WO2022131752A1 - 지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법 - Google Patents

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2022131752A1
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delayed fracture
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전영수
이상윤
최석환
최명수
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Definitions

  • the present invention relates to a wire rod, parts, and a method for manufacturing the same having improved delayed fracture resistance, and more particularly, to a wire rod, a part, and a method for manufacturing the same, which can be used in automobiles and bolts for fastening structures exposed to various stress and corrosive environments. it's about
  • Wire rods used as materials such as bolts for fastening automobiles and structures are required to increase in strength according to the weight reduction of automobiles and miniaturization of structures.
  • cold working, grain refinement, martensite strengthening and precipitation strengthening which are metal strengthening mechanisms, are used.
  • dislocations, grain boundaries, martensite lath boundaries, and fine precipitate boundaries used as such strengthening mechanisms act as hydrogen traps in the steel and also act as a cause of inferior delayed fracture. For this reason, there is a problem in that delayed failure is inferior in high-strength bolts with a tensile strength of 1 GPa or more.
  • One aspect of the present invention is to provide a wire rod for high-strength bolts, a bolt, and a manufacturing method thereof, having improved delayed fracture resistance by optimizing the solid solution strengthening effect of Mn-B steel and improving formability through control of alloying elements.
  • the wire rod with improved delayed fracture resistance is, by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.25%, Mn: 0.95 to 1.35%, P: 0.030% or less, S: 0.030%
  • the remainder includes Fe and unavoidable impurities, and the following relational expression 1 is satisfied.
  • the size of the TiN inclusions may be 15 ⁇ m or less.
  • the method of manufacturing a wire rod having improved delayed fracture resistance is, by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.25%, Mn: 0.95 to 1.35%, P: 0.030% or less, S : 0.030% or less, Ti: 0.015 to 0.030%, B: 0.0010 to 0.0040%, N: 0.0010 to 0.0080%, the remainder including Fe and unavoidable impurities, and finishing the steel material satisfying the following relation 1 at 880 to 980 ° C. rolling; and
  • the steel material may satisfy the following relational expression (2).
  • a method for manufacturing a component having improved delayed fracture resistance comprising: drawing a wire rod manufactured according to the present invention; spheroidizing heat treatment of the wire rod at 745 to 770°C; Heating the spheroidizing heat-treated wire rod in a temperature range of 870 to 940 °C; Quenching the spheroidizing heat-treated wire rod in a temperature range of 50 to 80 °C; and tempering the quenched part in a temperature range of 400 to 600°C.
  • the component with improved delayed fracture resistance is, by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.25%, Mn: 0.95 to 1.35%, P: 0.030% or less, S: 0.030%
  • the remainder includes Fe and unavoidable impurities, and the following relational expression 1 is satisfied.
  • the component satisfies the following relational expression (2).
  • the part includes, by volume fraction, 0.3 to 2% of retained austenite and a residual tempered martensitic structure.
  • the parts for high-strength bolts with improved delayed fracture resistance improve the formability during bolt thread processing of Mn-B steel, thereby suppressing delayed fracture in 1Gpa-class high-strength bolts without generating cracks in the bolt thread part.
  • the inventors of the present invention have found that by controlling the content of Si and Mn, it is possible to optimize the solid solution strengthening effect and improve the formability while securing the strength, and it is possible to suppress the occurrence of cracks due to the molding defect of the screw portion and improve the delayed fracture resistance. found out that
  • the wire rod with improved delayed fracture resistance is, by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.25%, Mn: 0.95 to 1.35%, P: 0.030% or less, S: 0.030%
  • the remainder contains Fe and unavoidable impurities.
  • the unit is % by weight.
  • the content of carbon (C) is 0.15 to 0.30%.
  • C is an element added to secure product strength.
  • the carbon content is less than 0.15%, it is difficult to secure the target strength in the present invention, and when it exceeds 0.30%, mechanical stability formed by hydrostatic pressure at the lath martensite boundary during quenching (mechanical stability) Stabilization) may prevent the formation of excellent retained austenite, resulting in poor resistance to delayed fracture. Therefore, in the present invention, the content of C is limited to 0.15 to 0.30%.
  • the content of silicon (Si) is 0.15 to 0.25%.
  • Si is not only useful for deoxidation of steel, but is also an effective element for securing strength through solid solution strengthening.
  • the content of Si is less than 0.15%, it is not sufficient to secure strength through deoxidation and solid solution strengthening of steel, and when it exceeds 0.25%, formability and impact properties by solid solution strengthening may be inferior. Therefore, in the present invention, the content of Si is limited to 0.15 to 0.25%.
  • the content of manganese (Mn) is 0.95 to 1.35%.
  • Mn is an element that improves hardenability, and is a very useful element that forms a substitutional solid solution in the matrix structure to produce a solid solution strengthening effect.
  • the content of Mn is less than 0.95%, it is difficult to secure the strength targeted in the present invention because the above-described solid solution strengthening effect and hardenability are not sufficient, and when it exceeds 1.35%, the formability may be inferior due to the solid solution strengthening effect. . Therefore, in the present invention, the content of Mn is limited to 0.95 to 1.35%.
  • the content of phosphorus (P) is 0.030% or less. (excluding 0%)
  • P is an element that segregates at grain boundaries to reduce toughness and reduce resistance to delayed fracture. Therefore, in the present invention, the upper limit of P is limited to 0.030%.
  • the content of sulfur (S) is 0.030% or less. (excluding 0%)
  • S is segregated at grain boundaries to reduce toughness, and is an element that inhibits hot rolling by forming a low melting point emulsion. Therefore, in the present invention, the upper limit of S is limited to 0.030%.
  • the content of titanium (Ti) is 0.015 to 0.030%.
  • Ti is an element that combines with N flowing into the steel to form titanium carbonitride (TiN).
  • TiN can suppress the occurrence of cracks due to poor forming during part molding by refining the crystal grains and improve the delayed fracture resistance. Further, since Ti forms TiN, it is also possible to prevent free-N (free N) from bonding with B, thereby suppressing the formation of BN which deteriorates formability.
  • the content of Ti is less than 0.015%, sufficient TiN is not formed as described above, and since free N forms BN, it is difficult to utilize the hardenability effect of B, and when it exceeds 0.03%, coarse carbonitride is formed formed, and the delayed fracture resistance may be inferior. Therefore, in the present invention, the content of Ti is limited to 0.015 to 0.03%.
  • the content of boron (B) is 0.0010 to 0.0040%.
  • B is an element which improves hardenability.
  • the content of B is less than 0.0010%, it is difficult to expect the effect of improving the hardenability described above, and when it exceeds 0.0040%, Fe 23 (CB) 6 carbides are formed at the grain boundaries to cause brittleness of the austenite grain boundaries, and BN By forming, the moldability is inferior, and the delayed fracture resistance is inferior. Therefore, in the present invention, the B content is limited to 0.0010 to 0.0040%.
  • the content of nitrogen (N) is 0.0010 to 0.0080%.
  • N is an element that forms carbonitrides.
  • the content of N is less than 0.0010%, TiN precipitates for refining crystal grains cannot be sufficiently formed, and when it exceeds 0.0080%, the amount of dissolved nitrogen increases and the toughness and ductility of the steel may be deteriorated, ) can combine with B to form BN, which makes formability inferior. Therefore, in the present invention, the content of N is limited to 0.0010 to 0.0080%.
  • the balance other than the alloy composition is iron (Fe).
  • the wire rod with improved delayed fracture resistance of the present invention may contain other impurities that may be included in the industrial production process of ordinary steel. These impurities are not particularly limited in the present invention, because the content can be known by anyone having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains.
  • the wire rod having improved delayed fracture resistance according to an embodiment of the present invention satisfies the following relational expression (1).
  • each of [Si] and [Mn] means the content (wt%) of the corresponding element.
  • Relation 1 thus derived is an equation for optimizing the employment strengthening effect. If the 5.5 ⁇ [Si]+[Mn] value of Relation 1 is less than 2.0, the strength targeted in the present invention cannot be secured, and when the 5.5 ⁇ [Si]+[Mn] value exceeds 2.4, excessive employment When forming high-strength parts due to the reinforcing effect, cracks may occur due to poor forming, which may lead to delayed failure. Therefore, in the present invention, in order to improve the delayed fracture resistance, the value of 5.5 ⁇ [Si]+[Mn] is limited to 2.0 to 2.4.
  • the wire rod having improved delayed fracture resistance according to an embodiment of the present invention satisfies the following relational expression (2).
  • each of [Ti] and [N] means the content (wt%) of the corresponding element.
  • the [Ti]/3.42[N] value of Relation 2 is 1.0 or less, the formability may be inferior due to BN formed by free-N that is not combined with Ti, and the [Ti]/3.42[N] value is When it is 2.0 or more, TiN is coarsened by excess Ti (excess Ti), and the effect of refining grains cannot be exhibited. Therefore, in the present invention, the [Ti]/3.42[N] value is limited to more than 1.0 and less than 2.0.
  • the size of the TiN inclusions for refining the crystal grains may be 15 ⁇ m or less. As described above, when the maximum size of the TiN inclusions exceeds 15 ⁇ m, it is difficult to secure delayed fracture resistance due to grain refinement.
  • the part with improved delayed fracture resistance manufactured by the wire rod according to the present invention contains 0.3 to 2% of retained austenite and a residual tempered martensite structure by volume fraction.
  • the retained austenite structure fraction is less than 0.3%, it is difficult to expect the role of an obstacle to delay hydrogen diffusion, which makes the delayed fracture resistance inferior. Since it is formed thick, it is difficult to delay hydrogen diffusion, and thus, the effect of improving the delayed fracture resistance may be reduced.
  • the wire rod and component having improved delayed fracture resistance according to the present invention can be manufactured by various methods, and the manufacturing method is not particularly limited. However, as an embodiment, it may be manufactured by the following method.
  • the wire rod with improved delayed fracture resistance according to the present invention is, by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.25%, Mn: 0.95 to 1.35%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Ti: 0.015 to 0.030%, B: 0.0010 to 0.0040%, N: 0.0010 to 0.0080%, the rest of the steel including Fe and unavoidable impurities, finishing rolling at 880 to 980 °C; and winding at 830 to 930 °C.
  • a steel material satisfying the above-described alloy composition is prepared, and the finish wire is rolled at 880 to 980°C. Thereafter, the rolled wire rod is wound in a coil shape at 830 to 930°C.
  • a surface ferrite decarburized layer may be formed by phase transformation, and a ferrite decarburized layer on the surface even during heat treatment of bolts formed, which may result in inferior resistance to delayed fracture.
  • the prior austenite grain size of the bolt product may become fine, and the retained austenite fraction may be increased to deteriorate the delayed fracture resistance.
  • the decarburization is accelerated by diffusion and a ferrite decarburized layer may be formed on the surface, and the old austenite grain size becomes coarse, delay fracture resistance may be inferior.
  • the wound wire rod can be made into final bolt parts by wire drawing-spheroidizing heat treatment-encapsulation treatment-bolt forming-austenitenizing-quenching-tempering according to the purpose.
  • it may be manufactured by the following method.
  • a method of manufacturing a part for bolts according to an embodiment of the present invention includes: drawing a wire rod manufactured according to the present invention; spheroidizing heat treatment of the wire rod at 745 to 770°C; heating the spheroidizing heat-treated wire rod at 870 to 940°C; Quenching the spheroidizing heat-treated wire rod at 50 to 80°C; and tempering at 400 to 600°C.
  • the spheroidizing heat treatment may be performed at 745 to 770 °C.
  • the heat treatment temperature is less than 745 ° C. or exceeds 770 ° C., as the spheroidization rate is lowered, the hardness of the spheroidization heat treatment material increases and the formability is deteriorated during thread processing after bolt forming, which may cause thread cracks.
  • the austenitization heat treatment may be performed at 870 to 940°C.
  • the heat treatment temperature is less than 870° C.
  • the reverse austenite transformation does not occur sufficiently, so that the martensite structure is non-uniformly formed after quenching, and the toughness may be inferior.
  • the heat treatment temperature exceeds 940 ° C., the grain size of prior austenite becomes coarse and delayed fracture resistance may be inferior.
  • the quenching may be carried out in a temperature range of 50 to 80 °C. If the temperature of the quenching refrigerant is less than 50°C, minute quenching cracks may occur in the screw thread of the bolt due to thermal deformation, which may cause delayed destruction. In addition to the mechanically stable retained austenite, retained austenite is formed at the grain boundary of the old austenite, and rather acts as an accumulation part of hydrogen to cause delayed fracture.
  • tempering may be performed in a temperature range of 400 to 600° C., and strength and toughness may be imparted according to the use and purpose of the final product. If the tempering temperature is less than 400 °C, brittleness may be caused by tempering, and if it exceeds 600 °C, it is difficult to implement the strength intended in the present invention.
  • the part with improved delayed fracture resistance manufactured according to the present invention includes, by volume fraction, 0.3 to 2% of retained austenite and a residual tempered martensitic structure.
  • the wire rods of Inventive Examples 1 to 9 and Comparative Examples 1 to 7 satisfying the alloy compositions of Table 1 below were manufactured under the manufacturing conditions according to the present invention to obtain final test bolts. Specifically, a steel piece satisfying the alloy composition of Table 1 was finish wire rolled at 880 to 980 ° C., wound in a coil shape at 830 to 930 ° C., and then the wound wire rod was subjected to spheroidization heat treatment at a maximum temperature of 745 to 770 ° C. Then, the spheroidizing heat-treated wire rod is formed with a bolt, austenitized at 870 to 940° C., and then quenched in a refrigerant at 50 to 80° C., and then at 400 to 600° C. to secure a tensile strength of 1050 ⁇ 16 MPa. Tempering at temperature gave the final bolted product.
  • Maximum TiN Precipitation Size cuts the bolt product in the L section (longitudinal direction), observes an area of 160 mm 2 in 30 fields, and defines the size of the inclusions measured through extreme value analysis as the maximum inclusion size, and the values are shown in the table below 2 is shown.
  • Delayed fracture resistance was performed by a delayed fracture simulation method in which the bolt product was fastened to the structure with a clamping force of yield strength, immersed in 5% hydrochloric acid + 95% distilled water solution for 10 minutes, and observed for cracks in the screw thread, which is the stress concentration part.
  • a case in which no cracks occurred was indicated by X, and a case in which cracks occurred was indicated by ⁇ .
  • Comparative Example 1 had a [Ti]/3.42[N] value of 2.506, exceeding 2.0, which is the upper limit suggested by the present invention, and coarse TiN was formed, which resulted in delayed fracture cracks.
  • Comparative Example 3 the Si content is 0.26%, which exceeds the upper limit of 0.25% proposed by the present invention, and the 5.5 ⁇ [Si]+[Mn] value is 2.58, which exceeds the upper limit of 2.4, which is the upper limit proposed by the present invention. Due to the reinforcing effect, after spheroidizing heat treatment, the formability of the bolt thread part deteriorated, and delayed fracture cracks occurred. 1 is a photograph of observing the screw portion of Comparative Example 3 before the delayed fracture resistance evaluation. Referring to FIG. 1 , it can be confirmed that Comparative Example 3 did not satisfy the conditions suggested by the present invention, so that delayed fracture cracks occurred, and delayed fracture resistance was not secured.
  • Comparative Example 5 the C content was 0.33%, exceeding the upper limit of 0.30% proposed in the present invention, and formation of a retained austenite structure with excellent mechanical stability was suppressed, resulting in delayed fracture cracks.
  • the rolling temperature was 870°C, which did not reach the lower limit of 880°C suggested by the present invention, and the winding temperature was also 820°C, which did not reach the lower limit of 830°C, the lower limit suggested by the present invention, so that the prior austenite grain size in the wire rod becomes finer, and as the prior austenite grain size of the bolt product also becomes finer, the retained austenite fraction increases, and delayed fracture cracks occur.
  • the austenitizing heat treatment temperature was 950 ° C., which exceeded the upper limit of 940 ° C. proposed by the present invention, and as the old austenite grain size of the bolt product became coarse, delayed fracture cracks occurred.
  • the austenitization heat treatment temperature was 860° C., which did not reach the lower limit of 870° C. suggested by the present invention, and the bolt product was subjected to QT heat treatment in a state in which it was not sufficiently austenitized to form undissolved pearlite, As a result, delayed fracture cracks occurred.
  • Comparative Example 6-5 has a spheroidization temperature of 740 ° C., which does not reach the lower limit of 745 ° C. proposed by the present invention, and Comparative Example 6-6 has a spheroidization temperature of 775 ° C., exceeding the upper limit of 770 ° C. Delayed fracture cracks occurred due to poor formability due to low spheroidization rate and insufficient heat treatment.

Abstract

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명에 따른 지연파괴 저항성이 향상된 선재는 중량%로, C: 0.15 내지 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족한다. [관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4 (관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)

Description

지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법
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-Mo 강을 Cr-B 강으로 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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식1을 만족한다.
[관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 하기 관계식2를 만족할 수 있다.
[관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식 2에서, [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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하는 단계; 및
830 내지 930℃에서 권취하는 단계;를 포함한다.
[관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강재는 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식 2에서, [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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
(관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 부품은 하기 관계식 2를 만족한다.
[관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
(관계식 2에서, [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.
도 1은 지연파괴 저항성 평가 전 비교예 3의 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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 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.
탄소(C)의 함량은 0.15 내지 0.30%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.
실리콘(Si)의 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.
망간(Mn)의 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.
인(P)의 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.
황(S)의 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.
티타늄(Ti)의 함량은 0.015 내지 0.030% 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.
보론(B)의 함량은 0.0010 내지 0.0040% 이다.
B은 경화능을 향상시키는 원소이다. B의 함량이 0.0010% 미만인 경우, 전술한 경화능 향상 효과를 기대하기 어렵고, 0.0040%를 초과하는 경우에는 결정립계에 Fe23(CB)6 탄화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립계의 취성을 유발하고, BN을 형성하여 성형성을 열위하게함으로써 지연파괴 저항성을 열위하게한다. 따라서, 본 발명에서는 B함량을 0.0010 내지 0.0040%로 제한한다.
질소(N)의 함량은 0.0010 내지 0.0080% 이다.
N은 탄질화물을 형성하는 원소이다. N의 함량이 0.0010% 미만일 경우, 결정립을 미세화하는 TiN 석출물을 충분히 형성할 수 없고, 0.0080%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 0.0010 내지 0.0080%로 제한한다.
합금조성 외 잔부는 철(Fe)이다. 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.
[관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
관계식 1에서, [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 관계식 2를 만족한다.
[관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
관계식 2에서, [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 관계식 2는 TiN 개재물 크기를 제어하고, BN의 형성을 억제하기 위한 수식이다. 관계식 2의 [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 초과 내지 2.0 미만으로 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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 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 낮아짐에 따라, 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 0.20 1.30 0.012 0.005 0.019 0.0020 0.0049
발명예3 0.24 0.19 0.96 0.008 0.005 0.027 0.0024 0.0040
발명예4 0.21 0.20 1.11 0.010 0.005 0.018 0.0023 0.0051
발명예5 0.23 0.16 1.20 0.009 0.005 0.028 0.0020 0.0048
발명예6 0.22 0.23 0.99 0.010 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 0.010 0.005 0.042 0.0021 0.0040
비교예3 0.20 0.26 1.15 0.009 0.005 0.019 0.0020 0.0050
비교예4 0.23 0.21 1.45 0.011 0.005 0.022 0.0021 0.0050
비교예5 0.33 0.20 1.10 0.010 0.005 0.018 0.0022 0.0050
이어서, 발명예 1 내지 6, 비교예 1 내지 5의 볼트 제품에 대하여 TiN 석출물 최대 크기, 지연파괴 크랙 유무를 평가하고, 관계식1 및 관계식2 값과 함께 표 2에 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 표 2에 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
5.5Х[Si]+[Mn]		 관계식2
[Ti]/3.42[N]		 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 ○
표 2에서 확인할 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성, 관계식 및 TiN 크기를 만족하는 발명예 1 내지 6은 지연파괴 저항성 평가 전/후에서 볼트 제품의 나사부에서 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다.반면, 비교예 1은 [Ti]/3.42[N] 값이 2.506으로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.0을 초과하여, 조대한 TiN이 형성되었고, 이로 인해 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 2는 [Ti]/3.42[N] 값이 3.070으로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.0을 초과하여, 조대한 TiN이 형성되었고, 이로 인해 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 3은 Si의 함량이 0.26%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 0.25%를 초과하고, 5.5Х[Si]+[Mn]값이 2.58로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.4를 초과하여 과도한 고용강화 효과에 의해 구상화 열처리후 볼트 나사부 성형성이 열위해져 지연파괴 크랙이 발생하였다. 도 1은 지연파괴 저항성 평가 전 비교예 3의 나사부를 관찰한 사진이다. 도 1을 참조하면, 비교예 3은 본 발명에서 제안하는 조건을 만족하지 못하여 지연파괴 크랙이 발생하였고, 지연파괴 저항성을 확보하지 못하였음을 확인할 수 있다.
비교예 4는 Mn의 함량이 1.45%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 1.35%를 초과하고, 5.5Х[Si]+[Mn] 값이 2.61로 본 발명에서 제안하는 상한값인 2.4를 초과하여, 과도한 고용강화 효과에 의해 구상화 열처리후 볼트 나사부 성형성이 열위해져 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 5는 C의 함량이 0.33%로 본 발명에서 제안하는 상한값인 0.30%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 6-1 내지 6-6을 하기 표 3과 같은 제조 조건으로 제조하여 최종 볼트 제품을 얻었다.
구분 온도 (℃) 지연파괴
크랙유무
마무리압연
온도		 권취
온도		 구상화열처리
온도		 오스테나이트화
온도
발명예 3 930 880 755 910 X
비교예 6-1 990 940 755 910 ○
비교예 6-2 870 820 755 910 ○
비교예 6-3 930 880 755 950 ○
비교예 6-4 930 880 755 860 ○
비교예 6-5 930 880 740 910 ○
비교예 6-6 930 880 775 910 ○
본 발명에 따른 마무리 압연 온도, 권취 온도, 구상화열처리 온도 및 오스테나이트화 온도를 만족하는 발명예 3은 지연파괴 크랙이 발생하지 않았다.반면, 비교예 6-1은 압연 온도가 990℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 980℃를 초과하고, 권취 온도도 940℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 930℃를 초과하여, 선재에서 구 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 볼트 제품의 구 오스테나이트 결정립 크기도 조대해짐에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 6-2는 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 6-3은 오스테나이트화 열처리 온도가 950℃로 본 발명에서 제안하는 상한인 940℃를 초과하여 볼트 제품의 구오스테나이트 결정립 크기가 조대해짐에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 6-4는 오스테나이트화 열처리 온도가 860℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 870℃에 미치지 못하여, 볼트 제품이 충분히 오스테나이트화 되지 않은 상태에서 QT 열처리가 되어 미고용 펄라이트가 형성되었고, 이에 따라 지연파괴 크랙이 발생하였다.
비교예 6-5는 구상화 온도가 740℃로 본 발명에서 제안하는 하한인 745℃에 미치지 못하고, 비교예 6-6은 구상화 온도가 775℃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 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하며, 지연파괴 저항성이 향상된, 선재.
    [관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는, 선재.
    [관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식 2에서, [Ti] 및 [N] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  3. 제1항에 있어서,
    TiN 개재물의 크기가 15㎛ 이하인, 선재.
  4. 중량%로, C: 0.15 내지 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하는 단계; 및
    830 내지 930℃에서 권취하는 단계;를 포함하며, 지연파괴 저항성이 향상된, 선재의 제조방법.
    [관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  5. 제4항에 있어서,
    상기 강재는 하기 관계식 2를 만족하는, 선재의 제조방법.
    [관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식 2에서, [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 포함하며, 지연파괴 저항성이 향상된, 부품의 제조방법.
  7. 중량%로, C: 0.15 내지 0.30%, Si: 0.15 내지 0.25%, Mn: 0.95 내지 1.35%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Ti: 0.015 내지 0.030%, B: 0.0010 내지 0.0040%, N: 0.0010 내지 0.0080%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 지연파괴 저항성이 향상된, 부품.
    [관계식 1] 2.0 ≤ 5.5Х[Si]+[Mn] ≤ 2.4
    (관계식 1에서, [Si] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  8. 제7항에 있어서,
    하기 관계식 2를 만족하는, 부품.
    [관계식 2] 1.0 < [Ti]/3.42[N] < 2.0
    (관계식 2에서, [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, 부품.
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