WO2022131589A1 - 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 - Google Patents

열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen delayed fracture characteristics, a heat treatment component, and a manufacturing method thereof. It relates to a wire rod for rolling, a heat treatment component, and a manufacturing method thereof.
  • the wire rod for cold rolling is divided into a wire rod for a process omission type in which heat treatment and processing processes are omitted, and a wire rod for high-strength cold rolling that can achieve weight reduction of parts.
  • High-strength cold-rolling wire rods are manufactured into heat-treated parts, such as mechanical structures and automobile parts, through spheroidizing heat treatment, cold rolling, and quenching and tempering processes.
  • the metal structure of a general wire rod is mainly made of pearlite, and there is an inconvenience of having to heat-treat for a long time in order to dissolve cementite during austenitization heat treatment.
  • a tempered martensite microstructure is formed, and it is difficult to use such a tempered martensite microstructure because it is very sensitive to hydrogen delayed fracture at high strength of 1300 MPa or more.
  • the present invention is to provide a high-strength cold-rolling wire rod, heat-treated parts, and a manufacturing method thereof having excellent heat treatment characteristics and hydrogen delayed fracture characteristics.
  • the present specification is, in weight %, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0% , Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03% Contains remaining Fe and other impurities, and the microstructure contains 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, and 0.1 to 2% of martensite by area fraction Disclosed is a high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics containing aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm and at least 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 .
  • the prior austenite average grain diameter may be made of 10 ⁇ m or less.
  • martensite may be included in the former austenite grain boundary 60% or more.
  • the present specification is by weight %, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03%
  • the billet containing the remaining Fe and other impurities is heated at 1000 to 1200° C., hot rolled to a finish hot rolling temperature of 750 to 950° C., and 0.2 to Including cooling at a cooling rate of 1.0 ° C.
  • the microstructure of the cooled wire rod comprises 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, and 0.1 to 2% of martensite as an area fraction
  • Disclosed is a method for manufacturing a high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics including 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 or more of aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm.
  • the present specification is by weight %, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03% Contains the remaining Fe and other impurities, and the microstructure is an area fraction, and contains 90% or more of tempered martensite, aluminum having a diameter of 5 to 50 nm Disclosed is a heat treatment part having excellent heat treatment characteristics and hydrogen delayed fracture characteristics containing more than 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 nitride.
  • the prior austenite average grain diameter may be made of 5 ⁇ m or less.
  • the heat-treated parts having excellent hydrogen-delayed fracture characteristics may have a tensile strength of 1400 MPa or more and an impact toughness of 60 J or more.
  • the present specification is by weight %, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03% including the remaining Fe and other impurities, and the microstructure is 80% or more of bainite by area fraction, 1 to 15% of pearlite and 0.1 to 2 of martensite %, wherein the martensite is prepared as a steel wire by performing spheroidizing heat treatment and wire drawing at least once on a wire rod containing 60% or more in the old austenite grain boundary, and cold forging the prepared steel wire into a part, and the prepared part Heating at 800 to 900 ° C. for 1,000 to 2,000 seconds, quenching the heated part at 50 to 150 ° C., and tempering the quenched part at 500 to 600 ° C. for 3,000 to 10,000 seconds.
  • Disclosed is a method for manufacturing
  • the microstructure contains 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, and 0.1 to 2% of martensite by area fraction, the austenitizing heat treatment can be performed quickly, thereby Energy used in the heat treatment process can be reduced.
  • the resistance to delayed hydrogen fracture can be improved.
  • 1 is a graph showing the tensile strength of each invention example and comparative example.
  • the present specification is, in weight %, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0% , Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03% Contains remaining Fe and other impurities, and the microstructure contains 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, and 0.1 to 2% of martensite by area fraction Disclosed is a high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics containing aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm and at least 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 .
  • the high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics according to the present invention is, by weight, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0% , Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03%, including the remainder of Fe and other impurities.
  • C is an element added to secure product strength.
  • the C content is less than 0.3%, it is difficult to secure the target strength, and it is not easy to secure sufficient hardenability after the final Q/T (Quenching/Tempering) heat treatment.
  • the content of C exceeds 0.6%, there is a problem in that the fatigue life is reduced due to excessive generation of carbides. Accordingly, the upper limit of the C content in the present invention is limited to 0.6%.
  • Si is not only used for deoxidation of steel, but also is an element advantageous for securing strength through solid solution strengthening.
  • Si is added in an amount of 0.05% or more in order to deoxidize and secure strength.
  • the upper limit of the Si content in the present invention is limited to 0.3%.
  • Mn is advantageous in securing strength by improving hardenability of parts, and is an element that increases rollability and reduces brittleness. In order to secure sufficient strength, 0.2% or more is added. However, when the content is excessive, it is easy to generate a hard structure during cooling after hot rolling, and there is a problem in that a large amount of MnS inclusions are generated and fatigue properties are deteriorated. Accordingly, the upper limit of the Mn content in the present invention is limited to 1.0%.
  • the upper limit of the Cr content in the present invention is limited to 2.0%.
  • Mo is an element that improves hardenability through precipitation and solid solution strengthening by precipitation of fine carbides.
  • the improvement of hardenability due to Mo is more effective than Mn and Cr.
  • the Mo content is less than 0.5%, it is difficult to secure strength because fine carbides are not sufficiently precipitated during Q/T heat treatment.
  • the content is excessive, the hardenability is excessively increased, and the shape of the part is distorted after quenching, so that an additional process is required to correct this, or there is a problem that microcracks are defective inside the part. Accordingly, the upper limit of the Mo content in the present invention is limited to 2.0%.
  • Al is an element frequently used as a deoxidizer in the steelmaking process. Al reacts with N to form aluminum nitride (AlN), which is a nitrogen compound, and refines austenite grains.
  • AlN aluminum nitride
  • the content of Al is less than 0.02%, the number of nitrogen compounds is not sufficient, so that grain refinement is not easy.
  • the content is excessive, there is a problem in that the generation of non-metallic inclusions such as alumina is excessively generated, and the occurrence of defects in the steel material is deepened. Accordingly, the upper limit of the Al content in the present invention is limited to 0.05%.
  • N is an element used instead of an expensive alloying element for grain refinement. N reacts with Al to form aluminum nitride (AlN), a nitrogen compound, and refines austenite grains.
  • AlN aluminum nitride
  • the content of N is less than 0.01%, the number of nitrogen compounds is not sufficient, so that grain refinement is not easy.
  • the upper limit of the N content in the present invention is limited to 0.03%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the impurities are known to any person skilled in the art of a conventional manufacturing process, all details thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • V vanadium
  • CHQ Cold Heading Quality
  • the microstructure of the wire rod for cold rolling includes 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, and 0.1 to 2% of martensite, as an area fraction, and when the microstructure is made in this way, austen It is possible to reduce the heat treatment time for dissolving cementite during the nitriding heat treatment.
  • the microstructure may include 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 or more of aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm, and an average old austenite grain diameter of 10 ⁇ m or less.
  • aluminum nitride with a diameter of 5 to 50 nm is included in 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 , austenite grains can be refined and resistance to delayed hydrogen fracture can be improved.
  • the old austenite grain boundary of the wire rod means the grain boundary of the austenite structure of the wire rod after winding and before cooling.
  • martensite may be included in the former austenite grain boundary 60% or more.
  • the tensile strength of 1400Mpa and the impact toughness of 60J or more can be secured.
  • the present inventors found that, when the relationship between C, Cr, and Mo contents satisfies a specific condition, the strength and resistance to hydrogen delayed fracture of the wire rod for cold rolling could be further improved, and the following component relation was derived.
  • the wire rod for cold rolling according to an embodiment of the present invention may satisfy the above-described alloy composition and, at the same time, satisfy the following formula (1).
  • C, Cr, and Mo mean the weight% of each element.
  • 0 is substituted for the numerical value of the corresponding alloy component.
  • Microcarbides capable of trapping hydrogen include CrC and MoC carbides containing Cr and Mo as main components, respectively. Only by securing a certain level of the number of such fine carbides, it is possible to secure a strength of 1400 MPa or more at a tempering temperature of 500 to 600° C. and maximize the hydrogen trap effect. In consideration of this, if the alloy composition is controlled to satisfy Equation (1), the strength and resistance to hydrogen delayed fracture of heat-treated parts can be improved at a high tempering temperature (500 to 600° C.).
  • the method for manufacturing a high-strength cold-rolling wire rod having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics includes the steps of heating a billet satisfying the above-described component system, preparing the heated billet as a wire rod, and cooling the wire rod may include the step of
  • the billet satisfies the above-described component system, and heating may be performed at 1000 to 1200°C.
  • the billet may satisfy the above-mentioned formula (1).
  • the heated billet may be finish hot rolled and wound at 750 to 950° C. to prepare a wire rod.
  • the wire rod may be cooled at a cooling rate of 0.2 to 1.0° C./s so that the average austenite grain size after winding is 10 ⁇ m or less.
  • the cooling method is not particularly limited, but may be performed by air cooling.
  • the microstructure of the cooled wire rod may include, as an area fraction, bainite: 80% or more, pearlite: 1 to 15%, and martensite: 0.1 to 2%, and the area ratio of martensite formed at the prior austenite grain boundary is It may be more than 60%.
  • the old austenite grain boundary means the grain boundary of the austenite structure of the wire rod after winding and before cooling.
  • the microstructure of the cooled wire rod may contain 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 or more of aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm.
  • the step of lowering the strength by spheroidizing the cooled wire rod following the manufacturing method of the cold-rolling wire rod to lower the strength, cold forging the wire rod may include a step of preparing the part, heating the part, quenching the heated part, and tempering the quenched part, and after spheroidizing heat treatment, wire drawing may be performed one or more times. Each step is described in detail below.
  • the cooled wire rod may be subjected to spheroidizing heat treatment and wire drawing at least once to prepare a steel wire.
  • the spheroidizing heat treatment is appropriately performed to impart a processing amount to the steel material prior to wire drawing, and the wire drawing may be appropriately performed in consideration of the wire drawing limit.
  • the steel wire may be cold forged and provided as a part.
  • the part include screws and bolts, and in the case of the bolt, the diameter of the body portion may be 12 to 30 mm.
  • the part may then be heated to a high temperature.
  • the heating of the component is a step of re-dissolving the carbide precipitated during wire rolling, and may be heated so that the composition of the alloy component is homogeneous and the average austenite grain size is 5 ⁇ m or less.
  • the part may be heated between 800 and 900° C., and the heating time may be between 1000 and 2000 seconds.
  • the heated part may be quenched to 50 to 150°C.
  • the quenching method is not particularly limited, but may be performed by immersing the heated part in oil at 50 to 150°C.
  • the step of tempering the quenched part is a step for controlling the final microstructure of the heat-treated part to be tempered martensite.
  • the tempering step may be performed by tempering at 500 to 600 °C. At this time, the tempering time may be 3000 to 10000 seconds.
  • the heat-treated parts having excellent heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics according to the present invention manufactured by the above-described manufacturing method are, by weight, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03% Containing the remaining Fe and other impurities, the microstructure includes 90% or more of tempered martensite as an area fraction, , 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 or more of aluminum nitride having a diameter of 5 to 50 nm.
  • the prior austenite average grain diameter may be made of 5 ⁇ m or less.
  • the prior austenite average grain diameter means the average grain diameter of the austenite structure before quenching after being heated in the step of heating the part.
  • the tensile strength may be 1400 MPa or more
  • the impact toughness may be 60 J or more
  • the final part having a body diameter of 12 to 30 mm may have a tensile strength of 1400 MPa or more, and an impact toughness of 60 J or more.
  • the heat treatment component satisfying the above-described alloy composition may satisfy the following formula (1).
  • Equation (1) The reason for limitation to Equation (1) is the same as described above, so it is omitted.
  • C, Cr, and Mo mean the weight % of each element.
  • the billet having the composition shown in Table 1 was heated to 1000 to 1200 °C, and then finished rolling at 750 to 950 °C and wound up at 730 to 900 °C. After winding, the cooling rate was 0.2 to 1°C/s. After cooling was completed, the microstructure of each wire rod contained 80% or more of bainite, 1 to 15% of pearlite, 0.1 to 2% of martensite as an area fraction, and the ratio of martensite formed at the grain boundaries of prior austenite was 60% or more. lost. In addition, more than 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 of aluminum nitride with a size of 5 to 50 nm appeared.
  • the value of formula (1) is 6.65 or more, the ratio of grain boundary martensite is 60% or more, and the aluminum nitride having a size of 5 to 50 nm is 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 or more.
  • the value of formula (1) is less than 6.65, the ratio of intergranular martensite is less than 60%, or aluminum nitride of 5 to 50 nm size is less than 2 ⁇ 10 19 pieces/m 3 , or the alloy composition is C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.5 to 2.0%, Al: 0.02 to 0.05%, N: 0.01 to 0.03%.
  • a high-strength cold-rolling wire rod a heat-treated component, and a method for manufacturing the same, which are excellent in heat treatment characteristics and hydrogen-delayed fracture characteristics.

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Abstract

본 명세서에서는 볼트 등에 적용될 수 있는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 개시한다. 개시되는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 일 실시예에 따르면 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함한다.

Description

열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법
본 발명은 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도 볼트 등에 적용될 수 있는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 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.
하지만 일반적인 선재의 금속조직은 주로 펄라이트(Pearlite)로 이루어지며, 오스테나이트화 열처리 시 시멘타이트(Cementite)를 용해하기 위해 장시간 열처리하여야 하는 불편함이 있다.
또한, 오스테나이트화 열처리를 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.
상술한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명은 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로써 본 명세서는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재를 개시한다.
또한, 구오스테나이트 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하로 이루어질 수 있다.
또한, 마르텐사이트는 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함될 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로써 본 명세서는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 빌렛을 1000 내지 1200℃에서 가열하고, 마무리 열간압연 온도 750 내지 950℃으로 열간압연하고, 0.2 내지 1.0℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것을 포함하고, 냉각된 선재의 미세조직은 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법을 개시한다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로써 본 명세서는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품을 개시한다.
또한, 구오스테나이트 평균 결정립 직경이 5㎛ 이하로 이루어질 수 있다.
또한, 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품은 인장강도가 1400MPa 이상이며, 충격인성이 60J 이상일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로써 본 명세서는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 상기 마르텐사이트는 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함되는 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선으로 마련하고, 마련된 강선을 냉간단조하여 부품으로 마련하고, 마련된 부품을 800 내지 900℃에서 1,000 내지 2,000초간 가열하고, 상기 가열된 부품을 50 내지 150℃에 담금질하고, 상기 담금질된 부품을 500 내지 600℃에서 3,000 내지 10,000초간 뜨임하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품의 제조방법을 개시한다.
본 발명의 실시예에 따르면 미세조직이 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하기 때문에, 오스테나이트화 열처리를 신속히 수행할 수 있으며, 이로 인해 열처리 공정에서 사용되는 에너지를 절감할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면 선재의 조직을 미세화시키고, 내부에 미세 탄화물을 분포시키기 때문에 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 각 발명예 및 비교예의 인장강도를 도시한 그래프이다.
도 2는 각 발명예 및 비교예의 충격인성을 도시한 그래프이다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로써 본 명세서는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재를 개시한다.
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 발명에 따른 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재는 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다.
이하에서는 상기 합금조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.3 내지 0.6중량%
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 0.6%를 초과하는 경우에는 탄화물이 과다하게 생성되어 피로수명이 저하되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 C함량의 상한은 0.6%로 제한된다.
규소(Si): 0.05 내지 0.3중량%
Si는 강의 탈산을 위해서 사용될 뿐만 아니라, 고용 강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. 본 발명에서 Si는 탈산 및 강도 확보를 위하여 0.05% 이상을 첨가한다. 다만 그 함량이 과다할 경우, 냉간압조성이 저하되어 볼트와 같은 복잡한 형상의 부품의 가공이 어려워지는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Si함량의 상한은 0.3%로 제한된다.
망간(Mn): 0.2 내지 1.0중량%
Mn은 부품의 담금질성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유리하며, 압연성을 증가시키고 취성을 감소시키는 원소이다. 이에 충분한 강도를 확보하기 위해 0.2% 이상 첨가한다. 다만 그 함량이 과다할 경우, 열간압연 이후 냉각 시에 경한 조직이 발생하기 쉽고, MnS 개재물이 다량으로 생성되어 피로 특성이 저하되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Mn함량의 상한은 1.0%로 제한된다.
크롬(Cr): 0.5 내지 2.0중량%
Cr은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 강의 내식성을 향상시키는 원소이다. Cr 함량이 0.5% 미만인 경우 충분한 내식성을 확보할 수 없다. 반면, 그 함량이 과다한 경우 충격인성이 저하되고, 수소 지연파괴 저항성에 열위한 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Cr함량의 상한은 2.0%로 제한된다.
몰리브덴(Mo): 0.5 내지 2.0중량%
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. 반면, 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. 이에 따라, 본 발명에서 Mo함량의 상한은 2.0%로 제한된다.
알루미늄(Al): 0.02 내지 0.05%
Al은 제강 공정에서 탈산제로 많이 사용이 되는 원소이다. Al은 N와 반응하여 질소 화합물인 알루미늄 질화물(AlN)을 형성하며, 오스테나이트 결정립을 미세화한다. Al의 함량이 0.02% 미만인 경우에는 질소 화합물의 수가 충분하지 않아 결정립 미세화가 용이하지 않다. 반면, 그 함량이 과도할 경우 알루미나와 같은 비금속개재물의 생성이 과다하게 발생되어 강재 내 결함 발생이 심화되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 Al함량의 상한은 0.05%로 제한된다.
질소(N): 0.01 내지 0.03%
N는 결정립 미세화를 위해 고가의 합금원소 대신에 활용되는 원소이다. N는 Al과 반응하여 질소 화합물인 알루미늄 질화물(AlN)을 형성하며, 오스테나이트 결정립을 미세화한다. N의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 질소 화합물의 수가 충분하지 않아 결정립 미세화가 용이하지 않다. 반면, 그 함량이 과도할 경우 냉간단조 시 발생된 단조열에 의해 소재 내부에 전위의 이동과 증식이 발생되고, 자유 질소가 전위에 고착되어 변형강도를 증가시킴으로써 금형의 수명이 저하되는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 N함량의 상한은 0.03%로 제한된다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
아울러 조대한 탄질화물은 수소를 강하게 트랩하여 수소 취성이 원인이 될 수 있기 때문에 가급적 생성되지 않도록 제어할 필요가 있다. 참고로 1400MPa 이상의 인장강도를 가지는 고강도 CHQ(Cold Heading Quality) 강재에서 많이 첨가되는 바나듐(V)은 수소지연파괴 저항성에 열위한 조대한 탄화물을 형성시킬 수 있으며, 본 발명은 V을 첨가하지 않도록 합금조성을 구성하여 몸통부 직경이 16 내지 30mm인 대형 부품을 제조하더라도 Q/T 열처리 후 미용해된 조대 탄화물이 남아있지 않도록 구성함으로써 수소지연파괴 저항성을 확보할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉간압조용 선재의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 미세조직이 이와 같이 이루어질 경우 오스테나이트화 열처리 시 시멘타이트를 용해하기 위한 열처리 시간을 감소시킬 수 있다.
또한, 미세조직은 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함할 수 있으며, 구오스테나이트 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하로 이루어질 수 있다. 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물이 2Х1019개/m3개 포함될 경우 오스테나이트 결정립을 미세화할 수 있으며, 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다. 여기서, 선재의 구오스테나이트 입계는 권취한 이후, 냉각하기 이전의 선재의 오스테나이트 조직의 입계를 의미한다.
아울러 마르텐사이트는 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함될 수 있다. 마르텐사이트가 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함될 경우 인강강도 1400Mpa 및 충격인성 60J 이상의 특성을 확보할 수 있다.
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 예에 따른 냉간압조용 선재는 상술한 합금조성을 만족하는 것과 동시에, 하기 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) 7.2C+Cr+2.7Mo ≥ 6.65
상기 식 (1)에서, C, Cr, Mo는 각 원소의 중량%를 의미한다. 또한, C, Cr, Mo 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 를 주성분으로 하는 CrC, MoC 탄화물들이 있다. 이러한 미세 탄화물의 개수를 일정 수준 확보해야만 템퍼링 온도 500 내지 600℃에서 1400MPa 이상의 강도를 확보함과 동시에 수소 트랩 효과도 극대화할 수 있다. 이를 고려하여, 상기 식 (1)을 만족시키도록 합금조성을 제어하면 고온의 템퍼링 온도 (500 내지 600℃)에서 열처리부품의 강도 및 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
이하에서는 본 발명에 따른 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법은 상술한 성분계를 만족하는 빌렛을 가열하는 단계, 가열된 빌렛을 선재로 마련하는 단계 및 선재를 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
빌렛을 가열하는 단계에서, 빌렛은 상술한 성분계를 만족하며, 가열은 1000 내지 1200℃에서 진행될 수 있다. 또한, 빌렛은 상술한 식 (1)을 만족할 수 있다.
가열된 빌렛을 선재로 마련하는 단계에서, 가열된 빌렛은 750 내지 950℃에서 마무리 열간압연 및 권취되어 선재로 마련할 수 있다.
선재를 냉각하는 단계에서, 선재는 권취 후 평균 오스테나이트 결정립 사이즈가 10㎛ 이하가 되도록 0.2 내지 1.0℃/s의 냉각속도로 냉각될 수 있다. 냉각 방법은 특별히 제한되지 않으나, 공냉에 의해서 수행될 수 있다.
냉각된 선재의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트: 80% 이상, 펄라이트: 1 내지 15% 및 마르텐사이트: 0.1 내지 2%를 포함할 수 있으며, 구오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트의 면적비율이 60% 이상일 수 있다. 여기서, 구오스테나이트 입계는 권취한 이후, 냉각하기 이전의 선재의 오스테나이트 조직의 입계를 의미한다. 또한, 냉각된 선재의 미세조직은 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함할 수 있다.
이하에서는 전술한 냉간압조용 선재를 이용한 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 열처리부품의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 열처리부품의 제조방법에 따르면 전술한 냉간압조용 선재의 제조방법에 후속하여 냉각된 선재를 구상화 열처리하여 강도를 낮추는 단계, 선재를 냉간단조하여 부품으로 마련하는 단계, 부품을 가열하는 단계, 가열된 부품을 담금질하는 단계 및 담금질된 부품을 뜨임하는 단계를 포함할 수 있으며, 구상화 열처리 후 신선 가공을 1회 이상 수행할 수 있다. 이하에서 각 단계를 상세히 설명한다.
전술한 선재의 제조방법에 따라 냉각된 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선으로 마련할 수 있다. 구상화 열처리는 신선 가공 이전에 강재에 가공량을 부여하기 위하여 적절하게 수행되며, 신선 가공은 신선 가공 한계를 고려하여 적절하게 수행될 수 있다. 본 발명에 따르면 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공하여 복잡한 형상의 부품을 제조할 수 있는 세경을 갖는 강선으로 마련할 수 있다.
강선은 냉간단조되어 부품으로 마련될 수 있다. 부품의 예로는 나사, 볼트 등을 들 수 있으며, 볼트의 경우 몸통부의 직경이 12 내지 30mm로 이루어질 수 있다.
이어서, 부품은 고온으로 가열될 수 있다. 부품을 가열하는 단계는 선재 압연 중 석출된 탄화물을 재용해시키는 단계이며, 합금성분의 조성이 균질하고 평균 오스테나이트 결정립 사이즈가 5㎛ 이하가 되도록 가열될 수 있다. 일 실시예에 따르면, 부품은 800 내지 900℃에서 가열될 수 있으며, 가열 시간은 1000 내지 2000초일 수 있다.
가열된 부품을 담금질하는 단계에서, 가열된 부품은 50 내지 150℃까지 담금질될 수 있다. 담금질 방법은 특별히 제한되지 않으나, 50 내지 150℃의 오일에 가열된 부품을 담궈서 수행될 수 있다.
담금질된 부품을 뜨임하는 단계는 열처리부품의 최종 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트로 제어하기 위한 단계이다. 일 예에 따르면, 뜨임하는 단계는 500 내지 600℃에서 뜨임하여 수행될 수 있다. 이때, 뜨임 시간은 3000 내지 10000초일 수 있다.
상술한 제조방법으로 제조된 본 발명에 따른 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품은 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함할 수 있다.
또한, 구오스테나이트 평균 결정립 직경이 5㎛ 이하로 이루어질 수 있다. 여기서, 구오스테나이트 평균 결정립 직경은 부품을 가열하는 단계에서 가열된 후 담금질되기 전 오스테나이트 조직의 평균 결정립 직경을 의미한다.
아울러, 인장강도가 1400MPa 이상, 충격인성이 60J 이상일 수 있으며, 열처리부품이 볼트인 경우 몸통부 직경이 12 내지 30mm인 최종 부품의 인장강도가 1400MPa 이상, 충격인성이 60J 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따르면, 전술한 합금조성을 만족하는 열처리부품은 하기 식 (1)을 만족할 수 있다. 식 (1)에 대한 한정이유에 대해서는 전술한 바와 같으므로 생략한다.
(1) 7.2C+Cr+2.7Mo ≥ 6.65
식 (1)에서, C, Cr, Mo는 각 원소의 중량%를 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 1과 같은 성분조성을 갖는 빌렛을 1000 내지 1200℃로 가열한 다음, 750 내지 950℃에서 마무리 압연 후 730 내지 900℃사이에서 권취하였다. 권취 후 냉각속도는 0.2 내지 1℃/s로 하였다. 냉각이 완료된 후 각 선재의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하였으며, 구오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율은 60% 이상으로 이루어졌다. 또한, 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물이 2Х1019개/m3 이상 나타났다.
한편, 표 1에서 '식 (1)'은 본 명세서에서 개시하는 식 (1)의 성분 관계식인 '7.2C+Cr+2.7Mo'에 각 C, Cr, Mo의 함량(중량%)을 대입하여 도출되었다. AlN수는 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물의 수를 의미한다.
구분 합금조성 (wt%) 식(1) 입계 마르텐사이트 비율(%) AlN 수
(/m3)
C Si Mn Cr Mo Al N
발명예1 0.32 0.11 0.71 1.23 1.19 0.04 0.015 6.747 63 4.3x1019
발명예2 0.41 0.11 0.62 1.01 1.12 0.03 0.016 6.986 62 3.4x1019
발명예3 0.56 0.12 0.82 0.81 0.92 0.03 0.016 7.326 64 3.6x1019
발명예4 0.42 0.10 0.72 1.52 0.95 0.03 0.017 7.109 63 5.0x1019
발명예5 0.40 0.11 0.56 0.57 1.45 0.03 0.014 7.365 70 3.1x1019
비교예1 0.32 0.13 0.69 1.25 0.85 0.03 0.016 5.849 65 3.6x1019
비교예2 0.40 0.11 0.65 0.94 1.19 0.04 0.015 7.033 54 3.7x1019
비교예3 0.54 0.11 0.75 0.83 0.94 0.03 0.009 7.256 68 1.9x1019
비교예4 0.43 0.13 0.66 2.12 1.05 0.03 0.016 8.051 72 3.4x1019
비교예5 0.41 0.10 0.76 0.77 2.21 0.04 0.015 9.689 74 3.7x1019
상기의 [표 1]에서 발명예의 경우, 식 (1)의 값이 6.65 이상이고, 입계 마르텐사이트의 비율이 60% 이상이며, 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물이 2Х1019개/m3 이상이다.
이에 반해 비교예는 식 (1)의 값이 6.65 미만이거나, 입계 마르텐사이트의 비율이 60% 미만이거나, 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물이 2Х1019개/m3 미만이거나, 합금조성이 C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 범위를 벗어나고 있다.
또한, 상기 표 1과 같은 성분조성을 갖는 열간압연된 선재를 직경 25mm 환형시편으로 가공한 후 860℃에서 1,500초 가열한 다음 100℃오일에 담궈 급냉시키고, 이후 500 내지 600℃에서 5,000초 동안 유지하는 뜨임 처리를 했으며, 그 후 ASTM E8, ASTM E23 규격에 맞게 시험편을 가공한 후 인장시험 및 충격시험을 실시하였다. 도 1 및 도 2에 인장 및 충격시험 결과를 나타내었다. 발명예 모두 500 내지 600℃뜨임 온도구간에서 1,400 MPa 이상, 충격인성 60J 이상을 보임에 반해 비교예는 인장특성 및 충격인성의 저하를 보이고 있다.
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.
본 발명의 일 예에 따르면 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며,
    직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    구오스테나이트 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하인 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함되는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재.
  4. 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 빌렛을 1000 내지 1200℃에서 가열하고,
    마무리 열간압연 온도 750 내지 950℃으로 열간압연하고,
    0.2 내지 1.0℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것을 포함하고,
    냉각된 선재의 미세조직은 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며,
    직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재의 제조방법.
  5. 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트 90% 이상 포함하며, 직경 5 내지 50nm 크기의 알루미늄 질화물을 2Х1019개/m3 이상 포함하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품.
  6. 제5항에 있어서,
    구오스테나이트 평균 결정립 직경이 5㎛ 이하인 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품.
  7. 제5항에 있어서,
    인장강도가 1400MPa 이상이며, 충격인성이 60J 이상인 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품.
  8. 중량%로, C: 0.3 내지 0.6%, Si: 0.05 내지 0.3%, Mn: 0.2 내지 1.0%, Cr: 0.5 내지 2.0%, Mo: 0.5 내지 2.0%, Al: 0.02 내지 0.05%, N: 0.01 내지 0.03% 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 80% 이상, 펄라이트 1 내지 15% 및 마르텐사이트 0.1 내지 2%를 포함하며, 상기 마르텐사이트는 구오스테나이트 입계에 60% 이상 포함되는 선재를 구상화 열처리 및 신선 가공을 1회 이상 수행하여 강선으로 마련하고,
    마련된 강선을 냉간단조하여 부품으로 마련하고,
    마련된 부품을 800 내지 900℃에서 1,000 내지 2,000초간 가열하고,
    상기 가열된 부품을 50 내지 150℃에 담금질하고,
    상기 담금질된 부품을 500 내지 600℃에서 3,000 내지 10,000초간 뜨임하는 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 열처리부품의 제조방법.
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