KR20220169247A - 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 - Google Patents

수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 명세서에서는 자동차 부품 등에 적용될 수 있는 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 개시한다.
개시되는 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재의 일 실시예에 따르면, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다.

Description

수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법{HIGH-STRENGTH WIRE ROD WITH IMPROVED HYDROGEN DELAYED FRACTURE RESISTANCE, HEAT TREATMENT PARTS USING THE SAME, AND METHODS FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 부품 등에 적용될 수 있는 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 냉간압조용 선재는 열처리 및 가공공정 등을 생략한 공정 생략형 냉간압조용 선재와, 부품 경량화를 이룰 수 있는 고강도 냉간압조용 선재로 구분된다.
고강도 냉간압조용 선재는 선재를 구상화 열처리 후 냉간압조하여 부품을 제조한 뒤 담금질 및 뜨임 공정을 거쳐 기계 구조 및 자동차 부품 등의 열처리부품으로 제조된다.
그러나, 담금질 및 뜨임 공정을 진행할 경우, 템퍼드 마르텐사이트 미세조직이 형성되며, 이러한 템퍼드 마르텐사이트 미세조직은 1300MPa 이상의 고강도에서 수소지연파괴에 매우 민감하기 때문에 사용이 어렵다.
따라서, 1300MPa 이상의 고강도에서 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 개발이 필요하다.
한국 공개특허공보 제10-2000-0031083호 (공개일자: 2000년06월05일)
상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 합금조성 및 제조공정의 조건을 최적화하여, 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 본 발명은 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재는, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
(여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
여기서, 상기 선재는 오스테나이트 평균 결정립 직경이 30㎛ 이하일 수 있다.
또한, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 본 발명은 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 빌렛을 900 내지 1200℃에서 가열하는 단계; 상기 빌렛을 마무리 압연 온도 850 내지 1050℃으로 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 및 상기 선재를 0.2 내지 0.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
(여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
또한, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 본 발명은 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리 부품은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하고, 미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함하고, 인장강도가 1400MPa 이상이고, 최대임계수소농도가 1.5ppm 이상일 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
(여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
또한, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 본 발명은 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리 부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 냉간단조하여 부품을 제조하는 단계; 상기 부품을 850 내지 1,050℃에서 3,000 내지 4,000초간 가열하는 단계; 상기 가열한 부품을 40 내지 90℃에서 담금질하는 단계; 및 상기 담금질한 부품을 500 내지 600℃에서 3,000 내지 10,000초간 뜨임하는 단계;를 포함할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
(여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
본 발명의 실시예에 따르면 고용강화를 일으켜 냉간압조성을 저해하는 Si의 함량을 최소로 하고, 강도 저하를 방지하기 위해 Mo를 첨가하며, Q/T 열처리 후 미용해된 조대 탄화물이 남아있지 않도록 합금조성을 구성함으로써 냉간압조용 선재의 강도를 향상시킬 수 있으며, 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따르면 Cu 및 Ni 함량을 제어하여 확산성 수소 트랩 능력을 향상시킴과 동시에 가공성이 우수한 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 뜨임 온도에 따른 각 실시예 및 비교예의 인장강도를 도시한 그래프이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재는, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다.
이하, 각 합금원소의 성분범위를 한정한 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 기재가 없는 한 단위는 중량%이다.
탄소(C)의 함량은 0.3 내지 0.5%이다.
C는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. C의 함량이 0.3% 미만일 경우에는 목표하는 강도를 확보하는 것이 어려우며, 최종 Q/T(Quenching/Tempering) 열처리 후 충분한 담금질성을 확보하기가 용이하지 않다. 이와 반대로 C의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 탄화물이 과다하게 생성되어 피로수명이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여, C함량은 0.3 내지 0.5%로 제한될 수 있다.
규소(Si)의 함량은 0.1 내지 0.3%이다.
Si는 강의 탈산을 위해서 사용될 뿐만 아니라, 고용 강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. Si는 탈산 및 강도 확보를 위하여 0.1% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과다할 경우, 냉간압조성이 저하되어 볼트와 같은 복잡한 형상의 부품의 가공이 어려워지는 문제가 있다. 이를 고려하여, Si 함량의 상한은 0.3%로 제한될 수 있다.
망간(Mn)의 함량은 0.5 내지 1.0%이다.
Mn은 부품의 담금질성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유리하며, 압연성을 증가시키고 취성을 감소시키는 원소이다. Mn은 충분한 강도를 확보하고 취성을 감소시키기 위해 0.5% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과다할 경우, 열간압연 이후 냉각 시에 경한 조직이 발생하기 쉽고, MnS 개재물이 다량으로 생성되어 피로 특성이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여, Mn 함량의 상한은 1.0%로 제한될 수 있다.
크롬(Cr)의 함량은 0.5 내지 1.5%이다.
Cr은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 강의 내식성을 향상시키는 원소이다. Cr은 충분한 내식성을 확보하기 위해 0.5% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 소재의 충격인성이 저하되고 조대한 탄화물이 형성되어 수소지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, Cr 함량의 상한은 1.5%로 제한될 수 있다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.5 내지 1.5%이다.
Mo은 미세한 탄화물의 석출에 의한 석출강화와 고용강화를 통해 담금질성을 향상시키는 원소이다. Mo로 인한 담금질성 향상은 Mn, Cr보다 효과적이다. Mo 함량이 0.5% 미만인 경우에는 Q/T 열처리 중 미세한 탄화물이 충분히 석출되지 않아 강도 확보가 용이하지 않다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 담금질성이 과도하게 높아져 담금질 후 부품의 형상이 뒤틀리게 되어 이를 교정하기 위한 추가 공정이 필요하거나, 부품 내부에 미세균열 불량이 발생하는 문제가 있다. 이를 고려하여, Mo 함량은 0.5 내지 1.5%로 제한될 수 있다.
바나듐(V)의 함량은 0.01 내지 0.3%이다.
V는 VC, VN, V(C, N) 등의 미세 탄화물을 형성하여 강의 조직을 미세화하는 원소이다. V의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 모재 내 V 석출물의 분포가 적어져 오스테나이트 입계를 고정시키지 못하며, 이에 따라 열처리 공정에서 재가열시 결정립이 조대화되는 문제가 있어 강도 저하가 발생한다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 조대한 탄질화물이 형성되어 소재의 인성이 열위해지는 문제가 발생한다. 이를 고려하여, V 함량은 0.01 내지 0.3%로 제한될 수 있다.
구리(Cu)의 함량은 0.3 내지 1.0%이다.
Cu는 미세한 Cu 석출물을 석출시켜 강도를 향상시킴과 동시에 수소 트랩 효과를 향상시키는 원소이다. Cu 함량이 0.3% 미만인 경우에는 충분한 양의 석출물이 형성되지 않아 QT 열처리 후 수소 트랩이 용이하지 않은 문제가 있다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 열간압연성이 저하되어 강편압연이나 선재압연 공정에서 표면에 균열이 발생하는 문제가 있다. 이를 고려하여, Cu의 함량은 0.3 내지 1.0%로 제한될 수 있다.
니켈(Ni)의 함량은 0.3 내지 1.0%이다.
Ni은 오스테나이트 상태에서 Cu의 용해도를 증가시켜 Cu 첨가에 따른 열간압연성 저하를 방지하는 효과를 주고, 베이나이트 변태를 지연시켜 소입성을 향상시켜 주는 원소이다. Ni 함량이 0.3% 미만인 경우에는 오스테나이트에서의 Cu 용해도를 충분히 증가시키지 않아 Cu 첨가에 따른 열간압연성이 저하될 수 있다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 열간압연성의 향상 효과가 포화되고 소입성이 과도하게 증가하여 열처리 후 부품의 형상 불량이 발생한다. 이를 고려하여, Ni 함량은 0.3 내지 1.0%로 제한될 수 있다.
상기 조성 이외에 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 일 실시예에 따른 냉간압조용 선재의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 냉간압조용 선재는 오스테나이트 평균 결정립 직경이 30㎛ 이하일 수 있다.
한편, 본 발명자들은 C, Cr, Mo 함량 간의 관계가 특정 조건을 만족하는 경우, 냉간압조용 선재의 강도 및 수소지연파괴 저항성을 더욱 향상시킬 수 있다는 것을 발견하고 다음과 같은 성분 관계식을 도출하였다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉간압조용 선재는 하기 식(1) 및 식(2)를 만족할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
상기 식(1) 및 식(2)에서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다. 또한, Ni, Cu, Cr, Mo, V 중 포함되지 않는 합금성분이 있는 경우, 해당 합금성분의 수치로는 0을 대입한다.
수소지연파괴 저항성을 보다 향상시키기 위해서는 확산성 수소를 트랩할 수 있는 미세한 탄화물을 확보해야 한다. 수소를 트랩할 수 있는 미세탄화물로는 각각 Cr, Mo, V를 주성분으로 하는 Cr7C3, Cr23C6, MoC, Mo2C, VC 등의 탄화물들이 있다. 이러한 미세 탄화물의 개수를 일정 수준 이상으로 확보하면 템퍼링 온도 500 내지 600℃에서 1400MPa 이상의 강도를 확보함과 동시에 수소 트랩 효과를 극대화할 수 있다.
또한, 미세한 Cu 석출물을 확보함으로써 수소지연파괴 저항성을 보다 더 향상시킬 수 있다. Cu 석출물의 개수를 일정 수준 이상의 개수로 확보하면 Cr, Mo 및 V계 탄화물들과 함께 수소 트랩 효과를 극대화할 수 있다.
이를 고려하여, 상기 식(1) 및 식(2)를 만족시키도록 합금조성을 제어하면 고온의 템퍼링 온도(500 내지 600℃)에서 열처리부품의 강도 및 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재를 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉간압조용 선재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 빌렛을 가열하는 단계; 가열한 빌렛을 압연하여 선재를 제조하는 단계; 및 제조한 선재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
각 합금원소의 성분범위를 한정한 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
빌렛을 가열하는 단계에서, 빌렛은 상술한 식(1) 및 식(2)를 만족하며, 가열은 900 내지 1200℃에서 진행될 수 있다.
이후, 상기 가열한 빌렛을 열간압연한 다음 권취하여 선재를 제조할 수 있다. 이때, 마무리 압연은 오스테나이트 평균 결정립 직경이 30㎛ 이하가 되도록 850 내지 1050℃에서 수행될 수 있다.
이후, 상기 선재를 0.2 내지 0.5℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
다음으로, 전술한 냉간압조용 선재를 이용한 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 열처리 부품을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 열처리 부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 선재를 구상화 열처리하여 강도를 낮추는 단계; 선재를 냉간단조하여 부품을 제조하는 단계; 제조한 부품을 가열하는 단계; 가열한 부품을 담금질하는 단계; 및 담금질한 부품을 뜨임하는 단계;를 포함할 수 있으며, 구상화 열처리 후 신선 가공을 1회 이상 수행할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
상기 식(1) 및 식(2)에서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
각 합금원소의 성분범위와 식(1) 및 식(2)를 한정한 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선으로 제조할 수 있다. 구상화 열처리는 신선 가공 이전에 강재에 가공량을 부여하기 위하여 적절하게 수행되며, 신선 가공은 신선 가공 한계를 고려하여 적절하게 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공하여 복잡한 형상의 부품을 제조할 수 있는 세경을 갖는 강선으로 마련할 수 있다.
이후, 강선을 냉간단조하여 자동차 등에 적용될 수 있는 부품으로 제조할 수 있다.
이후, 부품을 고온으로 가열할 수 있다. 부품을 가열하는 단계는 선재 압연 중 석출된 탄화물을 재용해시키는 단계이며, 합금성분의 조성이 균질하고 평균 오스테나이트 결정립 사이즈가 25㎛ 이하가 되도록 가열할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면, 부품은 850 내지 1050℃에서 가열될 수 있으며, 가열 시간은 3000 내지 4000초일 수 있다.
이후, 가열한 부품을 40 내지 90℃에서 담금질할 수 있다. 담금질 방법은 특별히 제한되지 않으나, 40 내지 90℃의 오일에 가열된 부품을 담궈서 수행될 수 있다.
이후, 담금질한 부품을 500 내지 600℃에서 3000 내지 10000초간 뜨임(Tempering)할 수 있다. 뜨임하는 단계는 열처리부품의 최종 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트 및 Mo계 탄화물로 제어하기 위한 단계이다.
담금질한 부품을 500℃ 이상의 고온에서 뜨임할 경우, 구오스테나이트 결정립계의 얇은 필름 형태의 탄화물 생성을 방지할 수 있다. 또한, 담금질한 부품을 500℃ 이상의 고온에서 뜨임할 경우, 구형화된 탄화물이 결정입계 내외부에 분산되어 분포됨에 따라, 부품의 수소지연파괴 저항성이 향상될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 Mo계 탄화물은 2 내지 100nm 크기의 Mo계 탄화물이 입계 내외부에 2×1019개/m3 내지 3×1021개/m3 분산 분포되어 열처리부품의 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
상술한 제조방법으로 제조된 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리 부품은, 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 식 (1) 및 (2)를 만족할 수 있다.
식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
상기 식(1) 및 식(2)에서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
각 합금원소의 성분범위와 식(1) 및 식(2)를 한정한 이유는 상술한 바와 같다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 부품은 미세조직이 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함할 수 있다.
아울러, 인장강도(Tensile Strength, TS)가 1400MPa 이상이고, 최대임계수소농도가 1.5ppm 이상일 수 있다. 여기서, 최대임계수소농도는 수소를 포함하는 부식 환경에서 재료가 견딜 수 있는 최대 수소농도를 의미한다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 기술적 사상이 하기의 실시예에 한정되는 것은 아니다.
{실시예}
하기 표 1에 나타낸 다양한 합금조성을 갖는 빌렛을 900 내지 1200℃로 가열한 다음, 1000℃에서 마무리 압연 후 권취하였다. 권취 후 0.2 내지 0.5℃/s의 냉각속도로 냉각하였다. 냉각이 완료된 후 각 선재의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하였다.
합금조성 (wt%)
C Si Mn Cr Mo V Ni Cu
실시예 1 0.38 0.13 0.52 1.22 0.64 0.12 0.35 0.31
실시예 2 0.47 0.25 0.89 1.02 0.85 0.05 0.52 0.43
실시예 3 0.42 0.22 0.73 0.83 0.82 0.09 0.78 0.43
실시예 4 0.43 0.27 0.91 0.98 0.54 0.19 0.66 0.62
실시예 5 0.32 0.23 0.52 0.57 1.47 0.15 0.78 0.82
비교예 1 0.39 0.12 0.54 1.22 0.67 0.11 0.25 0.31
비교예 2 0.47 0.25 0.89 1.07 0.89 0.04 0.32 0.71
비교예 3 0.42 0.22 0.73 0.81 0.84 0.09 0.33 0.22
비교예 4 0.43 0.27 0.91 1.00 0.58 0.17 1.22 0.35
비교예 5 0.32 0.23 0.52 0.62 1.43 0.14 0.65 0.21
비교예 6 0.39 0.12 0.54 1.01 0.65 0.11 0.34 0.23
비교예 7 0.46 0.26 0.87 0.93 0.86 0.03 0.35 0.12
비교예 8 0.42 0.23 0.71 0.87 0.72 0.09 0.25 0.55
비교예 9 0.42 0.25 0.83 0.96 0.55 0.15 0.68 0.81
비교예 10 0.33 0.24 0.53 0.53 1.08 0.01 0.78 0.67
다음으로, 열간압연된 선재를 920℃에서 3600초간 가열한 다음 50℃ 오일에 담궈 급냉시킨 후, 500 내지 600℃에서 2000 내지 10000초 동안 뜨임 열처리를 했다.
각각의 시편은 ASTM E8 규격에 맞게 가공한 후 인장시험을 실시하였다.
하기 표 2에는 각 실시예 및 비교예의 식(1), 식(2) 열간압연 시 균열 발생 여부 및 최대임계수소량을 나타내었다.
표 2의 '식(1)'은 본 명세서에서 개시하는 식(1)의 성분 관계식인 'Ni/Cu'에 각 Ni, Cu의 함량(중량%)을 대입하여 도출되었다.
표 2의 '식(2)'는 본 명세서에서 개시하는 식(2)의 성분 관계식인 'Cr+2.7*Mo+6V' 에 각 Cr, Mo, V의 함량(중량%)을 대입하여 도출되었다.
표 2의 'X'는 열간압연 시 균열이 발생하지 않은 것을 의미한다. 'O'는 열간압연 시 균열이 발생한 것을 의미한다.
표 2의 최대 임계수소농도는 각각의 시편을 ISO 16573 규격에 맞게 가공한 후 수소취성 특성 평가 시험을 실시하여 측정한 값이다.
식(1): Ni/Cu 식(2): Cr+2.7*Mo+6*V
(중량%)		 열간압연 시
균열 발생 여부		 최대임계수소농도
(ppm)
실시예 1 1.129 3.668 X 1.56
실시예 2 1.209 3.615 X 1.61
실시예 3 1.814 3.584 X 1.57
실시예 4 1.065 3.578 X 1.63
실시예 5 0.951 5.439 X 1.71
비교예 1 0.806 3.689 O 1.53
비교예 2 0.451 3.713 O 1.66
비교예 3 1.500 3.618 X 1.15
비교예 4 3.486 3.586 O 1.55
비교예 5 3.095 5.321 O 1.56
비교예 6 1.478 3.425 X 0.65
비교예 7 2.917 3.432 X 0.87
비교예 8 0.455 3.354 O 0.80
비교예 9 0.840 3.345 O 0.84
비교예 10 1.164 3.506 O 0.88
상기 표 2를 참조하면, 실시예 1 내지 5는 식(1)의 값이 0 내지 3을 만족하고, 식(2)의 값이 3.56% 이상임을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 내지 5는 열간압연 시 균열이 발생하지 않았으며, 최대임계수소농도가 1.5ppm 이상으로써 수소지연파괴 저항성이 우수했다.
도 1은 각 실시예와 비교예의 인장강도를 도시한 그래프이다.
도 1을 참조하면, 실시예 1 내지 5는 500 내지 600℃의 뜨임 온도에서 인장강도가 1400MPa 이상임을 알 수 있다.
이에 비해, 비교예 1은 550 내지 600℃로 뜨임온도가 증가함에 따라, 인장강도가 큰 폭으로 저하되었다. 이에 따라, 비교예 1은 550 내지 600℃의 뜨임 온도에서 인장강도가 1400MPa 미만으로 열위했다. 또한, 비교예 1은 열간압연 시 균열이 발생하여 열간압연성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 2는 600℃로 뜨임온도가 증가함에 따라, 인장강도가 큰 폭으로 저하되었다. 이에 따라, 비교예 2는 600℃의 뜨임 온도에서 인장강도가 1400MPa 미만으로 열위했다. 또한, 비교예 2는 열간압연 시 균열이 발생하여 열간압연성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 3은 최대임계수소농도가 1.5ppm 미만인 1.15ppm으로 수소피로파괴 저항성이 열위했다.
비교예 4와 5는 식(1)의 값이 3을 초과했으며, 열간압연 시 균열이 발생하여 열간압연성이 열위했다.
비교예 6은 식(2)의 값이 3.425%로 3.56% 이상를 만족하지 못했다. 또한, 비교예 6은 600℃의 뜨임 온도에서 인장강도가 1400MPa 미만이었으며, 최대임계수소농도가 1.5ppm 미만인 0.65ppm으로 수소피로파괴 저항성이 열위했다.
비교예 7은 식(2)의 값이 3.56% 미만이고, 최대임계수소농도가 1.5ppm 미만인 0.87ppm으로 수소피로파괴 저항성이 열위했다.
비교예 8 내지 10은 식(2)의 값이 3.56% 미만이고, 열간압연 시 균열이 발생했으며, 최대임계수소농도가 1.5ppm 미만으로 수소피로파괴 저항성이 열위했다.
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 (5)

  1. 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하고,
    하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재.
    식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
    식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
    (여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    오스테나이트 평균 결정립 직경이 30㎛ 이하인 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재.
  3. 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 빌렛을 900 내지 1200℃에서 가열하는 단계;
    상기 빌렛을 마무리 압연 온도 850 내지 1050℃으로 열간압연하여 선재를 제조하는 단계; 및
    상기 선재를 0.2 내지 0.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법.
    식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
    식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
    (여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
  4. 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    하기 식(1) 및 식(2)를 만족하고,
    미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함하고,
    인장강도가 1400MPa 이상이고,
    최대임계수소농도가 1.5ppm 이상인 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리부품.
    식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
    식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
    (여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
  5. 중량%로, C: 0.3 내지 0.5%, Si: 0.1 내지 0.3%, Mn: 0.5 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 1.5%, Mo: 0.5 내지 1.5%, V: 0.01 내지 0.3%, Cu: 0.3 내지 1.0%, Ni: 0.3 내지 1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 85% 내지 97%, 마르텐사이트 2 내지 10%, 펄라이트 1 내지 5%를 포함하고, 하기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선을 제조하는 단계;
    상기 강선을 냉간단조하여 부품을 제조하는 단계;
    상기 부품을 850 내지 1,050℃에서 3,000 내지 4,000초간 가열하는 단계;
    상기 가열한 부품을 40 내지 90℃에서 담금질하는 단계; 및
    상기 담금질한 부품을 500 내지 600℃에서 3,000 내지 10,000초간 뜨임하는 단계;를 포함하는 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리부품의 제조방법.
    식(1): 0.5≤Ni/Cu≤3
    식(2): 3.56%≤Cr+2.7Mo+6V
    (여기서, Ni, Cu, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다)
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