KR20230082090A - 내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법 - Google Patents

내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 명세서에서는, 합금조성과 제조방법을 통해 미세조직을 제어함으로써, 원가절감이 가능하면서도 내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법을 개시한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 부피분율로, 오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상일 수 있다.

Description

내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법 {Wire rods and steel parts for cold forging with improved resistance to delayed fracture, and manufacturing method thereof}
본 발명은 내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 미세조직을 제어함으로써 내지연파괴 저항성을 향상시킨 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
자동차, 구조물의 체결용 볼트로 사용하는 선재는 자동차의 경량화, 구조물의 소형화 등을 위해서 강재의 고강도화가 요구되고 있다. 강재의 강도 증가를 위해서 금속의 강화기구인 냉간가공, 결정립 미세화, 마르텐사이트 강화, 석출강화 등을 활용하게 된다. 그러나, 상기 강화기구로 활용된 전위, 결정립계, 마르텐사이트 래쓰 경계, 미세 석출물 경계 등은 강재 내 수소의 트랩부로 작용되어 지연파괴를 열위시키는 원인으로 작용한다. 따라서, 인장강도 1GPa 이상의 고강도 볼트에서는 지연파괴가 열위해지는 문제점이 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위해서, 종래 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 1GPa 이상의 볼트용 강재의 경우에는, Mo를 첨가한 Cr-Mo 합금강을 사용하고 있었다. 그러나, 볼트 제조공정 기술의 발전에 따른 원가절감 니즈에 대응하기 위해서, 보론첨가강으로 1GPa 이상의 고강도 강을 대체하려는 노력이 있었다. 그 결과, 보론첨가강을 활용하여 원가절감을 구현하였고, 그 안전성을 확인한 후, 자동차의 일부 체결용 볼트에도 보론첨가강을 적용 중에 있다.
그러나, 보론첨가강을 1.1GPa 이상으로 사용할 경우에는, 수소지연파괴가 발생하는 문제점이 있었다. (Ref. N.Uno et al., Nippon Steel Technical Report No.97 (2008)) 따라서 1.1GPa 이상의 고강도 강은, Mo를 첨가한 규격강을 적용하거나, Mo, V을 첨가한 철강사 고유개발 강종을 사용하고 있었다. 그러나, 원가경쟁력을 위하여, Mo, V 등의 고가 탄화물 원소를 생략한 고강도강 개발 니즈가 있다.
상술한 문제를 해결하기 위한 본 발명의 목적은, 합금조성과 제조방법을 통해 미세조직을 제어함으로써, 원가절감이 가능하면서도 내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 부피분율로, 오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 15nm 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 인장강도가 1200MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 마련하는 단계; 상기 강재를 마무리 압연하여 선재를 마련하는 단계; 상기 선재를 권취하는 단계; 상기 권취된 선재를 신선한 다음, 구상화 열처리하는 단계; 상기 구상화 열처리한 선재를 성형하여 부품으로 마련하는 단계; 상기 부품을 오스테나이징 후 ??칭하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법에서, 상기 마무리 압연은 880 내지 980℃에서 수행하고, 상기 권취는 830 내지 930℃에서 수행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법에서, 상기 구상화 열처리는 최대온도가 745 내지 765℃인 범위에서 수행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법에서, 상기 오스테나이징은 870 내지 940℃에서 수행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법에서, 상기 ??칭은 10 내지 80℃의 냉매로 수행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 냉간단조용 선재는, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 직경이 5.5 내지 20mm일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 합금조성과 제조방법을 통해 미세조직을 제어함으로써, 원가절감이 가능하면서도 내지연파괴 저항성이 향상된 냉간단조용 선재, 강부품 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 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 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 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 발명의 실시예에서의 합금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C(탄소)의 함량은 0.18% 이상 0.25% 이하일 수 있다.
C는 제품의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 이를 고려하여, C는 0.18% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, C의 함량이 과다한 경우에는, 강도 상승에 의한 지연파괴를 유발할 수 있다. 이를 고려하여, C 함량의 상한은 0.25%로 제한될 수 있다.
Si(실리콘)의 함량은 0.30% 이상 0.50% 이하일 수 있다.
Si은 강의 탈산을 위해 첨가될 수 있다. 또한, Si은 고용강화를 통한 강도 확보에 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Si은 0.30% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Si의 함량이 과다한 경우에는, 충격특성 및 성형성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, Si 함량의 상한은 0.50%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Si의 함량은 0.31% 이상 0.48% 이하일 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0.35% 이상 0.50% 이하일 수 있다.
Mn은 경화능을 향상시키고, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화 효과를 내는데 매우 효과적인 원소이다. 또한, Mn의 함량이 낮은 경우에는, 강 내 불순물로 유입되는 S(황)과 충분히 결합하지 못하여 연주크랙 등을 유발할 수 있다. 이를 고려하여, Mn은 0.35% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Mn의 함량이 과도한 경우에는, 조대한 MnS를 형성시킴으로써 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, Mn 함량의 상한은 0.50%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Mn의 함량은 0.36% 이상 0.49% 이하일 수 있다.
P(인)의 함량은 0% 초과 0.03% 이하일 수 있다.
P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 원인으로 작용한다. 따라서, 본 발명에서는 불순물로 관리할 수 있다. 이를 고려하여, P 함량의 상한은 0.03%로 제한될 수 있고, 0%에 가까울수록 바람직하다.
S(황)의 함량은 0% 초과 0.03% 이하일 수 있다.
S은 P과 마찬가지로, 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하는 원인으로 작용한다. 따라서, 본 발명에서는 불순물로 관리할 수 있다. 이를 고려하여, S 함량의 상한은 0.03%로 제한될 수 있고, 0%에 가까울수록 바람직하다.
Cr(크롬)의 함량은 0.45% 이상 0.60% 이하일 수 있다.
Cr은 경화능을 향상시키고, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화 효과를 내는데 매우 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Cr은 0.45% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cr의 함량이 과도한 경우에는, 표면의 크롬산화층 형성에 의해 부식 피트의 c/a ratio 가 커지게 되므로, 노치효과에 의해 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, Cr 함량의 상한은 0.60%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Cr의 함량은 0.46% 이상 0.59% 이하일 수 있다.
Ti(티타늄)의 함량은 0.015% 이상 0.03% 이하일 수 있다.
Ti은 강 내 유입되는 N(질소)와 결합하여 티타늄 질화물을 형성함으로써, B(보론)이 N와 결합하는 것을 방지하는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Ti은 0.015% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ti의 함량이 과도한 경우에는, 조대한 탄질화물이 형성되어 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, Ti 함량의 상한은 0.03%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Ti의 함량은 0.023% 이상 0.026% 이하일 수 있다.
B(보론)의 함량은 0.001% 이상 0.004% 이하일 수 있다.
B은 경화능을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, B은 0.001% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, B의 함량이 과도한 경우에는, 결정립계에 Fe23(CB)6 탄화물을 형성시킴으로써 오스테나이트 결정립계의 취성을 유발하여 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, B 함량의 상한은 0.004%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, B의 함량은 0.0018% 이상 0.0023% 이하일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 부피분율로, 오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상일 수 있다.
오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 미만일 경우에는, 충분한 인성을 확보하기 어렵고, 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 합금성분 및 제조공정을 통해 오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상이 될 수 있도록 제어할 수 있다. 특히, 상기 오토템퍼드 마르텐사이트 조직은, 추가 템퍼링 열처리공정 없이, ??칭 시 자동으로 템퍼링 될 수 있도록 하는 점에 일 특징이 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 추가 템퍼링 열처리공정 없이, ??칭 시 자동으로 템퍼링 될 수 있도록 하여, 구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 15nm 이하가 되도록 제어할 수 있다.
판형(plate-type)으로 오토템퍼링 시 석출되는 탄화물의 면방향은 정합(coherency)이 높아 수소트랩부로 효과적이지 못하고, 판형(plate-type)의 측면부는 정합(coherency)이 낮아져 비확산성 수소트랩부로 작용함으로써, 수소지연파괴 저항성을 개선하는 것으로 알려져 있다.
따라서, 구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 얇은 경우에는, 탄화물 계면의 정합(coherency)이 높아지게 되어, 수소지연파괴 저항성을 향상시키기 어려울 수 있다. 반면, 구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 두꺼운 경우에는, 탄화물의 개수가 줄어들어 지연파괴 저항성을 개선하기 어려울 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 15nm 이하가 되도록 제어하여 지연파괴 저항성을 향상시키고자 한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품은, 합금조성 및 제조방법을 제어함으로써, 인장강도가 1200MPa 이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.005% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 마련하는 단계; 상기 강재를 마무리 압연하여 선재를 마련하는 단계; 상기 선재를 권취하는 단계; 상기 권취된 선재를 신선한 다음, 구상화 열처리하는 단계; 상기 구상화 열처리한 선재를 성형하여 부품으로 마련하는 단계; 상기 부품을 오스테나이징 후 ??칭하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 각 합금조성의 성분범위의 수치 한정 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
먼저, 상기 합금조성을 만족하는 강재를 마련한 후, 일련의 마무리 압연, 권취, 구상화 열처리, 성형, 오스테나이징 및 ??칭하는 공정을 거칠 수 있다.
먼저, 상기 강재를 880 내지 980℃에서 마무리 압연하여 선재를 마련하고, 상기 선재를 830 내지 930℃에서 권취할 수 있다.
마무리 압연 온도 또는 권취 온도가 낮을 경우에는, 표면층이 준2상 역이므로, 상변태에 의한 표면 페라이트 탈탄층이 형성될 수 있다. 따라서, 마무리 압연 온도 또는 권취 온도가 낮을 경우에는, 강부품의 열처리 시에도 표면의 페라이트 탈탄층이 형성되어, 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, 마무리 압연 온도가 880℃ 이상, 또는 권취 온도가 830℃ 이상일 수 있다.
반면, 마무리 압연온도 또는 권취 온도가 높을 경우에는, 확산에 의해 탈탄이 가속화되어 표면에 페라이트 탈탄층이 형성됨으로써, 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, 마무리 압연 온도가 980℃ 이하, 또는 권취 온도가 930℃ 이하일 수 있다.
다음으로, 상기 권취된 선재를 목적에 맞게 신선한 후, 최대온도가 745 내지 765℃인 범위에서 구상화 열처리를 수행할 수 있다.
구상화 열처리 최대온도가 너무 낮거나 높을 경우에는, 낮은 구상화율에 의해 구상화 열처리재의 경도가 높아지게 됨으로써, 강부품 가공 시 성형성 열위에 의한 크랙을 유발할 수 있다. 이를 고려하여, 구상화 열처리 최대온도는 745 내지 765℃에서 수행할 수 있다.
상기 구상화 열처리한 선재는 목적에 맞게 성형하여 강부품으로 마련한 다음, 870 내지 940℃에서 오스테나이징을 수행할 수 있다.
오스테나이징 온도가 낮은 경우에는, 오스테나이트 역변태가 충분히 일어나지 않으므로, ??칭 후 마르텐사이트 조직이 불균일하여 인성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, 오스테나이징 온도는 870℃ 이상일 수 있다. 그러나, 오스테나이징 온도가 높을 경우에는, 오스테나이트 결정립도가 조대해짐으로써, 지연파괴 저항성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, 오스테나이징 온도의 상한은 940℃로 제한될 수 있다.
다음으로, 상기 오스테나이징한 강부품을 10 내지 80℃의 냉매로 ??칭할 수 있다.
??칭 냉매의 온도가 낮을 경우에는, 강부품의 열변형에 의한 미세 ??칭크랙이 발생하여 지연파괴를 유발할 수 있다. 이를 고려하여, ??칭 냉매의 온도는 10℃ 이상일 수 있다. 그러나, ??칭 냉매의 온도가 높을 경우에는, 오토템퍼링 효과가 높아짐으로써, 목적하는 강도를 구현하기 어려울 수 있다. 이를 고려하여, ??칭 냉매의 온도의 상한은 80℃로 제한될 수 있다.
상술한 공정으로부터, 강부품의 최종 미세조직은, 템퍼링 공정 없이 90% 이상의 오토템퍼드 마르텐사이트 조직을 구현할 수 있고, 구오스테나이트 결정립내 평균 두께가 15nm 이하의 탄화물이 석출된 조직을 구현할 수 있다. 따라서, 상기 미세조직을 제어함으로써 지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 냉간단조용 선재에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉간단조용 선재는, 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.005% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 직경이 5.5 내지 20mm일 수 있다.
상기 각 합금조성의 성분범위의 수치 한정 이유는 상술한 바와 같으며, 본 발명의 일 예에 따른 냉간단조용 선재는 5.5 내지 20mm의 직경으로 제조될 수 있다. 다만, 이에 한정되지 않고, 목적에 따라 다양한 직경으로 제조될 수 있다.
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.
{실시예}
아래 표 1에 나타낸 다양한 합금 성분범위에 대하여, 강재를 제조하고, 910℃에서 마무리 압연하여 15mm 직경의 선재를 마련한 후, 880℃에서 코일 형상으로 권취하였다. 권취한 선재는 최대온도가 755℃인 범위에서 구상화 열처리한 후, 나사M12 규격의 볼트로 성형한 다음, 890℃에서 오스테나이징한 후 60℃의 냉매에서 ??칭하였다. 한편, 상기 구상화 열처리 온도는 가장 높은 가열온도를 의미한다.
구분 합금성분
C Si Mn P S Cr Ti B
실시예1 0.18 0.40 0.46 0.011 0.005 0.53 0.024 0.0018
실시예2 0.25 0.41 0.45 0.010 0.005 0.54 0.024 0.0021
실시예3 0.20 0.40 0.36 0.009 0.005 0.52 0.026 0.0023
실시예4 0.21 0.44 0.49 0.011 0.005 0.52 0.023 0.0021
실시예5 0.19 0.41 0.44 0.011 0.005 0.46 0.024 0.0020
실시예6 0.22 0.41 0.43 0.010 0.005 0.59 0.025 0.0021
실시예7 0.23 0.31 0.42 0.009 0.005 0.52 0.024 0.0022
실시예8 0.21 0.48 0.44 0.010 0.005 0.53 0.024 0.0018
비교예1 0.17 0.41 0.46 0.011 0.005 0.52 0.024 0.0021
비교예2 0.26 0.42 0.47 0.010 0.005 0.52 0.023 0.0023
비교예3 0.18 0.25 0.45 0.011 0.005 0.50 0.024 0.0022
비교예4 0.24 0.40 0.53 0.011 0.005 0.51 0.024 0.0020
비교예5 0.23 0.37 0.49 0.009 0.005 0.42 0.023 0.0019
비교예6 0.22 0.42 0.47 0.009 0.005 0.64 0.022 0.0021
아래 표 2에는 상기 제조된 볼트의 인장강도, 탄화물 두께 및 지연파괴 성능평가에 따른 크랙유무를 나타냈다.
인장강도는, Zwick/Roell사의 ZWICK Z250 인장시험기를 통해 측정했다. 인장강도 측정시험은 지름 10mm, 게이지부 지름 6.25mm를 갖는 인장시편으로 수행했다.
탄화물 두께 측정은, FEI Tecnai OSIRIS 투과전자현미경 (TEM)으로 측정하였다. 이때 탄화물 두께는, Replica 시편에 대해 임의의 5곳을 측정하여, 평균 두께로 나타내었고, 판형(plate-type)으로 형성되는 탄화물의 단축을 두께로 정의하여 측정하였다.
지연파괴 성능평가 실험방법은, 상기 볼트를 항복강도의 체결력으로 구조물에 체결한 다음, 5% 염산 + 95% 증류수 용액에 10분간 침지하기 전/후에, 응력집중부인 나사산에 크랙 유무를 관찰하는, 지연파괴 모사법으로 진행되었다.
지연파괴 성능평가 결과, 크랙이 일어난 경우에는 'O'로 표기하고, 크랙이 일어나지 않은 경우에는 'X'로 표기했다.
구분 인장강도
(MPa)		 탄화물 두께
(nm)		 크랙 유무
실시예1 1213 12 X
실시예2 1680 13 X
실시예3 1365 11 X
실시예4 1391 11 X
실시예5 1265 12 X
실시예6 1354 13 X
실시예7 1566 14 X
실시예8 1421 10 X
비교예1 1185 13 X
비교예2 1693 16 O
비교예3 1193 16 O
비교예4 1655 14 O
비교예5 1586 13 O
비교예6 1543 15 O
표 2를 참고하면, 실시예 1 내지 8은 본 발명에서 제시하는 합금조성, 성분범위 및 제조공정을 만족했다. 따라서, 실시예 1 내지 8은 인장강도가 1200MPa 이상을 만족했고, 탄화물 두께가 15nm 이하를 만족했고, 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생하지 않았다.
그러나, 비교예 1은 C 함량이 낮아 인장강도가 1200MPa 이상을 만족하지 못했다.
또한, 비교예 2는 C 함량이 높아 탄화물의 두께가 15nm를 초과하였는바, 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
또한, 비교예 3은 Si 함량이 낮아 인장강도가 1200MPa 이상을 만족하지 못했다.
또한, 비교예 4는 Mn 함량이 높아 조대한 MnS가 형성됨으로써, 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
또한, 비교예 5는 Cr 함랑이 낮아 미세조직 내 베이나이트 혼입 조직이 형성됨으로써, 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
또한, 비교예 6은 Cr 함량이 높아 염산에 의해 부식 시 날카로운 부식 피트가 형성됨으로써, 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
다음으로, 아래 표 3에는, 상기 표 1의 실시예 5의 합금성분에 대하여, 강재를 제조하고, 아래 표 3에 나타난 마무리 압연온도, 권취 온도, 구상화 열처리 최대온도 및 오스테나이징 온도로 볼트를 제조한 다음, 지연파괴 성능평가 결과 크랙 유무를 나타냈다.
구분 온도 (℃) 크랙 유무
마무리 압연 권취 구상화 열처리 오스테나이징
실시예5 910 880 755 890 X
비교예7 985 935 755 890 O
비교예8 865 825 755 890 O
비교예9 910 880 755 950 O
비교예10 910 880 755 860 O
비교예11 910 880 740 890 O
비교예12 910 880 770 890 O
비교예 7은 마무리 압연 온도 및 권취 온도가 높아, 구오스테나이트 결정립 크기가 커지게 됨으로써 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
비교예 8은 마무리 압연 온도 및 권취 온도가 낮아, 선재에서 페라이트 탈탄층이 형성됨으로써 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
비교예 9는 오스테나이징 온도가 높아, 구오스테나이트 결정립 크기가 커지게 됨으로써 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
비교예 10은 오스테나이징 온도가 낮아 준2상역으로 진입하게 되어, 가열 중 페라이트 탈탄층이 형성됨으로써 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.
비교예 11 및 12는 각각 구상화 열처리 최대온도가 낮거나 높으므로, 구상화 열처리가 충분히 되지 않아 성형성이 열위해졌다. 따라서, 비교예 11 및 12는 나사부 성형 시 크랙이 형성되어 지연파괴 성능평가 결과 크랙이 발생했다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    부피분율로, 오토템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상인, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품.
  2. 청구항 1에 있어서,
    구오스테나이트 결정립 내 탄화물의 평균 두께가 15nm 이하인, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품.
  3. 청구항 1에 있어서,
    인장강도가 1200MPa 이상인, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품.
  4. 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 마련하는 단계;
    상기 강재를 마무리 압연하여 선재를 마련하는 단계;
    상기 선재를 권취하는 단계;
    상기 권취된 선재를 신선한 다음, 구상화 열처리하는 단계;
    상기 구상화 열처리한 선재를 성형하여 부품으로 마련하는 단계;
    상기 부품을 오스테나이징 후 ??칭하는 단계를 포함하는, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 마무리 압연은 880 내지 980℃에서 수행하고,
    상기 권취는 830 내지 930℃에서 수행하는, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 구상화 열처리는 최대온도가 745 내지 765℃인 범위에서 수행하는, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법.
  7. 청구항 4에 있어서,
    상기 오스테나이징은 870 내지 940℃에서 수행하는, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법.
  8. 청구항 4에 있어서,
    상기 ??칭은 10 내지 80℃의 냉매로 수행하는, 내지연파괴 저항성이 향상된 강부품의 제조방법.
  9. 중량%로, C: 0.18% 이상 0.25% 이하, Si: 0.30% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.35% 이상 0.50% 이하, P: 0% 초과 0.03% 이하, S: 0% 초과 0.03% 이하, Cr: 0.45% 이상 0.60% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.03% 이하, B: 0.001% 이상 0.004% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    직경이 5.5 내지 20mm인, 냉간단조용 선재.
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