KR20220087847A - 지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법 - Google Patents

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식1을 만족한다.
[관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)

Description

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법{WIRE ROD AND PARTS WITH IMPROVED DELAYED FRACTURE RESISITANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 다양한 응력 및 부식 환경에 노출되는 자동차, 구조물의 체결용 볼트 등에 사용할 수 있는 선재, 부품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차, 구조물의 체결용 볼트 등의 소재로 사용되는 선재는 자동차의 경량화 및 구조물의 소형화에 따라 고강도화가 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 강도 증가를 위해서는 금속의 강화기구인 냉간가공, 결정립 미세화, 마르텐사이트 강화 및 석출강화 등을 활용하게 된다.
그러나, 이러한 강화기구로 활용된 전위, 결정립계, 마르텐사이트 래쓰(lath) 경계 및 미세 석출물 경계 등은 강재 내 수소의 트랩부로 작용하여 지연파괴를 열위시키는 원인으로도 작용한다. 이러한 이유로, 인장강도 1GPa 이상의 고강도 볼트에서는 지연파괴가 열위해지는 문제가 있다.
이러한 문제를 해결하기 위해 종래에는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 조직을 갖는 1GPa 이상의 볼트용 강재는 Mo를 첨가한 Cr-Mo 합금강을 사용하고 있었으나, 볼트 제조공정 기술의 발전에 따른 원가절감 니즈에 대응하기 위해 Cr-Mo강을 Cr-B강으로 대체하려는 시도가 있어 왔다. 그 결과 안전에 큰 영향이 없는 구조물에 사용되는 볼트부터 Cr-B 강을 활용하여 원가절감을 구현하였고, 그 안전성을 확인한 후 자동차의 일부 체결용 볼트에도 Cr-B 강을 적용 중에 있다.
더 나아가, 자동차 업계에서는 극한의 원가절감을 위해 Cr-B 강 보다 더욱 원가절감이 가능한 볼트용 소재를 개발하기 위한 니즈가 있다. 이러한 니즈에 대응하기 위하여 최근에는 Cr 대비 저렴한 Mn을 활용하는 Mn-B 강을 1GPa 이상의 고강도 볼트용 소재로 적용하기 위한 기술 개발이 이루어지고 있다.
그러나, Mn은 Cr에 비해 페라이트 기지 내 높은 고용강화를 유발하므로 Mn-B의 강은 볼트제조시 볼트의 나사부에 크랙이 발생할 수 있다. 따라서 1GPa 이상의 고강도 볼트로 제조하기 위해 첨가되는 Mn의 함량이 높은 강은 볼트 나사부의 크랙에 의해 지연파괴가 발생할 수 있는 단점이 있어 고강도 볼트로 적용하기에 어려움이 있다.
본 발명의 일 측면은 합금 원소의 제어를 통해, Mn-B강의 고용강화 효과를 최적화하고, 성형성을 향상시킴으로써 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 선재, 볼트 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족한다.
[관계식1] 2.0
Figure pat00001
5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 하기 관계식2를 만족할 수 있다.
[관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, TiN 개재물의 크기는, 15㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족하는 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하는 단계; 및
830 내지 930℃에서 권취하는 단계;를 포함한다.
[관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강재는 하기 관계식2를 만족할 수 있다.
[관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 부품의 제조방법은 본 발명에 따라 제조된 선재를 신선하는 단계; 신선재를 745 내지 770℃에서 구상화 열처리하는 단계; 구상화 열처리된 신선재를 870 내지 940℃의 온도 범위에서 가열하는 단계; 구상화 열처리된 신선재를 50 내지 80℃의 온도 범위에서 담금질하는 단계; 및 담금질된 부품을 400 내지 600℃의 온도범위에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 부품은 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족한다.
[관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 부품은 하기 관계식2를 만족한다.
[관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 부품은 부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함한다.
본 발명의 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 고강도 볼트용 부품은 Mn-B 강의 볼트 나사부 가공시의 성형성을 향상시킴으로써, 볼트 나사부의 크랙을 발생시키지 않아 1Gpa급 고강도 볼트에서 지연파괴를 억제할 수 있다.
도1은 지연파괴 저항성 평가 전 비교예3의 나사부를 관찰한 사진이다.
본 명세서가 실시 예들의 모든 요소들을 설명하는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 일반적인 내용 또는 실시 예들 간에 중복되는 내용은 생략한다.
또한 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.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다.
본 발명의 발명자들은 Si 및 Mn의 함량을 제어하면 고용강화 효과를 최적화하여 강도를 확보하면서도 성형성을 향상시킬 수 있고, 나사부의 성형열위에 의한 크랙 발생이 억제되어 지연파괴저항성을 향상시킬 수 있다는 것을 알아내었다.
또한, Ti 및 N의 함량을 제어하고, TiN 개재물의 크기를 제어함으로써 결정립을 미세화할 수 있고, 이에 따라 성형성이 향상되고, 지연파괴저항성을 확보할 수 있다는 것을 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시 예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.15 내지 0.3%이다.
C는 제품의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 탄소 함량이 0.15% 미만일 경우, 본 발명에서 목표하는 강도를 확보하는 것이 어렵고, 0.30%를 초과하는 경우, 담금질(Quenching)시 래쓰 마르텐사이트(lath Martensite) 경계에서 정수압에 의해 형성되는 기계적 안정성(mechanical stabilization)이 우수한 잔류 오스테나이트 형성을 방해하여, 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.15 내지 0.30%로 제한한다.
Si의 함량은 0.15 내지 0.25%이다.
Si은 강의 탈산을 위해서 유용할 뿐만 아니라, 고용 강화를 통한 강도 확보에도 효과적인 원소이다. Si의 함량이 0.15% 미만일 경우, 강의 탈산 및 고용 강화를 통한 강도 확보가 충분치 않고, 0.25%를 초과하는 경우에는 고용강화에 의한 성형성 및 충격특성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.15 내지 0.25%로 제한한다.
Mn의 함량은 0.95 내지 1.35%이다.
Mn은 경화능을 향상시키는 원소이고, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화 효과를 내는 매우 유용한 원소이다. Mn의 함량이 0.95% 미만인 경우, 전술한 고용강화 효과와 경화능이 충분하지 못하여 본 발명에서 목표로하는 강도 확보가 어렵고, 1.35%를 초과하는 경우에는 고용강화 효과에 의해 성형성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.95 내지 1.35%로 제한한다.
P의 함량은 0.030% 이하이다. (0%는 제외)
P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 P의 상한을 0.030%로 제한한다.
S의 함량은 0.030% 이하이다. (0%는 제외)
S은 P과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 S의 상한을 0.030%로 제한한다.
Ti의 함량은 0.015 내지 0.03% 이다.
Ti은 강중 내 유입되는 N와 결합하여 티타늄 탄질화물(TiN)을 형성하는 원소이다. 본 발명에서 TiN은 결정립을 미세화함으로써, 부품 성형시 성형 열위에 의한 크랙 발생을 억제하고, 지연파괴저항성을 향상시킬 수 있다. 또한, Ti는 TiN을 형성하므로, free-N(자유 N)이 B과 결합하는 것을 방지하여, 성형성을 열위하게하는 BN 형성을 억제시킬 수도 있다. Ti의 함량이 0.015% 미만인 경우, 전술한 바와 같이 충분한 TiN이 형성되지 못하고, 자유 N이 BN을 형성하므로, B의 경화능 효과를 활용하기 어렵고, 0.03%를 초과하는 경우에는 조대한 탄질화물이 형성되어 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.015 내지 0.03%로 제한한다.
B의 함량은 0.001 내지 0.004% 이다.
B은 경화능을 향상시키는 원소이다. B의 함량이 0.001% 미만인 경우, 전술한 경화능 향상 효과를 기대하기 어렵고, 0.004%를 초과하는 경우에는 결정립계에 Fe23(CB)6 탄화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립계의 취성을 유발하고, BN을 형성하여 성형성을 열위하게함으로써 지연파괴 저항성을 열위하게한다. 따라서, 본 발명에서는 B함량을 0.001 내지 0.004%로 제한한다.
N의 함량은 0.001 내지 0.008% 이다.
N은 탄질화물을 형성하는 원소이다. N의 함량이 0.001% 미만일 경우, 결정립을 미세화하는 TiN 석출물을 충분히 형성할 수 없고, 0.008%를 초과할 경우, 고용 질소량이 증가하여 강의 인성 및 연성이 열위해질 수 있고, free-N(자유 N)이 B과 결합하여, 성형성을 열위하게하는 BN을 형성할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.001 내지 0.008%로 제한한다.
합금조성 외 잔부는 Fe이다. 본 발명의 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
본 발명에서는 Si 및 Mn의 함량을 제어하여 고용강화 효과를 통해 강도를 확보하면서도, 지나친 고용강화 효과를 억제하여 선재의 성형성을 향상시키고, 지연파괴저항성을 향상시키고자 하였다. 이에 따라 도출된 관계식 1은 고용강화 효과를 최적화하기 위한 수식이다. 관계식 1의 5.5Х[Si]+[Mn] 값이 2.0 미만일 경우, 본 발명에서 목표로하는 강도를 확보할 수 없고, 5.5Х[Si]+[Mn] 값이 2.4를 초과할 경우, 지나친 고용강화 효과로 고강도 부품의 성형시, 성형 열위에 의한 크랙이 발생하여, 지연파괴를 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 지연파괴저항성을 향상시키기 위해 5.5Х[Si]+[Mn]의 값을 2.0 내지 2.4로 제한한다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 하기 관계식2를 만족한다.
[관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
본 발명에서는 결정립을 미세화하고, 성형성을 향상시킴으로써 선재의 지연파괴저항성을 향상시키고자 하였다. 본 발명의 발명자들은 연구 끝에 TiN 개재물을 형성하고, 그 크기를 제어하여 결정립을 미세화하고, BN을 억제함으로써 성형성 및 지연파괴저항성을 확보할 수 있었다. 이에 따라 도출된 관계식2는 TiN 개재물 크기를 제어하고, BN의 형성을 억제하기 위한 수식이다. 관계식2의 [Ti]/3.42[N] 값이 1.0 이하일 경우, Ti와 결합하지 않은 free-N에 의해 형성되는 BN 등에 의해 성형성이 열위해질 수 있고, [Ti]/3.42[N] 값이 2.0 이상일 경우 초과 Ti(excess Ti)에 의해 TiN이 조대화되고, 결정립 미세화 효과를 발휘할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 [Ti]/3.42[N] 값을 1.0 내지 2.0으로 제한한다.
본 발명에서 결정립을 미세화하기 위한 TiN 개재물의 크기는 15㎛ 이하일 수 있다. 전술할 것처럼 TiN 개재물의 최대 크기가 15㎛를 초과할 경우, 결정립 미세화로 인한 지연파괴 저항성을 확보하기 어렵다.
또한, 본 발명에 따른 선재에 의해 제조된 지연파괴 저항성이 향상된 부품은 부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함한다. 잔류 오스테나이트 조직 분율이 0.3% 미만일 경우, 지연파괴 저항성을 열위하게 하는 수소확산을 지연시키는 장애물 역할을 기대하기 어렵고, 2%를 초과할 경우, 잔류 오스테나이트가 래쓰 경계뿐 아니라, 오스테나이트 결정립계 등에 두껍게 형성되어 수소 확산을 지연시키기 어렵고, 이에 따라 지연파괴 저항성 개선효과가 저감될 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시 예에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재 및 부품의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재 및 부품은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 실시 예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하는 단계; 및 830 내지 930℃에서 권취하는 단계;를 포함한다.
먼저, 전술한 합금 조성을 만족하는 강재를 마련하고, 880 내지 980℃에서 마무리 선재 압연한다. 이후, 압연된 선재를 830 내지 930℃에서 코일 형상으로 권취한다.
이때, 선재압연 온도가 880℃ 미만이거나 또는 권취 온도가 830℃ 미만일 경우, 표면층이 준 2상역이기때문에 상변태에 의한 표면 페라이트 탈탄층이 형성될 수 있고, 볼트의 열처리시에도 표면에 페라이트 탈탄층이 형성되어 지연파괴 저항성을 열위해질 수 있다. 또한, 볼트 제품의 구오스테나이트 결정립 크기가 미세해지고, 잔류 오스테나이트 분율이 높아져 지연파괴 저항성을 열위해질 수 있다. 한편, 선재 마무리압연 온도가 980℃를 초과하거나 권취온도가 930℃를 초과할 경우, 확산에 의해 탈탄이 가속화되어 표면에 페라이트 탈탄층이 형성될 수 있고, 구오스테나이트 결정립 크기가 조대해져, 지연파괴 저항성을 열위해질 수 있다.
이어서, 권취된 선재는 목적에 맞게 신선-구상화열처리-피막처리-볼트 성형-오스테나이트화(austenitenizing)-담금질-템퍼링하여 최종 볼트용 부품으로 제조될 수 있다. 다만, 일 실시 예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 볼트용 부품의 제조방법은, 본 발명에 따라 제조된 선재를 신선하는 단계; 신선재를 745 내지 770℃에서 구상화 열처리하는 단계; 구상화 열처리된 신선재를 870 내지 940℃에서 가열하는 단계; 구상화 열처리된 신선재를 50 내지 80℃에서 담금질하는 단계; 및 400 내지 600℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.
이때, 구상화 열처리는 745 내지 770℃에서 수행될 수 있다. 열처리 온도가 745℃ 미만이거나 770℃를 초과할 경우, 구상화율이 낮아짐에따라, 구상화 열처리재의 경도가 높아지고 볼트 성형 후 나사부 가공 시 성형성이 열위해지며, 이로 인해 나사부 크랙을 유발할 수 있다.
오스테나이트화 열처리는 870 내지 940℃에서 수행될 수 있다. 열처리 온도가 870℃ 미만일 경우, 오스테나이트 역변태가 충분히 일어나지 않아 담금질 후 마르텐사이트 조직이 불균일하게 형성되어 인성이 열위해질 수 있다. 한편, 열처리 온도가 940℃를 초과할 경우, 구오스테나이트 결정립도가 조대해져 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다.
또한, 담금질은 50 내지 80℃의 온도 범위에서 수행될 수 있다. 담금질 냉매의 온도가 50℃ 미만일 경우, 볼트의 나사산에서 열변형에 의한 미세한 담금질 균열(Quenching Crack)이 발생할 수 있어 지연파괴를 유발할 수 있고, 80℃를 초과할 경우, 충분한 소입이 되지 않아 래쓰에 기계적 안정 잔류 오스테나이트 외에 구오스테나이트 결정립계에 잔류 오스테나이트가 형성되고, 오히려 수소의 집적부로 작용하여 지연파괴를 유발할 수 있다.
또한, 템퍼링은 400 내지 600℃의 온도 범위에서 수행될 수 있고, 최종 제품의 용도 및 목적에 맞게 강도 및 인성을 부여할 수 있다. 템퍼링 온도가 400℃ 미만일 경우, 템퍼링에 의한 취성이 유발될 수 있고, 600℃를 초과할 경우 본 발명에서 의도하는 강도를 구현하기 어렵다.
본 발명에 따라 제조된 지연파괴 저항성이 향상된 부품은 부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함한다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
실시 예
하기 표 1의 합금 조성을 만족하는 발명예 1 내지 9, 비교예 1 내지 7의 선재를 본 발명에 따른 제조 조건으로 제조하여 최종 시험용 볼트를 얻었다. 구체적으로, 하기 표 1의 합금 조성을 만족하는 강편을 880 내지 980℃에서 마무리 선재압연하고, 830 내지 930℃에서 코일 형상으로 권취한 후, 권취된 선재를 최대온도 745 내지 770℃에서 구상화 열처리하였다. 이어서, 구상화 열처리된 선재를 볼트로 성형하고, 870 내지 940℃에서 오스테나이트화한 후 50 내지 80℃의 냉매에 담금질하고, 이후, 1050±16 MPa의 인장강도를 확보하기 위해 400 내지 600℃의 온도에서 템퍼링하여 최종 볼트 제품을 얻었다.
구분 합금 조성(중량%)
C Si Mn P S Ti B N
발명예1 0.29 0.21 0.99 0.011 0.005 0.018 0.0023 0.0041
발명예2 0.16 0.2 1.3 0.012 0.005 0.019 0.002 0.0049
발명예3 0.24 0.19 0.96 0.008 0.005 0.027 0.0024 0.004
발명예4 0.21 0.2 1.11 0.01 0.005 0.018 0.0023 0.0051
발명예5 0.23 0.16 1.2 0.009 0.005 0.028 0.002 0.0048
발명예6 0.22 0.23 0.99 0.01 0.005 0.025 0.0019 0.0055
비교예1 0.23 0.19 0.98 0.008 0.005 0.018 0.0023 0.0021
비교예2 0.24 0.21 1.02 0.01 0.005 0.042 0.0021 0.004
비교예3 0.2 0.26 1.15 0.009 0.005 0.019 0.002 0.005
비교예4 0.23 0.21 1.45 0.011 0.005 0.022 0.0021 0.005
비교예5 0.33 0.2 1.1 0.01 0.005 0.018 0.0022 0.005
이어서, 발명예 1 내지 9, 비교예 1 내지 7의 볼트 제품에 대하여 TiN 석출물 최대 크기, 지연파괴 크랙 유무를 평가하고, 관계식1 및 관계식2 값과 함께 표2에 나타내었다.TiN 석출물의 최대 크기는 볼트 제품을 L단면(Longitudinal direction)으로 절개하고, 160mm2 면적을 30 field 관찰하여 극치통계 분석(extreme value analysis)을 통하여 측정되는 개재물의 크기를 최대 개재물 크기로 정의하고, 그 값을 하기 표2에 나타내었다.
지연파괴저항성은 볼트 제품을 항복강도의 체결력으로 구조물에 체결한 후, 5% 염산 + 95% 증류수 용액에 10분간 침지하고, 응력집중부인 나사산에 크랙 유무를 관찰하는 지연파괴 모사법으로 진행하였다. 크랙이 발생되지 않는 경우는 X, 크랙이 발생된 경우는 ○로 나타내었다.
구분 관계식1
5.5Si+Mn		 관계식2
Ti/3.42N		 TiN 최대 크기
(㎛)		 지연파괴
크랙 유무
발명예1 2.15 1.284 13.2 X
발명예2 2.40 1.134 11.1 X
발명예3 2.01 1.974 14.5 X
발명예4 2.21 1.032 10.2 X
발명예5 2.08 1.706 13.9 X
발명예6 2.26 1.329 12.1 X
비교예1 2.03 2.506 15.9 ○
비교예2 2.18 3.070 17.8 ○
비교예3 2.58 1.111 10.3 ○
비교예4 2.61 1.287 13.5 ○
비교예5 2.20 1.053 11.5 ○
표2에서 확인할 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성, 관계식 및 TiN 크기를 만족하는 발명예1 내지 발명예6은 지연파괴 저항성 평가 전/후에서 볼트 제품의 나사부에서 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다.반면, 비교예1은 Ti/3.42N 값이 2.506으로 본 발명에서 제안하는 하한값인 2.0을 초과하여, 조대한 TiN이 형성되었고, 이로 인해 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예2는 Ti/3.42N 값이 3.070으로 본 발명에서 제안하는 하한값인 2.0을 초과하여, 조대한 TiN이 형성되었고, 이로 인해 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예3은 Si의 함량이 0.26%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 0.25%를 초과하고, 5.5Si+Mn값이 2.58로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.5를 초과하여 과도한 고용강화 효과에 의해 구상화 열처리후 볼트 나사부 성형성이 열위해져 지연파괴 크랙이 발생하였다. 도1은 지연파괴 저항성 평가 전 비교예3의 나사부를 관찰한 사진이다. 도1을 참조하면, 비교예3은 본 발명에서 제안하는 조건을 만족하지 못하여 지연파괴 크랙이 발생하였고, 지연파괴저항성을 확보하지 못하였음을 확인할 수 있다.
비교예4는 Mn의 함량이 1.45%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 1.35%를 초과하고, 5.5Si+Mn 값이 2.61로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.5를 초과하여, 과도한 고용강화 효과에 의해 구상화 열처리후 볼트 나사부 성형성이 열위해져 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예5는 C의 함량이 0.33%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 0.3%를 초과하여 기계적 안정성이 우수한 잔류 오스테나이트 조직의 형성이 억제되어 지연파괴 크랙이 발생하였다.
이어서, 본 발명에 따른 상기 표 1의 발명예 3의 합금조성을 만족하는 발명예 3, 비교예 3-1 내지 3-6를 하기 표 3과 같은 제조 조건으로 제조하여 최종 볼트 제품을 얻었다.
구분 온도 (℃) 지연파괴
크랙유무
마무리압연
온도		 권취
온도		 구상화열처리
온도		 오스테나이트화
온도
발명예3 930 880 755 910 X
비교예3-1 990 940 755 910 ○
비교예3-2 870 820 755 910 ○
비교예3-3 930 880 755 950 ○
비교예3-4 930 880 755 860 ○
비교예3-5 930 880 740 910 ○
비교예3-6 930 880 760 910 ○
본 발명에 따른 마무리 압연 온도, 권취 온도, 구상화열처리 온도 및 오스테나이트화 온도를 만족하는 발명예3은 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다. 반면, 비교예 3-1은 압연 온도가 990℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 980℃를 초과하고, 권취 온도도 940℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 930℃를 초과하여, 선재에서 구오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 볼트 제품의 구오스테나이트 결정립 크기도 조대해짐에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 3-2는 압연 온도가 870℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 880℃에 미치지 못하고, 권취 온도도 820℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 830℃에 미달하여 선재에서 구오스테나이트 결정립 크기가 미세해지고, 볼트 제품의 구오스테나이트 결정립 크기도 미세해짐에 따라, 잔류 오스테나이트 분율이 높아지고, 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 3-3은 오스테나이트화 열처리 온도가 950℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 940℃를 초과하여 볼트 제품의 구오스테나이트 결정립 크기가 조대해짐에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 3-4는 오스테나이트화 열처리 온도가 860℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 870℃에 미치지 못하여, 볼트 제품이 충분히 오스테나이트화 되지 않은 상태에서 QT열처리가 되어 미고용 펄라이트가 형성되었고, 이에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 3-5는 구상화 온도가 740℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 745℃에 미치지 못하고, 비교예 3-6은 구상화 온도가 760℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 770℃을 초과하여, 구상화율이 낮고 열처리가 충분히 되지 않아 성형성이 열위하여 지연파괴 크랙이 발생하였다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식1을 만족하는 지연파괴 저항성이 향상된 선재.
    [관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    하기 관계식2를 만족하는 지연파괴 저항성이 향상된 선재.
    [관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  3. 제1항에 있어서,
    TiN 개재물의 크기는 15㎛ 이하인 지연파괴 저항성이 향상된 선재.
  4. 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족하는 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하는 단계; 및
    830 내지 930℃에서 권취하는 단계;를 포함하는 지연파괴 저항성이 향상된 선재의 제조방법.
    [관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  5. 제4항에 있어서,
    상기 강재는 하기 관계식2를 만족하는 지연파괴 저항성이 향상된 선재의 제조방법.
    [관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  6. 제4항 내지 제5항에 따라 제조된 선재를 신선하는 단계;
    상기 신선재를 745 내지 770℃에서 구상화 열처리하는 단계;
    상기 구상화 열처리된 신선재를 870 내지 940℃의 온도 범위에서 가열하는 단계;
    상기 구상화 열처리된 신선재를 50 내지 80℃의 온도 범위에서 담금질하는 단계; 및
    상기 담금질된 부품을 400 내지 600℃의 온도범위에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 지연파괴 저항성이 향상된 부품의 제조방법.
  7. 중량%로, C: 0.15 내지 0.3%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.03%, B: 0.001 내지 0.004%, N: 0.001 내지 0.008%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족하는 지연파괴 저항성이 향상된 부품.
    [관계식1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  8. 제7항에 있어서,
    하기 관계식2를 만족하는 지연파괴 저항성이 향상된 부품.
    [관계식2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  9. 제7항에 있어서,
    부피 분율로, 잔류 오스테나이트를 0.3 내지 2% 및 잔여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하는 지연파괴 저항성이 향상된 부품.

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