KR900007446B1 - 강도, 내마모성 및 내식성이 우수한 고장력강 제조방법 - Google Patents

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Description

강도, 내마모성 및 내식성이 우수한 고장력강 제조방법

제1도는 본 발명 및 종래방법에 대한 응력-변형곡선.

제2도는 응력제거소둔온도에 따른 인장강도를 나타낸 그래프.

제3도는 응력제거소둔은도에 따른 연신율을 나타낸 그래프.

제4도는 응력제거소둔온도에 따른 굴곡강도를 나타낸 그래프.

제5도는 응력제거소둔온도에 따른 표면부식속도를 나타낸 그래프.

제6도는 냉간가공율에 따른 인장강도를 나타낸 그래프.

제7도는 냉간가공율에 따른 마모량을 나타낸 그래프.

제8도는 냉간가공율에 따른 굴곡강도를 나타낸 그래프.

제9도는 냉간가공율에 따른 표면부식속도를 나타낸 그래프.

본 발명은 강도, 내마모성 및 내식성이 우수한 고장력강의 제조방법에 관한 것이다.

소입 및 소려(이하,Q,T라 칭함)처리한 강은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)조직을 갖고 있으며, 이 강의 특징은 고강도와 저온충격인성이 어떤 다른 조직 즉, 페라이트-펄라이트 혼합조직, 냉간가공조직 및 베이나이트조직을 가진 강보다 우수하여 고강도, 내충격인성, 내마모성이 요하는 중장비부품, 군사장비부품, 기계류 및 공기류와 볼트, 너트등에 널리 사용되고 있다.

그런데 이 템퍼드 마르텐사이트조직을 가진 강은 다른 조직을 가진 강보다 부식환경중에서 수소취성에 대한 감수성이 매우 높아, 사용도중 수소취화로 인하여 직접적으로 수많은 피해를 볼뿐만 아니라, 수리보수하는데 경제적인 손실로 섕산성이 떨어져 막대한 손해를 보고있다.

이 Q,T 강의 수소에 대한 흡수량을 다른 조직을 가진 강, 즉, 페라이트-펄라이트 혼합조직, 냉간가공조직 및 베이나이트조직을 가진 강보다 적으나, 강내부에 수소에 대한 확산속도가 빨라서, 내부결합 및 비금속개재물들에 수소가 흡착하여 계면 결합에너지를 저하시켜, 외부에서 응력작용시 수소취성을 쉽게 일으키며 균열의 생성과 파단 전파속도를 급속히 상승시켜 응력부식균열에 대한 감수성을 높힌다.

지금까지 80Kg/mm²금 이상의 높은 인장강도를 필요로 하는 QT 강 제품은 첫째, 저온가열, 제어압연, 가속냉각, 직접소입 및 반복소입, 소려 열처리등을 실시하는 방법이 있다.

이 방법은 제조조건의 정확한 설정이 어려워, 판변형, 두께편차의 증대 및 품질특성의 불량으로 인해 생산성의 감소와 불량품의 증가로 인하여 품질특성에 문제점이 많았다.

이 방법은 대량생산에는 적합하나 중장비부품같은 소량다품종의 생산에는 적합치 못하였다.

둘째, Ni, Mo, Cr 등과 같은 합금원소를 대량첨가하여, 강도, 인성, 내마모성 및 내식성을 향상시키는 방법이다.

이 방법은 탄소당량과 용접부 저온균열감수성이 높아져 용접성을 크게 해치기 때문에 용접시공시에 용접부균열이 문제가 되어 용접조건을 설정하기가 어려울 뿐만아니라 사용도중에 취성파괴의 원인이 된다. 또한, 값비싼 합금원소첨가로 인하여 제조원가를 상승시키기 때문에 경제적인 방법이 되지 못한다.

따라서, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가진 강은 적은 수소의 흡수량에도 불구하고 극히 높은 수소취성의 감수성을 갖고 있으므로 본 발명에서는 이 조직을 밀도가 높은 냉간가공조직을 가미함으로써 연신된 띠상의 조직을 갖게하여 수소이동속도를 늦추어 취성균열전파를 억제시키는 방법 즉, QT 강재에 냉간가공과 응력제거 소둔 열처리를 실시하여 강도, 인성, 내마모성, 내응력부식균열성 및 표면부식속도가 낮은 고장력강을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 중량%로 C : 0.01-0.2%, Si, Mn : 0.1-1.0% 및 Ni : 0.1-9.0%를 기본성분으로 하고 여기에 Cu, Cr, Mo, V, Ti, Nb 및 B로 이루어진 그룹중에서 3% 이하의 5종 이상 첨가된 강을 1000℃ 이상 가열하고 열간압연하여 소입 및 소려한 다음 10% 이상의 냉간가공과 400℃-700℃에서 응력제거소둔함을 특징으로 하는 강도, 내마모성 및 내식성이 우수한 고장력강의 제조방법에 관한 것이다.

상기 성분 및 수치한정이유에 대하여 설명한다.

상기 C는 강도를 증가시키므로 0.01% 이상 첨가시에 유효하며 0.2% 이상 첨가시에는 탄소당량을 증가시켜 용접성을 해치고 탄화물 생성량을 많게하여 입개취화를 일으켜 내부식성을 해친다.

Si, Mn은 제강중 탈산제로써 필요한 원소이므로 최소값을 각각 0.10%로 한정하고, 1.0% 이상이 되면 MnS, Sio₄등의 비금속 개재물을 형성하여 표면 및 내부결함이 일어나 수소흡착을 용이하게 하여 응력부식감수성을 증가시키므로 상한선을 1.0%로 한다.

Ni은 강도의 상승효과에도 불구하고 저온인성을 크게 향상시키며 입내를 고용강화시켜 내마모성을 향상시키고 결정립을 미세화시키므로 응력부식균열감수성과 표면부식속도를 낮추는 원소로서 Ni이 0.1% 이하가 되면 상기의 품질특성에는 효과가 없고 Ni이 9% 이상 첨가되면 결정립 미세화효과가 포화상태를 이루므로 0.1-9%로 한정하였다.

Cu, Mo, Cr, V, Ti, Nb 및 B와 같은 첨가원소들은 기지조직을 강화시키거나 미세한 탄화물과 질화물을 형성하여서 강의 강도, 충격인성, 내마모성, 내부식성을 향상시키지만, 합계 3% 이상 첨가시에는 탄소당량이 증가하여 용접성을 해쳐 취성파과의 원인이 되므로 3% 이내로 규제하여 1종 이상 첨가하여야 한다.

QT 강재는 냉간압연을 하면 압연방향으로 늘어난 냉간가공결정립이 형성되어 길게 늘어난 띠(band)상의 템퍼드 마르텐사이트 조직이 된다.

이 냉간가공된 템퍼드 마르텐사이트 조직은 결정구조의 밀도를 증가시켜 강중의 격자결함(기공, 비금속개재물등)을 압착하여 수소가 흡착해서 분자상으로 결합할 수 있는 공간을 없애거나 감소시킨다.

또한 수소의 확산속도를 억제하여 취성파괴의 전파속도를 늦춘다. 이 냉간가공된 조긱은 가공응력이 생겨 강도는 높으나 충격인성치와 연신율이 떨어지며 응력부식균열에 대한 감수성이 높아, 재료로 사용하는데 불가능하므로 응력제거 소둔열처리를 실시하여 충격인성치와 연신율이 증가된 재료를 만들어낸다.

응력제거소둔온도가 400℃ 이하에서는 충격인성치와 연신율의 상승을 기대할 수 없으며 이 응력이 주어진 냉간가공상태의 표면 및 내부의 격자결함이 존재하는 조직에서는 수소의 흡착과 취화를 용이하게 하여 응력부식균열성에 대한 감수성을 높히고, 응력제거소둔온도가 700℃ 이상이 되면 결정립과 석출물의 조대화현상이 일어나 강도가 급격히 떨어지고 응력부식균열에 대한 감수성과 표면부식속도가 현저히 증가한다. 온도가 더욱 올라가서 Ac₁변태점 이상의 온도에서는 오스테나이트조직의 생성으로 인하여 품질특성이 더욱 나빠져서 완전히 부적당한 온도범위가 된다.

그래서 본 발명에서는 응력제거소둔온도에 대한 한정범위를 400℃-700℃로 하였다.

냉간가공율은 증가할수록 강의 밀도를 증가시켜 조직을 미세화시키고 강중의 격자결함을 압착하여 수소의 흡착 및 강중의 수소의 확산속도를 감소시키므로 강도와 내마모성을 증가시키고 응력부식감수성과 표면부식속도를 감소시킨다.

냉간가공율이 10% 이하에서는 거의 상기 효과가 없으므로 본 발명에서는 냉간가공율을 10% 이상으로 한정하였다.

상기 냉간가공율의 상한선은 제조조건 및 QT 열처리 조직효과의 소멸조건에 따라 한정된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

실시예 1

최적의 화학성분 범위를 설정하기 위해서 하기표1과 같이 조성된 강을 진공유도용해로에서 용해주조하여 내부편석 및 주조조직을 제거하기 위하여 1300℃에서 1시간 가열하고 열간단조하였다.

[표 1]

열간단조한 강을 1150℃로 가열하여 l120℃에서 열간압연한 후, 비교강(G,H)의 경우는 공냉하여 900℃에서 50분간 오스테나이트 처리를 한 다음 50분간 유지후 900℃에서 소입 및 600℃에서 소려처리한(Q,T강) 반면에 발명강(A-F)는 상기 소려처리후 냉간가공율을 20%로 하여 냉간압연하고 600℃에서 50분간 응력제거소둔을 하였다.

상기 조건에 의해서 제조된 강에 대해서 인장강도, 마모량, 굴곡강도 및 표면부식속도를 측정하여 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.

[표 2]

상기 표2에 나타난 바와 같이 발명강(A-F)는 모든 특성이 양호하였으나 비교강(G,H)는 굴곡시험시균열이 발생하여 굴곡강도의 값이 본 발명강에 비해 50% 이하의 매우 낮은 값을 나타낸 바, Cu, Cr, Mo, V, Ti, Nb 및 B의 합계가 3% 이상인 비교강은 응력부식균열에 대한 감수성이 매우 높음을 알 수 있다.

실시예 2

상기 표1의 A,B와 같이 조성된 강을 진공유도용해로에서 용해주조하여 내부편석 및 주조조직을 제거하기 위하여 1300℃에서 1시간 가열하고 열간단조를 하였다.

열간단조한 강 A,B를 하기 표3와 같은 조건으로, 열간압연 한 후 종래재의 경우는 공냉, 오스테나이트처리, 소입 및 소려처리한(Q,T 강) 반면에 본 발명재는 상기 소려처리후 냉간가공 및 응력제거소둔을 실시하였다.

[표 3]

상기와 같이 제조된 본 발명재 및 종래재에 대한 인장강도 상승효과를 알기 위해 인장시험후 응력-변형곡선을 제1도(a) 및 (b)에 나타내었는데, 제1도(b)에는 발명재(1,2) 및 종래재(5)에 대하여, 제1도(a)에는 발명재(3,4) 및 종래재(6)에 대하여 나타낸 것이다.

상기 제1도(a) 및 (b)에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명재는 종래재에 비하여 10.5%(제1도(b) 참조) 및 9.2%(제1도(a) 참조)의 인장강도증가 뿐만아니라 10%(제1도(b) 참조) 및 5%(제1도(a) 참조)의 연신율 증가를 나타낸다.

실시예 3

상기 실시예 2와 같이 제조된 Q,T 강을 HCl 용액으로 산세하여 20% 냉간압연한 다음 응력제거소둔온도를 400, 500, 600, 700℃로 변화시키면서 소둔을 실시했다.

상기 각 온도에서 가열시간은 50분으로 일정하게 하였다.

상기 응력제거소둔온도에 따른 인장강도, 연신율, 굴곡강도, 및 표면부식속도를 측정하여 제2도, 제3도, 제4도 및 제5도에 각각 나타내었다.

제2도 및 제3도에 나타난 바와 같이, 응력제거소둔온도가 700℃에서는 인장강도가 15% 이상으로 크게 떨어지며 400℃ 이하에서는 연신율을 상승시키는데 효과가 전혀 없게되므로, 인장강도와 연신율이 조합된 최적의 응력제거소둔온도는 400-700℃가 바람직함을 할 수 있다.

제4도에 나타난 바와 같이, 응력제거소둔온도가 500℃와 600℃에서 최고의 굴곡강도를 갖고 400℃ 이하와 700℃ 이상에서는 바람직한 값을 나타내지 못하며 Ni 함량이 많은 3.8Ni 강(강종 B)이 더 높은 굴곡강도를 갖는데, 더 높은 소둔연화저항을 가지며 최적의 응력제거소둔온도를 고온쪽으로 상승시킨다.

상기 굴곡강도는, 응력부식균열, 감수성을 나타내는 것으로서, 45℃로 굴곡한 소형인장시험편(6.25mm

,평행부길이 32mm)을 3.5% NaCl 용액중에서 50℃ 유지한 후 30일간 침적후에 역방향에서 굴곡시험하여 얻은 것이다.

또한, 응력제거소둔온도에 따른 표면부식속도를 나타낸 제5도에서 알 수 있는 바와 같이, 응력제거소둔온도가 400-700℃에서는 냉간가공과 응력제거소둔 열처리를 행하지 않은 종래재(종래재 A, 종래재 B)에 비하여 본 발명재는 평균 10%정도의 낮은 표면부식속도를 가진다.

상기 표면부식속도측정시험 조건은 상기 굴곡강도 시험조건과 동일한 조건으로 실시하였다.

또한, 응력제거소둔온도에 따른 마모성을 측정하기 위하여 고경도디스크를 사용하여 0.25m/sec의 회전속도로 회전시켰다.

이때, 최대하중을 6.3Kg으로 하였고, 마모성의 척도를 무게감량으로 나타내었다.

상기 시험결과에 의하면, 3.8% Ni 강(강종 B)에 있어서는 응력제거소둔온도가 500℃일때 무게감량이 58mg, 600℃일때 62mg으로 나타났는데, 종래재의 경우는 73mg이었고, 1.6% Ni 강(강종 A)에 있어서는, 종래재의 무게감량은 180mg인 반면에, 본 발명재는 응력제거소둔온도가 500℃일때 152mg, 600℃일때 164mg이었다.

실시예 4

최적의 냉간가공율을 설정하기 위하여 상기 표1의 강종 A를 실시예2와 같이 제조한 Q,T 강에 대하여 냉간가공율을 10,20,30, 및 40%로 변화시키면서 냉간가공한 후 600℃에서 응력제거소둔을 50분간 실시하였다.

상기 조건에 의해서 제조된 강재에 대하여, 냉간가공율에 따른 인장강도, 마모량, 굴곡강도 및 표면부식속도를 측정하여 제6도, 제7도, 제8도 및 제9도에 각각 나타내었다.

제6-9도에 나타난 바와 같이, 냉간가공율 10% 이하에서는 인장강도, 내마모성 및 굴곡강도의 증가가 거의 없었으며, 인장강도의 경우는 20% 냉간가공율에서 포화상태에 도달되고 내마모성 및 굴곡강도의 경우는 냉간가공율의 증가와 더불어 계속적으로 증가한다.

또한, 표면부식속도는 전 냉간가공율범위에서 냉간가공과 응력제거소둔을 한 본 발명재가 이를 생략한 종래재에 비하여 더 낮은 표면부식속도를 나타낸다.

상기 내마모성, 굴곡강도 및 표면부식속도는 상기 실시예3의 방법과 동일한 조건으로 행하여졌다.

상기한 바와 같이, 본 발명은 값비싼 합금원소인 Ni, Mo, Cr 등을 절감시킬 수 있을 뿐만아니라 저온압연과 반복소입법등을 실시하지 않음으로써 제조공정 즉, 압연과 열처리조건을 단순화시키므로 생산성을 향상시키고 제조시 불량품을 감소시켜 제품의 회수율을 증가시키고 소량다품종의 생산에 유용하고, 특히 인장강도 80Kg/mm²급 이상의 고강도 강의 제조에 적합할 뿐만아니라 탄소당량과 용접부 저온균열감수성이 낮아 용접성이 양호하고, 내마모성이 우수하며 응력부식균열에 대한 감수성과 표면부식속도가 낮아서 중장비부품, 군사장비부품, 기계류 및 공기류부품의 생산에 적합하고 재료의 취성파괴의 방지와 재료의 수명을 연장시킬 수 있어 안전조업을 가능케하는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

1. 고장력강을 제조하는데 있어서, 중량%로, C : 0.01-0.2%, Si, Mn 0.1-1.0%, 및 Ni : 0.1-9.0%를 기본성분으로 하고, 여기에 Cu, Cr, Mo, V, Ti, Nb 및 B로 이루어진 그룹중에서 3% 이하의 5종 이상 첨가된 성분강을 1000℃ 이상 가열하고 열간압연하여 소입 및 소려한 다음 10% 이상의 냉간가공과 400-700℃에서 응력제거소둔함을 특징으로 하는 강도, 내마모성, 및 내식성이 우수한 고장력강의 제조방법.

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