KR20140123111A

KR20140123111A - 내지연파괴성이 우수한 보론 첨가 고강도 볼트용 강 및 고강도 볼트

Info

Publication number: KR20140123111A
Application number: KR1020147026545A
Authority: KR
Inventors: 요스케 마츠모토; 아츠시 이나다; 마사미치 지바
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-03-26
Filing date: 2013-02-05
Publication date: 2014-10-21
Also published as: US9845519B2; CN104204254A; CN104204254B; EP2832875A1; MX2014011470A; CA2864453C; JP2013227647A; CA2864453A1; US20150053315A1; TW201348460A; WO2013145868A1; TWI484045B; EP2832875A4; JP6034632B2

Abstract

Cr이나 Mo 등의 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가함이 없이, 1100MPa 이상의 인장 강도여도 내지연파괴성이 우수한 보론 첨가 고강도 볼트용 강, 및 이와 같은 보론 첨가 고강도 볼트용 강으로 이루어지는 고강도 볼트를 제공한다. 본 발명의 고강도 볼트용 강은, C: 0.23% 이상 0.40% 미만, Si: 0.23∼1.50%, Mn: 0.30∼1.45%, P: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 0.05∼1.5%, V: 0.02∼0.30%, Ti: 0.02∼0.1%, B: 0.0003∼0.0050%, Al: 0.01∼0.10%, 및 N: 0.002∼0.010%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 또한 Si의 함유량[Si]과 C의 함유량[C]의 비([Si]/[C])가 1.0 이상임과 더불어, 페라이트 및 펄라이트의 혼합 조직이다.

Description

내지연파괴성이 우수한 보론 첨가 고강도 볼트용 강 및 고강도 볼트{BORON-ADDED HIGH STRENGTH BOLT STEEL HAVING EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND HIGH STRENGTH BOLT}

본 발명은, 자동차나 각종 산업 기계 등에 이용되는 볼트용 강, 및 이 볼트용 강을 이용하여 얻어지는 고강도 볼트에 관한 것이며, 특히 인장 강도가 1100MPa 이상이어도 우수한 내지연파괴성을 발휘하는 보론 첨가 고강도 볼트용 강 및 고강도 볼트에 관한 것이다.

현재, 인장 강도 1100MPa까지의 볼트는, 보론 첨가 강으로의 이행에 의한 저렴화가 진행되고 있지만, 그것보다도 고강도가 되는 볼트에서는, SCM 등의 규격 강이 여전히 다용되고 있다. SCM 규격 강에는, Cr이나 Mo 등의 합금 원소가 다량으로 첨가되고 있기 때문에, 강재 비용 저감의 요청에 수반하여, Cr이나 Mo를 저감한 SCM 대체 강에 대한 요망이 높아지고 있다. 그러나, 합금 원소를 단순히 저감하는 것만으로는, 강도와 내지연파괴성의 확보가 곤란해진다.

그래서, 보론 첨가에 의한 담금질성 향상 효과를 이용한 보론 첨가 강을 고강도 볼트의 소재로서 이용하는 것이 검토되고 있다. 그러나, 강도 상승에 수반하여 내지연파괴성이 대폭 악화되기 때문에, 사용 환경이 엄격한 부위에서의 적용은 곤란하다.

내지연파괴성을 개선하기 위한 기술이 지금까지도 여러 가지 제안되고 있다. 예컨대, 특허문헌 1에는, V, N, Si 등의 함유량을 규정하는 것에 의해 내지연파괴성을 향상시킨 강재가 제안되어 있다. 그러나, 상기 성분의 함유량을 규정하는 것만으로는, 강도와 내지연파괴성, 내식성을 동시에 만족하는 것은 곤란하다.

또한 특허문헌 2에는, 기계적 특성에 편차가 생기지 않는 베이나이트강이 제안되어 있지만, 베이나이트 조직으로는 신선 가공성이나 냉간 단조성이 악화되기 때문에 볼트에의 적용은 곤란하다.

특허문헌 3에는, 열처리 변형이 작은 기소(肌燒) 보론강이 제안되어 있지만, 침탄 담금질을 행하면 강재 표층의 경도가 높아져, 내지연파괴성이 크게 열화되기 때문에, 볼트에의 적용은 곤란하다.

또한 특허문헌 4나 특허문헌 5에서는, 결정립 미세화에 의해서 내지연파괴성의 향상을 도모하고 있지만, 결정립 미세화의 효과만으로는 더한층의 과혹 환경 하에의 적용은 곤란하다.

내지연파괴성을 개선하기 위해서 지금까지 제안되어 있는 기술은 모두, 강도, 과혹 환경 하에서의 내지연파괴성이나 제조면에서 문제를 갖고 있다.

일본 특허공개 2007-217718호 공보 일본 특허공개 평05-239589호 공보 일본 특허공개 소61-217553호 공보 일본 특허 제3535754호 공보 일본 특허 제3490293호 공보

본 발명은 이와 같은 상황 하에서 이루어진 것으로서, 그 목적은, Cr이나 Mo 등의 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가함이 없이, 1100MPa 이상의 인장 강도여도 내지연파괴성이 우수한 보론 첨가 고강도 볼트용 강, 및 이와 같은 보론 첨가 고강도 볼트용 강으로 이루어지는 고강도 볼트를 제공하는 것에 있다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 보론 첨가 고강도 볼트용 강이란, C: 0.23% 이상 0.40% 미만(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.23∼1.50%, Mn: 0.30∼1.45%, P: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 0.05∼1.5%, V: 0.02∼0.30%, Ti: 0.02∼0.1%, B: 0.0003∼0.0050%, Al: 0.01∼0.10%, 및 N: 0.002∼0.010%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 또한 Si의 함유량[Si]과 C의 함유량[C]의 비([Si]/[C])가 1.0 이상임과 더불어, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직인 점에 요지를 갖는 것이다.

여기서 말하는 페라이트·펄라이트 조직은, 기본적으로는 페라이트와 펄라이트가 혼합된 조직이다. 페라이트, 펄라이트 이외에도, 예컨대 베이나이트가 미량으로 혼입될 가능성이 있다. 페라이트, 펄라이트 이외의 조직의 비율은 10면적%를 초과하지 않는다.

본 발명의 보론 첨가 고강도 볼트용 강에 있어서는, 필요에 따라, 추가로 Mo: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유시키는 것도 유효하며, Mo를 함유시키는 것에 의해 보론 첨가 고강도 볼트용 강의 특성이 더욱 개선된다.

한편, 상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 고강도 볼트란, 상기와 같은 강재(보론 첨가 고강도 볼트용 강)를 사용하여 볼트 형상으로 성형 가공한 후, 850℃ 이상 920℃ 이하에서 가열하여 담금질 처리를 행하고, 그 후, 템퍼링 처리를 행한 것인 점에 요지를 갖는 것이다.

본 발명의 고강도 볼트는, 상기와 같은 강재(보론 첨가 고강도 볼트용 강)를 사용하여 볼트 형상으로 성형 가공한 후, 담금질 처리를 행하고, 그 후, 템퍼링 처리를 행한 고강도 볼트이며, 0.1㎛ 이상의 석출물 중에 포함되는 V량과 강재의 V 함유량으로 하기 (1)식으로 규정되는 VI값이 10% 이상인 점에도 요지를 갖는 것이다.

VI값(%) = (0.1㎛ 이상의 석출물 중에 포함되는 V량/강재의 V 함유량)×100 …(1)

본 발명의 고강도 볼트에 있어서는, 담금질 템퍼링 후의 볼트 축부의 오스테나이트 결정 입도 번호가 8 이상인 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 화학 성분 조성을 엄밀히 규정함과 더불어, Si와 C의 함유량의 비([Si]/[C])의 값을 적정한 범위로 제어하는 것에 의해, 과혹한 환경 하에서도 우수한 내지연파괴성을 발휘하는 보론 첨가 고강도 볼트용 강이 실현될 수 있고, 이러한 강재를 이용하면, 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트가 실현될 수 있다.

도 1은 [Si]/[C]가 인장 강도나 지연파괴 강도비에 주는 영향을 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은, Mo나 Cr 등의 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가함이 없이, 인장 강도가 1100MPa 이상인 고강도에서도 우수한 내지연파괴성을 나타내는 보론 첨가 강에 대하여 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 인장 강도가 1100MPa 이상인 보론 첨가 강에서는, 합금 원소를 함유시키는 것보다도 C 함유량을 최대한 저감하는 것이 내지연파괴성의 확보에 매우 유효하다는 것을 발견했다. C를 저감하는 것은 강도가 부족한 것으로 이어지지만, Si 함유량을 C 함유량과 동등 이상으로 함으로써[즉, Si와 C의 함유량의 비([Si]/[C])가 1.0 이상], C 함유량을 저감하는 것에 의한 강도 저하를 충분히 보충할 수 있다는 것이 판명되었다.

또한 C 함유량을 저감하는 것에 의해 내식성도 향상되지만, 과혹 환경 하에서 충분한 내지연파괴성을 확보하기 위해서는, Si 함유량을 C 함유량과 동등 이상으로 하는 것에 더하여, V나 Ti의 탄·질화물 형성 원소(「탄·질화물」은 「탄화물」, 「질화물」 또는 「탄질화물」을 포함함)를 함유하는 것에 의해, 오스테나이트 결정립을 미세화하는 것이 유효하며, 나아가 다른 각 화학 성분을 조정함으로써, 1100MPa 이상의 인장 강도에서도 우수한 내지연파괴성을 갖는 보론 첨가 강이 실현될 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다. 또한, 본 발명의 강재는 필요에 따라 볼트 성형 전에 구상화 소둔 처리를 실시해도 좋다.

C는 강의 강도를 확보하는 데에 있어서 유용한 원소이지만, 그의 함유량을 증가시키면 강의 인성이나 내식성이 악화되어, 지연파괴를 야기하기 쉬워진다. 한편, Si도 강의 강도를 확보하는 데에 있어서 유용한 원소이지만, 지연파괴와의 관계는 불명확했다. 그래서 본 발명자들은, Si에 의한 지연파괴에의 영향에 대하여 조사했다. 그 결과, C의 함유량보다도 Si의 첨가량을 많게 함으로써, 1100MPa 이상의 인장 강도와 인성, 내식성을 양립시킬 수 있었기 때문에, 인장 강도와 내지연파괴성을 높은 수준으로 균형 잡히게 할 수 있었다.

즉, C의 단독 첨가만으로 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보하고자 하면, 강의 내식성이 악화되어, 강 표면에서의 수소 발생량이 증가하고, 결과적으로 강에 침입하는 수소량도 증가하여, 지연파괴가 발생하기 쉬워진다. Ti나 V 등의 결정립 미세화의 효과를 갖는 원소를 첨가하는 것에 의해 인성의 개선을 도모하더라도, V 탄화물은 담금질의 가열 시에 고용되기 쉽기 때문에, 결정립 미세화의 효과가 적고, 또한 C 증량에 의한 내식성 악화에의 영향도 크기 때문에 큰 개선 효과는 나타나지 않았다.

이에 반하여, C와 Si의 복합 첨가에서는, Si로 강도를 높일 수 있기 때문에, 상대적으로 C의 함유량을 감소시킬 수 있다. 즉, 매트릭스의 C 함유량을 저하시키고, 강의 내식성에 그다지 영향을 주지 않는 Si로 강도를 담보하는 것에 의해, 내식성 및 내지연파괴성이 우수하고, 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 가능해진 것이다. 또한, C 함유량을 저감함으로써 매트릭스의 인성도 높아지고, 게다가 Ti, V 등의 결정립 미세화 효과를 갖는 원소를 첨가하는 것에 의해 인성을 더욱 향상시킬 수 있었다.

또한 Si는, V나 Ti 등의 탄화물 주변에 농화(濃化)되어, C의 확산을 억제하는 효과도 있다. 이것에 의해, 담금질 시에 V나 Ti의 탄화물이 용해되기 어려워져, 피닝 효과가 증가하기 때문에 결정립의 미세화를 더욱 촉진하는 것이 가능하다.

본 발명의 보론 첨가 볼트용 강에 있어서는, 상기의 취지로 보아, Si의 함유량[Si]과 C의 함유량[C]의 비([Si]/[C])가 1.0 이상인 것이 필요하다. 이에 의해서, Si로 강도를 확보할 수 있는 만큼 상대적으로 C의 첨가량을 저감할 수 있어, 내식성의 향상이 도모되기 때문에, 우수한 내지연파괴성을 나타내는 것으로 된다. 상기 비([Si]/[C])의 값은 바람직하게는 2.0 이상이고, 보다 바람직하게는 3.0 이상이다. 단, 상기 비([Si]/[C])가 1.0 이상을 만족시키고 있어도, 화학 성분 조성이 적정한 범위로부터 벗어나는 경우는, 내지연파괴성과 그 밖의 특성이 열화되는 것과 같은 문제가 생긴다.

상기 비([Si]/[C])의 값은, C의 함유량에 따라, 그의 적정한 범위를 제어하는 것도 효과적이다. 구체적으로는, (a) C: 0.23% 이상 0.25% 미만일 때에는, 비([Si]/[C])의 값을 2.0 이상으로 하고, (b) C: 0.25% 이상 0.29% 미만일 때에는, 비([Si]/[C])의 값을 1.5 이상으로 하고, (c) C: 0.29% 이상일 때에는(즉, 0.29% 이상 0.40% 미만), 비([Si]/[C])의 값을 1.0 이상으로 하는 구성이 바람직하다.

본 발명의 강재에서는, 그 강재로서의 기본적 특성을 만족시키기 위해서, C, Si, Mn, P, S, Cr, V, Ti, B, Al, N 등의 성분을 적절히 조정할 필요가 있다. 이들 성분의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C: 0.23% 이상 0.40% 미만]

C는 탄화물을 형성함과 더불어, 고강도 강으로서 필요한 인장 강도를 확보하는 데에 있어서 빠뜨릴 수 없는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.23% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, C를 과잉으로 함유시키면, 인성 저하나 내식성 악화를 초래하여 내지연파괴성이 열화된다. 이와 같은 C의 악영향을 피하기 위해서는, C 함유량은 0.40% 미만으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량의 바람직한 하한은 0.25% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.27% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, C 함유량의 바람직한 상한은 0.38% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.36% 이하로 하는 것이 좋다.

[Si: 0.23∼1.50%]

Si는 용제 시의 탈산제로서 작용함과 더불어, 매트릭스를 강화하는 고용 원소로서 필요한 원소이며, 0.23% 이상 함유시키는 것에 의해 충분한 강도를 확보할 수 있다. 또한, Si를 첨가하는 것에 의해 담금질 시에 탄질화물이 고용되기 어려워지기 때문에, 피닝 효과가 증가하는 것에 의해 결정립의 조대화가 억제된다. 그러나, 1.50%를 초과하여 Si를 과잉으로 함유시키면, 구상화 소둔을 실시하더라도 강재의 냉간 가공성이 저하됨과 더불어, 담금질 시의 열처리에서의 입계 산화를 조장하여 내지연파괴성을 열화시킨다. 한편, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.3% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.4% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Si 함유량의 바람직한 상한은 1.0% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하로 하는 것이 좋다.

[Mn: 0.30∼1.45%]

Mn은 담금질성 향상 원소이며, 고강도화를 달성하는 데에 있어서 중요한 원소이다. Mn은 0.30% 이상 함유시킴으로써 그 효과를 발휘시킬 수 있다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 입계에의 편석을 조장하여 입계 강도가 저하되어, 내지연파괴성이 오히려 저하되기 때문에, 1.45%를 상한으로 했다. 한편, Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.4% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.6% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 상한은 1.3% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.1% 이하로 하는 것이 좋다.

[P: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음)]

P는 불순물로서 함유하지만, 과잉으로 존재하면 입계 편석을 일으켜 입계 강도를 저하시켜, 지연파괴 특성을 악화시킨다. 그 때문에, P 함유량의 상한은 0.03%로 했다. 한편, P 함유량의 바람직한 상한은 0.01% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 하는 것이 좋다.

[S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음)]

S가 과잉으로 존재하면, 황화물이 결정립계에 편석되어, 입계 강도의 저하를 초래하여 내지연파괴성이 저하된다. 그 때문에, S 함유량의 상한을 0.03%로 했다. 한편, S 함유량의 바람직한 상한은 0.01% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.006% 이하로 하는 것이 좋다.

[Cr: 0.05∼1.5%]

Cr은 내식성 향상 원소이며, 0.05% 이상 첨가함으로써 효과를 발휘한다. 그러나, 다량으로 함유시키면 강재 비용의 증대를 초래하기 때문에, 상한은 1.5%로 한다. 한편, Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.10% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.13% 이상이다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 상한은 1.0% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.70% 이하이다.

[V: 0.02∼0.30%]

V는 탄·질화물 형성 원소이며, 0.02% 이상 함유하고, 또한 Si를 복합 첨가하는 것에 의해 담금질 시에 V 탄·질화물이 고용되기 어려워지기 때문에, 결정립 미세화의 효과를 발휘한다. 그러나, 다량으로 함유시키면 조대한 탄·질화물을 형성하여 냉간 단조성의 저하를 초래하기 때문에, 상한은 0.30%로 한다. 한편, V 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이다. 또한, V 함유량의 바람직한 상한은 0.15% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.11% 이하이다.

[Ti: 0.02∼0.1%]

Ti는 탄·질화물을 형성하는 원소이며, 0.02% 이상 첨가함으로써 결정립이 미세화되어, 인성이 향상된다. 또한, 강 중의 N을 TiN으로서 고착시키는 것에 의해, 유리(free) B가 증가하기 때문에, 담금질성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Ti 함유량이 과잉이 되어 0.1%를 초과하면, 가공성의 저하를 초래하게 된다. 한편, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.045% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Ti 함유량의 바람직한 상한은 0.08% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.065% 이하로 하는 것이 좋다.

[B: 0.0003∼0.0050%]

B는 강의 담금질성을 향상시키는 데에 있어서 유효한 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0003% 이상 함유하고, 또한 Ti를 복합 첨가할 필요가 있다. 그러나, B 함유량이 과잉이 되어 0.0050%를 초과하면 인성이 오히려 저하된다. 한편, B 함유량의 바람직한 하한은 0.0005% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, B 함유량의 바람직한 상한은 0.004% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

[Al: 0.01∼0.10%]

Al은 강의 탈산에 유효한 원소이며, 또한 AlN을 형성하는 것에 의해, 오스테나이트립의 조대화를 방지할 수 있다. 또한 N을 고착시킴으로써, 유리 B가 증가하기 때문에, 담금질성이 향상된다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Al 함유량이 0.10%를 초과하여 과잉이 되어도, 그 효과가 포화된다. 한편, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.02% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Al 함유량의 바람직한 상한은 0.08% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 하는 것이 좋다.

[N: 0.002∼0.010%]

N은 용제 후의 응고 단계에서 Ti나 V와 결합하여 질화물(TiN, VN)을 형성해, 결정립의 미세화를 도모하여 내지연파괴성을 향상시킨다. 이러한 효과는, N의 함유량 0.002% 이상에서 유효하게 발휘된다. 그러나, TiN이나 VN이 다량으로 형성되면, 1300℃ 정도의 가열로는 용해되지 않아, Ti 탄화물의 형성을 저해한다. 또한 과잉의 N은, 지연파괴 특성에 대하여 오히려 유해하게 되고, 특히 함유량이 0.010%를 초과하여 과잉이 되면, 지연파괴 특성을 현저히 저하시킨다. 한편, N 함유량의 바람직한 하한은 0.003% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.004% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, N 함유량의 바람직한 상한은 0.008% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.006% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명에 따른 고강도 볼트용 강에 있어서의 기본 성분은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물(상기 P, S 이외의 불순물)이지만, 해당 불가피 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 원소의 혼입이 허용될 수 있다. 또한, 본 발명의 보론 첨가 고강도 볼트용 강에는, 상기 성분 외에 필요에 따라, 추가로 Mo를 함유시키는 것도 유효하다. Mo를 함유시킬 때의 적정한 범위 및 작용은 하기와 같다.

[Mo: 0.10% 이하]

Mo는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 템퍼링 연화 저항도 높기 때문에, 강도 확보에 유효한 원소이다. 그러나, 다량으로 함유시키면 제조 비용이 증대되기 때문에, 0.10% 이하로 한다. 한편, Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이다. 또한, Mo 함유량의 바람직한 상한은 0.07% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.

상기 화학 성분 조성을 갖는 보론 첨가 고강도 볼트용 강은, 압연 전의 빌렛 재가열 시에 950℃ 이상으로 가열하고, 800∼1000℃의 온도역에서 선재 또는 봉강 형상으로 마무리 압연한 후, 3℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도까지 제냉(除冷)하는 것에 의해, 압연 후의 조직이 기본적으로 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직(「페라이트·펄라이트」라고 표시하는 경우가 있다)으로 된다.

[빌렛 재가열 온도: 950℃ 이상]

빌렛 재가열에서는, 결정립 미세화에 유효한 Ti나 V의 탄·질화물을 오스테나이트역에 고용시킬 필요가 있고, 그것을 위해서는 빌렛의 재가열 온도를 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 온도가 950℃ 미만이면 탄·질화물의 고용량이 불충분해지고, 후의 열간 압연에서 미세한 Ti나 V의 탄·질화물이 생성되기 어려워지기 때문에, 담금질 시의 결정립 미세화의 효과가 감소한다. 이 온도는 보다 바람직하게는 1000℃ 이상이다.

[마무리 압연 온도: 800∼1000℃]

압연에서는, 빌렛 재가열 시에 고용시킨 Ti나 V를 미세한 탄·질화물로서 강 중에 석출시킬 필요가 있고, 그것을 위해서는 마무리 압연 온도를 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 1000℃보다도 높게 되면 Ti나 V의 탄·질화물이 석출되기 어려워지기 때문에, 담금질 시의 결정립 미세화의 효과가 감소한다. 한편, 마무리 압연 온도가 지나치게 낮게 되면, 압연 하중의 증가나 표면 자국의 발생 증대가 있어, 비현실적이게 되기 때문에 그 하한을 800℃ 이상으로 했다. 여기서, 마무리 압연 온도는, 최종 압연 패스 전 또는 압연 롤 군 전의 방사 온도계로 측정 가능한 표면의 평균 온도로 했다.

[압연 후의 평균 냉각 속도: 3℃/초 이하]

압연 후의 냉각에서는, 후의 볼트 가공에서의 성형성을 향상시키기 위해, 조직을 페라이트·펄라이트 조직으로 하는 것이 중요하고, 그것을 위해서는 압연 후의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가 3℃/초보다 빠르게 되면, 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되기 때문에, 볼트 성형성이 대폭 악화된다. 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 2℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 보론 첨가 고강도 볼트용 강은, 필요에 따라 구상화 처리를 실시하거나 또는 실시하지 않고서, 볼트 형상으로 성형 가공한 후, 담금질 및 템퍼링 처리를 행하여 조직을 템퍼링 마르텐사이트로 하는 것에 의해, 소정의 인장 강도를 확보할 수 있음과 더불어, 우수한 내지연파괴성을 갖는 것으로 된다. 이때의 담금질 및 템퍼링 처리의 적정한 조건은 하기와 같다.

담금질 시의 가열에서는, 안정적으로 오스테나이트화 처리하기 위해서, 850℃ 이상의 가열이 필요하다. 그러나, 920℃를 초과하는 고온으로 가열하면, V 탄·질화물이 용해되는 것에 의해 피닝 효과가 감소하여 결정립이 조대화되어, 지연파괴 특성을 오히려 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 결정립 조대화를 방지하기 위해, 920℃ 이하에서 가열하여 담금질하는 것이 유용하다. 한편, 담금질 시의 가열 온도의 바람직한 상한은 900℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 890℃ 이하이다. 또한, 담금질 시의 가열 온도의 바람직한 하한은 860℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 870℃ 이상이다.

본 발명의 보론 첨가 고강도 볼트용 강은, V와 Si를 복합 첨가하는 것에 의해, 담금질 시의 V계 석출물의 용해를 억제하여, 피닝 효과를 높임으로써 결정립의 미세화를 도모하고 있다. 그 때문에, 담금질 후 또는 담금질 템퍼링 후의 볼트에는 V계의 석출물(V 함유 탄화물, V 함유 질화물, V 함유 탄질화물)이 잔존하고 있고, 그 석출물(0.1㎛ 이상의 석출물) 중에 포함되는 V량이 강재의 V 함유량의 10% 이상(하기 (1)식으로 규정되는 VI값이 10% 이상)인 것이 바람직하다. 이러한 요건을 만족함으로써, 결정립이 더욱 미세화될 수 있는 것에 더하여, 수소 트래핑 효과에 의해 내지연파괴성이 더욱 향상되게 된다. 이 VI값은 보다 바람직하게는 15% 이상이고, 더 바람직하게는 20% 이상이다.

담금질한 채로의 볼트는, 인성 및 연성이 낮아, 그대로의 상태에서는 볼트 제품이 되지 않기 때문에 템퍼링 처리를 실시할 필요가 있다. 그것을 위해서는, 적어도 350℃ 이상의 온도에서 템퍼링 처리하는 것이 유효하다. 단, 템퍼링 온도가 550℃를 초과하면, 상기 화학 성분 조성의 강재에서는, 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 없게 된다.

상기와 같이 하여 담금질 및 템퍼링된 볼트에서는, 축부에서의 오스테나이트 결정립(구(舊) 오스테나이트 결정립)은, 미세화될수록 내지연파괴성이 향상되기 때문에 바람직하다. 이러한 관점에서, 볼트 축부에서의 오스테나이트 결정립은, 결정 입도 번호(JIS G 0551)로 8 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 결정 입도 번호는 보다 바람직하게는 9 이상이고, 더 바람직하게는 10 이상이다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강재(강종 A∼Y)를 용제한 후, 압연을 행하여(빌렛 재가열 온도: 1000℃, 마무리 압연 온도: 800℃), 직경: 14mmφ의 선재로 했다. 각 선재의 압연 후의 조직을 표 1에 병기한다. 상기 압연 소재를 탈스케일·피막 처리 후, 신선, 구상화 소둔을 실시하고, 다시 탈스케일·피막 처리 후, 마무리 신선을 실시했다. 한편, 표 1에 있어서, 「-」으로 나타낸 개소는 무첨가인 것을 의미한다.

조직의 관찰은, 압연재 횡단면을 수지 매립 후, D/4 위치를 SEM으로 관찰하는 것에 의해 행했다. 표 1 중에서 압연 후의 조직이 「페라이트·펄라이트」라고 써 있는 것은, 페라이트, 펄라이트 이외의 조직이 10면적% 이하인 것이다. 압연 후의 조직이 「베이나이트 많음」이라고 써 있는 것은, 베이나이트가 10면적%보다 많은 것이다. 강종 S에서는, 베이나이트가 20% 정도에까지 달하고 있었다.

얻어진 강선으로부터 파츠 포머(parts former)를 이용해, M12×1.25P, 길이 100mmL의 플랜지 볼트를 냉간 압조(壓造)로 제작하여, 플랜지부의 균열의 유무에 의해 볼트 성형성(냉간 압조성)을 평가했다(후기 표 3에 있어서, 플랜지부의 균열 있음의 경우를 볼트 성형성 「×」로 나타내고, 플랜지부의 균열 없음의 경우를 볼트 성형성 「○」로 나타내고 있다). 그 후, 하기 표 2에 나타내는 조건에서 담금질 및 템퍼링을 실시했다. 그 밖의 담금질 템퍼링 조건에 대해서는, 담금질의 가열 시간: 20분, 담금질의 노내 분위기: 대기, 담금질의 냉각 조건: 유냉(油冷)(70℃), 템퍼링의 가열 시간: 30분, 템퍼링의 노내 분위기: 대기, 템퍼링의 냉각 조건: 유냉(25℃)으로 했다.

담금질 및 템퍼링을 행한 볼트에 대하여, 이하의 요령으로 VI값, 축부의 결정 입도, 인장 강도, 내식성 및 내지연파괴성을 평가했다.

(1) VI값의 측정

볼트 중에 포함되는 0.1㎛ 이상의 석출물 중의 V량은, 추출 잔사법을 이용하여 측정했다. 이때, 표 2에 나타낸 바와 같은 템퍼링 조건에서는, 석출물 중의 V량은 담금질 후(템퍼링 전)와 템퍼링 담금질 후에서는 석출물 중의 V량은 거의 변하지 않기 때문에, 담금질 후(템퍼링 전)의 볼트를 대상으로 하여 석출물 중의 V량을 측정했다. 담금질 후의 볼트에 대하여 10%의 아세틸 아세톤 용액을 이용한 전해 추출 잔사 측정을 행하고, 석출물을 0.1㎛의 간극을 갖는 메시로 회수한 후, IPC 발광 분광 분석법을 이용하여 석출물 중에 포함되는 V량을 측정했다. 얻어진 V량을 강재의 V 함유량(강재 전체의 총 V량)으로 나누고 100을 곱하는 것에 의해[상기 (1)식], VI값을 구했다.

(2) 오스테나이트 결정 입도의 측정

볼트의 축부를 횡단면(볼트의 축에 대하여 수직인 단면. 이하 동일)으로 절단한 후, D/4 위치(D는 축부의 직경)의 임의의 0.039mm²의 영역을 광학 현미경으로 관찰하여(배율: 400배), JIS G0551에 따라서 결정 입도 번호를 측정했다. 측정은 4시야에 대해 행하여, 이들의 평균값을 오스테나이트 결정 입도로 하고, 결정 입도 번호가 8 이상인 것을 합격(「○」)으로 했다.

(3) 인장 강도의 측정

볼트의 인장 강도는 JIS B1051에 따라서 인장 시험을 행하여 구하고, 인장 강도(인장 강도)가 1100MPa 이상인 것을 합격으로 했다.

(4) 내식성의 평가

내식성은, 15% HCl 수용액에 볼트를 30분 침지했을 때의 침지 전후의 부식 감량에 의해서 평가했다.

(5) 내지연파괴성의 평가

내지연파괴성은, 15% HCl 수용액에 볼트를 30분 침지하고, 수세 및 건조한 후, 일정 하중을 부하하여, 100시간 이상 파단되지 않는 하중을 비교함으로써 실시했다. 이때, 산 침지 후에 100시간 이상 파단되지 않는 하중을, 산 침지 없이 인장 시험했을 때의 최대 하중으로 나눈 값을 지연파괴 강도비로서 정의하고, 이 값(지연파괴 강도비)이 0.70 이상인 것을 합격이라고 판단했다.

이들의 결과를, 담금질 및 템퍼링 조건, 담금질 및 템퍼링 후의 조직과 함께 하기 표 2에 병기한다.

이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No. 1∼13의 것은 본 발명에서 규정하는 요건[화학 성분 조성 및 비([Si]/[C]), 조직]을 만족하는 예(발명예)이며, 높은 강도와 함께, 우수한 내지연파괴성을 발휘하고 있다는 것을 알 수 있다. 이 중, 시험 No. 1∼3, 6∼8로부터는, VI값의 영향을 볼 수 있다. VI값이 커질수록 결정립이 미세해져, 내지연파괴성이 향상된다는 것을 알 수 있다.

이에 반하여, 시험 No. 14∼30의 것은, 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 만족하지 않는 것이며, 어느 것인가의 특성이 열화되어 있다. 즉, 시험 No. 14의 것은 C 함유량이 적은 강종(강종 I)을 이용한 예이며, 통상의 열처리로는 고강도를 달성할 수는 없다. No. 15는 C 함유량이 과잉인 강종(강종 J)을 이용한 예이며, 인성 저하에 의해 내지연파괴성이 악화되었다.

시험 No. 16의 것은 Si 함유량이 적은 강종(강종 K)을 이용한 예이며([Si]/[C]의 비도 1.0 미만), 통상의 열처리로는 고강도를 달성할 수 없고, 결정립의 미세화도 불충분했다. 시험 No. 17∼20은 개개의 첨가 원소의 함유량은 만족하고 있지만(강종 L, M, N, O), [Si]/[C]의 비가 1.0 미만이기 때문에, 내식성이 악화되어, 지연파괴 강도비가 저하되었다.

시험 No. 21은 Mn 함유량이 적은 강종(강종 P)을 이용한 예이며, 담금질성이 저하된 것에 의해 고강도를 달성할 수 없었다(그 밖의 평가는 하지 않고 있다). 시험 No. 22는 Mn 함유량이 과잉인 강종(강종 Q)을 이용한 예이며, 편석에 의해서 입계 강도가 저하되어, 내지연파괴성이 나빠졌다.

시험 No. 23은 P 함유량이 과잉인 강종(강종 R)을 이용한 예이며, P가 입계 편석을 일으킨 것에 의해 입계 강도가 저하되어, 내지연파괴성이 악화되었다. 시험 No. 24는 S 함유량이 과잉인 강종(강종 S)을 이용한 예이며, 황화물이 결정립계에 편석되는 것에 의해 입계 강도가 저하되어, 내지연파괴성이 악화되었다.

시험 No. 25는 Cr이 첨가되어 있지 않는 강종(강종 T)을 이용한 예이며, 내식성이 악화되어, 내지연파괴성이 낮아졌다. 시험 No. 26은 V가 적은 강종(강종 U)을 이용한 예이며, 결정립이 충분히 미세화되지 않았기 때문에, 인성이 악화되어, 내지연파괴성이 낮아졌다. 시험 No. 27은 V 함유량이 과잉인 강종(강종 V)을 이용한 예이며, 조대한 탄·질화물이 형성되었기 때문에 냉간 압조성(볼트 성형성)이 저하되었다(그 밖의 평가는 하지 않고 있다).

시험 No. 28의 것은 Ti가 첨가되어 있지 않는 강종(강종 W)을 이용한 예이며, BN이 생성되는 것에 의해 담금질성이 악화되어, 내지연파괴성이 저하되었다. 시험 No. 29는 Ti 함유량이 과잉인 강종(강종 X)을 이용한 예이며, 조대한 탄·질화물이 형성되었기 때문에 냉간 압조성(볼트 성형성)이 저하되었다(그 밖의 평가는 하지 않고 있다).

시험 No. 30은 압연 후의 냉각 속도가 3℃/초보다도 빠르게 된 것에 의해 조직에 베이나이트가 많이 포함되는 압연 선재로 된 예이며, 구상화 소둔을 행하더라도 경도가 충분히 낮아지지 않았기 때문에, 냉간 단조성이 악화되었다. 이들의 평가 결과를 하기 표 3에 일괄해서 나타낸다(양호한 경우를 「○」, 열화된 경우를 「×」로 함. 「-」은 평가하지 않음).

도 1은, 시험 No. 1∼13(발명예)과 시험 No. 16∼20(비교예)에 대하여, [Si]/[C]가 인장 강도나 지연파괴 강도비에 주는 영향을 나타낸 것이다. 이 결과로부터 분명한 바와 같이, [Si]/[C]를 적정히 제어하는 것은, 1100MPa 이상의 인장 강도여도 내지연파괴성이 우수한 것으로 하는 데에 있어서 유용하다는 것을 알 수 있다.

Claims

C : 0.23% 이상 0.40% 미만(질량%의 의미, 이하 동일),
Si: 0.23∼1.50%,
Mn: 0.30∼1.45%,
P : 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음),
S : 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음),
Cr: 0.05∼1.5%,
V : 0.02∼0.30%,
Ti: 0.02∼0.1%,
B : 0.0003∼0.0050%,
Al: 0.01∼0.10%, 및
N : 0.002∼0.010%
를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
또한 Si의 함유량[Si]과 C의 함유량[C]의 비([Si]/[C])가 1.0 이상임과 더불어, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 내지연파괴성이 우수한 보론 첨가 고강도 볼트용 강.
제 1 항에 있어서,
추가로 Mo: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 보론 첨가 고강도 볼트용 강.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 볼트용 강을 사용하여 볼트 형상으로 성형 가공한 후, 850℃ 이상 920℃ 이하에서 가열하여 담금질 처리를 행하고, 그 후, 템퍼링 처리를 행한 것인 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 볼트용 강을 사용하여 볼트 형상으로 성형 가공한 후, 담금질 처리를 행하고, 그 후, 템퍼링 처리를 행한 고강도 볼트이며, 0.1㎛ 이상의 석출물 중에 포함되는 V량과 강재의 V 함유량으로 하기 (1)식으로 규정되는 VI값이 10% 이상인 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트.
VI값(%) = (0.1㎛ 이상의 석출물 중에 포함되는 V량/강재의 V 함유량)×100 …(1)
제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
담금질 및 템퍼링 후의 볼트 축부의 오스테나이트 결정 입도 번호가 8 이상인 내지연파괴성이 우수한 고강도 볼트.