KR100698367B1 - 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계내마모 합금 - Google Patents

변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계내마모 합금 Download PDF

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Abstract

본 발명은 매우 우수한 내마모성 및 내산화성을 갖는 경면처리 내마모 합금의 조성에 관한 것으로서, 특히 금속의 내부까지 경화된 내마모재료가 아니고, 변형을 받는 표면만이 변형유기 상변태에 의하여 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 상변화와 경도의 증가 일어나며, 금속 내부의 취성 증가 없이 표면의 내마모성을 강화하는 특징을 갖는다. 그러므로, 본 발명을 이용하여 마모(abrasion, adhesion, erosion)나 산화가 발생하는 부품의 일부에 경면처리(hardfacing)을 하거나 부품의 주조, 분말야금을 통하여 내마모재료로서 사용될 수 있다.
변형 유기 상변태, 경면처리, B첨가, Fe계 내마모 합금

Description

변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계 내마모 합금{Boron added Fe-base hardfacing alloy with high-wear resistance caused by strain induced martensitic transformation}
도 1은 본 발명에 의한 Fe계 경면처리 합금의 상태도로서,
도 1의 ▲은 페라이트 조직이고,
도 1의 ●은 과공정(hyper eutectic)조직이며,
도 1의 ○은 과공정 조직 중 수축공동(shrinkage cavity)이 발생하는 조직이고,
도 1의 ◆은 아공정(hypo eutectic) 오스테나이트(austenite) 조직이며,
도 1의 ◇은 아공정 조직 중 수축공동(shrinkage cavity)이 발생하는 조직이다.
도 1의 (a)는 일반적인 새플러도(shcaeffler diagram)상에서 크롬과 탄소의 함량에 따라 결정된 안정한 오스테나이트상(austenite phase)과 페라이트상 (ferrite phase)의 경계선이고,
도 1의 (b)는 본 발명 조성에서 수축 현상이 나타나지 않는 오스테나이트 영역의 경계선이며,
도 1의 (c)는 본 발명 조성에서 내부식성을 위해 크롬(Cr)의 함량이 14%인 경계선이고,
도 1의 (d)는 본 발명 조성에서 과공정(hyper)/아공정(hypo) 오스테나이트 상의 경계선이며,
도 1의 (e)는 본 발명 조성에서 수축 공동이 생기지 않는 아공정오스테나이트상과 수축공동이 생기는 과공정오스테나이트상의 경계선이다.
도 1의 점Ⅰ, Ⅱ, Ⅲ, Ⅳ, Ⅴ, Ⅵ은 경계선 (a)~(e)의 교점으로, 그 점 내부(◆)는 본 발명에 의해 결정된 변형유기상변태가 일어나는 아공정오스테나이트 영역이다.
도 2는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B함량에 따른 광학 조직 사진을 나타낸 것으로서,
도 2의 (a)는 0wt.%의 B (이하 "0B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이고,
도 2의 (b)는 0.5wt.%의 B (이하 "0.5B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이며,
도 2의 (c)는 1.0wt.%의 B (이하 "1.0B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이고,
도 2의 (d)는 1.5wt.%의 B (이하 "1.5B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이며,
도 2의 (e)는 2.0wt.%의 B (이하 "2.0B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배 로 촬영한 사진이고.
도 2의 (f)는 2.5wt.%의 B (이하 "2.5B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이며,
도 2의 (g)는 3.0wt.%의 B (이하 "3.0B"로 간략하게 표기함)의 조직을 100배로 촬영한 사진이다.
도 3은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B함량에 따른 공정상(eutectic phase)의 분율을 나타낸 그래프로서,
도 3의 (a)는 공정상(eutectic phase)의 분율이고,
도 3의 (b)는 초정기지(primary matrix)의 분율이다.
도 4는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B첨가에 따른 연삭마모시험(abrasive wear test)후의 마모량을 나타낸 도표로 비교를 위해 기계구조용 탄소강, 상용 망간강, 연삭마모특성이 매우 우수한 상용제품 (Chrom Carb 6006)의 실험결과를 함께 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 표면을 광학현미경으로 관찰한 그림으로 마모면의 보라이드가 떨어져나간 자리를 나타내고 있다.
도 6은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 연삭마모 시험 후 깊이에 따른 미세경도(micro vickers)를 표시한 그래프로서,
도 6의 (a)는 망간강의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고,
도 6의 (b)는 0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며,
도 6의 (c)는 0.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고,
도 6의 (d)는 1.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며,
도 6의 (e)는 1.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고,
도 6의 (f)는 2.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며,
도 6의 (g)는 2.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고,
도 6의 (h)는 3.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프를 도시한 것이다.
도 7은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 전해 연마를 한 연삭마모시험 전과 후의 엑스선회절분석(XRD) 결과로서,
도 7의 (a)는 0B의 엑스선회절분석 결과이고,
도 7의 (b)는 0.5B의 엑스선회절분석 결과이며,
도 7의 (c)는 1.0B의 엑스선회절분석 결과이고,
도 7의 (d)는 1.5B의 엑스선회절분석 결과이며,
도 7의 (e)는 2.0B의 엑스선회절분석 결과이고,
도 7의 (f)는 2.5B의 엑스선회절분석 결과이며,
도 7의 (g)는 3.0B의 엑스선회절분석 결과이다.
도 7의 ▲는 오스테나이트상의 회절각을 표시한 것이고,
도 7의 ◆는 마르텐사이트상의 회절각을 표시한 것이며,
도 7의 ●는 보라이드 중 (Fe, Cr)B상의 회절각을 표시한 것이고,
도 7의 ◎는 보라이드 중 (Fe, Cr)2B상의 회절각을 표시한 것이며,
도 7의 ■는 보라이드 중 (Fe, Cr)3B상의 회절각을 표시한 것이다.
도 8은 본 발명에 의한 상온에서 금속간 마모거리에 따른 마모 손실량을 도시한 그래프로서,
도 8의 (a)는 스텔라이트 6 (stellite 6)의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 8의 (b)는 0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 8의 (c)는 0.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 8의 (d)는 1.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 8의 (e)는 1.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 8의 (f)는 2.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 8의 (g)는 2.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 8의 (h)는 3.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이다.
도 9는 본 발명에 의한 450℃에서 금속간 마모거리에 따른 마모 손실량을 도시한 그래프로서,
도 9의 (a)는 스텔라이트 6 (satellite 6)의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 9의 (b)는 0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 9의 (c)는 0.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 9의 (d)는 1.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 9의 (e)는 1.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 9의 (f)는 2.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며,
도 9의 (g)는 2.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고,
도 9의 (h)는 3.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이다.
도 10은 본 발명 및 종래 기술에 의한 경면 처리 합금의 실제 조성 및 B첨가에 따른 경도를 나타낸 표이다.
본 발명은 경면처리 합금(hardfacing alloy)에 관한 것으로, 경면처리를 포함하여 산업 현장에서 다양하게 사용할 수 있는 Fe계 경면처리 합금에 관한 것이다. 상기 경면처리는 금속부품의 수명을 증가시키기 위하여 접촉하는 표면에 내마모 재료를 육성 용접하는 방법으로 보수할 부분이 적고, 보수로 인한 휴지기간이 짧으며, 저렴한 모재의 사용이 가능하여 전체적인 비용이 감소되는 이점이 있다.
본 발명에 앞서 일본 공개특허공보 특개평8-325675(공개일자 평성8년(1996) 12월 10일)에 "내식내마모성이 우수한 철기 합금 및 이것을 이용한 내식,내마모부재의 제조 방법"이 공개된 바 있다.
그러나 위 특개평8-325675는 B(Boron)이 첨가되어 있으나, 본 발명(B의 중량%가 0.05wt.%~2.5wt.%)과는 다르게 B가 2.5wt.%~5.0wt.%이고, 탄소의 함량이 본 발명의 조성과는 크게 차이가 있고, 기본적으로는 위 특개평8-325675는 비정질상을 얻기 위한 것으로, 변형유기상변태를 이용한 본 발명과는 메커니즘이 현저하게 상 이한 것이다. 본 발명에 앞서 공개된 미국특허(제5,702,668호 1997.12.30특허)에 의하면, "불순물 원소들의 상당수는 코발트가 없는 합금(cobalt-free alloy)의 용접성을 떨어뜨린다. 이동도가 있는 원소들(tramp element), 특히 인(P), 붕소(B), 황(B) 등은 좋은 용접성을 얻기 위한 첨가 효과와 반대로 작용한다. 본 발명의 합금에서는 0.018%이하의 인(P)과 0.01% 이하의 황(S), 0.002%이하의 붕소(B)를 포함한다."
이와 달리 본 발명에서는 0.05wt.%~2.5wt.%의 B를 첨가하여 사용하는 점에서 위 미국특허와 상이한 것이다.
더욱이 미국 원자력 연구센터 EPRI (Electric Power Research institute)의 보고서 "NOREM Applications Guidelines - valve performance in PWR Final Report, November 1995 제 5-16쪽과 표5-10에 " 붕소, 용접성과 성능에 미치는 효과: 0.005%이상 원소가 잔류시 열간 균열을 촉진시킨다."라고 기재되어 있으나, 본 발명에서는 수년간 연구결과 0.05wt.%~2.5wt.%가 적합한 것을 알게 되었다.
따라서 본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 기존의 Fe계 경면 처리 금속의 내마모성 향상을 위해 첨가하는 고가의 원소 Co, Mo, W, V, Ti, Cu, Nb의 첨가 없이 Fe계 내마모 합금에 관한 선행 기술보다 더 좋은 내마모성을 부여하는 합금 조성을 개발하는데 있다. 특히 Fe계 경면처리 합금의 부족한 내연삭(abrasive) 마모성과 내 금속간(adhesive) 마모성 등의 기술적 한계를 B 첨가를 통해 향상시켜 우수한 마모 저항성을 부여하여, 내마모 부품의 유지 보수 기간과 경비를 절감하는 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 B첨가 Fe계 내마모 합금을 제공하는데 있다.
상기 기술적 과제를 달성하기 위하여, 본 발명은 14wt.%(중량%)~30wt.%의 Cr, 0.4wt.%~2.8wt.%의 C로서 도 1의 점I, 점II, 점III, 점IV, 점V, 및 점VI으로 둘러싸인 범위 내의 Cr 및C 와, 0.5wt.%~1.5wt.% Si와 0.05wt.%~2.5wt.% B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 B첨가 Fe계 내마모 합금을 제공한다.
이하, 첨부도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명한다. 그러나 다음에 예시하는 본 발명의 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 다음에 상술하는 실시예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시예는 당 업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 보다 완전하게 설명하기 위하여 제공 되는 것이다.
먼저, Fe계 합금의 경우 변형유기(strain induced) 마르텐사이트 변태(martensite transformation), 즉 응력을 받으면 마르텐사이트상으로의 변태에 의하여 α′마르텐사이트가 형성되는 것으로 알려져 있다.
따라서, Fe계 경면처리 합금이 우수한 내마모성을 보인 것은 다량의 탄화물 분산상과 함께 기지상의 적층결함 에너지(stacking fault energy)를 낮추어 부분전 위의 이동을 쉽게 하고, 이들이 결정립계(grain boundary)에 적층(pile-up)되어 전위가 서로 얽히게(tangled) 되면서 변형유기 마르텐사이트 변태가 일어나기 때문이다. 이러한 이유로 오스테나이트상을 가진 마모면이 응력을 받아 변형유기 마르텐사이트 변태가 발생하면 마모 표면부에서 높은 경도가 유지되어 우수한 내마모성을 나타내는 것이다.
이를 위해서 본 발명에서는 변형유기 마르텐사이트 변태가 가능한 Fe, Cr, Si, C, B로 구성된 오스테나이트 영역을 선택하였다.
도 1은 본 발명에 의한 Fe계 경면처리 합금의 상태도를 나타낸 도면이다.
구체적으로, 도 1에 Cr과 C을 함유하는 Fe계 경면처리 합금의 Cr과 C 함량에 따른 상형성 거동을 나타내었다. 일반적으로 Cr과 C의 함량이 변화하는 경우에 오스테나이트상(austenite phase)이 안정한 구역은 도 1의 (a)로 표시된 섀플러도(Schaeffler diagram)로 나타낼 수 있다.
즉, 도 1의 (a)로 표시된 라인의 상측으로 오스테나이트상이 안정하다고 볼 수 있다. 그러나, 본 발명에 의하며, Cr과 C 첨가량이 직선 도1의 (b)로 표시된 부분의 바깥측, 즉 도 1의 ▲로 표시된 부분쪽으로 되면 오스테나이트상의 형성이 억제되어 페라이트(ferrite)가 나타났는데, 이는 Cr과 C 첨가량이 증가함에 따라 탄화물의 양이 증가하기 때문으로 생각된다.
또한, 도 1의 (b) 직선의 내측에서 도 1의 직선 (c)로 표시된 영역의 내부는 수축 현상이 심하게 발생하지 않는 영역을 나타내고 있다. 그리고, Cr과 C의 함량이 공정점 이상으로 증가하면 도 1의 ●로 표시한 바와 같이 과공정(hyper) 조직이 형성된다.
과공정 조직은 초정 탄화물이 먼저 형성된 후에 오스테나이트상과 탄화물의 공정조직이 형성되기 때문에 탄화물의 양이 많고 조대한 미세조직을 보이며, 냉각속도에 따른 미세조직의 차이가 크다는 단점이 있다. 특히 과공정 조직에서는 C 함량이 충분치 않은 경우에는 기지상 내의 C 함량이 고갈되어 페라이트가 형성될 수 있는데, 이러한 페라이트 상은 오스테나이트상에 비해 변형유기 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다. 일반적으로 변형유기 상변태가 일어나는 동안 에너지를 흡수하여 내마모에 기여를 하지만 페라이트 상은 기여하는 양이 적어서 소성변형이 쉽게 발생하여 고하중 마모 과정에서는 극심한 마모가 발생한다.
따라서, 변형유기 마르텐사이트 변태에 의한 우수한 내마모성을 위해서는 아공정 오스테나이트계 합금이 적합하며, 이러한 경계는 도 1의 직선 (d)의 좌측부분으로 표시된 영역, 즉 진한 마름모(◆)로 표시된 영역이다. 결과적으로, 우수한 내마모성을 갖는 본 발명의 Fe계 경면처리 합금의 조성범위를 본 발명자들이 확인한 결과 진한 마름모(◆)로 표시된 14 wt.%~30wt.%의 Cr과 0.4wt.%~2.8 wt.%의 C로서 도 1의 점I, 점II, 점III, 점IV, 점V, 및 점VI으로 둘러싸인 범위내의 Cr 및 C와, 0.5wt.%~1.5wt.% Si, 0.05wt.%~2.5wt.% B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성됨을 알 수 있었다. 상기 B이 합금 원소로서 첨가되어 있는 이유는 오스테나이트상을 유지하면서 결정립(grain size)을 미세화시켜 변형유기 상변태를 가속화하여 향상된 내마모성을 갖기 위함이다.
이하에서는 본 발명을 구성하는 원소들의 작용 효과와 적용 분야에 따라 원 소들의 함량을 한정한 이유는 다음과 같다.
C는 침입형 고용 강화 (interstitial solid solution hardening)효과를 나타내며, 또한 Cr, Mo, W, V, Nb, Ti 등과 함께 탄화물을 형성한다. 본 발명에서는 C의 함량을 다음과 같은 이유로 한정하였다. C; 0.4wt.% 이하에서는 페라이트 상이 형성되며, 또한 C; 2.8wt.% 이상에서 도 1에서 볼 수 있는 바와 같이 과공정(hyper-eutectic) 조직으로 바뀐다. 따라서 C; 0.4wt.%~2.8wt.% 까지가 본 발명의 특성을 나타나는 영역이다. C의 함량이 크면 크롬탄화물의 분율도 증가하여 내마모성이 증가하지만, 동시에 취성의 증가에 의한 문제점 때문에 내충격성이 요구되는 부품에는 1.5wt.% ~2.4wt.%의 C을 첨가하고 내충격성보다 내마모성이 더 크게 요구되는 부품에는 2.0wt.%~2.8wt.%의 C을 사용한다.
Cr은 일반적으로 탄소와 함께 크롬탄화물을 형성하여 합금을 강화시킨다. 또한 기지에 고용된 Cr이 12wt.%이상이 되면 Cr이 산화되면서 부동태 피막(passive layer)를 형성하여 합금에 내식성을 부여하는 역할을 한다. 크롬탄화물의 양에 비례하여 경도 및 내마모성은 증가하나 취성도 역시 증가한다. 따라서 본 발명에서는 Cr의 함량을 다음과 같은 이유로 한정하였다. 크롬탄화물 형성으로 기지(matrix)에서 빠져나가더라도 기지에 12wt.%이상의 Cr이 포함되어 부동태 피막이 형성되기 위해서는 적어도 14wt.%이상의 Cr의 첨가가 필요하다. 또한, 30wt.%이상의 Cr을 첨가하면 내마모성에 나쁜 영향을 주는 시그마 (σ : sigma phase)상이나 페라이트(ferrite phase)상이 형성되므로, 변형 유기 상변태에 필요한 아공정 오스테나이트상을 유지하기 위해서는 Cr의 함량을 30wt.%이하로 한정하여야 한다. 또한 일정 비 율을 갖는 크롬탄화물의 조성과 기지의 조성을 본 발명이 갖는 특성을 유지하기 위해, C의 양과 Cr의 양은 비례해야한다. 따라서 1.5wt.%~2.4wt.%의 C에서는 18wt.%~22wt.%의 Cr의 조성을, 2.0wt.%~2.8wt.%의 C에서는 20wt.%~24wt.%의 Cr의 범위를 갖는 것이 적합하다.
Si은 철에 고용되서 경도와 내마모성을 증가시키며 용접성 및 주조성을 향상시킨다. Si가 0.5wt.%이하에서는 첨가효과가 거의 나타나지 않고, Si가 3.5wt.% 이상에서는 균열이 발행한다. 또한 Si가 2.0wt.%이상에서는 첨가량 증가에 따라 특성 개선 효과가 크게 나타나지 않는다. 따라서 본 발명에서는 Si의 함량을 0.5 wt.%~1.5 wt.% Si으로 한정한다.
B은 일반적으로 0.002wt.%이하에서만 강화효과를 나타내며, 그 이상 첨가 시 결정립계 편석 (grain boundary segregation) 및 주조 조직 내에 조대 기공(void, pore)의 형성과 취성 증가의 문제점이 있는 것으로 알려져 있다. 그러나 본 발명의 효과로 본 발명이 갖는 조성의 범위(14wt.%~30wt.%의 Cr, 0.4 wt.%~2.8wt.%의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.05~2.5wt.%의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물)에서는 0.05wt.%~2.5wt.%의 B 첨가에 의해 결정립 미세화(도 2)와, 공정상(eutectic phase)의 분율증가와 변형유기 상변태에 의하여 향상된 경도 증가 (도 6, 도 7, 도 10)로 인해 내마모성이 크게 증가(도 4, 도 8, 도 9)함을 알 수 있다. 특히, 금속 전체의 경도증가가 아닌 마모가 일어나는 표면만이 국부적으로 변형 유기 마르텐사이트 상변태(strain induced martensitic transformation)에 의해서 오스테나이트상에서 마르텐사이트상으로 상변태가 일어나므로(도 6, 도 7) 효율적으로 표면의 내마모성을 향상시키는 작용을 한다. 다만, B의 첨가량이 증가할수록 취성의 증가 효과가 있고, 2.5wt.% B이상에서는 초정 보라이드(boride)와 카바이드(carbide)가 형성되고 마모량의 증가 효과가 나타난다. 또한 마르텐사이트상이 오스테나이트상보다 더 많이 나타나기 때문에(도 7의 (f),도 7의 (g)) 0.05wt.%~2.5wt.% 로 B의 조성 범위를 한정하였다. 특히 내충격성이 요구되는 부품에는 마르텐사이트상이 거의 존재하지 않는(도 7의 (a),도 7의 (b)) 0.05wt.%~0.6wt.% B의 조성 범위를, 내충격성이 요구되지 않고 내마모성이 중요한 부품에는 0.6wt.%~2.5wt.% B의 조성 범위가 적합하다.
상기했던 이유에서 본 발명의 실시예로서 경면처리용 용접 와이어, 용접봉, 소결용 분말, 용사(thermal spray)등의 방법으로 상대적으로 내충격성이 요구되는 부품, 즉 금형, 금형 보수용 재료, 분쇄기, 쇼벨티이스, 블레이드, 굴삭기 장삽날 등에는 18wt.%~22wt.% 의 Cr, 1.5wt.%~2.4wt.% 의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.05wt.%~0.6wt.% 의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 합금조성을 제공한다. 또한 극심한 내마모성이 요구되는 기어, 베어링, 밸브의 접촉면, 샌드/슬러리 펌프, 내마모판재(wear plate), 절삭 부품(cutlery) 등에는 20wt.%~24wt.%의 Cr, 2.0wt.%~2.8wt.%의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.6wt.%~2.5wt.%의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 합금조성을 제공한다.
본 발명은 '표면 경화 육성용 Fe계 내마모 합금 조성'에 관한 것이므로 상술한 실시예 또는 적용 방법(주조, 용접, 소결) 이외에도 금속간, 또는 연삭 마모가 필요한 부품에 본 발명이 주장하는 조성 범위(14wt.%~30wt.%의 Cr, 0.4wt.%~2.8wt.% 의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.05wt.%~2.5wt.% 의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물)를 갖는 부품에 내마모성을 부여할 수 어떤 형태로도 적용이 가능하다. 이는 본 발명의 특성이 열처리나 제조방법에 의한 것이 아니라 본 발명이 갖는 합금 조성 비율에 의해 발생하기 때문이다.
이하에서는 B을 첨가한 본 발명에 의한 경면처리 합금과 종래의 경면처리 합금간의 마모 특성을 비교하여 설명한다.
특히, 본 발명의 경면처리 합금은 상술한 조성범위에서 일례로 20wt.%의 Cr, 1.7wt.%의 C, 1wt.%의 Si, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 된 합금을 이용하여 설명한다.
즉 기본조성은 20wt.%의 Cr, 1.7wt.%의 C, 1wt.%의 Si, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물이다. 그리고 편의상 상기 B이 1wt.% 첨가된 Fe계 경면처리 합금은 1.0B로 약칭하고, B이 2wt.% 첨가된 Fe계 경면처리합금은 2.0B로 약칭한다.
도 2는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B 함량에 따른 광학 조직사진을 나타낸 도면이다.
구체적으로 도 2의 (a) 에서 도 2의 (e)까지는 4원계 철계 내마모 신합금 조성에 0.0wt.%~2.0wt.%의 B을 첨가하여 진공 유도로로 주조한 시편의 미세 조직을 관찰한 결과이다. B을 2.0wt.%까지 첨가함에 따라, 아공정(hypo)조직을 유지하면서, B의 양이 증가함에 따라 조직이 미세해지는 경향을 보여주고 있다.
도 2의 (f)는 B의 함량을 2.5wt.%를 첨가하였을 경우 미세 조직을 광학 현미 경으로 관찰한 사진이다. 2.0wt.%까지 B을 첨가한 경우 아공정 조직을 보여준 것과는 달리 2.5wt.% 이상의 B을 첨가한 경우 과공정(hyper)조직이 나타나며, 또한 초정 보라이드(boride)와 카바이드(carbide)가 형성되기 시작함을 알 수 있다.
이 결정립 미세화 작용은 선원 특허발명(PCT/KR02/01608)이 갖고 있는 변형유기 상변태에 의한 강화 작용을 획기적으로 증가시키는 효과를 나타낸다.
그러나 B의 첨가량 증가가 모든 범위에서 상변태를 일으키는 것은 아니다. 도 2의 (f) 일부 및 도 2의 (g)에서 주로 관찰할 수 있는 과공정 조직은 초정 보라이드(boride)가 먼저 형성된 후에 오스테나이트상과 카바이드(carbide), 보라이드(boride)의 공정조직이 형성되기 때문에 이들은 조대한 조직을 보이며 특히 과공정 조직에서는 오스테나이트상이 적기 때문에 핵생성장소(nucleation site)로서 작용을 할 수 없어 변형유기 마르텐사이트 변태가 발생하지 않는다.
즉, 2.5wt.%를 초과하는 B의 첨가는 과공정 조직의 생성에 따른 조대한 초정 보라이드(boride) 조직의 형성 및 변형유기 상변태에 필요한 오스테나이트상의 감소에 의해 내마모성 향상에 적절하지 못함을 알 수 있다. 따라서, 변형유기 마르텐사이트 변태에 의한 우수한 내마모성을 유지하기 위해서는 2.5wt.% 이하의 B이 첨가된 아공정(hypo) 오스테나이트계 합금이 적합하다.
도 3은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B 함량의 증가에 따른 공정상(eutectic phase)의 분율을 측정한 결과이다. 도 3의 (a)는 공정상(eutectic phase)의 분율이고, 도 3의 (b)는 초정기지(primary matrix)의 분율이다.
구체적으로 아공정(hypo) 조직을 보여주는 범위 즉, 0.0wt.%~2.0wt.% 이내에서 B의 함량이 증가함에 따라 공정상(eutectic phase)의 분율이 증가하였다. 이는 일반적으로 공정상의 분율이 증가할수록 경도가 증가하고, 마모저항성이 향상된다고 알려져 있고 (K.C. Antony, Wear resistant cobalt-base alloys, J. Metal 35 (1983) 52-60) 도 4, 도 6, 도 8, 도9의 결과와 일치한다.
도 4는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 B 첨가에 따른 연삭마모 테스트 후의 마모량을 나타낸 도면이다.
구체적으로 ASTM G 65-94 (Standard Test Equipment)에 의해 연삭마모테스터(dry sand & rubber wheel test)를 이용하여 연삭마모(scratching abrasion)에 대한 금속재의 저항성을 결정하기 위해 한국 생산기술 연구원에서 시험하였으며 테스트 전과 테스트 후의 무게 손실량으로 연삭마모에 대한 저항성을 측정하였다.
그리고 재료의 마모저항성의 정도와 시험재의 두께에 따라 실험조건이 다르며 여기서는 B조건(하중 13Kg, 회전속도 200rpm, 모래분출속도(300-400g/min), 시험시간 10분) 하에서 실험을 실시하였다.
그 결과 경도는 높으나 내마모성이 없는 일반 기계구조용 탄소강은 838mg의 마모량을 보였으며, 블레이드나 분쇄기 햄머와 같은 실제 적용되는 경면처리합금인 12wt.% 망간강의 경우 연삭마모량이 241mg이었다.
Fe계 경면처리 합금 중 최상위권에 있는 독일의 ChromCar™ 6006의 경우는 마모량이 60mg이었다. 기본조성인 0B은 195mg의 마모량을 나타냈으며, 2.0B까지는 22mg으로 지속적으로 감소하였으나 초정보라이드와 과공정 조직이 형성되는 2.5B부터는 다시 마모량이 증가하였다.
특히 2.0B에서 가장 적은 마모량을 나타난 결과에서 연삭마모의 경우 2.0B이 최적 조성임을 알 수 있다.
0B의 선원 특허발명(PCT/KR02/01608)은 금속간 내마모 재료로 좋았으나 도 4에 나타난 결과처럼 연삭마모 저항성은 좋지 않았다. 본 발명은 0.05wt.%~ 2.5wt.% 의 B 첨가로 인하여 12wt.% 망간강 대비 3~10 배의 우수한 연삭마모(abrasive wear) 저항성을 나타냈다.
또한 독일의 ChromCarb™ 6006에서 볼 수 있듯이 ASTM G 65-94에서 연삭마모량이 60mg이하인 경우는 육성 용접에 의한 Fe계 내마모 합금 중에서는 가장 극심한 마모환경에서도 사용될 수 있는 정도로서 본 발명의 결과는 B을 첨가하지 않았던 선원 특허발명(PCT/KR02/01608)에 비해 월등한 연삭마모 저항성을 갖고 있음을 알 수 있었다.
도 5는 본 발명에 의한 경면처리 합금의 연삭마모시험 후 표면을 광학현미경으로 관찰한 그림으로 마모면의 보라이드가 떨어져나간 자리를 나타내고 있다.
구체적으로 ASTM G 65-94에 의하여 연삭마모 실험 후 3.0wt.% B을 첨가한 시편의 마모면을 광학으로 관찰하였다.
이러한 결과는 B의 함량이 증가할수록 계속 경도는 증가하였지만, 마모저항 성은 B를 2.5wt.% 이상을 첨가한 경우 보라이드 간 (FeB, Fe2B)에 인장특성과 압축특성의 차이로 인하여 취성이 생기며, 3.0wt.%의 B을 첨가한 경우는 과공정상으로 바뀌면서 국부적으로 취성이 강한 초정 보라이드가 생기는데, 연삭마모 테스트 경우 보라이드가 표면으로부터 지지되지 못하고 떨어져나가는 현상을 보여준 것이다.
이러한 이유로 B를 2.5wt.% 이상 첨가하게 되면 취성이 강하여 마모저항성을 저하시키므로 B의 함량은 2.5wt.% 이하가 적절하겠다.
도 6은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 연삭마모 시험 후 깊이에 따른 미세경도(micro vickers)를 표시한 그래프로서, 도 6의 (a)는 망간강의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고, 도 6의 (b)는 0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며, 도 6의 (c)는 0.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고, 도 6의 (d)는 1.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며, 도 6의 (e)는 1.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고, 도 6의 (f)는 2.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이며, 도 6의 (g)는 2.5B의 깊이에 따른 미세경도 그래프이고, 도 6의 (h)는 3.0B의 깊이에 따른 미세경도 그래프를 도시한 것이다.
구체적으로 기본조성에 B의 함량을 0.0wt.%~3.0wt.%로 달리하면서 B 첨가가 변형유기 상변태에 의한 마모면의 경도증가에 어떠한 영향을 미치는지 보기 위하여 마이크로비커스 경도계(micro Vickers hardness)를 이용하여 마모 표면부부터 기지(matrix)의 경도를 측정하였다.
그 결과 B을 2.0wt.%까지 계속적으로 첨가하였을 경우 마모 표면부의 경도증가가 연삭마모 실험을 한 다른 시편들보다 뚜렷이 나타났으며 2B의 표면부의 미세경도는 0B의 경우보다 약 200 Hv정도가 상승한 약 1000 Hv를 보여주었다.
또한 변형유기 상변태로 야기된 마모 표면과 금속 내부의 경도차이는 약 300 ~ 370 Hv이나, 과공정상이 나타나는 2.5B의 경우 표면과 금속 내부의 미세경도 차이는 약 100 Hv이며 3.0B의 경우 20 Hv에 지나지 않았다.
이런 실험 결과가 의미하는 바는 0.0wt.%~2.5wt%의 B을 첨가한 경우가 2.5wt.%~3.0wt.%의 B을 첨가한 경우보다 금속 내부의 경도 즉, 초기경도는 낮았지만, 소량의 B의 첨가로 쉽게 마모 표면의 경도를 상승시킨 것이다. 이는 도 4의 연삭마모량과 마모 표면부 미세경도 그래프가 비슷한 경향성을 보여준다는 것을 알 수 있다.
그러므로 이 결과는 0.05wt.%~2.5wt.%의 B에서 공정상의 분율 증가와 결정립 미세화 효과로 변형유기 상변태를 촉진시켜, 마모 표면부의 경도를 효율적으로 상승하였음을 보여준다.
특히 0B의 경우보다 최소150 Hv이상의 전체적인 경도 증가 효과가 뚜렷이 나타났다. 2.5wt.%~3.0wt.% B에서는 마모 실험 전의 경도 값을 나타낸 도 6 또는 도 10으로부터 금속 내부의 100μm에서의 경도 값과 마모 표면부의 값을 동시에 비교해보면 변형유기 상변태에 의한 경도 증가가 거의 없었음을 보여준다.
도 7은 본 발명에 의한 경면처리 합금의 전해 연마를 한 연삭마모시험 전과 후의 엑스선회절분석(XRD) 결과로서, 도 7의 (a)는 0B의 엑스선회절분석 결과이고, 도 7의 (b)는 0.5B의 엑스선회절분석 결과이며, 도 7의 (c)는 1.0B의 엑스선회절분석 결과이고, 도 7의 (d)는 1.5B의 엑스선회절분석 결과이며, 도 7의 (e)는 2.0B의 엑스선회절분석 결과이고, 도 7의 (f)는 2.5B의 엑스선회절분석 결과이며, 도 7의 (g)는 3.0B의 엑스선회절분석 결과이다. 도 7의 ▲는 오스테나이트상의 회절각을 표시한 것이고, 도 7의 ◆는 마르텐사이트상의 회절각을 표시한 것이며, 도 7의 ●는 보라이드 중 (Fe, Cr)B상의 회절각을 표시한 것이고, 도 7의 ◎는 보라이드 중 (Fe, Cr)2B상의 회절각을 표시한 것이며, 도 7의 ■는 보라이드 중 (Fe, Cr)3B상의 회절각을 표시한 것이다.
구체적으로 도 7의 (a)는 전해연마 후 연삭마모 실험을 하기 전 XRD 상이며, 도 7의 (b)는 마모 테스트 후 XRD 상을 나타낸다. 위의 도 6에서 기지의 경도 증가가 상의 변화에 영향을 주었는지 보기 위하여 XRD로 분석하였다. 그 결과 2.5wt% 이하의 B을 첨가한 경우 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변형유기 상변태가 일어났다.
변형유기 상변태가 오스테나이트상에서 발생한다는 점을 고려할 때 2.5 wt.% 이상의 B을 첨가하기보다는 그 이하의 B을 첨가하여 오스테나이트상이 생성되게 하여 마모 표면부를 마르텐사이트로 상변화가 일어나게 하는 것이 도 6에서 보더라도 효율적임을 알 수 있다. 즉 변형유기 상변태가 연삭마모 저항성을 향상시키는 가장 중요한 요인이라 할 수 있겠다.
도 8은 본 발명에 의한 상온에서 금속간 마모(adehesive wear)거리(cycle)에 따른 마모 손실량을 도시한 그래프로서, 도 8의 (a)는 스텔라이트 6 (Stellite 6)의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 8의 (b)는 0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 8의 (c)는 0.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 8의 (d)는 1.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 8의 (e)는 1.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 8의 (f)는 2.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 8의 (g)는 2.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 8의 (h)는 3.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프를 도시한 것이다.
구체적으로 경면처리합금의 금속간 마모특성을 평가하기 위하여 1000 cycle 동안 상온에서 마모거리(cycle)에 따라 마모량을 보여주는 그래프이다. 비교시편으로 스텔라이트(Stellite 6)를 사용하였으며, 현재 발전소에서 사용되는 밸브의 최고압력인 15 Ksi에서 실험하였다. 기본조성인 0B의 경우 스텔라이트 6(Stellite 6)보다 우수한 마모저항성을 보여주었으며, B을 첨가한 시편의 경우 모두 전자보다 더 우수한 금속간 내마모성을 보여주었다. 그러나 위의 연삭마모의 실험결과처럼 B의 함량을 계속 높여준다고 해서 마모저항성이 향상되지는 않았다. 3.0 wt% B을 첨가한 경우 스텔라이트보다는 우수한 마모저항성을 보여주었지만, 기본조성인 0B보다 낮은 마모저항성을 보였으며, 2.5B인 경우 상온에서 우수한 금속간 마모 저항성을 나타냈다.
도 9는 본 발명에 의한 450℃에서 금속간 마모거리에 따른 마모 손실량을 도시한 그래프로서, 도 9의 (a)는 스텔라이트 6 (Stellite 6)의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 9의 (b)는 0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 9의 (c)는 0.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 9의 (d)는 1.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 9의 (e)는 1.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 9의 (f)는 2.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이며, 도 9의 (g)는 2.5B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이고, 도 9의 (h)는 3.0B의 마모거리에 따른 마모손실량을 나타낸 그래프이다.
구체적으로 경면처리합금의 금속간 마모특성을 평가하기 위하여 1000 cycle 동안 고온(450℃)에서 마모거리(cycle)에 따라 마모량을 도시한 그래프이다. 비교시편으로 스텔라이트 6(Stellite 6)를 사용하였으며, 현재 원전에서 사용되는 밸브의 최고압력인 15 Ksi 테스트하였다. B의 함량은 0.0wt.%에서부터 3.0wt.%까지 첨가하여 고온에서의 마모저항성을 평가하였다. 그 결과 B의 함량이 증가함에 따라 마모저항성이 향상되었으나, 2.0wt.% 이상의 B을 첨가하였을 경우 마모저항성이 저하되기 시작하였다. 이는 연삭마모의 마모저항성과 같은 거동을 보여주었으며, 450℃에서도 변형유기 상변태가 발생하여 2.5wt.% 이하의 B을 첨가하였을 경우 여전히 우수한 응착 마모저항성을 보여주었다. 또한 이 결과에서 2.0wt.% B이 고온 환경의 금속간 마모에서 최저의 마모량을 나타냈다.
도 10은 본 발명 및 종래 기술에 의한 경면처리 합금의 B 첨가에 따른 경도와 분석된 조성을 나타낸 표이다. 구체적으로 이는 기본조성에 B의 함량을 0.0wt.%~3.0wt.%까지 변화시켜가면서 유도로를 이용하여 제작하였으며, 이들을 로크웰 경도기로 측정한 데이터(HRC)이다. B의 함량이 증가함에 따라 경도 값이 증가하는 것을 볼 수 있다.
결론적으로 본 발명이 갖는 B 첨가의 효과는 B의 증가에 따라 공정상의 양이 증가하여 경도가 증가되며 및 마모저항성의 향상되는 것이다. 또한 B의 첨가로 인하여 결정립을 미세화하여 마모가 일어나는 동안 변형유기 상변태를 촉진하여 내마모성을 향상시키는 것이다. 적은 첨가량에 따라 Fe계의 성질 및 조직에 큰 변화를 유발하는 C의 조성이 0.4wt.%~2.8wt.%인 경우에서, B을 단순히 마모 표면 및 금속 내부 전체의 경도 증가의 목적을 갖고 첨가한 것이 아니라, 변형 유기 마르텐사이트 상변태를 극대화하여 표면의 마모량만을 극소화시키는 제한적인 범위(0.0wt.%~2.5wt.% B)로 한정하여 사용한 것이 이 발명의 가장 큰 특징이라 하겠다. 또한 그 결과가 종전 Fe계 내마모 합금에 비해 월등히 우수한 연삭, 금속간 마모 저항성을 나타내었다.
이러한 결과에서 볼 수 있듯이 본 발명은 연삭 마모 저항성이 매우 큰 효과를 산업 현장에 직접 여러 형태로 적용이 가능하다. 즉, 스크류, 쇼벨티이스, 분쇄기, 바켓트, 블레이드, 샌드/슬러리 펌프, 포크레인 장삽날 등 중장비 부품 등 이 나 절삭 부품(cutlery)등 사용하기 위해 주조, 표면 경화 육성용 용접, 소결(sintering) 등의 방법을 사용할 수 있다. 또한 극심한 금속간 마모가 일어나는 부품, 즉 밸브, 베어링, 기어, 링크, 아이들, 스프라켓, 금형 등에 주조, 표면 경화 육성용 용접, 소결(sintering) 등의 방법을 사용할 수 있다.
본 발명은 '표면 경화 육성용 Fe계 내마모 합금 조성'에 관한 것이므로 상술한 적용예 또는 적용 방법(주조, 용접, 소결)이외에도 금속간, 또는 연삭 마모가 필요한 부품에 본 발명이 주장하는 조성 범위를 갖는 부품에 내마모성을 부여할 수 어떤 형태로도 적용이 가능하다.

Claims (3)

14wt.%~30wt.%의 Cr, 0.4wt.%~2.8wt.%의 C로서 도 1의 점I, 점II, 점III, 점IV, 점V, 및 점VI으로 둘러싸인 범위 내의 Cr 및C 와, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.05wt.%~2.5wt.%의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계 내마모 합금.
제1항에 있어서,
18wt.%~22wt.%의 Cr, 1.5wt.%~2.4wt.%의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.05wt.%~0.6wt.%의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계 내마모 합금.
제1항에 있어서,
20wt.%~24wt.%의 Cr, 2.0wt.%~2.8wt%의 C, 0.5wt.%~1.5wt.%의 Si, 0.6wt.%~2.5wt.%의 B, 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 변형 유기 상변태를 이용한 표면경화 육성용 보론첨가 철계 내마모 합금.
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KR860006564A (ko) * 1985-02-19 1986-09-13 엘든 하몬 루터 고내마모성 합금
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JP2001030036A (ja) 1999-07-23 2001-02-06 Nkk Joko Kk 高強度非調質鋼部品およびその製造方法
JP2004167599A (ja) * 2002-11-19 2004-06-17 Nippon Steel Hardfacing Co Ltd 搬送用ロール

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