KR100363193B1

KR100363193B1 - 고강도 고연신율 볼트의 제조방법

Info

Publication number: KR100363193B1
Application number: KR10-1998-0058750A
Authority: KR
Inventors: 최해창; 최종교
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1998-12-26
Filing date: 1998-12-26
Publication date: 2003-01-24
Anticipated expiration: 2018-12-26
Also published as: KR20000042530A

Abstract

본 발명은 고강도 고연신율 볼트의 제조방법에 관한 것이며, 그 목적하는 바는 표면 탈탄과 입계석출물의 분포를 최대한으로 억제시키면서 임계 지연 파괴강도를 높여 지연파괴 저항성을 개선하므로서 고강도 고연신율을 갖는 볼트를 얻을 수 있는 볼트 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본발명은 중량%로, 탄소:0.40-0.60%, 실리콘:2.0-4.0%, 망간:0.2-0.8%, 크롬:0.2-0.8%, 인:0.01%이하, 황:0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하가 함유되고, 여기에 바나듐:0.05-0.2%, 니요븀:0.05-0.2%, 니켈:0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 티타늄:0.01-0.2%, 텅스텐:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.2%, 코발트:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 함유되고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를, Ac1까지 가열속도 15±5℃/분으로 가열하고, 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/분의 가열속도로 가열하고, 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/분으로 가열하여 30-60분 유지후, 선재압연하고, 일정형상의 볼트로 가공하여 볼트를 얻은 다음, 얻어진 볼트를 Ac3-(Ac3-Acl)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Acl)/5.5까지의 범위에서 20분 이상 가열하고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃ - Ms+110℃까지 급냉한 후, 이 온도에서 적어도 20분이상 유지한후, 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하며, 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 갖는 고강도 고연신율 볼트의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

고강도 고연신율 볼트의 제조방법{A METHOD FOR MANUFACTURING BOLTS HAVING HIGH STRENGTH AND ELONGATION}

본 발명은 강구조 체결용 및 자동차 부품용에 사용되는 볼트의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면 페라이트 박막층 및 페라이트+베이나이트 복합조직으로 제어하여 임계지연파괴 응력비가 우수한 고강도 및 고연신율의 볼트 제조방법에 관한 것이다.

강구조물 부재들을 볼트에 의해 체결하는 방법은 용접을 통한 접합방법에 비해 숙련된 기술을 요구치 않고, 또한 용접부가 취약하여 일어나는 파괴현상이 없기 때문에 강구조물의 안정성을 높일 수 있다. 이러한 볼트는 안정된 강구조물 부재 결합을 위해서도 고강도화가 필요하지만, 자동차 부품 등에서는 경량화 또는 다기능, 고성능화를 위해서도 반드시 소재의 고강도화가 요구되어진다. 즉, 볼트가 고강도를 갖으면 볼트 체결 개수가 감소되므로 그 사용량을 줄일 수 있을 뿐만 아니라 자동차 부품 측면에서는 부품의 경량화에 기여하고, 이러한 부품의 경량화는 곧 자동차 조립장치의 설계를 다양화하고 집적화(compact)할 수 있는 가능성이 보다 크게 된다.

고강도 볼트에 관한 대표적인 기술로는 일본국 특허공개공보 평6-271975, 평7-173531, 일본 철과강 Vol.82(1996) No.4 등이 있다.

상기 일본국 특허공개공보 평 6-271975는 수소에 의한 지연파괴저항성이 우수한 복합조직강 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로 0.05-0.3%C, 0.1-2.5%Si, 0.1-3.0% Mn, 0.05-0.1Al, Cu, Ni, Mo, Cr, Nb, V, Ti, B 중 1개 이상의 합금원소를 포함하는 강에 있어서 미세조직이 마르텐사이트단상, 베이나이트단상, 혹은 베이나이트+마르텐사이트 복합조직이며 이러한 미세조직에 수소에 의한 지연파괴저항성을 확보하기 위해 잔류 오스테나이트가 체적 분율로 1-30% 존재하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 상기 일본 특허공개공보 평6-271975에서는 임계지연파괴강도 130kg/mm²이상 확보하면서 고연신율화를 달성하지는 못하였고, 지연파괴저항성 개선을 위한 복합조직 제조시 열처리공정이 많은 단점이 있다.

상기 일본 특허공개공보 평7-173531은 중량%로 0.05-0.3%C, 0.05-2.0%Si, 0.3-5.0% Mn, 1.0-3.0%Cr, 0.01-0.5%Nb, 0.01-0.06%Al의 화학조성을 갖는 강을 열간성형후 초석 페라이트가 석출되지 않는 임계냉각속도 이상으로 연속냉각하여 베이나이트+마르텐사이트 이상복합조직강을 제조하는 방법에 관한 것이나, 임계지연파괴강도 130kg/mm²이상 확보하면서 고연신율화를 달성하지는 못하였고 지연파괴저항성 개선을 위한 복합조직 제조시 열처리공정이 많아 공업성을 부여하기 어려운 점이 있다.

상기 일본 철과강 Vol.82(1996) No.4는 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직을 근간으로 합금성분계 0.49%C-0.31%Mn-1.02%Cr-0.68%Mo-0.034%Nb-0.32%V-0.009%P-0.004%S로 구성되며 임계지연파괴강도는 130kg/mm²급으로 불순물의 입계편석 저감을 위해 저P, 저S, 저Mn화하고, 탄화물의 입계석출방지를 위해 Ni, Cr, Mo, V를 첨가하고, 결정립 미세화를 위해 V, Nb, Ti를 첨가하여 낮은 템퍼링 온도에서 열처리하는 것을 특징으로 한다. 그러나, 이같은 일본 철과강 Vol.82(1996) No.4에서는 임계지연파괴강도가 130kg/mm²급 이상으로 사용하기에는 지연파괴저항성이 열악한 문제점과 소성변형능의 개선을 위한 고연신율화를 달성하지는 못하였다.

그러나, 상기한 제조기술과 같이, 기존에 사용되고 있는 고강도 볼트는 그 조직이 대부분 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)인 준단상(quasi single phase)조직으로 입계에 탄화물계 석출물이 분포하거나 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 복합조직을 갖는 것이며, 때로는 그 모재를 래스 마르텐사이트에 석출물들이 분포되어 있는 특징이 있기 때문에 수소 침입에 의한 지연파괴 저항성의 열화를 초래한다는 단점이 있다. 따라서, 이들 소재들은 현재 인장강도 130kg/mm²급 이상이 요구되는 곳이나 고강도와 고연신율이 동시에 요구되는 곳에는 사용이 불가능하고, 이에 따라 그 용도 및 범위가 크게 제한되고 있다.

이와 같이, 고강도 볼트 소재들은 대부분 입계에 석출분포하고 있는 석출물이 수소의 트랩 사이트(trapped site)로 작용하여 입계의 강도를 열화시키는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 소재를 이용한 고강도 볼트는 그 소재 자체의 있어 고강도화와 동시에 고연신율을 얻기에는 한계가 있다.

이에 본 발명은 표면 탈탄과 입계석출물의 분포를 최대한으로 억제시키면서 임계 지연 파괴강도를 높여 지연파괴 저항성을 개선하므로서 고강도 고연신율을 갖는 볼트를 얻을 수 있는 볼트 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본발명은 중량%로, 탄소:0.40-0.60%, 실리콘:2.0-4.0%, 망간:0.2-0.8%, 크롬:0.2-0.8%, 인:0.01%이하, 황:0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하가 함유되고, 여기에 바나듐:0.05-0.2%, 니요븀:0.05-0.2%, 니켈:0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 티타늄:0.01-0.2%, 텅스텐:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.2%, 코발트:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 함유되고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를, Ac1까지 가열속도 15±5℃/분으로 가열하고, 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/분의 가열속도로 가열하고, 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/분으로 가열하여 30-60분 유지후, 선재압연하고, 일정형상의 볼트로 가공하여 볼트를 얻은 다음, 얻어진 볼트를 Ac3-(Ac3-Acl)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Acl)/5.5까지의 범위에서 20분 이상 가열하고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃ - Ms+110℃까지 급냉한 후, 이 온도에서 적어도 20분이상 유지한후, 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 고강도 고연신율 볼트의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 볼트 제조는 강 빌렛에 표면탈탄을 최대한 억제하도록 가열속도를 변화시키면서 가열한 후 선재압연하고, 압연된 선재를 일정 형상의 볼트로 가공하고, 가열과 냉각조건 제어를 통해 상기 가공된 볼트의 그 조직에 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 형성함에 의해, 최종 볼트의 조직을 표면층에는 기존대비 탈탄이 억제된 층이 형성되고 그 모재에는 페라이트+베이나이트 복합조직을 갖도록 함에 그 특징이 있다.

다음에서는 본 발명의 조성성분 및 성분범위의 한정이유에 대하여 설명한다.

상기 탄소(C)는 그 함량이 0.40% 이하에서는 베이나이트 제조를 위한 등온 열처리후 고강도 및 고연신율 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 연신율을 확보하기 어렵고, 0.60% 이상에서는 열처리후 연신율 확보의 어려움과, 이상역 열처리시 페라이트 생성에 따른 오스테나이트의 탄소농도가 너무 높아 고연신율에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 어렵기 때문이며 가열로 탈탄, 볼트 체결시 영구변형성, 피로특성, 탈질화물 분포, 베이나이트 조직형상, 베이나이트 변태 소요시간 등에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

상기 실리콘(Si)의 함량을 2.0-4.0%로 한정한다. 2.0% 이하에서는 베이나이트 조직내 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성,연신율, 표면 부식특성, 충격인성, 베이나이트 조직 구성, 볼트 체결시 영구변형성등에 영향을 미치기 때문이고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 적정 분포가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재 냉각시소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 4.0% 이상에서는 상기 언급한 효과가 포화되고 또한 복합조직내의 베이나이트 조직구성, 충격인성, 부식성, 피로특성 등에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으며, 선재제조를 위한 부룸(bloom) 또는 빌레트(Billet)제조시 실리콘 편석에 의한 미세조직의 불균질화를 초래하여 최종 제품에서의 품질특성이 저하되기 때문이며, 또한 열처리시 표면 페라이트층의 두께가 증가하여 균질 표면탈탄제어가 어렵기 때문이다.

이러한 실리콘의 보다 바람직한 성분범위는 2.8-3.3%로 베이나이트조직을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율, 베이나이트의 고강도화 및 고연신율화, 지연파괴저항성(확산성, 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성 등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

상기 망간(Mn)의 함량을 0.2-0.8%로 하는 이유는 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력 볼트 특성에 매우 유용한 원소이나, 0.8% 이상 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미친다. 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 선재제조시 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 망간이 0.2% 이하 첨가될 경우, 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화에 의한 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다. 즉, 망간의 함량이 0.2%이하인 경우에는 고용강화 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하고, 0.8%이상인 경우에는 주조시 망간 편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직이방성 심화, 즉 조직 불균질로 볼트 특성이 저하된다. 따라서 망간의 함량을 0.2-0.8%로 한정하는 것은 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려한 범위이다.

상기 크롬(Cr)의 함량을 0.25-0.8%로 한정한다. 그 이유는 0.25% 이하에서는 고 실리콘 첨가강의 열처리시 표면 탈탄제어를 위한 표면 페라이트층의 형성이 어려워 탈탄억제 효과가 거의 없으며 또한 소입성 개선을 기대하기 어렵기 때문이며, 0.8% 이상에서는 등온열처리시 베이나이트의 변태 소요시간이 길어지기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, 선재 탈탄층 제어를 위한 선재가열로 장입시 표면 적정 페라이트층의 생성이 어려워 균질 탈탄제어에 영향을 미치기 때문이다.

상기 바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소로 그함량을 0.05-0.2%로 한정한다. 그 이유는 0.05%이하에서는 모재내 바나듐 또는 니요붐계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하기 때문이며, 오스테나이트결정립 미세화를 기대하기 어려워 베이나이트 조직구성에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 0.2%이상에서는 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 산소(O)의 함량을 0.0015%이하로 한정한다. 그 이유는 0.0015% 이상에서는 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

상기 질소(N)의 함량을 0.005-0.01%로 한정한다. 그 이유는 0.005% 이하에서는 비확산성 수도 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01% 이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다.

상기 인(P) 및 황(S)의 함량을 0.01% 이하로 한정한다. 그 이유는 인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 니켈(Ni)은 열처리시 표면에 니켈 농화층 형성에 따른 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 그 함량을 0.3-2.0%로 한 것은 0.3% 이하에서는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어 및 인성, 제조공정 다변화를 위한 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 냉간볼트 가공시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이고, 2.0% 이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다.

상기 붕소(보론, B)는 본 발명에서 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화원소로 붕소의 함량을 0.0010-0.003%로 한 것은 0.0010% 이하에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하며, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 흑연화촉진 효과가 미흡하기 때문이며, 0.003% 이상에서는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량을 0.01-0.5%로 한정한다. 그 이유는 0.01% 이하에서는 등온열처리시 세멘타이트가 입실론 카바이드에서 천이하여 성장할 때 세멘타이트의 성장을 억제하여 응력이완성의 개선효과를 얻기가 어렵고, 등온열처리시 몰리브덴계 석출물을 미세하게 분포시켜 고온에서 안정한 조직의 확보가 어렵기 때문이다. 또한, 0.5% 이상에서는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있기 때문이다.

상기 구리(Cu)의 함량을 0.01-0.2%로 한정한다. 그 이유는 0.01% 이하에서는 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2% 이상에서는 그 개선효과가 포화되고 구리가 입계에 편석되는 경우 구리의 녹는점이 철의 녹는점보다 낮아 구리편선부의 녹는점(melting point)이 낮아진다. 구리편석부의 녹는점이 낮아지면 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면홈 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.

상기 티타늄의 함량을 0.01-0.2%로 한정한다. 그 이유는 0.01% 이하에서는 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 0.2% 이상에서는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 질화물을 형성하여 피로특성에 유해하기 때문이다.

상기 코발트의 함량은 0.01-0.5%로 한정한다. 그 함량이 0.01%미만에서는 냉간단조를 위한 소재 연질화 열처리인 구상화 또는 흑연화열처리시 연화촉진 효과가 미흡하고, 입계 확산성 수소농도에 미치는 효과가 없으며, 0.5%를 초과하면 그 효과가 포화되고 연화열처리시 연질화 속도가 현격히 증가하여 열처리시 부분적 미세조직 불균질을 초래할 수 있어 바람직하지 않다.

다음에서는 상기와 같은 조성성분의 강을 이용하여, 선재로 제조하는 방법을 상세히 설명하는데, 가열조건을 적절히 제어하여 표면탈탄이 저감되도록 하는 것이다.

먼저, 본 발명에서는 상기 조성의 강 빌레트를, Ac1까지 가열속도 15±5℃/분으로가열하고, 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/분의 가열속도로 가열하고, 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/분으로 가열하여 30-60분 유지후, 선재압연한다.

상기 Ac1까지의 가열속도가 10℃/분미만이면 산화량의 증가와 그에 따른 불균질 산화층의 분포로 인해 빌레트표면에서의 탈탄반응이 불균질하게 진행되어 본 발명의 효과를 얻기 힘들고, 20℃/분을 초과하면 빌레트 내외부의 온도편차가 심화되어 빌레트 휨(bending)현상이 발생하기 때문에 바람직하지 않다.

상기 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지의 가열속도는 6±3℃/분으로 행한다. 이는, 상기 이상역 온도범위 통과시 승온속도가 3℃/min미만이면 표면 페라이트층의 두께가 필요 이상으로 증가(예를들면, ≥0.5mm)하여 오히려 탈탄개선 효과를 얻기 어려우며, 또한 가열로 재로시간(장입시간)이 길어지는 단점이 있기 때문이다. 또한, 상기 승온속도가 9℃/min을 초과하면 탈탄반응 억제에 필요한 적정 표면 페라이트층(예를들면, 0.2-0.4mm)을 형성시키기가 어렵기 때문이다.

상기 1050±50℃까지의 가열속도는 10±5℃/분으로 행한다. 그 이유는, 상기 이상역 종료온도인 Ac₃온도에서 가열유지온도까지 승온속도를 한정하데, 이상역 종료온도 이후에서는 모재의 미세조직은 이상조직(페라이트+오스테나이트)에서 오스테나이트 단상조직으로 변태하게 된다. 따라서, 이때 승온속도가 5℃/min미만이면 재로시간이 증가하게 되며, 15℃/min를 초과하면 빌레트 내외부의 온도편차 심화로 빌레트 휘어짐이 발생하기 쉽기 때문에 가열속도를 10±5℃/분으로 한정하는 것이다.

상기 10±5℃/분의 가열속도는 선재가열로 가열온도까지 행하는데, 상기 선재가열로 가열온도는 1050±50℃범위로 한정한다. 이는 상기 선재가열로 가열온도가 1000℃미만이면 탈탄제어를 위한 빌레트 표면 페라이트층 적정두께 제어에 문제점이 있으며, 빌레트 제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니요븀계 석출물들의 재고용이 용이하지 않은것과, 열간변형저항성의 증가로 압연시 과부하로 인해 작업성이 열악해지기 때문이며, 1100℃를 초과하면 탈탄제어용 페라이트층을 표면에 석출시킬 수 없기 때문이다. 즉, 탄소 고용도가 매우 낮은 표면 페라이트층이 잔존하여야 가능하나 가열온도가 1100℃를 초과할 경우에는 표면의 페라이트층이 오스테나이트로 변태하기 때문에 탈탄속도가 급격히 증가하여 이로 인해 표면탈탄이 심화되는 문제가 있는 것이다.

상기와 같은 선재가열로의 가열온도에서 가열유지시간은 30-60분 범위로 한정하는데, 30분미만에서는 선재압연을 위한 빌레트 외내부의 균일한 온도 분포를 확보하기 어렵기 때문이며, 60분을 초과하면 산화량이 급격하게 증가하여 빌레트 표면탈탄제어를 위한 적정 페라이트층의 확보가 어렵기 때문이다.

이때, 상기 페라이트층은 표면의 0.01-0.05mm로 구성되는 것이 볼트제조에 있어 보다 바람직하다.

이와같은 방법에 의해 적절한 두께의 표면페라이트층을 얻어 기존에 비하여 탈탄을 저감할 수 있는 것이다.

다음에서는 상기와 같은 방법으로 제조된 선재를 이용하여, 열처리조건을 적절히 제어하여 고강도 고연신율을 갖는 볼트를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서는 상기 표면페라이트층이 형성된 선재를 이용하여, 일정형상의 볼트로 가공하여 볼트를 얻은 다음, 얻어진 볼트를 Ac3-(Ac3-Acl)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Acl)/5.5까지의 범위에서 20분 이상 가열하고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃ - Ms+110℃까지 급냉한 후, 이 온도에서 적어도 20분이상 유지한후, 유냉 또는 공냉한다.

상기 이상역 열처리 조건을 Ac3- (Ac3-Ac1)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 온도범위로 한정하는데, 그 한정 이유는 다음과 같다.

여기서, Ac3는 가열시 오스테나이트 변태온도이며, Ac1 은 가열시 이상역(페라이트 + 오스테나이트)으로의 변태온도를 나타내며 합금성분계에 따라 Ac3, Ac1 변태온도는 합금성분계에 따라 상이하게 나타난다.

Ac3-(Ac3-Ac1)/1.3 온도 이하에서는 이상역 열처리시 페라이트 생성량이 25%를 초과하여 앞서 언급한 바와같이 항복강도의 저하를 초래하기 때문에 바람직하지 않기 때문이며, Ac3-(Ac3-Ac1)/5.5 이상에서는 결정입계 불연속화에 필요한 페라이트양이 5%를 초과하기 때문에 그 효과를 기대하기 어렵기 때문이다.

상기 열처리는 20분이상 행함으로써 원하는 변태를 완료할 수 있으며, 열처리 후에는 70℃/sec이상의 냉각속도로 급냉한다.

상기 가열후 베이나이트 조직제조를 위한 등온 열처리조건으로 마르텐사이트 변태온도(Ms)직상 Ms+(80℃±30℃)로 한정하는데, 그 한정이유는 다음과 같다.

상기 등온 열처리가 Ms+50℃미만에서 행해지면 베이나이트 변태 소요시간이 길어지는 문제점과 등온열처리 온도편차 발생시 마르텐사이트가 발생할 가능성이 높기 때문에 바림직하지 않고, 연신율 및 충격인성이 감소하기 때문이며, Ms+110℃를 초과하면 항복비(항복강도/인장강도 비)의 급격한 감소로 적정 항복강도 확보에 문제점이 있으며 이에 따른 볼트 체결시 응력이완성이 열악해지는 문제점이 있고, 충격인성의 감소로 파괴저항성에 유해하고, 또한 임계지연파괴강도, 피로특성에 영향을 미치기 때문이다.

상기 방법을 적용하는 본 발명은 고강도 고연신율을 얻는데, 이러한 효과는 베이나이트와 페라이트의 복합조직상 중에서 페라이트 분율이 5-25%로 제어되기 때문이다. 환언하면, 본 발명의 고강도 고연신율 효과는 결정입계의 석출물 분포의 저감에 있는데, 이를 위해서는 페라이트의 미세조직분율이 5-25% 범위가 되도록 하는것이 바람직하다. 이유로 페라이트 조직분율 5%미만에서는 오스테나이트의 결정입계를 불연속화하기에 페라이트양이 너무 적어 그 효과가 미흡하기 때문이며, 25%를 초과하면 과다한 페라이트 분율에 의해 모재조직처럼 페라이트 조직이 연속성을 유지하게 되어 항복강도의 저하와 페라이트 분율 증가에 따른 오스테나이트내의 탄소농도의 증가로 고연신율에 유효한 베이나이트 조직을 확보하기 부족한 점이 있기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

실시예

하기표 1과 같은 조성을 갖는 50kg의 잉고트를 각 강종별로 주조하였다.

	C	Si	Mn	Cr	V	Nb	Mo	Ti	W	B	P	S	N₂
발명강1	0.45	3.03	0.29	0.58	0.54	-	-	-	-	-	0.005	0.004	0.008
발명강2	0.40	3.42	0.31	0.79	0.2	-	-	0.01	-	0.0013	0.006	0.005	0.014
발명강3	0.60	2.99	0.32	0.33	0.05	0.54	-	-	0.02	-	0.007	0.009	0.007
발명강4	0.45	2.0	0.77	0.51	0.11	-	0.2	0.03	-	-	0.006	0.008	0.009
발명강5	0.44	3.96	0.23	0.27	0.06	-	-	-	0.2	0.0015	0.008	0.008	0.008
발명강6	0.53	3.01	0.35	0.55	-	-	0.05	0.05	0.07	0.0010	0.004	0.009	0.004
발명강7	0.58	2.56	0.60	0.29	-	1.10	0.13	0.10	-	-	0.005	0.006	0.005

상기표 1과 같이 조성된 잉고트를 하기표 2와 같은 조건의 속도로 가열하고, 가열된 빌렛을 선재압연하여 지름 13mm의 선재를 제조하였다.

제조된 선재에 대하여 KS D 0216의 규격에 의하여 표면 탈탄층 깊이를 측정하고, 그 결과를 하기표2에 나타내었다. 이때, 측정위치는 선재단면을 8등분한 위치에서 측정하였으며 측정값은 평균값을 기준으로 하였다.

구분	선재가열로 가열패턴	선재표면탈탄깊이(mm)
구분	Ac₁까지의승온속도(℃/min)	이상역승온속도(℃/min)	Ac₃이후 승온속도(℃/min)	가열온도(℃)	유지시간(min)	전탈탄(mm)	페라이트층 두께(mm)
발명재	1	15	4	11	1050	30	0.04	0.03
	2	15	5	13	1100	60	0.04	0.03
	3	15	6	12	1000	30	0.05	0.04
	4	16	7	12	1050	60	0.06	0.05
	5	17	8	12	1050	50	0.05	0.04
	6	15	10	11	1050	50	0.06	0.04
	7	15	10	13	1100	60	0.07	0.05
비교재	1	16	12	12	1050	50	0.10	0.08
	2	16	15	12	1050	40	0.12	0.10
	3	16	15	12	1050	60	0.13	0.11
	4	15	17	11	1100	30	0.17	0.14
	5	15	17	11	1050	50	0.18	0.15
	6	15	19	11	1100	30	0.19	0.15
	7	15	19	11	1050	50	0.20	0.16

상기표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명재(1-7)의 선재 표면탈탄 깊이는 0.04-0.06mm범위를 보이는 반면, 본 발명의 조건을 벗어난 비교재(1-7)의 경우는 0.10-0.20mm범위로 선재탈탄을 나타내었다. 즉, 본 발명에서는 페라이트 탈탄층의 총 깊이가 현저하게 감소된 선재를 사용함에 따라 아래의 결과에서도 보는 바와 같이, 볼트의 지연파괴 등의 특성에 매우 유리하다.

한편, 상기와 같이 제조된 상기표2의 각 선재를 이용하여 볼트로 가공한 다음, 가공된 각 볼트에 대하여 하기표3과 같은 조건으로 열처리 시험을 행하였다. 상기표2의 결과에서 미세조직 상분율, 이상역 범위를 결정하기 위한 Ac₃및 Ac₃변태온도는 열분석기(dilatometry)를 이용하여 측정하였으며, 그 중 발명재에 대한 결과를 표3에 함께 나타내었다.

	가열온도(℃)Ac₃-[(Ac₃-Ac₁)/X]	가열시간(분)	등온가열온도(C)(Ms+X)	등온유지시간(min)	Ferrite상분율(%)	변태온도(C)
	가열온도(℃)Ac₃-[(Ac₃-Ac₁)/X]	가열시간(분)	등온가열온도(C)(Ms+X)	등온유지시간(min)	Ferrite상분율(%)	Ac₃	Ac₁	Ms
발명예 1	X=2	40	80	40	12	915	818	272
발명예 2	X=2	30	80	40	17	955	833	290
발명예 3	X=2	70	80	40	10	883	803	229
발명예 4	X=2	80	80	40	8	880	782	260
발명예 5	X=2	30	80	40	20	961	842	288
발명예 6	X=2	40	80	40	12	899	817	250
발명예 7	X=2	120	80	40	8	857	775	208

상기와 같이 제조된 볼트들에 대한 인장특성 및 충격특성, 지연파괴특성 등을 평가하여 그 결과를 각각 하기표4와 표5에 나타내었다.

인장시험편은 KS B 0801의 규격에 의한 4호 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다.

또한, 충격시험편은 KS B 0809의 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치방향은 선재압연방향의 측면(L-T 방향)에서 가공하였다. 미세조직 분율은 일반적인 광학현미경 측정법인 포인트 카운팅(point counting)법을 이용하여 조사하였으며, 이때 피검면은 1000mm²이었다.

또한, 지연파괴 저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정 하중법을 적용하였다. 이 평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴 저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다.

지연파괴시험기는 일정 하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 6mmФ, 노치부 지름 4mmФ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl+CH₃COONa)으로 pH2±0.5의 상온(25±5C)에서 실시하였다.

임계지연파괴강도는 특정 응력비(부하응력/노치인장강도 비)에서 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 인장강도를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여(최대하중÷노치부단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개 이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다.

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	임계지연파괴강도(kg/mm²)	임계지연파괴응력비
본발명예1	142	104	34	53	140	0.65
본발명예2	149	119	32	56	150	0.6
본발명예3	163	127	29	61	150	0.6
본발명예4	154	119	32	49	150	0.65
본발명예5	151	121	31	51	150	0.6
본발명예6	155	123	30	55	150	0.6
본발명예7	164	128	30	49	150	0.65

	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	임계지연파괴강도(kg/mm²)	임계지연파괴응력비
비교예 1	130	95	33	50	145	0.5
비교예 2	136	108	33	55	145	0.5
비교예 3	148	115	28	60	145	0.5
비교예 4	140	108	33	48	145	0.5
비교예 5	138	111	30	49	145	0.5
비교예 6	142	112	32	54	145	0.5
비교예 7	150	116	29	47	145	0.5

상기표 4 및 5에서 알 수 있는 바와같이, 본 발명재들의 연신율은 21-35% 이면서 임계지연파괴강도는 120∼150kg/mm²수준이나 비교재들은 연신율 8∼18%이면서 임계지연파괴강도 95-140kg/mm²수준으로 페라이트+베이나이트로 구성된 복합조직을 이용한 본 발명재들은 비교재들 대비 연신율 및 임계지연파괴 강도가 현저하게 개선되었음을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이 본 발명은 우수한 연신율과 지연파괴저항성의 개선을 위하여 페라이트로 구성된 복합조직강의 합금성분계 및 열처리조건을 제시함으로서 볼트의 고강도화를 달성하면서 우수한 임계지연파괴 응력비를 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 고강도 고연신율 볼트가 얻어진다.

Claims

중량%로, 탄소:0.40-0.60%, 실리콘:2.0-4.0%, 망간:0.2-0.8%, 크롬:0.2-0.8%, 인:0.01%이하, 황:0.01%이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005%이하가 함유되고, 여기에 바나듐:0.05-0.2%, 니요븀:0.05-0.2%, 니켈:0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 티타늄:0.01-0.2%, 텅스텐:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.2%, 코발트:0.01-0.5%으로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 함유되고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 빌레트를, Ac1까지 가열속도 15±5℃/분으로 가열하고, 이상역 범위인 Ac1에서 Ac3까지를 6±3℃/분의 가열속도로 가열하고, 이후 1050±50℃까지 가열속도 10±5℃/분으로 가열하여 30-60분 유지후, 선재압연하고, 일정형상의 볼트로 가공하여 볼트를 얻은 다음, 얻어진 볼트를 Ac3-(Ac3-Acl)/1.3에서 Ac3-(Ac3-Acl)/5.5까지의 범위에서 20분 이상 가열하고, 70℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+50℃ - Ms+110℃까지 급냉한 후, 이 온도에서 적어도 20분이상 유지한후, 유냉 또는 공냉하는 것을 특징으로 하며, 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 갖는 고강도 고연신율 볼트의 제조방법.
제 1 항에 있어서,

상기 선재는 표면에 0.01-0.05mm의 페라이트층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 고연신율 볼트의 제조방법