KR20030055522A

KR20030055522A - 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법

Info

Publication number: KR20030055522A
Application number: KR1020010085537A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-27
Filing date: 2001-12-27
Publication date: 2003-07-04
Anticipated expiration: 2021-12-27
Also published as: KR100554752B1

Abstract

본 발명은 볼트 등의 강가공물의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 냉간성형전의 강(선재)에 냉간성형성에 유리한 흑연조직을 확보하는 흑연화열처리를 하고, 성형후의 강가공물에는 연신율, 충격인성, 항복비등의 제반 기계적성질을 개선할 수 있는 미세조직을 확보하기 위한 물성부여 열처리를 행하는 강가공물의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하여 공냉하는 열처리공정,

상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,

상기 강가공물을 Ac3변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들어 30℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+220℃∼Ms+300℃의 온도까지 급냉한 후 60분이상 등온열처리하고 유냉 또는 공냉하여 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직을 갖으며, 상기 잔류스테나이트중 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율이 10∼30%가 되는 것을 포함하여 이루어지는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.

Description

내진형 고탄소 강가공물의 제조방법{Method for manufacturing high carbon working product having a earthquake property}

본 발명은 볼트 등의 강가공물의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 냉간성형전의 강(선재)에 냉간성형성에 유리한 흑연조직을 확보하는 흑연화열처리를 하고, 성형후의 강가공물에는 연신율, 충격인성, 항복비등의 제반 기계적성질을 개선할 수 있는 미세조직을 확보하기 위한 물성부여 열처리를 행하는 강가공물의 제조방법에 관한 것이다.

각종 구조물에 사용되는 강은 경량화와 고성능화를 위해 고강도화와 함께 내진성이 중요한 성질로 받아들여지고 있다. 강구조물은 지진 및 강풍에 의해 구조물의 붕괴를 초래할 수 있어 사용환경에 따라 내진성이 우수한 강재가 요구되어진다. 지진 및 강풍에 의한 구조물의 붕괴를 방지하기 위해 구조부재는 항복강도가 높은 강재로 구성하여 연직하중을 지지하고, 해당 주체 구조부재에 부설한 내진용 부재는 항복강도가 낮은 강재로 구성함으로써, 대지진과 강풍시 항복강도가 높은 주체부재에서는 탄성변형으로 구조물을 유지하는 역할을 하고, 대지진과 강풍의 에너지는 내진 부재의 소성(역성)변형에 의해 충격을 흡수함으로서 강구조물용 강재의 내진성을 개선하고 있다(일본 공개특허공보 96-42187호).

일례로, 내진성이 우수한 강구조물의 볼트체결부에서도 동일한 개념으로 내진성이 우수한 볼트를 사용하는 것이 요구되고 있다. 내진성은 강의 항복비가 낮을수록 커지므로, 볼트의 재질이 저항복비의 특성을 갖도록 하는 것이 필요하다. 이와 함께 고강도 볼트 체결에 따른 볼트접합부의 잇점을 유지하기 위해 고강도의 특성도 함께 갖는 것이 요구된다.

그러나, 강의 항복강도만 낮추면 충격흡수량이 너무 적어 그 효과를 기대하기 어려우며, 좀 더 많은 충격흡수능력을 갖기 위해서는 가일층 고강도화를 달성하면서 저항복비화하는 것이 바람직하다고 볼 수 있다. 고강도 저항복비 볼트용강이 개발될 경우 기대되어지는 잇점으로는 강구조물의 효율적인 건설을 위한 부재 체결과 볼트의 경량화 및 다기능, 고성능화를 달성하면서 아울러 강구조물 내진설계시 볼트 체결부에서도 내진설계를 제공함으로서 강구조물의 내진성을 가일층 개선할 수 있다는데 있다.

한편, 다양한 볼트의 형상은 통상 냉간성형으로 제조되는데 고강도 소재의 경우 냉간성형전 소재강도가 높아 반드시 소재 연화열처리가 필요하며 냉간성형전인장강도 60kg/mm²이하로 확보하는 것이 바람직하다. 이는 냉간성형시 다이스 마모율 증가를 최대한으로 억제하기 위한 것이다. 국내 강구조 체결용 볼트는 현재 인장강도 인장강도 60kg/mm²이하에서 볼트 냉간성형이 가능한 실정이다. 따라서 고강도 볼트소재를 사용하기 이해서는 우수한 지연파괴저항성 뿐만아니라 볼트제조시 요구되어지는 냉간성형성을 동시에 확보하여야 한다.

냉간성형성 확보를 위한 연화열처리는 대부분 구상화 열처리법을 적용하고 있는데 미세조직 구성이 페라이트+세멘타이트로 구성됨을 특징으로 한다. 그러나 합금원소 첨가량이 증가할수록 구상화소재의 강도가 높아지는 문제점이 있어 이를 극복하는데 미세조직 구성상 한계가 있다.

종래의 볼트용 소재는 대부분 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 준단상(quasi single phase)조직이 주특징으로, 이 경우 항복비가 최소 0.8정도이다. 저항복비를 달성하기 위해서는 인장변형시 우선적으로 변형할 수 있는 연한조직의 분포가 미세조직구성상 불가피한데, 이렇게 되면 강도가 열화되는 문제가 있다. 즉, 항복비를 낮추기 위해서 템퍼링온도를 증가시키면 항복강도는 감소되나 동시에 인장강도도 감소되기 때문에 저항복비를 기대할 수 없다. 따라서, 종래의 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 고강도 저항복비 볼트용강을 제조한다는 것은 미세조직 구성 특징상 한계가 있다.

강재의 내진성을 개선하는 종래의 대표적인 기술로는 (1) 일본 공개특허공보 97-95734호, (2) 대한민국 특허출원번호 제98-52836호, 제98-52838호 등이 있다.

(1) 일본 공개특허공보 97-95734호는 내진성이 우수한 콘크리트 철근용 강재의 제조방법에 관한 것으로, 볼트용 선재와의 관련성은 적은나, 탄소 0.10-0.40%, 실리콘 0.05-0.60%, 망간 0.60-2..0%, 알루미늄 0.005-0.080%, 보론 0.008% 이하, 구리 0.3%이하, 니켈0.3%이하, 몰리브덴 0.1% 이하, 티타늄 0.1% 이하로 조성되는 강재를 제어냉각하여 항복강도 345MPa, 항복신장 1.4%이상, 충격인성 27J/cm2이상이면서 항복비 0.8수준을 확보하는 기술로서의 의미가 있어 참고적으로 소개한다.

(2) 대한민국 특허출원 제98-52836호와 대한민국 특허출원 제98-52836호는, 본 발명자가 볼트의 강조직을 베이나이트 또는 페라이트+베이나이트의 복합조직을 갖도록 강성분과 제조조건을 제어하여 0.7이하 수준의 저항복비를 달성하는 기술을 완성한 것이다.

즉, 대한민국 특허출원번호 제98-52836호는 중량%로 탄소 0.40-0.60%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 크롬 0.1-0.8%, 인 및 황 0.01% 이하, 질소 0.005-0.01%, 산소 0.005% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 , 보론, 바나듐 또는 니요븀, 몰리브덴, 티타늄, 텅스텐, 구리, 코발트로 이루어진 그룹중 1종 또는 2종이상을 선택적 강을 Ac3변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들고, 이를 Ms+110℃∼Ms+210℃의 온도까지 급냉한후 베이나이트 변태를 위한 등온가열하여 베이나이트조직을 갖는 볼트를 제조하는 것으로, 볼트는 인장강도가 130~178kg/mm²이고 항복비가 0.33~0.62의 특성을 갖는 것으로 나타나 있다.

대한민국 특허출원 제98-52838도 상기 대한민국 특허출원 제98-52836호와 같은 성분계를 갖는 볼트를 Ac3-[(Ac3-Ac1)/1.3]에서 Ac3-[(Ac3-Ac1)/5.5]까지의 범위내에서 가열하여 페라이트 상분율이 5-25%인 페라이트+베이나이트로 구성되는 복합조직으로 만들고, 이를 Ms+120℃∼Ms+180℃의 온도까지 급냉한후 등온열처리하여 페라이트+베이나이트의 복합조직을 갖도록 제조하는 것으로, 이 기술을 통해 제조되는 볼트는 인장강도가 125~169kg/mm²이고, 항복비가 0.33~0.61의 특성을 갖는 것으로 나타나 있다.

상기 (2)의 대한민국 특허출원 제98-52836호와 대한민국 특허출원 제98-52836호는 나름대로 저항복비를 달성한다는데 그 의미를 부여할 수 있겠으나, 인장강도, 연성 및 충격흡수성 등의 기계적특성과 함께 저항복비를 개선하지 못하고 있다는 기술적 한계가 있을뿐만아니라 볼트 냉간성형성에 대한 언급이 없다.

본 발명은 상기한 선행기술들의 기술한계를 극복하기 위한 일련의 연구과정에서 완성된 것으로, 그 목적은 냉간성형성에 유리한 흑연조직을 확보하는 흑연화열처리를 하고, 성형후의 강가공물에는 연신율, 충격인성, 항복비등의 제반 기계적성질을 개선할 수 있는 미세조직을 확보하기 위한 물성부여 열처리를 행하는 강가공물의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강가공물 제조방법은, 중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하여 공냉하는 열처리공정,

상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,

상기 강가공물을 Ac3변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들어 30℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+220℃∼Ms+300℃의 온도까지 급냉한 후 60분이상 등온열처리하고 유냉 또는 공냉하여 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직을 갖으며, 상기 잔류스테나이트중 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율이 10∼30%가 되는 것을 포함하여 구성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 '강가공물'이란 용어는 강재(예를 들어, 선재)를 일정형태로 가공한 가공물(성형물)을 의미하는 것으로, 본 발명의 복합조직강이 갖는 기계적성질을 이용할 수 있는 모든 가공물을 포함한다. 특히, 본 발명의 강은 선재로서 제조되는데 유용한 성분계로 이 선재를 가지고 가공할 수 있는 볼트, 너트, 스프링 등의 가공물을 대표적인 예로 들 수 있다.

본 발명자는 고강도 볼트를 냉간성형함에 있어 흑연화조직을 이용할 경우 기존 구상화 열처리 방법 대비 소재 인장강도 또는 표면경도를 합금원소 첨가 유무에 관계없이 우수한 냉간성형성을 확보할 수 있다는 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것이다. 본 발명은 강(선재)를 강가공물로 냉간성형하기 전에 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화 열처리하여 흑연립 크기가 50㎛이하, 흑연립 상분율이 0.1%이상을 갖게 하여 볼트 냉간성형시 다이스 마모율 저하의 문제점을 용이하게 해결하는 것이다.

또한, 본 발명은 강의 미세조직이 강도와 항복비 그리고, 기타 기계적인 물성에 미치는 영향을 야금학적으로 검토하던중에 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직에서 잔류오스테나이트중 브라키타입의 잔류오스테나이 상분율이 일정량이 되면, 기타 기계적인 물성도 좋아지면서 고강도와 저항복비가 개선된다는 것을 발견하고 본 발명을 완성된 것이다. 즉, 본 발명에서는 인장하중이 가해지는 초기에는 연한조직인 페라이트가 우선적으로 변형을 시작하고 임계 변형량 이후 부터는 잔류오스테나이트의 소성유기변태를 적절히 유도함으로써 고강도와 저항복비를 달성하는 것이다. 이러한 관점에서 완성된 본 발명의 강 및 그 제조방법을 구분하여 설명한다.

[복합조직 강]

·탄소(C):0.65-1.50%

탄소의 함량이 0.65%미만에서는 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직강 제조를 위한 열처리후 페라이트+잔류오스테나이트내에 적정한 잔류 오스테나이트양, 형상 및 크기를 얻기가 곤란하고 또한, 기계적, 열적 안정성과 고강도 볼트용강으로서의 충분한 인장강도와 항복강도를 확보하기 어렵기 때문이다. 또한, 탄소의 함량이 1.50% 보다 많아지면 열처리후 단면감소율, 연신율과 충격인성 등의 특성이 저하되고, 선재제조시 편석 및 표면흠이 발생하며, 가열로 장입시 표면탈탄이 심화되고, 볼트 체결시 영구변형성 및 정적 피로특성이 열화하며, 미세복합 조직의 적절한 형상과 크기 그리고, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 확보하기 위한 변태 소요시간이 길어지며, 잔류 오스테나이트내의 탄소농도 및 계면농도구배 등에 좋지 않은 영향을 미치기 때문이다. 본 발명에서의 보다 바람직한 탄소성분의 범위로는 0.8~1.0%로 하는 것인데, 이는 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직을 제조하기 위한 등온 열처리시간과 적정 잔류 오스테나이트의 분율, 크기, 형상에 보다 유리하고, 또한, 복합조직의 고강도화, 고인성화, 고연신율화, 고단면감소율화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어) 개선할 수 있으며, 열처리시표면 탈탄을 억제하고, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성등을 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

·실리콘(Si):2.0-4.0%

실리콘이 2.0%미만에서는 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 열처리시간이 길어지는 단점이 있으며, 페라이트 변태후 잔류 오스테나이트의 기계적, 열적 안정성이 저하되어 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직과 적정 잔류 오스테나이트양을 확보하기 어려우며 또한, 페라이트의 고용강화 효과가 미흡하여 강도확보에 어려움이 있고, 또한 지연파괴저항성, 표면 부식특성, 충격인성, 볼트 체결시 영구변형성 등에 영향을 미치고, 또한 선재 탈탄제어를 위한 선재가열로내에서의 표면 페라이트 탈탄층의 균일성 및 적정두께를 확보하기가 어려워 탈탄이 심화되고, 선재냉각시 소입성 증가로 표면 스케일 특성의 제어가 어려운 단점이 있기 때문이다. 실리콘이 4.0%를 초과하는 경우에는 상기 언급한 효과가 포화되고 소입성, 복합조직강의 구성, 충격인성, 피로특성 등에 좋지 않은 영향을 미치며, 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 표면 탈탄제어가 어렵기 때문이다. 본 발명에서의 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 2.8-3.3%로, 베이나이트조직(페라이트+잔류 오스테나이트)을 제조하기 위한 등온 열처리시간 및 잔류 오스테나이트 분율 및 크기, 형상, 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 고강도화 및 고인성화, 지연파괴저항성(확산성 수소량, 입계석출물의 석출제어), 표면 탈탄, 볼트체결후 응력이완성(stress relaxation) 또는 영구변형저항성, 동적 및 정적 피로특성등을 고려하여 매우 효과적으로 개선할 수 있기 때문이다.

·망간(Mn):0.1~0.8%

망간(Mn)은 기지조직내에 치환형 고형체를 형성하여 고용강화하는 원소로 고장력볼트 특성에 매우 용용하므로 그 함량은 모재의 강도, 열처리시 소입성, 응력이완성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려하여 0.1-0.8%로 하는 것이 바람직하다. 이는 망간의 함량이 0.8%를 초과할 경우 고용강화 효과보다는 주조시 망간편석으로 인한 국부소입성이 증대하고 편석대의 형성으로 조직이방성이 심화되어 조직이 불균질하게 되어 볼트 특성에 더 유해한 영향을 미치기 때문이다.

·인(P) 및 황(S): 각각 0.01%이하

인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴저항성 및 응력이완특성에 유해한 영향을 미치므로 그상한을 0.01%로 제한하는 것이다.

·질소(N):0.002-0.01%

질소의 함량이 0.002%미만에서는 비확산성 수소 트랩 사이트로 작용하는 바나듐 및 니요븀계 질화물의 형성이 어렵기 때문이며, 0.01%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되기 때문이다.

·산소(O):0.002%이하

산소의 함량이 0.0020%를 초과하면 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

상기와 같은 조성에, 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐: 0.01-0.5%, 니오븀:0.01-0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상

·바나듐(V) 또는 니요븀(Nb):0.01~0.5%

바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 지연파괴저항성 및 응력이완성 개선원소이다. 이들의 함량이 0.01%미만에서는 모재내 바나듐 또는 니요븀계 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트(trap site)로의 역할이 미흡하여 지연파괴저항성 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 석출강화를 기대하기 어려워 응력이완저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하며, 오스테나이트 결정립 미세화를 기대하기 어려워 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직의 구성시 조직 미세화에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 0.5%를 초과하면 흑연화열처리 시간이 길어지는 단점이 있으며 V 또는 Nb계 석출물들에 의한 지연파괴저항성 및 응력이완저항성에 대한 개선 효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하므로 피로특성의 저하를 초래하기 때문이다.

·니켈(Ni):0.3~2.0%

니켈(Ni)은 흑연화 촉진원소이며, 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부수소의 투과(permeation)를 억제하여 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다. 니켈의 함량이 0.3%미만에서는 표면농화층 형성이 불완전하여 지연파괴저항성의 개선효과를 기대하기 어려우며, 또한 탈탄제어, 인성 및 냉간성형성 향상을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리시간이 길어지며, 볼트성형시의 냉간성형성의 개선효과가 없기 때문이다. 2.0%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고 잔류 오스테나이트량의 적정한 양, 크기 및 형상 등에 부정적인 영향을 미치기 때문이다.

·보론(붕소,B):0.001~0.003%

붕소(보론,B)는 본 발명에서 흑연화 촉진원소이며 또한 소입성 및 지연파괴저항성 개선을 위한 입계강화원소이다. 붕소의 함량이 0.0010%미만에서는 열처리시 보론원자들의 입계편석에 의한 입계강화에 따른 입계강도 개선효과가 미흡하고, 또한 냉간성형성 개선을 위한 흑연화 처리시 흑연화 촉진 효과가 미흡하기 때문이다. 붕소의 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 오히려 입계에 보론계 질화물의 석출로 입계강도의 저하를 초래하기 때문이다.

·몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W):각각 0.01-0.5%

이들의 함량이 0.01%미만에서는 페라이트와 잔류 오스테나이트의 입계강화 효과가 미흡하고 또한 열처리시 소입성, 페라이트의 고용강화, Mo 및 W계 석출강화 효과가 미흡하기 때문이다. 0.5%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 냉간성형성 개선을 위한 구상화 또는 흑연화처리시 열처리 시간이 길어지는 단점이 있기 때문이다.

·구리(Cu): 0.01-0.2%

구리의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.2%초과할 경우에는 그 개선효과가 포화되고 입계 편석시 녹는점(melting point)이 낮아져 선재압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화에 따른 표면흠 발생 가능성이 높고, 최종 제품에서의 충격인성이 저하되기 때문이다.

·티타늄: 0.01-0.2%

티타늄의 함량이 0.01%미만에서는 흑연화 촉진 및 오스테나이트 결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 지연파괴저항성에 유효한 결정입계내의 티타늄계 탄,질화물의 석출분포가 미흡하여 그 개선효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 0.2%를 초과할 경우에는 그 첨가효과가 포화되고 조대한 티타늄계 탄, 질화물을 형성하여 기계적 성질에 영향을 미치기 때문이다.

상기와 같이 조성되는 강(선재)은 (1) 흑연화 열처리하고, (2) 냉간성형한 다음에 (3) 물성부여 열처리를 한다.

(1) 흑연화 열처리

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 선재를 흑연화 열처리 한다. 물론, 선재는 통상의 방법과 같이 주괴(블룸 또는 빌레트)를 압연하여 선재로 만든 것을 이용한다. 본 발명에서는 흑연화열처리하여 선재에서 흑연립 크기 50㎛이하 및 그 상분율을 0.1%이상으로 하는 것이 바람직하다. 흑연화 열처리는 빌레트를 열간선재압연하여 냉각하는 과정에서도 적용할 수 있고 또는 별도의 열처리를 행할 수 있다. 보통 선재를 신선가공하는데, 이 신선가공 전후에는 구상화열처리가 행해지고 있다. 따라서, 이 구상화열처리 대신에 흑연화열처리를 행하면 선재의 냉간성형성이 확보되기 때문에 구상화열처리를 생략할 수 있다.

흑연화 열처리는 Ac1-(60±30℃)에서 5분이상 행하는 것이 바람직하다. 흑연화 열처리온도가 Ac1-90℃이하에서는 흑연화 속도가 매우 느려지는 온도구간으로 생산성 확보에 문제점이 있기 때문이며 Ac1-30℃의 온도에서 흑연화 열처리 시간이 길어지며 오스테나이트상이 석출하여 오히려 흑연립이 재고용될 가능성이 높기 때문이다. 또한 열처리시간 5분이하에서는 흑연화가 완전히 이루어지기 어렵기 때문이다.

(2) 냉간성형공정

상기와 같이 적정한 흑연조직을 가지는 신선재는 냉간성형성이 우수하다. 따라서, 볼트, 스프링, 너트 등의 강가공물로 냉간성형한다.

(3) 물성부여 열처리

냉간성형한 강가공물(볼트)를 열처리하여 원하는 기계적성질을 갖는 강가공물을 얻는다. 본 발명에서는 열처리를 통해 본 발명에서 페라이트+잔류 오스테나이트 복합조직을 얻는데, 그 열처리조건은 다음과 같다.

먼저, 가공된 볼트를 Ac3변태점이상의 온도에서 가열한다. Ac3변태점 미만에서는 페라이트와 오스테나이트상이 공존하는 이상영역으로 오스테나이트 단상을 확보하기 어렵고 조직의 불균질을 초래할 수 있기 때문이다. 이러한 가열온도는 가능한 1150℃이하에서 하는데, 이는 1150℃를 초과하면 소재 가열시 표면탈탄과 오스테나이트 결정립 조대화를 초래하여 최종제품에서의 품질특성(기계적 성질 , 응력이완성, 표면흠, 정적 피로특성등)에 영향을 미치게 되기 때문이다. 가열시간은 오스테나이트화가 이루어는데 필요한 시간만큼 가열하는데, 약 20분이상이면 가능하다.

상기와 같이 가열하여 강가공물을 30℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+220℃∼Ms+300℃의 온도(Ms는 마르텐사이트 변태시작 온도임)까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 Ms+220℃ 미만에서는 항온변태시 복합조직을 구성하고 있는잔류 오스테나이트의 양, 크기 및 형상에 영향을 미쳐 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하게 되어 항복강도가 증가하기 때문에 바람직스럽지 않다. 또한, Ms+300℃를 초과하는 경우 퍼얼라이트 변태가 발생하여 본 발명에서 추구하는 페라이트+잔류오스테나이트로 구성된 복합조직을 확보하기가 어렵기 때문이다.

상기한 온도구간에서 60분이상 등온열처리하고, 유냉 또는 공냉하여 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직으로 잔류오스테나이트중 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율이 10∼30%가 되도록 한다.

상기와 같이 조성되는 강은 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직으로, 복합조직내 전체 잔류 오스테나이트 상분율중에서 브라키 타입(blocky-type)의 잔류 오스테나이트 상분율을 10∼30%범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 브라키 타입의 잔류오스테나이트 상분율이 10%미만의 경우에는 페라이트내의 탄소고용한계로 인한 잔류 오스테나이트내의 탄소농도가 높아져서 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하게 되고, 이로 인해 인장변형초기에 잔류 오스테나이트의 소성유기 변태를 유도할 수 없게 되어 낮은 항복강도를 확보할 수 없는 문제점이 있기 때문이다. 또한, 브라키 타입의 오스테나이트 상분율이 30% 보다 많아지는 경우에는 저항복비를 확보하는데는 문제 없으나 연신율 및 단면감소율, 충격인성이 급격하게 저하되기 때문에 바람직스럽지 않다.

이하, 본발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 시료로 하여 50kg 잉고트로 주조후 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연하여 선재를 얻었다. 이때 마무리 온도는 950℃이상으로 하여 열간압연후 공냉하였으며, 압연비는 80% 이상으로 하였다.

	화학성분
	C	Si	Mn	Cr	V	Ni	Mo	Ti	W	B	Cu	P	S	N2	O2
발명강	1	0.80	3.06	0.53	-	0.05	-	-	-	-	-	0.03	0.009	0.009	0.004	0.0013
	2	0.70	3.44	0.52	-	0.06	-	-	0.02	-	0.001	0.04	0.007	0.008	0.004	0.0014
	3	0.89	3.13	0.58	-	0.07	0.72	-	-	0.06	-	0.12	0.006	0.009	0.005	0.0015
	4	0.85	2.25	0.87	-	Nb:0.01	-	0.23	0.04	0.15	-	0.03	0.006	0.009	0.004	0.0016
	5	0.83	3.90	0.55	-	0.04	-	-	-		0.0020	0.03	0.007	0.006	0.005	0.0017
	6	1.24	3.22	0.64	-	-	-	0.05	0.03	0.07	0.0023	0.02	0.007	0.007	0.005	0.0017
	7	1.39	2.57	0.82	-	-	1.20	0.20	0.09	-	-	0.15	0.009	0.008	0.005	0.0018
비교강	1	0.81	2.93	0.33	0.49	0.04	-	-	-	-	-	-	0.007	0.009	0.006	0.0012
	2	0.68	3.54	0.35	0.74	0.19	-	-	0.01	-	0.001	-	0.009	0.006	0.012	0.0015
	3	0.90	3.04	0.29	0.38	0.06	0.66	-	-	0.03	-	-	0.004	0.008	0.008	0.0017
	4	0.83	2.09	0.71	0.55	0.12	-	0.25	0.03	0.18	-	-	0.005	0.004	0.011	0.0013
	5	0.82	3.92	0.32	0.32	0.05	-	-	-		0.0019	-	0.006	0.004	0.008	0.0015
	6	1.21	3.11	0.30	0.56	-	-	0.04	0.05	0.09	0.0013	-	0.007	0.006	0.005	0.0016
	7	1.42	2.61	0.79	0.33	-	1.10	0.10	0.10	-	-	-	0.009	0.005	0.005	0.0018

상기와 같이 열간압연된 소재들로 부터 기계적 성질(인장 및 충격특성) 및 지연파괴저항성을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 압연방향에서 채취하였다.

본발명의 효과를 보이기 위한 흑연화 열처리는 750C에서 10시간 유지후 공냉하였으며, 비교강들의 구상화열처리는 830C에서 5시간 유지후 650C까지 10C/hr의 냉각속도로 서냉한 후 공냉하였다.

표 1의 발명강(1-7)로 조성되는 선재를 오스테나이트 단상역 가열온도 범위인 Ac3변태점이상에서 1150℃이하 범위에서 20-40분간 가열하고, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 얻기 위한 등온 열처리 온도 범위인 Ms+220℃∼Ms+300℃까지 30℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 60~100분간 열처리하여 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율을 18∼33%범위로 제조하였다(표 3의 발명재(1-11)).

표 1의 비교강(1-7)로 조성되는 선재를 오스테나이트 단상역 가열온도 범위인 Ac3변태점이상 1150℃이하 범위에서 20-40분간 가열하고, 페라이트+잔류오스테나이트 복합조직을 얻기 위한 등온 열처리 온도 범위인 Ms+240℃∼Ms+290℃까지 30℃/sec이상의 냉각속도로 급냉하고 60분간 열처리하여 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율을 15∼30%범위로 제조하였다(표 2의 발명재(1-11)).

상기와 같이 제조된 소재들에 대한 인장특성, 충격특성 을 평가하기 위하여, 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하여 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS규격 (KS B 0809) 3호시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 압연방향의 측면(L-T방향)에서 가공하였다.

또한, 본 발명의 효과를 보이기 위한 지연파괴저항성 평가는 일반적으로 사용되는 일정하중법을 적용하였다. 이평가법은 부가응력별 또는 특정 응력하에서 파괴까지의 소요시간으로 지연파괴저항성을 평가하는 일반적인 방법이다. 지연파괴시험시 시험응력은 노치인장강도(notched tensile strength)를 기준으로 부가응력(applied stress)을 결정하였다. 지연파괴시험기는 일정하중형의 지연파괴시험기(constant loading type delayed fracture testing machine)를 이용하였다. 지연파괴시험편은 시편지름 6mmφ, 노치부 지름 4mmφ, 노치반경(notch root radius) 0.1mm로 제조하였다. 시험편 분위기 용액은 월폴버퍼 용액(Walpole buffer solution, HCl+CH3COONa)으로 pH 2±0.5의 상온(25±5C)에서 실시하였다.

또한, 임계지연파괴 응력비는 파단까지의 소요시간이 150시간 이상까지 미절손되는 부하응력/노치인장강도 비를 의미하며, 노치강도는 노치시험편을 인장시험하여 (최대하중÷노치부 단면적)의 값으로 구하였다. 임계지연파괴강도의 설정을 위한 시험편수는 15개를 기준으로 하여 13개이상 미절손되는 경우를 기준으로 하였다

열처리후 미세 복합조직내의 잔류 오스테나이트 상분율은 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였으며 본 발명의 효과를 보이기 위한 blocky-type의 잔류 오스테나이트 상분율은 일반적인 광학현미경 측정법인 포인트카운팅(point couting)법을 이용하여 조사하였으며, 이때의 피검면은 1000mm²이었다. 상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재에 대하여 인장성질 및 충격인성을 측정하고, 그 결과를 표4에 나타내었다.

구분	흑연립 상분율(%)	흑연화 또는 구상화 열처리후 기계적 성질
구분	흑연립 상분율(%)	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	연신율(%)	단면감소율(%)	충격인성(J/㎠)
발명강1	2.4	59	41	30	52	56
발명강2	2.3	55	39	35	60	59
발명강3	2.6	60	42	27	40	53
발명강4	2.2	55	37	36	64	65
발명강5	2.5	59	38	29	58	58
발명강6	2.7	57	35	37	66	68
발명강7	2.4	60	43	31	62	64
비교강1	-	78	57	32	53	62
비교강 2	-	77	58	33	56	64
비교강 3	-	81	63	29	58	58
비교강 4	-	83	65	27	63	54
비교강 5	-	79	62	30	59	60
비교강 6	-	84	63	25	53	57
비교강 7	-	88	65	26	63	54

구분	등온 열처리후 기계적 성질
구분	인장강도(kg/mm²)	항복강도(kg/mm²)	항복비(YS/TS ratio)	연신율(%)	충격인성(J/㎠)	임계지연파괴응력비
발명재1	183	65	0.36	25	95	0.35
발명재2	185	60	0.32	26	90	0.3
발명재3	192	44	0.23	24	85	0.3
발명재4	191	57	0.32	22	80	0.35
발명재5	180	63	0.30	25	80	0.3
발명재6	195	64	0.33	26	95	0.35
발명재7	201	63	0.31	21	94	0.3
발명재8	190	60	0.32	22	84	0.3
발명재9	186	41	0.22	20	81	0.3
발명재10	185	62	0.34	25	89	0.35
발명재11	193	65	0.34	23	105	0.3
비교재1	186	70	0.37	28	90	0.3
비교재 2	189	65	0.34	25	85	0.35
비교재 3	190	48	0.25	23	80	0.3
비교재 4	190	62	0.32	24	85	0.35
비교재 5	183	69	0.38	23	80	0.3
비교재 6	197	72	0.37	29	100	0.3
비교재 7	200	74	0.37	25	90	0.3
비교재 8	195	66	0.34	25	80	0.3
비교재 9	190	45	0.24	21	80	0.3
비교재 10	187	75	0.40	24	85	0.35
비교재 11	194	79	0.41	20	80	0.35

표2는 표1의 발명강들에 대해 흑연화열처리를 부여한후 기계적 성질을 평가한 결과이다. 표2에서 보는 바와같이 본 발명강들의 인장강도는 55~60kg/mm²범위를 보이나 구상화열처리에 의해 연화열처리 된 비교강들은 인장강도77~88kg/mm2범위로 본 발명에 의해 인장강도가17kg/mm²이상 감소시킬 수 있음을 확인할 수 있는 바, 본 발명은 볼트 냉간성형성 측면에서 상당한 개선효과를 기대할 수 있는 것이다

표 4에 나타난 바와같이, 발명재(1-11)들은 항복비 0.22~0.36, 인장강도 183~201kg/mm²범위를 나타낸면서 연신율 20~28%, 충격인성 80~105J/cm², 임계지연파괴응력비 0.3~0.35의 범위를 갖고 있었다.

반면 비교재(1-11)들은 항복비 0.25~0.41, 인장강도 183~200kg/mm²범위를 나타낸면서 연신율 20~29%, 충격인성 80~100J/cm2, , 임계지연파괴응력비 0.3~0.35의 범위를 보이는 바, 본 발명재들은 비교재들 대비 동등수준의 기계적 성질 및 임계지연파괴응력비를 보임을 잘 알 수 있다.

이러한 결과를 통해서 알 수 있듯이, 고강도 볼트제조시 흑연화열처리를 부여함으로서 근본적 냉간성형성 문제점을 해결함에 아울러 페라이트+잔류 오스테나이트의 복합조직이면서 잔류오스테나이트중 브라키타입의 잔류오스테나이트가 10∼30%가 되는 본 발명강들은 종래의 강종 대비 동등 수준이상의 우수한 강도 및 항복비를 가지면서 연신율 및 충격인성을 확보할 수 있음을 잘 알 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 우수한 냉간성형성 및 고강도, 저항복비의 강도특성을 가지면서 고연신율, 고충격인성의 확보가 가능한 페라이트+잔류 오스테나이트로 구성되는 복합조직강의 합금성분계 및 열러리조건을 제시함으로서, 저항복비화를 달성하면서 고강도화를 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 연신율 및 충격인성이 우수한 고강도 저항복비 복합조직강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로, 탄소 0.65-1.50%, 실리콘 2.0-4.0%, 망간 0.1-0.8%, 인 0.01%이하, 황 0.01% 이하, 질소 0.002-0.01%, 산소 0.002% 이하를 함유하고, 여기에 니켈 0.3-2.0%, 보론 0.001-0.003%, 바나듐:0.01∼0.5%, 니오븀:0.01∼0.5%, 몰리브덴 0.01-0.5%, 티타늄 0.01-0.2%, 텅스텐 0.01-0.5%, 구리 0.01-0.2%로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강을 Ac1-(60±30℃)의 온도에서 흑연화처리하여 공냉하는 열처리공정,

상기 열처리한 강을 강가공물로 냉간성형하는 공정,

상기 강가공물을 Ac3변태점 이상의 온도에서 20분이상 가열하여 오스테나이트 단상으로 만들어 30℃/sec이상의 냉각속도로 Ms+220℃∼Ms+300℃의 온도까지 급냉한 후 50분이상 등온열처리하고 유냉 또는 공냉하여 그 미세조직이 페라이트+잔류오스테나이트의 복합조직을 갖으며, 상기 잔류스테나이트중 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율이 10∼30%가 되는 것을 포함하여 이루어지는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 탄소는 0.8∼1.0%의 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 실리콘은 2.8∼3.3%의 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 브라키 타입의 잔류오스테나이트의 상분율은 15∼25%임을 특징으로 하는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 냉간성형은 강을 볼트로 성형함을 특징으로 하는 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법.