WO2021125793A1 - 우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to the manufacture of a wire rod for cold rolling used in mechanical structures and automobile parts, and more specifically, by controlling not only the steel composition component but also the microstructure, the resistance to hydrogen delayed fracture after QT heat treatment of the final part is improved It relates to the manufacture of wire rods, parts, etc.
  • Wire rod products for general cold rolling are manufactured into mechanical structures and automobile parts by performing wire rod, cold drawing, spheroidizing heat treatment, cold drawing, cold forging, rapid cooling, and tempering.
  • the recent technological development trend of cold forging steels is focused on the development of high-strength cold-rolling steels that can achieve weight reduction in order to respond to global automobile fuel economy relief, along with process-omitted wire rods that omit heat treatment and processing processes. is the trend
  • This high-strength cold-rolling steel is subjected to rapid cooling and tempering heat treatment after cold-rolling, and the microstructure formed at this time, tempered martensite, is very sensitive to hydrogen-delayed fracture at high strength of 1300 MPa or more, making it difficult to use.
  • tempering heat treatment at high temperature during QT heat treatment can prevent the formation of thin film carbides at the grain boundaries of old austenite and form spheroidized carbides to improve the resistance to delayed hydrogen fracture.
  • the spheroidized carbide must be uniformly distributed inside and outside the grain boundary, and for this purpose, it is necessary to develop a wire rod for cold rolling.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled wire rod having excellent resistance to hydrogen delayed fracture and a method for manufacturing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a high-strength, high-toughness heat treatment component manufactured using the wire rod and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is
  • Cr, Mo, and V mean wt% of each element.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength cold-rolling wire rod having excellent resistance to delayed hydrogen fracture having a martensite ratio of 60% or more at the former austenite grain boundary.
  • Cr, Mo, and V mean wt% of each element.
  • the heat-treated part may have a tensile strength of 1400 MPa or more and an impact toughness of 60J or more.
  • the composition of the steel is controlled, and the ratio of martensite formed at the old austenite grain boundary among martensite in the wire rod microstructure is controlled to 60% or more.
  • the final part obtained after heat treatment in the present invention may have a tensile strength of 1400 MPa or more and an impact toughness of 60J or more.
  • FIG. 2 is a graph showing the change in shock absorption energy according to the tempering temperature of the inventive example and the comparative example in the embodiment of the present invention.
  • the basic principle of the present invention is to secure cold forging composition by reducing the Si content widely known as an element that causes solid solution strengthening to a minimum, and to add Mo and V to prevent strength deterioration in high temperature tempering heat treatment at 500° C. or higher, and for crystal grain refinement V was added.
  • the content of Cr, Mo and V is optimally controlled, and the wire rod microstructure is controlled, and in particular, the martensite ratio formed at the former austenite grain boundary is set to be 60% or more, thereby increasing the strength of the wire rod for cold rolling and Improved resistance to hydrogen delayed destruction.
  • the manufacturing wire rod by subjecting the manufactured wire rod to softening heat treatment, cold forging, and QT heat treatment, the generation of thin film carbides at the grain boundaries of old austenite is prevented, and the spheroidized carbides are dispersed inside and outside the grain boundaries to improve the resistance to delayed hydrogen fracture.
  • the present invention is presented with a focus on
  • Wire rod and heat-treated parts of the present invention by weight, C: 0.3 to 0.5%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 1.0%, Cr: 0.5 to 1.5%, Mo: 0.5 to 1.5% and V: 0.01 to 0.4%, including the remainder Fe and other impurities, and has a chemical composition satisfying the following Relational Equation 1.
  • composition [wire rod and heat treatment parts]
  • the content is less than 0.3%, it is not easy to obtain sufficient material strength, and it is not easy to secure sufficient hardenability after the final QT heat treatment. In addition, when it exceeds 0.5%, there is a disadvantage in that the fatigue life is reduced due to excessive generation of carbides.
  • the lower limit of the carbon content is preferably managed as 0.32%, more preferably 0.35%.
  • the upper limit of the carbon content is preferably managed to 0.47%, more preferably 0.45%.
  • Silicon is used for deoxidation of steel and is effective in securing strength through solid solution strengthening, but is an element that makes cold forging poorer.
  • silicon content is less than 0.01%, it is not sufficient to secure strength through deoxidation and solid solution strengthening of steel, and when it exceeds 0.3%, cold forging properties deteriorate, making it difficult to process parts with complex shapes such as bolts, which is undesirable.
  • Mn is an alloying element advantageous for securing strength by improving hardenability of steel, and serves to increase rollability and reduce brittleness.
  • MnS inclusions may be generated to reduce fatigue properties. Needs to be.
  • the lower limit of the Mn content is 0.5%, and the upper limit is 0.95%.
  • Cr chromium
  • ⁇ Mo is an element that improves hardenability through precipitation and solid solution strengthening by precipitation of fine carbides, and its effect is much greater than that of Mn or Cr.
  • Mo content is less than 0.5%, it is not easy to secure the strength after heat treatment because it is not sufficient to secure hardenability through delayed transformation of pearlite and bainite.
  • Mo content exceeds 2.0%, the transformation delay of pearlite and bainite is excessively There is a disadvantage in that the time required for heat treatment is increased and thus economic efficiency is lowered.
  • V is an element that refines the structure of steel by forming fine carbides such as VC, VN, and V(C, N).
  • V fine carbides
  • the content of V is less than 0.01%, the distribution of V precipitates in the base material decreases, so that the austenite grain boundary cannot be fixed. Accordingly, there is a problem in that the grains are coarsened during reheating in the heat treatment process, resulting in a decrease in strength.
  • the V content exceeds 0.4%, coarse carbonitrides are formed, which adversely affects toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the V content to 0.01 to 0.4%.
  • Cr, Mo, and V mean wt% of each element.
  • fine carbides capable of trapping diffusible hydrogen there are CrC, MoC, and VC carbides each containing Cr, Mo, and V as main components, and these carbides must exist in a certain number of carbides to secure a strength of 1400 MPa or more and at the same time have a hydrogen trapping effect can also be maximized. That is, when the combination of Cr, Mo, and V contents is controlled to an appropriate level or more to satisfy the above relational expression 1, it is possible to increase the strength of the cold forging steel and improve the hydrogen delayed fracture resistance.
  • the present invention after preparing a steel material having the above composition, it is heated to a temperature range of 900 ⁇ 1200 °C. And finish rolling the steel in the range of 900 ⁇ 1100 °C.
  • the finish rolling is for the purpose of grain refinement through dynamic recrystallization. If the rolling temperature is less than 900 °C, the equipment load during rolling is greatly increased, and the equipment life may be rapidly reduced. When it exceeds 1100° C., there is a problem in that the effect of grain refinement decreases due to rapid grain growth due to high temperature.
  • a hot-rolled steel material having a structure having an average austenite particle size of 30 ⁇ m or less can be manufactured.
  • the hot-rolled steel material is wound.
  • the wound hot-rolled steel is cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5 to 1.0° C./s.
  • the lower limit of the rate is controlled to 0.52°C/s, more preferably 0.55°C/s, and most preferably 0.6°C/s.
  • the present invention it is possible to provide a wire rod in which the ratio of martensite formed at the old austenite grain boundary in the martensite structure is controlled to 60% or more. Subsequent softening heat treatment, cold forging, and QT heat treatment of these wire rods prevents the formation of thin film carbides at the grain boundaries of old austenite, and the spheroidized carbides are dispersed inside and outside the grain boundaries to improve the resistance to delayed hydrogen fracture.
  • the strength is lowered by softening the wire rod having the composition and internal structure at a temperature between 700 and 800°C.
  • the component is manufactured by heating the wire rod whose strength is lowered to a temperature range of 850 to 1050° C. after cold forging.
  • the heating is for the purpose of securing a complete austenite structure, and if the temperature is less than 850 ° C, the spherical cementite does not re-dissolve, which causes deterioration of physical properties during subsequent heat treatment, and when it exceeds 1050 ° C, the austenite grains are Due to excessive growth, there is a problem in that physical properties deteriorate during subsequent heat treatment.
  • the heated parts are immersed in oil at 40 to 70° C. and quenched. Due to this quenching, the internal structure of the part becomes martensite.
  • a heat treatment component having a tempered martensitic structure is manufactured by performing a tempering heat treatment of the quenched part in a temperature range of 500 to 650° C. for 5000 to 10000 seconds.
  • a heat treatment part having a microstructure made of tempered martensite can be obtained through QT heat treatment, and this heat treatment part can have a tensile strength of 1400 MPa or more and an impact toughness of 60J or more.
  • Billets having the composition shown in Table 1 were prepared, respectively.
  • the billet prepared in the above composition was heated to 900 ⁇ 1200 °C, finish rolling under the conditions of Table 2, wound, and then cooled to room temperature under the conditions of Table 2. After cooling was completed, the microstructure of each of the steels was measured. The specific measurement method followed ASTM E8M and ASTM E23 methods.
  • Comparative Example 1-2 the composition of the steel material was within the scope of the present invention, but the manufacturing process conditions were outside the scope of the present invention, and in the wire rod microstructure, the ratio of martensite present at the old austenite grain boundary among martensite was less than 60%. .
  • Example 1 The wire rod of Example 1 was processed into a tensile specimen according to the ASTM E 8 standard, heated at 920° C. for 3600 seconds, and then rapidly cooled by immersion in 50° C. oil. Thereafter, a tempering heat treatment was performed at 5550° C. for 6500 seconds, followed by a tensile test.
  • FIG. 2 is a graph showing the change in shock absorption energy according to the tempering temperature of the inventive example and the comparative example in the embodiment of the present invention.

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Abstract

우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 고강도 냉간압조용 선재는, 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가지며, 면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상이다.

Description

우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
본 발명은 기계구조 및 자동차 부품 등에 사용되는 냉간 압조용 선재의 제조에 관한 것으로써, 보다 상세하게는, 강재조성 성분뿐만 아니라 미세조직을 제어함으로써, 최종 부품의 QT 열처리 후 수소지연파괴 저항성이 향상될 수 있도록 하는 선재, 부품 등의 제조에 관한 것이다.
일반적인 냉간 압조용 선재 제품은 선재, 냉간 신선, 구상화 열처리, 냉간 신선, 냉간 압조, 급냉 및 소려를 진행하여 기계 구조 및 자동차 부품 등으로 제조된다. 최근의 냉간압조용 강재의 기술개발 동향은 열처리 및 가공공정 등을 생략한 공정 생략형 선재와 더불어 전세계적 자동차 연비 구제에 대응하기 위한 부품 경량화를 이룰 수 있는 고강도 냉간압조용 강재 개발에 집중되고 있는 추세이다.
일 예로, 대기 환경 개선을 위한 전세계적인 자동차 연비 규제에 대응하기 위해 차량 경량화가 진행 중이며 이를 위해 엔진 등의 부품을 소형화, 고출력화하고 있다. 이러한 소형화, 고출력화 부품 제조을 제조하기 위해서는 고강도 냉간압조용 강재가 필요하다.
이러한 고강도 냉간압조용 강재는 냉간 압조 후 급냉, 소려 열처리를 진행하며, 이때 형성되는 미세조직인 템퍼드 마르텐사이트 조직은 1300MPa 이상의 고강도에서는 수소지연파괴에 매우 민감하여 사용이 어렵다. 이를 극복하기 위해, QT 열처리 중 고온에서 템퍼링 열처리하여 구 오스테나이트 결정립계에 얇은 필름 형태의 탄화물 생성을 방지하고 구형화된 탄화물을 형성시켜 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
다만, 수소지연파괴 저항성이 효과적으로 향상되기 위해서는 구형화된 탄화물을 결정립계 내외부에 균일 분산 분포시킬 수 있어야 하며, 이를 위한 냉간압조용 선재의 개발이 필요하다.
본 발명은 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명은 상기 선재를 이용하여 제조되는 고강도, 고인성 열처리 부품 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가지며,
면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
또한 본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 갖는 강재를 900~1100℃ 범위에서 마무리 압연함으로써 오스테나이트 평균 입경 크기가 30㎛ 이하인 조직을 갖는 열연강재를 제조한 후, 권취하는 공정;
상기 권취된 강재를 0.1~1.0℃/s의 냉각속도로 냉각함으로써, 면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재 제조방법에 관한 것이다.
또한 본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가지며, 템퍼드 마르텐사이트 내부조직을 갖는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
상기 열처리 부품은 인장강도 1400MPa 이상, 충격인성 60J 이상을 가질 수 있다
또한 본 발명의 일 측면는,
상기 조성성분과 내부조직을 갖는 선재를 700~800℃ 온도범위에서 연화열처리하여 강도를 낮추는 공정;
상기 강도가 낮아진 선재를 냉간단조 후 850~1050℃ 온도범위로 가열함으로써 부품을 제조하는 공정;
상기 가열된 부품을 40~70℃의 오일에 담구어 퀜칭하는 공징; 및
상기 퀜칭된 부품을 500 ~ 650℃의 온도범위에서 5000 ~ 10000초간 템퍼링 열처리함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 열처리 부품을 제조하는 공정;을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 강재를 제조함에 있어, 강재 조성성분을 제어함과 아울러, 선재 미세조직에서 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상으로 제어함로써 고온 템퍼링에서 오스테나이트 결정립계에 주로 생성되는 얇은 필름 형태의 탄화물을 억제하고 구형화된 탄화물이 결정입계 내외부에 분산 분포되도록 하여 수소지연파괴 저항성을 향상시키는데 기여할 수 있다.
따라서 본 발명에서 열처리 후 얻어진 최종 부품이 인장강도 1400MPa 이상, 충격인성 60J 이상을 가질 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예의 템퍼링 온도에 따른 인장강도 변화를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예의 템퍼링 온도에 따른 충격흡수에너지 변화를 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은 기본 원리는 고용강화를 일으키는 원소로 널리 알려져 있는 Si 함량을 최소한으로 줄여서 냉간단조성을 확보하고, 500℃ 이상의 고온 템퍼링 열처리에서 강도 저하 방지를 위해 Mo 및 V을 첨가하고, 결정립 미세화를 위해 V을 첨가하였다. 아울러, Cr, Mo 및 V의 함량을 최적으로 제어함과 아울러, 선재 미세조직을 제어하고, 특히, 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상이 되도록 함으로써 냉간압조용 선재의 강도 증대 및 수소지연파괴 저항성을 제고하였다.
그리고 상기 제조된 선재를 연화 열처리, 냉간단조, QT 열처리 함으로써 구 오스테나이트 결정립계의 얇은 필름 형태의 탄화물 생성을 방지하고 구형화된 탄화물이 결정입계 내외부에 분산 분포되어 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있음에 착안하여 본 발명을 제시하는 것이다.
먼저, 본 발명의 선재와 열처리 부품의 합금조성 성분 및 그 제한사유를 설명한다. 이하에서, "%"은 달리 규정한 바가 없으면 중량%를 의미한다.
본 발명의 선재 및 열처리부품은, 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가진다.
조성성분[선재 및 열처리부품]
·C: 0.3~0.5%
0.3% 미만의 함량에서는 충분한 소재강도를 얻기가 쉽지 않고, 최종 QT 열처리 후 충분한 소입성 확보가 용이하지 않다. 또한, 0.5%를 초과하게 되면 탄화물이 과도하게 생성되어 피로수명이 저하되는 단점이 있다. 본 발명에서는 상기 탄소함량을 하한을 바람작하게는 0.32%, 보다 바람직하게는 0.35%로 관리하는 것이다. 또한 상기 탄소함량의 상한을 바람직하게는 0.47%, 보다 바람직하게는 0.45%로 관리하는 것이다.
·Si: 0.01~0.3%
실리콘은 강의 탈산을 위해서 사용되며, 고용 강화를 통한 강도 확보에도 효과적이지만 냉간단조성을 열위하게 하는 원소이다. 실리콘 함량이 0.01% 미만일 경우 강의 탈산 및 고용 강화를 통한 강도 확보가 충분치 않고, 0.3%를 초과하는 경우에는 냉간단조성이 저하되어 볼트와 같은 복잡한 형상의 부품의 가공이 어렵게 되어 바람직하지 않다.
·Mn: 0.3~1.0%
Mn은 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유리한 합금원소이며 압연성을 증가시키고 취성을 감소시키는 역할을 한다. 0.3% 미만으로 첨가될 경우, 충분한 강도를 확보하기가 어려우며, 1.0%를 초과하여 첨가되면 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생하기 쉽고 MnS 개재물의 다량으로 생성되어 피로특성이 저하할 우려가 있기 때문에 제한할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn 함량의 하한을 0.5%, 그 상한을 0.95%로 제한하는 것이다.
·Cr: 0.5~1.5%
Cr(크롬)은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 강의 내식성을 향상시키는 원소로 0.5% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 충격인성이 저하되고 수소 지연파괴 저항성에 열위한 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있으므로, 그 상한을 1.5%로 제한할 수 있다.
·Mo: 0.5~1.5%
·Mo은 미세한 탄화물의 석출에 의한 석출강화와 고용강화를 통해 소입성을 향상시키는 원소로서 그 효과가 Mn이나 Cr보다 훨씬 크다. Mo 함량이 0.5% 미만인 경우에는 펄라이트 및 베이나이트 변태 지연을 통한 소입성 확보가 충분하지 않아 열처리 후 강도 확보가 용이하지 않고, 반면, 2.0%를 초과하는 경우에는 펄라이트, 베이나이트 변태지연이 과도하게 되어 열처리 소요시간이 증가하여 경제성이 떨어지는 단점이 있다.
·V: 0.01~0.4%
V는 VC, VN, V(C, N) 등의 미세 탄화물을 형성하여 강의 조직을 미세화하는 원소이다. V의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 모재 내 V 석출물의 분포가 적어져 오스테나이트 입계를 고정시키는 못하며 이에 따라 열처리 공정에서 재가열시 결정립이 조대화되는 문제가 있어 강도 저하가 발생한다. 이와 반대로 V의 함량이 0.4%를 초과하면 조대한 탄질화물이 형성되어 인성에 악영향을 미친다. 따라서 본 발명에서는 V 함량은 0.01~0.4%로 제한함이 바람직하다.
본 발명에서는 또한 상기 Cr, Mo 및 V 이 하기 관계식 1을 만족하도록 첨가될 것이 요구된다.
[관계식 1]
1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
수소지연파괴 저항성을 향상시키기 위해서는 확산성 수소를 트랩할 수 있는 미세한 탄화물을 확보해야 한다. 수소를 트랩할 수 있는 미세 탄화물로는 각각 Cr, Mo, V을 주성분으로 하는 CrC, MoC, VC 탄화물들이 있으며, 이들 탄화물이 일정 수준 이상의 개수로 존재해야만 1400MPa 이상의 강도를 확보함과 동시에 수소 트랩 효과도 극대화시킬 수 있다. 즉, Cr, Mo, V 함량의 조합이 상기 관계식 1을 만족하도록 적정 수준 이상으로 제어하면 냉간압조용 강의 강도 증대 및 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
[선재 제조방법 및 미세조직]
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 조성성분을 갖는 강재를 마련한 후, 이를 900~1200℃ 온도범위로 가열한다. 그리고 상기 강재를 900~1100℃ 범위에서 마무리 압연한다. 상기 마무리 압연은 동적 재결정을 통한 결정립 미세화를 목적으로 한다. 만일 그 압연온도가 900℃ 미만이면 압연시 설비 부하가 크게 증가하여 설비 수명이 급격히 저하될 수 있다. 1100℃를 초과하면 높은 온도로 인한 급격한 결정립 성장으로 결정립 미세화 효과가 감소하는 문제가 있다.
이러한 마무리 열간압연을 통하여 오스테나이트 평균 입경 크기가 30㎛ 이하인 조직을 갖는 열연강재를 제조할 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 열연강재를 권취한다.
이후, 본 발명에서는 상기 권취된 열연강재를 0.5~1.0℃/s의 냉각속도로 상온으로 냉각한다. 바람직하게는, 상기 속도의 하한을 0.52℃/s, 보다 바람직하게는 0.55℃/s, 가장 바람직하게는 0.6℃/s으로 제어하는 것이다. 이러한 냉각으로 면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 갖는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재를 제조할 수 있다.
또한 본 발명에서는 상기 마르텐사이트 조직 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상으로 제어된 선재를 제공할 수 있다. 이러한 선재를 후속하는 연화 열처리, 냉간단조, QT 열처리 함으로써 구 오스테나이트 결정립계의 얇은 필름 형태의 탄화물 생성을 방지하고 구형화된 탄화물이 결정입계 내외부에 분산 분포되어 수소지연파괴 저항성을 향상시킬 수 있다.
[열처리부품 제조방법 및 미세조직]
본 발명에서는 상기 조성성분과 내부조직을 갖는 선재를 700~800℃ 사이의 온도에서 연화열처리를 하여 강도를 낮춘다.
이어, 본 발명에서 그 강도가 낮아진 선재를 냉간단조 후 850~1050℃ 온도범위로 가열함으로써 부품을 제조한다. 상기 가열은 완전 오스테나이트 조직을 확보하기 위한 목적으로 하는 것으로, 그 온도가 850℃ 미만이면 구상 세멘타이트가 재용해되지 않아 후속 열처리시 물성 저하의 원인이 되고, 1050℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 과도하게 성장되어 후속 열처리시 물성 저하가 발생하는 문제가 있다.
그리고 상기 가열된 부품을 40~70℃의 오일에 담구어 퀜칭한다. 이러한 퀜칭으로 인하여 부품의 내부조직은 마르텐사이트가 된다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 상기 퀜칭된 부품을 500 ~ 650℃의 온도범위에서 5000 ~ 10000초간 템퍼링 열처리함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 열처리 부품을 제조한다.
한편 QT 열처리를 통하여 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 갖는 열처리 부품을 얻을 수 있으며, 이 열처리 부품은 인장강도 1400MPa 이상, 충격인성 60J 이상을 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다
(실시예 1)
하기 표 1과 같은 성분조성을 갖는 빌렛을 각각 마련하였다.
구분 합금조성 (wt%) 1.5Cr+2.89Mo +7V
C Si Mn Cr Mo V
발명재1 0.38 0.13 0.52 1.22 0.64 0.12 4.5196
발명재2 0.47 0.25 0.89 0.89 0.83 0.02 3.8737
발명재3 0.42 0.22 0.73 0.81 0.75 0.08 3.9425
발명재4 0.43 0.27 0.91 0.89 0.54 0.14 3.8756
발명재5 0.32 0.23 0.52 0.57 1.37 0.15 5.8643
비교재1 0.39 0.12 0.54 1.02 0.52 0.06 3.4528
비교재2 0.46 0.26 0.87 0.72 0.8 0.02 3.532
비교재3 0.42 0.23 0.71 0.54 0.71 0.09 3.4919
비교재4 0.42 0.25 0.83 0.53 0.59 0.15 3.5501
비교재5 0.33 0.24 0.53 0.53 0.92 0.01 3.5238
구분 마무리압연온도(℃) 냉각속도
(℃/s)		 내부조직 구 오스테나이트 입계 마르텐사이트 비율(%) 비고
발명재1 950 0.5 B(92%) + M(7.8%) + P(0.2%) 81 발명예1
850 0.05 B(89%) + M(0.5%) + P(10.5%) 58 비교예1
발명재2 940 0.8 B(94%) + M(5.0%) +
P(1 %)		 73 발명예2
890 1.8 B(96%) + M(3.6%) + P(0.4%) 55 비교예2
발명재3 920 0.52 B(94%) + M(1.7%) + P(4.3%) 68 발명예3
발명재4 1050 0.9 B(94%) + M(1.2%) + P(4.8%) 65 발명예4
발명재5 950 1 B(85%) + M(14.9%) + P(0.1%) 95 발명예5
비교재1 950 0.5 B(96%) + M(0.9%) + P(3.1%) 53 비교예3
비교재2 950 0.7 B(97%) + M(2.3%) + P(0.7%) 56 비교예4
비교재3 920 0.6 B(95%) + M(1.3%) + P(3.7%) 51 비교예5
비교재4 950 0.8 B(96%) + M(1.1%) + P(2.9%) 48 비교예6
비교재5 960 1 B(90%) + M(9.5%) + P(0.5%) 43 비교예7
상기의 조성으로 제조된 빌렛은 900~1200℃로 가열한 후, 상기 표 2의 조건으로 마무리 압연하고, 권취한 후, 표 2의 조건으로 상온으로 냉각하였다. 냉각이 완료된 후 상기 각각의 강재의 미세조직을 측정하였다. 그 구체적인 측정방법은ASTM E8M 과 ASTM E23 방법을 따랐다.
이러한 미세조직 측정결과, 발명예 1-5는 모두, 마르텐사이트 5~20%, 펄라이트 0.1~1% , 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가짐이 확인되었다. 이에 반하여, 강재조성 범위가 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 3-7은 상기 미세조직 분율 내지 구 오스테나이트 입계에 존재하는 마르텐사이트 비율 측면에서 본 발명을 벗어남을 확인할 수 있다.
한편 비교예 1-2는 강재 조성성분은 본 발명범위내이나 제조공정 조건이 본 발명범위를 벗어나, 선재 미세조직에서 마르텐사이트 중 구 오스테아니트 입계에 존재하는 마르텐사이트 비율이 60% 미만으로 나타났다.
(실시예 2)
상기 실시예 1의 선재를 ASTM E 8 규격에 맞게 인장시편으로 가공한 후, 920 ℃에서 3600초 가열한 다음 50℃ 오일에 담구어 급냉시켰다. 이후 5550℃에서 6500초 동안 유지하는 템퍼링 열처리를 했고, 그 후 인장시험을 실시하였다.
도 1은 본 발명의 실시예서 발명예와 비교예의 템퍼링 온도에 따른 인장강도 변화를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예의 템퍼링 온도에 따른 충격흡수에너지 변화를 나타내는 그래프이다.
도 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명예 1-5의 경우, 모두 1400 MPa 이상의 인장강도, 60J 이상의 충격인성을 보임에 반해, 비교예 1-7은 템퍼링 온도가 증가함에 따라 강도 저하 폭이 커져 1400MPa 미만의 인장강도를 보이고 있다.
특히, 선재 미세조직에서 마르텐사이트 중 구 오스테아니트 입계에 존재하는 마르텐사이트 비율이 60% 미만인 비교예 1-2의 경우, QT열처리후 인장강도는 1400MPa 이상을 보이지만 충격인성이 60J 미만으로 저하되었다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가지며,
    면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재.
    [관계식 1]
    1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
    여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
  2. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 갖는 강재를 900~1100℃ 범위에서 마무리 압연함으로써 오스테나이트 평균 입경 크기가 30㎛ 이하인 조직을 갖는 열연강재를 제조한 후, 권취하는 공정;
    상기 권취된 강재를 0.5~1.0℃/s의 냉각속도로 냉각함으로써, 면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상인 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재 제조방법.
    [관계식 1]
    1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
    여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
  3. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 화학 조성을 가지며, 템퍼드 마르텐사이트 내부조직을 갖는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품.
    [관계식 1]
    1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
    여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 열처리 부품은 인장강도 1400MPa 이상, 충격인성 60J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품.
  5. 중량%로, C: 0.3~0.5%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 0.3~1.0%, Cr: 0.5~1.5%, Mo: 0.5~1.5% 및 V: 0.01~0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 선재를 700~800℃ 온도범위에서 연화열처리하여 강도를 낮추는 공정;
    상기 강도가 낮아진 선재를 냉간단조 후 850~1050℃ 온도범위로 가열함으로써 부품을 제조하는 공정;
    상기 가열된 부품을 40~70℃의 오일에 담구어 퀜칭하는 공징; 및
    상기 퀜칭된 부품을 500 ~ 650℃의 온도범위에서 5000 ~ 10000초간 템퍼링 열처리함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 열처리 부품을 제조하는 공정;을 포함하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품의 제조방법.
    [관계식 1]
    1.5Cr + 2.89Mo + 7V ≥ 3.563
    여기서, Cr, Mo, V는 각 원소의 중량%를 의미한다.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 연화열처리 전 선재는, 면적%로, 마르텐사이트 1~15%, 펄라이트 0.1~5%, 잔여 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 중 구 오스테나이트 입계에 형성된 마르텐사이트 비율이 60% 이상인 것을 특징으로 하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 열처리부품의 제조방법.
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