, 또는 여러 단계들을 반드시 모두 포함하는 것으로 해석되지 않아야 하며, 그 중 일부 구성 요소들 또는 일부 단계들은 포함되지 않을 수도 있고, 또는 추가적인 구성 요소 또는 단계들을 더 포함할 수 있는 것으로 해석되어야 한다.
본 발명의 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재는 니켈(Ni) 0.01~0.1 중량%, 구리(Cu) 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.005~0.05 중량%, 바나듐(V) 0.001~0.05 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.05 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.3 중량%, 실리콘(Si) 0.1~0.5 중량%, 망간(Mn) 0.1~0.7 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.5 중량%, 보론(B) 0.0007~0.002 중량%, 질소(N) 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성된다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재는 베이나이트 조직의 상분율이 90% 이상 형성되는데, 기존의 베이나이트 조직을 형성한 열처리 생략 강재는 도 1a에서 도시하는 바와 같이 p0에서 p1 과정을 거치면서 A3 변태점에서 1250℃ 사이의 오스테니이트화 온도로 가열된 강재를 p1에서 p2 과정을 거치면서 열간성형하고, 열간성형된 구조 체결재를 p3a에서 p4 과정의 항온변태 또는 p3a에서 p4 과정의 제어냉각을 실시하여 베이나이트 조직을 형성하게 된다.
구조 체결용 강재의 인성에 악영향을 발생시키는 상부 베이나이트 조직분율을 낮추기 위하여 통상적으로 연속냉각보다 항온변태 방식을 주로 사용하는데, 항온변태 방식에서는 하부 베이나이트 조직 형성을 위한 별도의 열처리 공정 및 열처리 장치를 요구하게 된다.
따라서 본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에서는 도 1b에서 도시하는 바와 같이 p2에서 p3c 과정의 급속냉각을 통해 베이나이트 조직을 형성하게 되는데, 기존의 베이나이트 조직을 형성한 열처리 생략 강재와 본 발명의 실시 예 모두 별도의 뜨임 공정을 요구하지 않는 공통점이 있으나, 급속냉각 과정을 수행하는 경우 제어냉각 또는 항온변태 과정에 비하여 공정을 완료하는데 소요되는 시간이 크게 단축될 수 있는 장점이 있다.
이때, 베이나이트 조직 분율이 90% 미만인 경우 제조된 구조 체결용 강재의 기계적 성질과 내구특성을 확보하기 어려워지므로, 베이나이트 조직 분율은 90% 이상 형성하는 것이 바람직하다.
베이나이트(bainite)는 합금의 함량 및 냉각속도에 따라 도 2의 연속 냉각 변태 곡선(CCT 곡선)에서 도시하는 바와 같이 펄라이트와 마르텐사이트가 생성되는 온도인 400~650℃의 온도 범위 내에서 형성되는 강의 미세조직으로, 오스테나이트(austenite)가 727℃의 임계온도를 넘어서 냉각될 때 형성되는 분해생성물의 하나이며, 베이나이트의 미세조직 형상 및 경도 특성은 뜨임 공정을 거친 마르텐사이트(martensite)와 유사한 구조를 가진다.
또한, 베이나이트는 미세한 비층상(non-lamellar) 구조를 가지며, 시멘타이트 및 전위(dislocation) 풍부 페라이트(ferrite)로 이루어지는데, 페라이트에 포함되는 높은 밀집도의 전위로 인하여 통상적인 페라이트에 비하여 높은 경도를 가지게 된다.
또한, 베이나이트 미세조직은 페라이트와 탄화철로 구성되는 2상(phase) 구조를 가지며, 오스테나이트의 조성 및 냉각속도에 따라 상부 베이나이트(upper-bainite)와, 상부 베이나이트에 비해 상대적으로 저온에서 형성되는 하부 베이나이트(lower-bainite) 조직이 생성된다.
상부 베이나이트는 평행한 그룹을 이루어 판형 영역을 형성하는 페라이트 래스(lath)의 집합체로, 베이나이트 조직 생성 이전의 오스테나이트 입계(래스간 영역)에서 석출되는 탄화물이 탄소함량에 따라 래스간 경계 사이에 완전한 탄화물 막을 형성하면서 베이나이트 강의 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다.
반면에 하부 베이나이트는 페라이트와 미세한 스케일의 탄화물 집합체로 구성되며, 페라이트판 내부에서 석출되는 탄화물은 로드(rod) 또는 블레이드(blade) 형상을 가지고 있어, 뜨임 공정을 생략하더라도 충분한 강도와 인성을 확보할 수 있도록 한다.
따라서 상부 베이나이트 조직분율보다 하부 베이나이트 조직분율을 크게 형성함으로써, 제조되는 구조 체결재의 강도, 경도 및 인성 특성을 향상시킬 수 있으며, 하부 베이나이트의 조직분율을 60% 이상 형성하는 것이 바람직하다.
하부 베이나이트 조직분율이 60% 미만인 경우 상부 베이나이트 조직분율이 상대적으로 높아지면서 제조된 구조 체결재의 인성이 저하되고, 이에 따라 구조 체결재의 가공 공정에서 뜨임 공정에 준하는 연화열처리를 부가하여 실시하여야 하기 때문에 뜨임 공정의 생략에 의한 공정 단축 효과를 얻을 수 없기 때문이다.
이하, 본 발명의 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재를 구성하는 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 제외한 필수 조성 성분의 작용 및 함유량을 살펴보도록 한다.
1) 탄소(C)
구조 체결용 강재의 베이나이트 조직분율은 도 3에서 도시하는 바와 같이 탄소 당량(equivalent)에 따라 큰 영향을 받게 되는데, 탄소 당량이 낮으면 도 3a에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선의 베이나이트 노즈가 단시간측으로 이동하면서 상부 베이나이트 조직분율이 상대적으로 증가하게 되고, 탄소 당량이 높으면 도 3c에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선의 베이나이트 노즈가 장시간측으로 이동하면서 마르텐사이트의 생성량이 베이나이트의 생성량보다 증가하게 된다.
따라서 본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재는 0.1~0.3 중량%의 탄소를 함유하도록 제한된다.
탄소의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우 1,000MPa 이상의 인장강도 및 적정 수준의 구조 체결재 인성을 확보할 수 없고, 구조 체결재용 강재 자체의 소입성(담금질 특성)이 부족하게 되어 베이나이트 조직을 형성하는데 어려움이 발생한다.
탄소의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우 제조되는 구조 체결재용 강재의 강도를 향상시킬 수 있으나, 마르텐사이트 생성율이 급격하게 증가하면서 인성이 크게 저하되어 파손이 발생하기 쉬우므로, 탄소의 함량을 0.3 중량% 이하로 제한하여 적절한 수준의 강도 형성에 필요한 최저기준을 충족시키게 된다.
2) 실리콘(Si)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 실리콘이 0.1~0.5 중량% 함유되며, 실리콘은 제강시 유효한 탈산을 발생시키고, 베이나이트 기지에 고용되어 페라이트 강화에 의한 강도 확보를 이룰 수 있도록 한다.
실리콘 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 탈산 및 고용 강화 효과가 충분히 발생하지 못하며, 실리콘 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 베이나이트 조직으로 된 구조 체결용 강재의 인성 및 소성가공성이 저하되므로, 구조 체결용 강재의 소재 표면 탈탄이 과도하게 발생하여 제조된 구조 체결재의 표면 경도 및 내구성이 크게 저하된다.
3) 망간(Mn)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 망간이 0.1~0.7 중량% 함유되며, 망간은 베이나이트에 포함된 페라이트의 고용강화를 발생시켜 구조 체결용 강재의 인장강도 및 항복강도를 향상시키고, 베이나이트 조직을 미세화하여 구조 체결용 강재의 인성을 향상시킨다.
이때, 망간 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 소입성 및 베이나이트 조직 형성을 촉진하는데 불충분하다.
망간 함량이 0.7 중량%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 크게 증가하면서 마르텐사이트 조직 생성율을 증가시키게 되어 제조된 구조 체결재의 인성에 악영향을 미치며, 베이나이트 조직의 균질성을 확보하기 어려워진다.
또한, 망간 함량을 0.7 중량% 이하로 제한하는 경우 공냉을 통해 저온 베이나이트 조직을 안정적으로 얻을 수 있게 되며, 이를 통해 구조 체결용 강재의 강도를 향상시킬 수 있는 소입성 및 인성을 확보할 수 있도록 한다.
4) 크롬(Cr)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 크롬이 0.1~0.5 중량% 함유되는데, 크롬은 구조 체결용 강재의 피로강도, 내마모성을 향상시키며, 몰리브덴 및 바나듐과 함께 복합탄화물을 형성하여 내충격성을 증대시킨다.
이때, 크롬 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 크롬 함유에 따른 효과를 얻기 어려워지고, 크롬 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우 마르텐사이트 조직이 발생하면서 제조된 구조 체결재의 취성이 증가하여 구조 체결재의 파손 발생 위험성이 증가하게 된다.
5) 보론(B)
본 발명의 실시 예에 따른 뜨임 공정을 생략하기 위한 구조 체결용 강재에는 보론이 0.0007~0.002 중량% 함유되는데, 보론이 함유되면 초석 페라이트 석출을 지연시켜 CCT 곡선을 장시간측으로 이동시키게 되며, 구조 체결용 강재에 함유된 원자상태의 보론이 오스테나이트 결정입계에 편석되어 결정입계 자유에너지를 낮춤으로써 초석 페라이트의 형성을 억제함으로써, 베이나이트 조직 형성을 촉진한다.
보론 함량이 0.0007 중량% 미만인 경우 베이나이트 조직 형성 촉진 효과가 미미해지고, 보론 함량이 0.002 중량%를 초과하는 경우 질소 및 산소와 친화도가 큰 보론이 용해작업과정에서 산화물 및 질화물을 형성함으로써, 열간 압연 또는 단조 가공 온도에서 M23(CB)6 또는 Fe2B 등의 보로카바이드(borocarbide)가 형성되어 초석 페라이트 생성이 촉진되기 때문에 베이나이트 조직분율을 확보하기 어려워진다.
특히, 구조 체결재의 담금질 공정을 수행할 때 냉각속도가 느리면 결정입계에 보론 질화물이 형성되고, 생성된 질화물이 페라이트의 핵생성 사이트로 작용하여 구조 체결재의 강도와 인성을 저하시키게 된다.
따라서 보론 질화물의 생성을 방지하기 위하여 티타늄, 바나듐, 니오븀, 알루미늄 등을 첨가하고, 냉각속도를 제어함으로써, 질소와 결합하지 않아 단독의 원자상태로 존재하는 유효 보론(effective Boron)량을 적절하게 확보하여야 한다.
6) 질소(N)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 질소가 0.003~0.01 중량% 함유되는데, 질소는 구조 체결용 강재에 함유되는 티타늄, 알루미늄 및 바나듐과 결합하여 탄질화물을 형성하고, 형성된 탄질화물이 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 베이나이트 강재의 강도 및 인성을 향상시킨다.
이때, 질소 함량이 0.003 중량% 미만인 경우에는 베이나이트 강재의 강도 및 인성 향상 효과를 얻기 힘들고, 질소 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우 탄질화물이 조대화(coarsening)되어 결정립 조대화에 기여하지 못한다.
또한, 함유되는 질소량에 비해 티타늄, 알루미늄 및 바나듐의 함유량이 부족한 경우 보론 나이트라이드(BN)를 형성하면서 보론에 의한 경화능 효과가 저해되고, 질소가 구조 체결용 강재 중에 고용되어 인성을 크게 저하시키게 된다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 상기 탄소, 실리콘, 망간, 크롬, 보론, 질소 외에 구조 체결용 강재의 지연파괴 저항성을 향상 시키고, 구조 체결재 제조과정에서 뜨임 공정을 생략하기 위해 구조 체결용 강재 조직의 특성을 변화시키거나, 제조된 구조 체결재의 강도 또는 인성 등의 성능 향상을 위하여 니켈, 구리, 몰리브덴, 티타늄, 바나듐, 니오븀 및 알루미늄 중 1성분 이상이 선택적으로 부가되어 함유될 수 있으며, 상기 선택적 부가 성분의 작용 및 함량을 설명하면 다음과 같다.
1) 니켈(Ni)
본 발명의 실시 예에 구조 체결용 강재에는 추가적으로 니켈이 0.001~0.1 중량% 함유될 수 있는데, 니켈은 강재의 소입성을 향상시켜 베이나이트 조직을 안정적으로 형성하게 하고, 제조된 구조 체결재의 인성 감소 없이 강도를 증가시킬 수 있으며, 내식성을 향상시킨다.
이때, 니켈 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 구조 체결재의 강도와 내식성 향상 효과 및 저온에서의 인성 확보 효과를 얻을 수 있으며, 니켈 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우 효과의 임계점에 도달하여 보다 향상된 효과를 얻지 못하고, 제조원가를 상승시킬 수 있다.
2) 구리(Cu)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 구리가 0.001~0.1 중량% 함유될 수 있는데, 고용강화 및 석출강화 효과에 따라 구조 체결재의 인장강도 및 항복강도를 향상시키고, 부식저항을 향상시킨다.
이때, 구리 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 부식저항 개선효과가 미흡해지고, 구리 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우 효과의 임계점에 도달하여 보다 향상된 효과를 얻지 못하며, 입계 편석시 녹는점이 낮아지면서 열간압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화(embrittlement)되어 제조된 구조 체결재의 표면흠 발생 또는 인성 저하를 유발할 수 있다.
3) 티타늄(Ti)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 티타늄이 0.005~0.05 중량% 함유될 수 있는데, 티타늄은 보론이 첨가되는 베이나이트 강재 내의 질소와 결합하여 질소를 고정함으로써, 보론 나이트라이드(BN)의 생성을 억제하여 원자상태의 유효 보론량을 확보하고, 보론에 의한 소입성 효과를 향상시킬 수 있도록 한다.
이때, 결정립 미세화 원소 화합물 중 가장 안정된 TiN은 고온에서 고용도가 낮고, 입자 성장속도가 느려 결정립 미세화에 기여할 수 있으며, 오스테나이트 결정립계를 고정화하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 오스테나이트 결정입도를 감소시킨다.
오스테나이트 결정입도 감소에 따라 베이나이트 변태 개시온도가 감소하면서 상부 베이나이트 형성을 감소시키고, 하부 베이나이트의 분율을 증가시키게 되며, 마르텐사이트의 생성을 억제하여 하부 베이나이트 조직분율을 보다 용이하게 확보할 수 있도록 하여 제조된 구조 체결재의 인장강도 및 항복강도를 높일 수 있다.
이때, 티타늄 함량이 0.005 중량% 미만인 경우 상기 효과가 미미해지며, 티타늄 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 포화상태에 이르게 되어 향상된 효과를 나타내지 못하고, 제조된 구조 체결재의 인성 저하를 발생시키게 된다.
4) 몰리브덴(Mo)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 몰리브덴이 0.01~0.5 중량% 함유될 수 있는데, 몰리브덴은 구조 체결용 강재의 소입성을 증가시켜 베이나이트 조직을 안정적으로 얻게 하고, 몰리브덴 탄화물이 결정입도를 미세화 하여 제조된 구조 체결재의 강도 및 인성을 향상시킨다.
구조 체결재의 제조과정에서 냉각속도가 느린 경우 몰리브덴이 조대한 석출물을 분산시켜 제조된 구조 체결재의 인성이 저하될 수 있으므로, 급속냉각을 통해 베이나이트와 마르텐사이트의 변태온도 저하에 의해 탄화물의 미세화 및 조직의 치밀화를 발생시켜 구조 체결재의 인성을 증가시킬 수 있다.
이때, 몰리브덴이 보론과 함께 함유되는 경우 냉각시 소입성이 제어되어 인장강도와 인성간 균형을 최적화할 수 있는데, 몰리브덴 함량이 0.01 중량% 미만인 경우 함유에 따른 효과가 미미해진다.
또한, 몰리브덴 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우 소입성이 필요 이상으로 증가되면서 마르텐사이트 생성율을 증가시키고, 향상 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다.
특히, 보론과 몰리브덴은 고가의 원소이므로 필요 이상의 함량이 함유되면 구조 체결재의 생산비용이 크게 증가하게 되므로 필요량 이상을 함유하지 않는 것이 바람직하다.
5) 바나듐(V)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 바나듐이 0.001~0.05 중량% 함유될 수 있는데, 바나듐은 구조 체결용 강재 내의 탄소와 결합하여 형성한 미세 탄화물을 통해 강재의 강도를 향상시키고, 900℃ 이상의 온도에서 질소와 결합하여 바나듐 탄질화물(VC,VCN)을 형성함으로써 보론 나이트라이드(BN)의 형성을 억제하여 적정 유효 보론량을 제어하며, 오스테나이트 상의 결정립 성장을 방지하여 적정 베이나이트 조직을 확보하기 위한 소입성 제어에 중요한 역할을 한다.
바나듐은 구조 체결용 강재가 냉각되는 동안 페라이트 조직 내부에 바나듐 탄질화물의 미세 석출물을 형성하면서 석출강화 및 분산강화를 통해 제조된 구조 체결재의 강도를 향상시킨다.
특히, 바나듐 탄질화물의 미세 석출물은 고온에서 불안정하므로 바나듐 탄질화물의 미세 석출물을 형성하기 위해서는 냉각속도 조절이 매우 중요하고, 구조 체결용 강재의 강도 향상 정도는 탄소 함유량 및 냉각속도에 따라 변화하며, 일반적으로 탄소 0.01 중량%당 5~15MPa의 강도 향상이 발생한다.
이때, 바나듐의 함유량이 0.001 중량%보다 낮으면 바나듐 함유에 따른 효과발생이 미미하게 되고, 바나듐의 함유량이 0.05 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다.
특히, 과도한 바나듐 함유량에 따라 조대한 탄질화물이 형성되면 제조된 구조 체결재의 인성이 저하되고, 강재가 취화되므로 적정 함량 범위를 벋어나지 않도록 적정량을 함유하는 것이 바람직하다.
6) 니오븀(Nb)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 니오븀이 0.001~0.05 중량% 함유될 수 있는데, 니오븀은 구조 체결재의 압연 또는 단조 등 열간성형 과정 중 니오븀 탄질화물(NbC, NbN)이 입계에 석출되면서 고정효과가 나타나 결정립을 미세화하고, 베이나이트 조직의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다.
또한, 니오븀은 질소와 결합하면서 보론 나이트라이드(BN)의 형성을 억제하므로, 적정 유효 보론량을 제어하여 강재의 소입성을 향상시키게 된다.
이때, 니오븀의 함량이 0.001 중량% 미만으로 함유되는 경우 니오븀 탄질화물로 인한 고정효과 및 탄소함량을 낮출때 동반하는 소입성 향상효과를 보상하기 어렵고, 베이나이트 변태가 용이하지 못하게 되며, 니오븀의 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 조대한 니오븀 탄질화물이 형성되면서 베이나이트 조직의 인성이 저하될 수 있으므로 적정량의 니오븀을 함유하는 것이 바람직하다.
7) 알루미늄(Al)
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에는 추가적으로 알루미늄이 0.001~0.05 중량% 함유될 수 있는데, 알루미늄은 알루미늄 산화물을 형성하면서 구조 체결용 강재 내에 함유된 산소를 제거하는 강력한 탈산제로 작용하여 베이나이트 결정립을 미세화하는 역할을 한다.
또한, 알루미늄은 질소와 결합하면서 보론 나이트라이드(BN) 형성을 억제함으로써, 적정 유효 보론량을 제어하여 강재의 소입성을 향상시키게 된다.
이때, 알루미늄의 함량이 0.001 중량% 미만으로 함유되는 경우 탈산작용 또는 베이나이트 결정립 미세화 작용 효과가 줄어들어 바람직하지 않고, 알루미늄의 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우 알루미늄 산화물성 비금속 개재물 양이 증가하게 되어 제조된 구조 체결재의 인성 저하 또는 구조 체결용 강재의 주조시 노즐막힘 현상 등의 원인이 될 수 있다.
또한, 본 발명의 실시 예에 따른 뜨임 공정을 생략하기 위한 구조 체결용 강재는 강재는 각각 0.003 중량% 이하의 산소(O)와, 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)을 포함한다.
구체적으로 인은 입계(래스간 영역)에 편석되어 구조 체결용 강재의 인성을 떨어뜨린다.
또한, 황은 구조 체결용 강재의 제강시 망간 및 철과 결합하여 베이나이트 강재의 인성을 저하시키는 유화물(MnS) 및 철화물(FeS)을 형성하게 되는데, 유화물은 열간가공시 연신되면서 강의 이방성을 증대시켜 구조 체결용 강재의 기계적 성질을 저하시키고, 철화물은 낮은 용융점에 의해 열간 또는 냉간가공시 조성물내 함유된 개재물(이물질)에 의한 표면 결함 발생 경로가 된다.
또한, 산소는 구조 체결용 강재의 산화성 원소와 결합하여 비금속 개재물을 형성하여 베이나이트 강재의 기계적 성질 및 피로 특성을 저해하므로, 상기 함량을 초과하여 함유되지 않도록 해야 하며, 산소와 인 및 황의 함유량을 최소화 하는 것이 더욱 바람직하다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에서 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하는 경우 0.20~0.45 wt% 범위를 만족하는 탄소 당량(equivalent)을 형성하는 것이 바람직하다.
탄소 당량은 아래의 공식에 의해 도출된다.
탄소 당량(wt%) = C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15
탄소 당량이 0.20(wt%) 미만인 경우, 구조 체결재의 생산과정에서 급속냉각 수행시 구조 체결용 강재의 조직이 페라이트와 펄라이트로 변태함에 따라 베이나이트 조직을 확보하기 어렵고, 도 3a에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선이 단시간측으로 이동하면서 베이나이트 노즈에서 멀어져 상부 베이나이트 조직분율이 증가하게 된다.
또한, 탄소 당량이 0.45(wt%)를 초과하는 경우 도 3c에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선의 베이나이트 노즈가 장시간측으로 이동하면서 마르텐사이트 생성량이 증가하면서 베이나이트 생성량이 감소하고, 망간의 함유에 따른 효과가 감소하게 된다.
이때, 베이나이트 미세조직의 구성인자 중 상변태 후 결정입계에 분표하는 잔류 오스테나이트는 제조된 구조 체결재의 항복강도 및 지연파괴 저항성을 크게 저하시키게 되는데, 구조 체결재의 연속냉각에 의한 담금질 수행시 제조된 구조 체결재의 항복강도를 저하시키지 않는 탄소 당량과 잔류 오스테나이트량간의 상관 관계를 연구한 결과 도 4의 그래프에서 도시하는 바와 같은 한계조건을 얻을 수 있었다.
구체적으로 도 4의 그래프에서 파선으로 표시된 사각 박스의 범위 내에 해당하는 2 vol% 이하의 잔류 오스테나이트량을 유지하여야 하며, 탄소 당량이 0.45(wt%)를 초과하지 않았을 때, 구조 체결재의 항복강도 및 지연파괴 저항성 저하 발생을 방지할 수 있었다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결재용 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)으로 이루어지는 미량합금 첨가상수가 1.0~1.5 사이의 범위를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 미량합금 첨가상수는 아래의 공식으로 표현될 수 있다.
미량합금 첨가상수 = (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N
미량합금 첨가상수가 1.0 미만인 경우 질소와 결합할 수 있는 미량합금 원소량이 부족하여 구조 체결재용 강재 내 용존 질소량이 감소하지 않게 되므로, 강재의 소입성 향상을 위한 유효 보론량이 감소되며, 미량합금 첨가상수가 1.5를 초과하는 경우 보론 첨가에 따른 효과가 포화상태에 이르고, 조대한 탄질화물이 형성되면서 제조된 구조 체결재의 인성을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결용 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)을 포함하는 경우 7~20 ppm 범위를 만족하는 유효 보론량(effective Boron)을 형성하는 것이 바람직하다.
유효 보론량은 아래의 공식에 의해 도출된다.
유효 보론량(ppm) = [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000
유효 보론량은 이상적 베이나이트 미세조직 확보에 큰 영향을 미치는 매우 중요한 영향인자로, 첨가된 보론은 구조 체결용 강재내 유효 보론으로 작용하기 때문에 상기 공식에 따른 보론과 미량첨가 원소간 상관관계를 만족하여야 한다.
구조 체결용 강재내 유효 보론량과 제조된 구조 체결재의 이상적인 베이나이트 결정립 크기의 관계 도 5의 그래프와 같이 나타나는데, 그래프의 파선으로 표시된 박스 범위 내의 유효 보론 함유량에서 페라이트 변태를 가장 효과적으로 지연시켜 안정적인 베이나이트 변태를 유도할 수 있도록 한다.
도 5의 파선 박스 내에 형성된 유효 보론 함유량에 따른 유효 보론량을 상기 공식을 통해 구하면, 7~20 ppm 의 범위 값을 얻을 수 있다.
이때, 유효 보론량이 7 ppm 미만인 경우에는 보론 첨가효과가 미미해지고, 유효 보론량이 20 ppm을 초과하는 경우에는 구조 체결용 강재의 소입성이 감소하면서 베이나이트 조직을 확보하기 어려워진다.
본 발명의 실시 예에 따른 구조 체결재의 제조 과정을 살펴보면, 전술한 조성 성분을 가지는 구조 체결용 강재를 이용하여 강재 빌랫(billet)을 형성하는 단계와, 강재 빌렛을 가열 및 열간압연하여 페라이트 결정립이 형성된 환봉을 제조하는 단계와, 환봉을 급속냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 단계와, 환봉을 열간 또는 냉간 성형하여 구조 체결재를 제조하는 단계로 이루어진다.
강재 빌렛을 가열하는 단계에서는 열간압연을 수행하기 위하여 강재 빌렛을 900~1100℃ 범위의 온도로 가열한 후, 가열상태를 90~120분간 유지하게 된다.
가열온도가 900℃ 미만인 경우 압연부하가 급격히 증가하여 압연중 압연롤의 파손이나 코블(cobble) 및 표면흠 발생의 원인이 되고, 가열온도가 1100℃를 초과하는 경우 강재 빌렛 표면부의 탈탄반응이 급속히 증가하면서 강재 빌렛 표면부에 열화조직이 증가할 수 있다.
또한, 가열온도 유지 시간이 90분 미만인 경우 강재 빌렛 중심부까지 충분히 가열되지 않아 목표온도에 도달하지 못할 수 있고, 가열온도 유지 시간이 120분을 초과하는 경우 스케일 또는 표면탈탄 등이 증가하면서 강재 빌렛 표면부에 열화조직이 증가할 수 있다.
가열된 강재 빌렛을 열간압연하는 단계에서는 미세조직의 페라이트 내 아결정립(subgrain) 분율을 증가시키기 위하여 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 강재 빌렛의 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
강재 빌렛의 열간압연은 가열된 강재 빌렛을 조압연하는 과정과, 정밀 압연 과정 및 마무리 압연 과정을 포함하여 실시될 수 있으며, 마무리 압연 과정에서는 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1 + Ae3)/2 ~ 0.98Ae3의 온도 범위에서 진행되고, 압연에 의한 누적 변형량은 0.3 이상 발생하도록 실시하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 과정에서 압연기 입구 온도가 (Ae1 + Ae3)/2 미만인 경우에는 압연중 과냉 또는 급랭이 발생하여 제조된 환봉 표면부에 페라이트 등의 탈탄조직 및 표면흠이 급증할 수 있으며, 마무리 압연 과정의 온도가 0.98Ae3를 초과하는 경우에는 아결정립(변형 페라이트)의 분율이 감소하여 목표로하는 결정립 크기가 확보되지 않을 수 있다.
또한, 마무리 압연 누적 변형량이 0.3 미만인 경우에는 결정립 미세화를 위한 페라이트 핵생성에 요구되는 구동력이 낮아지게 되는데, 여기서 아결정립은 결정입계각이 15° 이하인 방향이탈각(misorientation angle) 값을 가지는 결정립을 의미하며, 아결정립은 최종 열처리시 역변태를 위한 오스테나이트 결정립의 핵생성 사이트로 작용한다.
이때, 제조된 환봉의 페라이트상 중의 아결정립 분율은 20~50 면적%가 형성되도록 열간압연이 실시되는데, 페라이트상 중의 아결정립 분율은 이후의 열처리 공정에 영향을 미치며, 아결정립 분율이 20 면적% 미만인 경우 열처리 과정에서 결정립 미세화 효과가 확보되지 않을 수 있고, 아결정립 분율이 50 면적%를 초과하는 경우 환봉의 강도가 크게 증가하여 환봉의 직진성이 확보되지 않는 문제가 발생할 수 있다.
또한, 제조된 환봉의 페라이트 평균 결정입도 크기는 25㎛ 이하로 형성하는 것이 바람직하며, 이를 통해 15㎛ 이하의 오스테나이트 미세 결정립을 확보할 수 있도록 하고, 미세 결정립은 지연파괴에 영향을 미치는 결정입계의 수소량 및 불순문이 상대적으로 감소하도록 하여 결정입계 강도를 유지하도록 한다.
페라이트 평균 결정입도 크기가 25㎛를 초과하는 경우에는 인성 개선을 위한 하부 베이나이트 분율 향상 효과가 포화되고, 지연파괴 저항성에 유해한 영향을 미치게 되어 바람직하지 못하다.
환봉을 급속냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 과정에서 환봉의 급속냉각은 20~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어지게 되는데, 냉각속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 페라이트 또는 펄라이트 변태로 인해 고인성 베이나이트 조직을 확보하기 어려워지고, 냉각속도가 150℃/sec를 초과하는 경우 환봉의 표면부와 중심부간 냉각속도 차이에 의해 소재 변형이 유발될 수 있다.
또한, 하부 베이나이트의 조직분율은 도 2에 도시된 연속 냉각 변태 곡선과 같이 베이나이트 선도의 노즈(nose)에 접근하는 냉각속도에서 극대화 되고, 노즈와 멀어지는 냉각속도에서 증가되므로, 뜨임 공정의 부가 없이 하부 베이나이트의 조직분율을 높이기 위해서는 급속냉각을 수행하여야 하며, 구조 체결재가 상온에 도달할때까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이때, 20~150℃/sec의 냉각속도는 급속냉각하는 구조 체결재의 부피에 따라 다르게 적용될 수 있다.
환봉을 열간 또는 냉간 성형하여 구조 체결재를 제조하는 단계에서는 열간 또는 냉간 성형된 구조 체결재 미세조직의 오스테나이트 결정입도(AGS, Austenite Grain Size)가 15㎛ 이하로 형성하는 것이 바람직하다.
오스테나이트 결정입도가 15㎛ 미만인 경우 소입성이 저하되면서 제조된 구조 체결재의 인성을 저하시키는 상부 베이나이트 분율이 증가할 수 있고, 구조 체결재의 최종 열처리시 보다 미세한 결정립을 확보함으로써, 구조 체결재의 지연파괴 저항성을 보다 향상시킬 수 있도록 한다.
또한, 환봉을 급속냉각하는 과정 수행 전, 열간압연된 환봉을 냉각하는 단계가 부가되어 실시될 수 있는데, 열간압연된 환봉의 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 변형 및 변태발열에 의해 결정립 조대화가 발생할 수 있으므로, 5~20℃/sec의 속도범위 내에서 열간압연된 환봉의 냉각이 이루어지는 것이 바람직하다.
이때, 냉각대에서 변태를 종료시키고, 필요로 하는 미세조직을 확보할 수 있도록 냉각이 종료되는 온도는 200~600℃ 범위 내로 한정하는 것이 바람직하다.
구조 체결재의 성형 단계에서 열간 성형을 실시하는 경우 Ac3 변태점으로부터 1050℃ 이하의 온도 범위 내에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 수행하는 것이 바람직하다.
Ac3 변태점 이하의 온도에서는 이상역 페라이트가 석출되면서 베이나이트 분율의 감소 및 상부 베이나이트 분율의 증가가 발생할 수 있고, 1050℃를 초과하는 온도에서는 결정립이 조대화되면서 충분한 인성을 확보하기 어려워진다.
성분 조성에 따른 구조 체결용 강재의 기계적 성질을 비교하면 아래의 표와 같다.
시험예 1~9는 본 발명에 따른 성분 조성을 만족하는 구조 체결용 강재이고, 시험예 10~18는 본 발명에 따른 성분 조성을 벗어나는 구조 체결용 강재이다.
또한, 비교예 1과 2는 통상적인 볼트에 사용되는 강재를 시료로 하여 50kg 잉고트로 주조한 후 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 상용 빌렛에 용접하여 직경 30mm의 환봉 바로 열간압연하였다.
시험예 1~18 및 비교예 1,2의 빌렛 추출 온도는 1050℃이고, 시험예 1~9의 마무리 열간압연은 (Ae1 + Ae3)/2 ~ 0.98Ae3 온도범위에서 열간압연 누적 변형량이 0.3~0.5 범위에 형성되도록 5℃/sec 이상의 속도로 냉각하였으며, Ae1 및 Ae3는 각각 냉각시 강재의 상변태 온도인 A1과 A3를 의미한다.
시험예 별 구조 체결용 강재의 성분 조성
시험예 성분 조성(%)
C Si Mn Cr B Ni Cu Mo Ti V Nb Al N2
1 0.1 0.5 0.3 0.2 0.0015 0.0015 0.001 0.05 0.025 0.007 0.007 0 0.003
2 0.12 0.3 0.7 0.3 0.002 0.012 0.016 0.3 0.03 0.01 0.01 0.005 0.007
3 0.1 0.3 0.3 0.5 0.0008 0.011 0.021 0.2 0.031 0.03 0.029 0.009 0.01
4 0.2 0.2 0.49 0.31 0.002 0.15 0.09 0.1 0.034 0.015 0.01 0.001 0.008
5 0.17 0.3 0.5 0.3 0.0013 0.15 0.09 0.05 0.033 0.015 0.015 0.009 0.007
6 0.2 0.5 0.5 0.3 0.0007 0.015 0.02 0.1 0.03 0.024 0.02 0.01 0.01
7 0.3 1 0.1 0.1 0.0015 0.013 0.018 0.05 0.025 0.008 0.008 0 0.004
8 0.25 0.5 0.6 0.1 0.001 0.09 0.05 0.05 0.02 0.02 0 0.01 0.007
9 0.3 0.1 0.1 0.2 0.0017 0.08 0.04 0.1 0.02 0.01 0.02 0.01 0.006
10 0.1 0.3 0.05 0.05 0.0015 0.01 0.005 0.01 0.01 0.01 0.01 0.001 0.005
11 0.1 0.5 0.2 0.1 0.002 0.03 0.019 0.05 0.02 0.01 0.01 0 0.007
12 0.1 0.1 0.1 0.1 0.001 0.04 0.019 0.01 0.01 0.01 0.01 0.003 0.007
13 0.2 0.7 0.1 0.1 0.004 0.009 0.019 0.05 0.02 0.01 0.01 0 0.005
14 0.13 0.6 0.2 0.5 0.003 0.009 0.019 0.3 0.03 0.01 0.01 0.004 0.005
15 0.35 0.1 0.6 0.5 0.0003 0.009 0.019 0.1 0.03 0.01 0.01 0.007 0.006
16 0.35 0.5 1.3 0.7 0.002 0.009 0.019 0.05 0.03 0.015 0.015 0.001 0.007
17 0.33 0.6 0.7 0.8 0.0015 0.009 0.019 0.1 0.03 0.01 0.001 0.002 0.006
18 0.4 0.1 0.7 0.4 0.002 0.009 0.019 0.4 0.03 0.01 0.015 0.002 0.007
시험예 별 열간압연 후 페라이트 결정립 크기 및 아결정립 분율
탄소당량 미량합금 첨가상수 유효보론
(ppm)		 (Ae1+Ae3)
/2		 0.98Ae3 마무리
압연
온도
범위		 마무리
압연 누적
변형량
(ε)		 페라이트
결정립
(㎛)		 아결정립
분율
(area%)
1 0.20 1.73 15 804 854 830±10 0.5 10 45
2 0.36 1.12 20 792 838 815±10 0.4 15 40
3 0.29 1.31 8 804 854 830±10 0.3 20 30
4 0.38 1.01 20 776 810 800±10 0.2 25 20
5 0.34 1.48 13 784 822 810±10 0.5 10 30
6 0.37 1.17 7 792 829 810±10 0.4 15 40
7 0.35 1.35 15 803 836 820±10 0.3 20 40
8 0.39 1.17 10 779 810 800±10 0.2 25 35
9 0.38 1.40 17 771 798 790±10 0.2 10 30
10 0.12 0.76 0 798 847 870±10 0.5 40 5
11 0.17 0.72 0 805 855 870±10 0.5 40 5
12 0.14 0.62 0 790 837 815±10 0.5 40 5
13 0.25 1.01 40 801 841 870±10 0.5 30 5
14 0.33 1.52 30 812 860 880±10 0.5 30 5
15 0.57 1.40 3 760 776 815±10 0.5 30 10
16 0.72 1.12 20 759 767 815±10 0.5 30 10
17 0.63 1.07 15 778 793 830±10 0.5 30 10
18 0.68 1.06 20 757 773 815±10 0.5 30 10
위 표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이 시험예 1 내지 9에서는 20~45% 이상의 높은 아결정립이 생성된 것을 확인할 수 있으며, 아결정립 비율은 구조 체결재의 최종 열처리시 15㎛ 이하의 미세 결정립을 확보할 수 있도록 하여 최종 베이나이트의 오스테나이트 결정입도에 큰 영향을 미치게 된다.
열처리 조건에 따른 시험예 별 미세조직
가열온도
(℃)		 냉각속도
(℃/sec)		 베이나이트
(vol%)		 하부 베이나이트
(vol%)		 오스테나이트
평균 결정입도
(㎛)		 잔류 오스테나이트
(vol%)
1 950 150 90 70 8 0
2 950 150 95 75 10 2
3 950 150 95 75 10 1
4 950 100 95 80 15 2
5 950 70 90 65 7 1
6 950 70 95 65 10 2
7 950 100 95 75 15 2
8 950 100 95 80 15 2
9 950 100 90 60 8 2
10 950 100 50 20 30 0
11 950 100 50 20 30 0
12 950 100 50 20 30 0
13 950 100 30 10 30 1
14 950 100 40 20 30 1
15 950 100 30 15 30 4
16 950 100 10 5 30 8
17 950 100 10 5 30 6
18 950 100 10 5 30 7
열간 압연된 소재들의 인장 및 충격특성 등 기계적 성질과 지연파괴 저항성을 평가하기 위하여 압연재의 압연방향에서 시험편들을 채취하였다.
표 3에 나타난 바와 같이 시험예 1 내지 9의 열처리 조건은 950℃의 온도에서 1시간동안 열처리를 수행하고, 70~150℃/sec의 냉각속도로 냉각하였으며, 시험예 10 내지 18의 열처리 조건은 950℃의 온도에서 1시간동안 열처리를 수행하고, 100℃/sec의 냉각속도로 냉각하였다.
비교예 1,2는 상적인 볼트용 강재로 사용되는 강재로, 비교예 1은 870℃의 온도에서 1시간동안 가열하여 담금질 수행 후 180℃에서 1시간동안 뜨임 열처리를 수행하고, 비교예 2는 850℃의 온도에서 1시간동안 가열하여 담금질 수행 후 580℃에서 1시간동안 뜨임 열처리를 수행하였다.
냉각 조건에 따른 시험예 별 기계적 성질 및 지연파괴 강도
기계적 성질 임계 지연파괴 강도
(kg/㎟)
경도
(Hv)		 인장강도
(kg/㎟)		 항복강도
(kg/㎟)		 항복비
(항복강도/인장강도)		 단면감소율
(%)		 연신율
(%)
1 425 140 105 0.75 50 15 130
2 440 150 110 0.73 50 16 140
3 436 147 107 0.73 50 15 140
4 448 151 112 0.74 45 14 150
5 455 154 115 0.75 50 15 150
6 450 152 113 0.74 40 14 140
7 455 155 115 0.74 46 13 150
8 440 150 110 0.73 46 13 140
9 455 155 115 0.74 46 13 150
10 340 110 80 0.73 50 15 90
11 340 110 80 0.73 50 15 90
12 310 100 70 0.70 50 15 80
13 328 105 75 0.71 50 177 80
14 372 120 80 0.67 50 17 95
15 491 170 155 0.91 50 9 90
16 565 200 190 0.95 10 3 80
17 491 180 170 0.94 20 6 90
18 565 200 190 0.95 10 3 80
구조 체결용 강재의 실시예 별 인장특성 및 지연파괴 특성을 평가하기 위하여 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하여 시험하였다.
인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였고, 미세조직 분율은 1000㎟의 피검면에서 일반적인 광학현미경 측정법인 포인트 카운팅(point counting)법을 이용하였다.
또한, 지연파괴 저항성 평가는 부가응력별 또는 특정 응력에서 시험편이 파괴되기까지 소요되는 시간으로 지연파괴 저항성을 평가하는 일정 하중법을 적용하였으며, 지연파괴 시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다.
시편지름 6mmΨ, 노치부 지름 4mmΨ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm 조건으로 제조된 지연파괴 시험편으로 일정 하중형의 지연파괴 시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)을 이용하여 시험하였으며, 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼용액(Walpole buffer solution, HCL + Ch3COONa)으로 pH2±0.5의 상온(25±5℃)에서 실시하였다.
임계 지연파괴 강도는 동일 응력비(부하응력/노치 인장강도비, 0.5)에서 150시간 이상 미절손되는 인장강도를 의미하고, 노치강도는 노치 시험편을 인장시험하여 최대하중/노치부 단면적의 값으로 구하였으며, 임계 지연파괴 강도 설정을 위한 시험편수는 15개 기준 13개 이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.
표 2에 나타난 바와 같이 본 발명에 따른 구조 체결용 강재에 해당하는 시험예 1 내지 9에서는 유효 보론량이 적정 베이나이트 조직 분율 극대화에 유효한 이상적인 값인 7~20ppm 범위를 충족하고 있으나, 시험예 10 내지 15에서는 이상적 유효 보론량을 만족하지 못하고, 시험예 16 내지 18에서는 탄소당량이 0.4 이상 형성되어 지연파괴 저항성에 유효한 베이나이트 미세조직 확보에 부적합한 결과가 나왔다.
또한, 시험예 1 내지 9에서는 900~1050℃ 범위에서 가열 후 70~150℃/sec의 속도로 급속냉각하여 90% 이상의 베이나이트 조직을 확보할 수 있었으나, 시험예 10 내지 18에서는 10~50% 범위의 베이나이트 조직을 확보하는데 그쳤으므로, 베이나이트 조직분율 극대화를 위해서는 급속냉각 조건이 제어냉각 또는 항온변태보다 효과적임을 확인할 수 있다.
표 3에 나타난 바와 같이 시험예 1 내지 9는 130~150kg/㎟의 임계 지연파괴 강도, Hv425~455의 경도, 140~155kg/㎟의 인장강도, 105~115kg/㎟의 항복강도, 0.73~0.75의 항복비, 40~50%의 단면감소율, 13~16%의 연신율을 가지며, 이러한 수치는 시험예 10 내지 18 대비 현저하게 우수한 기계적 성질 및 지연파괴 저항성을 가지고 있음을 확인할 수 있다.
구조 체결용 강재 비교예의 성분 조성
비교예 성분 조성(%)
C Si Mn Cr B Ni Cu Mo Ti V Nb Al N2
1 0.20 0.25 0.72 1.05 0.002 0.003 0.003 0 0.003 0.002 0.003 0.001 0.008
2 0.35 0.25 0.72 1.05 0 0.1 0 0.25 0.002 0.002 0.002 0.001 0.007
냉각 조건에 따른 비교예 별 기계적 성질 및 지연파괴 강도
기계적 성질 임계 지연파괴 강도
(kg/㎟)
경도
(Hv)		 인장강도
(kg/㎟)		 항복강도
(kg/㎟)		 항복비
(항복강도/인장강도)		 단면감소율
(%)		 연신율
(%)
1 319 103 87 0.84 60 15 90
2 328 105 89 0.85 60 16 90
표 5 및 6에 나타난 비교예는 담금질과 뜨임 처리를 실시한 강재로, 80~90kg/㎟ 범위의 지연파괴 강도를 보이고 있으므로, 본 발명에 따른 구조 체결용 강재에 해당하는 시험예 1 내지 9가 비교예 대비 우수한 기계적 성질 및 지연파괴 저항성을 나타냄을 확인할 수 있다.
따라서 본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재 및 이를 이용한 구조 체결재 제조 방법에서는 급속냉각에 의해 적정 베이나이트 미세조직 분율을 극대화함으로써, 열처리 과정에서 뜨임 공정을 생략하더라도 기존의 구조 체결용 강재보다 우수한 기계적 성질 및 지연파괴 저항성을 가질 수 있도록 한다.
또한, 구조 체결재의 제조 과정에서 뜨임 공정의 생략을 통해 구조 체결재의 생산속도 향상 및 생산비용 절감을 이루고, 구조 체결재의 재가열을 위한 가열로 설치라인을 축소를 통해 공장의 규모를 축소하여 생산라인의 동선을 최적화 할 수 있도록 할 수 있다.
상기 내용을 참조하여 본 발명의 실시예들을 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야의 당업자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적 특징을 변경하지 않고 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적인 것이 아닌 것으로서 이해되어야 하고, 상기 상세한 설명에서 기술된 본 발명의 범위는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허 청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 등가 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.
T: 온도
t: 시간
Fs: 페라이트 변태 개시점
Ps: 펄라이트 변태 개시점
Bs: 베이나이트 변태 개시점
Ms: 마르텐사이트 변태 개시점

Claims (15)

  1. 지연파괴 저항성이 향상되고, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정 중 뜨임 공정의 생략이 가능하도록 제조되는 구조 체결용 강재에 있어서,
    니켈(Ni) 0.01~0.1 중량%, 구리(Cu) 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.005~0.05 중량%, 바나듐(V) 0.001~0.05 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.05 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.3 중량%, 실리콘(Si) 0.1~0.5 중량%, 망간(Mn) 0.1~0.7 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.5 중량%, 보론(B) 0.0007~0.002 중량%, 질소(N) 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하며, C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15 의 공식으로 표현되는 탄소 당량(equivalent)이 0.20~0.45 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)의 미량합금을 포함하며, (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N 의 공식으로 표현되는 미량합금 첨가상수가 1.0~1.5 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 의 공식으로 표현되는 유효 보론량은 7~20 ppm 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 각각 0.003 중량% 이하의 산소(O)와, 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)을 포함하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 베이나이트 조직의 상분율이 90% 이상 형성되고, 하부 베이나이트 조직분율이 60% 이상 형성되는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 Hv410~525의 경도, 135~155kg/mm2의 인장강도, 110~135kg/mm2의 항복강도, 0.73~0.75의 항복비, 30~50%의 단면감소율, 11~16%의 연신율, 130~150kg/mm2의 지연파괴강도 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결용 강재.
  8. 지연파괴 저항성이 향상되고, 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 열처리 공정 중 뜨임 공정의 생략이 가능한 구조 체결재의 제조 방법에 있어서,
    니켈(Ni) 0.01~0.1 중량%, 구리(Cu) 0.01~0.1 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.005~0.05 중량%, 바나듐(V) 0.001~0.05 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.05 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.05 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.3 중량%, 실리콘(Si) 0.1~0.5 중량%, 망간(Mn) 0.1~0.7 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.5 중량%, 보론(B) 0.0007~0.002 중량%, 질소(N) 0.003~0.01 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 구성되는 강재 빌렛(billet)을 형성하는 과정과;
    강재 빌렛을 가열하는 과정과;
    가열된 강재 빌렛을 열간압연하여 미세화된 페라이트 결정립이 형성된 환봉을 얻는 과정과;
    환봉을 급속냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 과정과;
    냉각된 환봉을 열간 또는 냉간 성형하여 구조 체결재를 제조하는 과정;으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    강재 빌렛을 가열하는 과정에서 강재 빌렛은 900~1100℃ 범위의 온도에서 90~120분간 가열 상태를 유지하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서,
    강재 빌렛의 열간압연은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역인 (Ae1 + Ae3)/2 ~ 0.98Ae3의 온도 범위에서 진행되고, 압연에 의한 누적 변형량이 0.3 이상 발생하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서,
    열간압연된 환봉 미세조직의 페라이트 결정립 크기는 25㎛ 이하로 형성되고, 페라이트상 중 아결정립 분율이 20~50 면적%를 만족하는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  12. 제8항에 있어서,
    환봉의 급속냉각은 20~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  13. 제8항에 있어서,
    열간 또는 냉간 성형된 구조 체결재 미세조직의 오스테나이트 결정입도 크기가 15㎛ 이하로 형성되는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  14. 제8항에 있어서,
    환봉의 급속냉각 수행 전 열간압연된 환봉을 냉각하는 단계가 부가되고, 환봉의 냉각은 5~20℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
  15. 제8항에 있어서,
    구조 체결재의 열간 성형은 대기가열 또는 유도가열을 통해 A3 변태점~1050℃의 온도 범위 내에서 이루어지고, 구조 체결재의 열간 성형이 완료되면 구조 체결재를 냉각하는 단계를 부가하여 수행하되, 구조 체결재의 냉각은 70~150℃/sec의 냉각속도 범위 내에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 지연파괴 저항성이 향상된 구조 체결재 제조 방법.
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