KR101174534B1 - 개선된 내마모성 합금 - Google Patents

Abstract

본 발명은 비열처리 상태에서 오스테나이트 및 M₇C₃ 탄화물을 실질적으로 포함하는 마이크로구조를 보유하는 내마모성 고 크롬 백주철에 관한 것이다. 본 발명의 백주철은 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제 및 1종 이상의 오스테나이트 안정화제를 함유하는데, 이들은 그들의 효과 사이의 균형을 이루기 위한 각각의 함량으로 존재함으로써 백주철에는 실질적인 균열이 없다. 상기 백주철은 주물일 수 있거나, 또는 잘 침착된 하드페이싱을 포함할 수 있다.

고 크롬 백주철, 오스테나이트, 마르텐사이트, 합금, 주물, 하드페이싱

Description

개선된 내마모성 합금{IMPROVED WEAR RESISTANT ALLOY}

본 발명은 성분들의 하드페이싱(hardfacing)에 적합하고, 또한 완제품의 직접 주조(casting)에 적합하며, 그리고 개선된 파괴 인성을 가능하게 하는 내마모성 고 크롬 백주철(high chromium white irons)에 관한 것이다.

크롬 백주철, 특히 고 크롬 백주철은 매우 경질의 M₇C₃ 탄화물(carbide)을 함유함으로써 내마모성을 나타내는데, 이때 상기 M은 Fe, Cr 또는 Cr, Fe이나, 조성물에 따라 Mn 또는 Ni와 같은 다른 원소를 소량 포함할 수도 있다. 상기 내마모성 고 크롬 백주철은 아공정(亞共晶; hypoeutectic), 공정(共晶; eutectic) 또는 과공정(過共晶; hypereutectic)일 수 있다.

상기 아공정 크롬 백주철은 약 3.0% 이하의 탄소를 보유하고, 그들의 마이크로구조는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트의 공정 혼합물의 매트릭스 내에 오스테나이트의 제1 수지상정(primary dendrites)을 함유한다. 상기 공정 백주철은 약 3.0% 내지 약 4.0%의 탄소를 가지며, M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트의 공정 혼합물의 마이크로구조를 포함한다. 상기 과공정 크롬 백주철은 약 3.5% 내지 약 5.0%의 탄소를 보유하는 반면, 그들의 마이크로구조는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트의 공정 혼합물의 매트릭스 내에 제1 M₇C₃ 탄화물(primary M₇C₃ carbides)을 함유한다. 각각의 경우에 있어서, 공정 탄화물로서이건, 제1 탄화물로서이건 M₇C₃ 탄화물의 존재에 의하여 마모 특성을 가진 합금이 제공된다. 과공정 백주철은 아공정 백주철보다 더 높은 부피 분율의 경질 내마모성 M₇C₃ 탄화물을 보유하는 것으로 간주되고, 따라서 종종 다수의 하드페이싱 분야를 위한 바람직한 합금이다. 그러나, 상기 과공정 백주철은 일반적으로 주조에서는 바람직하지 않은데, 그 이유는 냉각 중 응력에 의하여 야기된 균열 때문이다.

당업계에서 널리 인식되고 있는 것은, 과공정 고 크롬 백주철을 이용하는 경우 내마모성은 증가되고, 상응하는 파괴 인성의 감소가 존재한다는 것이다. 고 크롬 백주철은 광업 및 광물 처리 산업, 내마모성이 요구되지만 상대적으로 낮은 파괴 인성이 허용되는 분야에서 광범위하게 사용된다. 그러나, 낮은 파괴 인성이 허용되지 않는 다른 분야도 존재한다. 이는 과공정 고 크롬 백주철은 사용가능하지 않았다는 것이며, 이를 해결하기 위한 다양한 시도가 이루어져 온 것을 의미한다.

주로 아공정 조성물 및 과공정 조성물 둘 다의 고 크롬 백주철에 관한 오스트레일리아 특허 출원 AU-A-28865/84의 배경기술 부분에는, 내마모성과 파괴 인성이 결합된 주조를 위한 만족스러운 과공정 백주철 합금을 개발하기 위한 다수의 실패한 노력들이 기재되어 있다. 또한, AU-A-28865/84는 아공정 조성물을 개발하기 위한 다양한 시도를 개시하고 있으며, 당업계에서 내마모성과 파괴 인성 딜레마에 대한 가능한 해결책을 제공함으로써 적합한 하드페이싱 합금을 개발하기 위한 시도 를 끌어내고 있다. 그러나, AU-A-28865/84는 실제로 주조 조성물을 주조 복합체로서 형성함으로써, 즉 기재(substrate)에 금속학적으로 결합된 바람직한 합금을 포함하는 복합 성분을 생성함으로써 주조 합금 냉각 시 균열을 회피하는데 도움을 주어 캐스트 조성물의 균열 문제를 주로 해결하고 있다. 실제로, AU-A-28865/84는 75 마이크론 미만의 평균 단면 치수를 가지는 제1 M₇C₃ 탄화물의 복합 주물을 형성함으로써 4.0 중량%를 초과하는 탄소를 보유하는 과공정 주조에 의하여 낮은 파괴 인성과 균열의 단점을 극복하려고 하고 있으며, 그렇게 하기 위한 다양한 메카니즘을 제안하고 있다. 따라서, AU-A-28865/84는 합금 자체 내에서 제1 M₇C₃ 탄화물의 크기를 제한하고 복합 성분을 형성함으로써 상기 문제점을 해결하려는 목적을 갖고 있다.

또한, 미국 특허 제5,803,152호는 제1 탄화물의 핵 생성을 최대화하기 위해 특히 두꺼운 부분의 과공정 백주철 주물의 마이크로구조를 개량함으로써 파괴 인성뿐만 아니라 내마모성도 증가시키기 위한 시도들이 기재되어 있다. 상기 개량은 상기 금속이 주조공정을 위해 쏟아 부어질 때 미립자 재료를 용융된 금속의 스트림 내에 도입함으로써 달성된다. 상기 미립자 재료는 용융된 금속으로부터 열을 추출하고, 액상 온도 및 고상 온도 사이의 제1 상 고화 범위로 과냉각(undercool)하기 위한 것이다.

하드페이싱 합금에서 파괴 인성을 개선하기 위한 이전의 시도들에서, 미국 특허 제6,375,895호는 하드페이싱을 위한 대부분의 종래 고 크롬 백주철이, 이에 대한 예비적인 경고가 있었음에도 불구하고, 용접된 상태에서 항상 다소 조밀한 균열 네트웍(또는 체크 균열(check cracking))을 나타내는 것을 지적하고 있다. 미국 특허 제6,375,895호는 연질 오스테나이트 매트릭스(약 300 브리넬 경도 수(BHN) 내지 600 BHN) 내의 제1 탄화물(약 1700 BHN)의 대조적인 경도가, 용융 상태로부터의 냉각 시에 수축 균열을 야기하는 것을 나타내고 있다. 미국 특허 제6,375,895호에서 제공한 해결책은, 합금 전체를 통해 마이크로구조 내에서 실질적인 마르텐사이트의 존재와 안정된 경도(약 455 BHN 내지 512 BHN)를 보장하는 특별한 합금 조성, 하드페이싱하려는 베이스 성분의 예열 및 후속 냉각 기법이다.

본 발명의 목적은 주조될 수 있거나, 실질적으로 균열이 없는 하드페이싱 합금으로서 사용될 수 있는 내마모성 고 크롬 백주철을 제공하는 것이다. 주물을 제조하는 데 사용되는 경우, 본 발명의 백주철은 복합 성분의 형성이 불필요하거나, 또는 복잡한 주조 기법을 사용할 필요가 없다. 또한, 하드페이싱을 위한 백주철로 사용되는 경우, 고가의 예열 기법을 사용할 필요가 없다.

본 발명의 개요를 설명하기 이전에, 앞서 설명한 종래 기술들은 발명의 배경을 설명하려는 목적으로만 제공된 것으로 이해되어야 한다. 이러한 종래 기술에 대한 참고는 고려된 문헌 중 임의의 문헌의 개시가 널리 공지되어 있거나, 오스트레일리아 또는 다른 곳에서 통상적인 일반 지식의 범주 내에 들어가는 것으로 인식되어서는 안 될 것이다.

발명의 개요

본 발명자들은 먼저 내마모성 고 크롬 백주철의 파괴 인성 문제의 원인을 인식하였다. 본 발명자들은 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에 마르텐사이트의 얇은 층이 존재하는 것을 인식하였고, 또한 상기 마르텐사이트의 얇은 층이 균열을 가능하게 하거나 또는 적어도 균열을 개시(開始)시킨다는 점을 인식하였다. 이는 M₇C₃ 탄화물이 제1 탄화물이고 오스테나이트가 공정 매트릭스의 오스테나이트이든, 또는 M₇C₃ 탄화물이 공정 탄화물이고 오스테나이트가 공정 오스테나이트이든, 또는 관련된 경우 오스테나이트가 1차 오스테나이트(primary austenite)이든 적용된다. 따라서, 상기 발견은 주물을 제조하는 데 사용하기 위한 아공정, 공정 및 과공정 고 크롬 백주철에 적용된다. 또한, 상기 발견은 용접 침착(weld deposition)을 위해 사용된 공정 및 과공정 합금과, 많은 경우에 있어서 용접 침착을 위해 사용된 아공정 합금에 적용된다.

본 발명자들은 추가적으로 상기 마르텐사이트의 얇은 층이 보통 두께가 1 마이크론 미만이지만, 수 마이크론 두께로 제조될 수 있거나, 또는 수 나노미터만큼 얇을 수 있음을 결정하였다. 상기 층은 탄화물에 관해 전체적으로 연속적이 아닐 수 있으며, 두께가 균일하지 않을 수 있다. 이러한 층은 통상 전자 현미경 등을 이용하여 볼 수 있다.

본 발명자들의 발견은, 일반적으로 마르텐사이트의 얇은 층의 존재에 의하여, 고 크롬 백주철에 있어서 M₇C₃ 탄화물에 인접한 오스테나이트 내 크롬 및 탄소 함량의 감소가 초래되고, M₇C₃ 탄화물에 인접한 오스테나이트 내 마르텐사이트의 형성 경향을 증가시키는 규소 함량이 영향을 받는다는 것을 나타낸다.

설명을 위한 언급으로서, 하드페이싱 중에 형성된 용접 침착물은 용접 고화 후 냉각 중 수축에 기인한 잔류 인장 스트레스(residual tensile stress)를 받는다. 본 발명자들은 M₇C₃ 탄화물에 인접한 얇은 경질의 깨지기 쉬운 마르텐사이트 층은 균열에 의해 이러한 인장 스트레스를 완화시켜 줌을 확인하였다. 이러한 얇은 마르텐사이트 층이 없으면, 더 연질의 오스테나이트가 잔류 인장 스트레스에 순응하여 변형될 수 있으며, 이에 따라 균열의 개시를 미연에 방지하고, 일부 미세균열이 여전히 발생하는 경우에는 균열 전파를 최소화한다.

추가적으로 본 발명자들은 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서의 마르텐사이트가 주조와 용접 침착된 하드페이싱의 균열을 야기하는 유일한 원인이 아님을 확인하였다. 본 명세서에서 후술하는 바와 같이, 추가의 주 원인은 높은 레벨의 상호연결도(interconnectivity)를 보유하는 M₇C₃ 탄화물의 형성이다. 몇몇 합금 첨가물은, 상기 첨가물 중 하나 이상이 고화 이전에 용융물의 과냉각이 일어나도록 하는 양으로 존재하는 경우 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 증가시키는 것을 확인하였다. 이는 주조와 용접 침착물 둘 다에 적용되고, M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 계면에서 마르텐사이트의 존재와 관련되는 경우, 균열 개시 및 전파는 본질적으로 피할 수 없다. M₇C₃ 탄화물 상호연결이 이들 계면에서 마르텐사이트가 존재하기 쉽지 않은 경향의 합금에서 일어나는 경우, 균열 개시와 전파는 여전히 회피할 수 없지만, 균열 개시의 소스는 없앨 수 있다.

본 발명자들은 대부분 고 크롬 백주철 내에서 균열 개시 및 전파 둘 다의 원인에 대한 해결책은 주조에서건 용접 침착에서건 동일함을 확인하였다.

본 발명은 내마모성 고 크롬 백주철을 제공하는데, 여기서 비열처리 상태(unheat-treated condition)에서 상기 백주철은, 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물을 실질적으로 포함하는 마이크로구조를 보유하고, 여기서 상기 백주철은 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제(promoter)와 1종 이상의 오스테나이트 안정화제(stabiliser)을 함유하고, 상기 마르텐사이트 촉진제와 오스테나이트 안정화제는 그들의 효과 사이의 균형을 이루기 위한 각각의 함량으로 존재하고 이에 의하여 상기 백주철은 비열처리 상태에서 다음 중 하나 이상을 만족하는 것에 의하여 실질적으로 균열이 없게 한다.
ⅰ) 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물(carbide) 사이의 계면에 실질적으로 마르텐사이트가 없는 것, 및
ⅱ)탄화물 입자 사이에 상대적으로 낮은 레벨의 상호연결도(interconnectivity)를 가지는 것.
실질적으로 모든 경우는 아니지만, 대부분의 경우, 상기 백주철은 실질적으로 균열이 없고 또한 개선된 파괴 인성을 보유한다.

한 형태에서, 상기 백주철은 주방 상태(as-cast)로 존재하고, 상기 각각의 함량은 균형을 이룸으로써 상기 백주철은 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면에서 마르텐사이트를 실질적으로 보유하지 않는다.

다른 형태에서, 상기 백주철은 용접 침착에 의해 기재(substrate)상에 제공된 하드페이싱을 포함하는데, 상기 하드페이싱은 실질적으로 체크 균열(check cracking)을 보유하지 않는다. 마르텐사이트 촉진제와 오스테나이트 안정화제의 효과 사이의 균형에 의하여, 상기 마이크로구조의 M₇C₃ 탄화물은 그 탄화물 입자들 사이가 상대적으로 낮은 레벨의 상호연결도를 나타내도록 할 수 있다. 상기 낮은 레벨의 상호연결도는, 바람직하게는 상기 마이크로구조가 분지된 탄화물 입자(branched carbide particles)를 실질적으로 보유하지 않고, 상기 각각의 함량이 균형을 이루게 하는 연결도이며, 이에 의하여 상기 백주철이 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면에서 실질적으로 마르텐사이트를 보유하지 않도록 한다.

본 발명은 내마모성 고 크롬 백주철 함금을 제공하는데, 상기 백주철 함금은 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서 실질적으로 마르텐사이트를 보유하지 않음으로써 상기 합금은, 주방상태이든 하드페이싱을 위한 침착상태이든, 실질적으로 균열을 보유하지 않는다. 그러나, 이들 계면에서 실질적으로 마르텐사이트를 보유하지 않는다는 것이 계면으로부터 이격된 오스테나이트 영역 내에서 일부 마르텐사이트의 존재를 배제하는 것은 아니라는 점을 명심하여야 한다. 본 발명은 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서 마르텐사이트의 얇은 층의 형성을 예방하는 것을 특징으로 하는데, 모든 마르텐사이트의 전체적인 배제를 필요로 하는 것은 아니며, 마르텐사이트는 발생할 수 있다. 실제로, 몇몇 조성물에서는, 이들 계면 이외에서 마르텐사이트의 존재는 바람직하다.

다른 형태에서, 본 발명은 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제와 1종 이상의 오스테나이트 안정화제의 충분한 균형을 보유함으로써, M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서 실질적으로 마르텐사이트가 존재하지 않고, 백주철이 주방상태이건 하드페이싱을 위한 침착상태이건, 실질적으로 균열을 보유하지 않는 내마모성 고 크롬 백주철을 제공한다.

마르텐사이트 촉진제로서의 규소는 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 작용을 하는 합금 원소 그룹의 하나이다. 또한, 상기 그룹의 합금 원소는 붕소를 포함한다. 본 발명에 따른 고 크롬 백주철에서, 규소는 1종 이상의 오스테나이트 안정화제와의 필요한 균형을 이루기 위한 목적을 위해 중요한 마르텐사이트 촉진제이다. 그러나, 붕소는 예를 들어 약 1% 이하, 또는 많아도 2% 이하 만큼 마르텐사이트 촉진제로서 사용될 수 있다. 상기 붕소는 규소의 작용에 영향을 미칠 수 있으며 유일한 마르텐사이트 촉진제로서 사용될 수 있다. 일반적으로, 붕소는 마르텐사이트 촉진제로서 사용될 수 있음을 고려함에도 불구하고, 본 발명에 필요한 대조군은 마르텐사이트 촉진제로서의 규소 및 1종 이상의 오스테나이트 안정화제에 대해 기술한다.

상기 1종 이상의 오스테나이트 안정화제는 오스테나이트의 형성을 촉진하고 안정화시키는 작용을 하는 합금 원소 그룹의 일원이다. 상기 그룹의 합금 원소는 망간, 니켈, 구리 및 몰리브덴을 포함한다. 이들 원소들은 단독으로 사용하거나 또는 조합하여 사용할 수 있다. 이들 4가지 원소들 중, 망간 및 니켈이 본 발명의 목적을 위해 특히 바람직하다. 따라서, 본 발명에 필요한 대조군은, 다른 오스테나이트 안정화제 중 1종 이상이 소량 추가로 존재할 수 있음에도 불구하고, 망간 및/또는 니켈을 오스테나이트 안정화제로서 기술한다. 또한, 망간 및/또는 니켈 대신에 다른 안정화제를 사용하는 것도 고려할 수 있다.

본 발명의 바람직한 형태에서, M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서 마르텐사이트의 얇은 층은, 오스테나이트 안정화제(예를 들어, 망간 및/또는 니켈) 및 마르텐사이트 촉진제(예를 들어, 규소 및/또는 붕소)가 적절한 함량을 가지는 형태로서 여러 함금 원소들이 이루는 '충분한 균형'에 의해 회피된다. 본원에 사용한 용어 "충분한 균형(sufficient balance)"은 생성된 주물 또는 하드페이싱이 실질적으로 균열을 보유하지 않도록 하는 크롬 백주철 내에 존재하는 이들 합금 원소의 양을 나타내는 기능적인 표현이다.

추가로 이들 합금 원소에 관해, 규소와 같은 마르텐사이트 촉진제는 하드페이싱이나 주조 중에 용융물의 유동성을 증가시키기 위해 몇몇 크롬 백주철에 대한 첨가가 제안되어 왔다. 그러나, 본 발명자들은 규소와 같은 마르텐사이트 촉진제의 존재가 이전에 예상하지 못한 누적적으로 유해한 결과를 나타낸다는 것을 확인하였다. 상기 마르텐사이트 촉진제의 존재는 마르텐사이트의 형성시 바람직한 오스테나이트 안정화제(망간 및 니켈)에 대한 반대 효과를 나타낼 수 있는 것으로 확인되었다. 따라서, 마르텐사이트 촉진제는 단지 마르텐사이트의 형성을 촉진할 뿐 아니라 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면에서 마르텐사이트 형성을 특이적으로 촉진시키는 작용을 할 수 있다. 이것이 규소와 같은 마르텐사이트 촉진제와 오스테나이트 안정화제의 균형이 필요한 이유이다.

마르텐사이트를 촉진시키는 것으로 공지되어 있음에도 불구하고, 규소는 실질적인 양으로 첨가되거나 용인될 수 있는데, 그 이유는 마르텐사이트 촉진제로서의 그의 효과가 오스테나이트 안정화제의 사용에 의해 상쇄되는 것으로 생각되기 때문이다. 즉, 규소의 존재에도 불구하고, 충분한 오스테나이트 안정화가 달성될 수 있다고 인식되어 옴으로써, 전체적으로는 용융물 유동성을 증가시키는 데 있어서 규소의 유익한 효과가 단점 없이 달성될 수 있다는 유용한 결과가 도출될 수 있다. 이러한 인식은 통상적으로 사용되는 금속 현미경 기술에 의해 지지된다. 마르텐사이트 억제가 확인되어 온 크롬 백주철의 경우, 이들 기술에 의해 얻어진 현미경 사진의 분석은, 아공정 철을 위한 1차 오스테나이트와 공정 매트릭스 및 과공정 철을 위한 제1 M₇C₃ 탄화물과 공정 매트릭스를 나타낸다. 이와 같은 분석은 상기 공정이 마르텐사이트 없이 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트를 포함하는 것으로 인식되게 한다. 아공정 백주철의 수지상정의 경우, 이들 분석은 예상되는 바와 같이 오스테나이트만을 포함하는 제1 수지상정 또는 마르텐사이트의 영역이 내부에 존재할 수 있는 오스테나이트를 포함하는 제1 수지상정을 나타낸다. 후자의 경우, 마르텐사이트 영역은, 이들이 오스테나이트 내에 함유된다면, 허용될 수 있는 것으로 생각된다. 각각의 경우에 있어서, 현미경 사진은 무엇이 예상되는지 그리고 잔류 스트레스에 의해 만족스럽게 설명되는 균열의 출연에 대해 추가로 살필 필요가 없음을 나타낸다.

상기한 바와 같이, 미리 예상치 못했지만, 본 발명자들은 규소가 오스테나이트 안정화에도 불구하고 마르텐사이트의 형성을 촉진시키는 데 있어서 적극적인 역할을 하는 것을 확인하였다. 이러한 역할은 유해한 것인데, 그 이유는 형성된 마르텐사이트는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트의 계면에 존재하기 때문이다. 이는 공정 상(eutectic phase)의 탄화물 및 오스테나이트, 또는 1차 오스테나이트 및 공정 탄화물 또는 제1 탄화물 및 공정 오스테나이트 또는 이들 상황의 관련 조합일 수 있다.

유동성을 증가시키는 공지된 이로운 효과를 보유하는 규소 함량이 바람직하다. 그러나, 이 목적을 위해 필요한 함량의 규소를 보유하고, 적어도 충분히 과량의 오스테나이트 안정화제를 첨가함으로써 마르텐사이트 촉진제로서 규소의 유해한 작용을 상쇄시키는 것은 간단한 문제가 아니다. 과도한 오스테나이트 안정화제를 첨가하는 것은 비용 증가요인이 된다. 그러나, 더 중요한 이유는 마이크로구조에 대하여 미치는 규소의 보다 복잡한 영향 때문이다. 본 발명자들은 규소가 존재하는 양에 따라, 규소는 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 증가시킬 수도 있고 감소시킬 수도 있음을 확인하였다. 이는 과공정 백주철에 특히 관련되어 있으나, 아공정 철에도 적용된다.

문헌[참조: ASM Handbook, Volume 15, Castings, 9판]의 681면에 "고 크롬 백주철"이란 제하의 부분에서, 이들 백주철은 "경질의 상대적으로 불연속 M₇C₃ 공정 탄화물에 의해 구분된다"로 언급되어 있다. 과공정 철의 경우, 제1 M₇C₃ 탄화물의 큰 육각형 로드(hexagonal rod)가 존재하고, 이들은 또한 적어도 실질적으로 불연속인 것으로 인식된다. 그러나, 본 명세서에서 기술한 바와 같이, 규소는 공정 탄화물 내이건 제1 탄화물 내이건 탄화물 상호연결도의 정도에 영향을 미칠 수 있다. M₇C₃ 탄화물의 상호연결도의 증가는 전체적인 취약성을 증가시키고, 균열의 개시 및 전파를 용이하게 하는 반면, 상호연결도의 감소는 균열 개시 및 전파 둘 다를 제한하는 강인한 오스테나이트 상(austenite phase)을 가능하게 한다.

규소는 고화가 일어나기 이전에 용융물에 과냉각을 증가시켜, 공정 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 증가시키고, 과공정 마이크로구조의 경우, 제1 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 증가시킬 수 있다. 따라서, 주물 또는 용접 침착물의 전체적인 취약성은 증가된다. 그러나, 규소가 실질적인 과냉각이 일어나지 않을 정도의 조절된 양으로 존재하는 경우, 상기 규소는 제1 M₇C₃ 탄화물의 상호연결성 및 공정 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 감소시키는 데 기여할 수 있다. 이러한 상호연결도의 감소에 따라, 파괴 인성, 내마모성 및 열 쇼크에 대한 내성이 증가된다. 더 높은 함량의 규소를 적용하여 아공정 조성물에서 공정 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도를 감소시킬 수 있는데, 그 이유는 높은 상호연결도를 가진 복잡하고 규칙적인 공정(complex regular eutectic)은 아공정 합금에서 형성되지 않기 때문이다.

본 발명자들은 주조와 특히 관련되어 있는, 규소의 함량을 결정하는 데 있어서 바람직하게 고려될 수 있는 추가의 요인이 존재하는 것을 확인하였다. 현재의 상황에서, 크롬 백주철을 주조하는데 있어서 느린 냉각 속도가 사용된다. 이들 철과 관련하여, 상기한 문헌인 ASM Handbook의 683면에는 "쉐이크아웃 프랙티스(shakeout practices)"라는 제하로, "용융물에서 실온 범위로 냉각시키는 것이 바람직하고, 특히 마르텐사이트가 냉각의 마지막 단계 중에 형성되는 경우, 균열을 피하기 위해 필요할 수 있다"라고 기재되어 있다. 추가로, 상기 경고는 헤비-섹션 주조(heavy-section casting)에서 강제적인 것일 수 있고, 높은 잔류 스트레스 및 균열의 빈번한 원인은 너무 높은 온도에서 주몰을 주형으로부터 추출하는 것임을 나타내고 있다. 즉, 원칙적으로 균열은 냉각 속도에 원인이 있는데, 더 느린 냉각 속도는 균열의 형성 및 전파의 위험을 감소시킨다.

규소와 같은 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제와 1종 이상의 오스테나이트 안정화제 사이의 균형에 대한 본 발명자들의 발견은, 규소 함량의 증가로 인해 균열의 위험 없이 점점 더 빠른 냉각 속도의 사용을 가능하게 할 수 있다는 것이다. 물론, 이는 주조 생산 주기를 단축할 수 있다는 실질적인 이점이다. 그러나, 또한, 상기 발견은 빠른 냉각 속도가 본질적인 용접에도 관련될 수 있는데, 그 이유는 예를 들어 더 높은 규소 함량은 M₇C₃ 상호연결도에 대한 규소 함량 및 냉각 속도의 조합되는 효과를 고려하지 않고도 잔류 스트레스에 기인한 균열의 위험을 추가로 감소시킬 수 있기 때문이다.

상기한 요인들을 고려하면, 본 발명에 따른 크롬 백주철 내의 규소 함량은 0.25% 내지 3.5%가 바람직하다. 그러나, 더 바람직한 함량은 0.5% 내지 3.25%이다. (마이크로구조에 따른) 몇몇 형태에서, 상기 규소 함량은 약 2.75%를 초과하지 않아야 하는데, 그 이유는 후술하도록 하겠다. 붕소는 규소보다 다소 더 강력하며, 상기한 바와 같이, 필요한 붕소는 단지 약 1% 이하 또는 단지 약 2% 이하의 함량으로 존재한다.

본 명세서를 통해, 특별한 언급이 없으면, %는 중량을 기준으로 한 것이다. 하드페이싱 분야의 경우, 상기 %는 베이스 금속에 의한 희석이 가능하며, 예를 들어 10% 내지 40%이다.

본 발명의 특히 바람직한 형태에서, 오스테나이트 안정화제인 망간 및 니켈은 둘 다 4.0% 내지 약 12%, 예를 들어 4.0% 내지 8.0%의 양으로 합금 내에 존재하는데, 이로써 오스테나이트의 마르텐사이트로의 전환을 예방하는데 도움이 될 수 있다. 그러나, 상기 두 가지 원소가 모두 존재할 본질적인 필요는 없고, 이들 원소들 중 단지 하나가 상기한 바와 같은 바람직한 범위 내에 존재하는 것으로 충분할 수 있다. 또한, 망간 및/또는 니켈이 적어도 몇몇 경우에 약 12% 이하로 존재할 수 있지만, 바람직한 범위는 4.0% 내지 8.0%이다.

대안적인 오스테나이트 안정화제를 사용하는 경우, 전형적으로 구리가 사용되는데, 그 양은 망간 및/또는 니켈에 대해 상기한 바와 동일한 함량으로 사용할 수 있다. 그러나, 몰리브덴은 일정 비율이 탄화물을 형성할 수 있도록 더 높은 함량으로 사용될 필요가 있으며, 따라서 오스테나이트 안정화제로서 사용할 수 없다. 따라서, 다른 합금 첨가제에 유사한 오스테나이트 안정화를 제공하는 당량의 몰리브덴을 고려하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 2가지의 대안을 모두 사용하는 경우, 상대적으로 낮은 함량으로 망간 및/또는 니켈과 함께 사용하는 것이 바람직하다. 이는 특히 비용면에서 몰리브덴을 함께 사용하는 것이다.

두 가지 이상의 오스테나이트 안정화제를 함께 사용하는 경우, 오스테나이트 안정화제의 총 함량은 약 20%를 초과하지 않으며, 더 바람직하게는 약 16%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

본 발명에 의해 요구되는 균형은 수많은 변수의 제어를 필요로 한다. 이들 변수의 예로는 규소의 함량, 망간의 함량 및 니켈의 함량을 포함한다. 망간 및 니켈은 대부분의 경우 상호 대체 가능하다면, 하나의 변수로서 고려될 수 있다. 그러나, 이들은 오스테나이트 안정화제로서의 그들의 유효성의 관점에서 약간 상이하고, 따라서 망간의 함량과 니켈의 함량은 독립 변수로서 고려하는 것이 바람직하다. 네 번째 변수는 냉각 속도이다. 그러나, 변수로서, 냉각 속도는 주조와 큰 관련성을 갖고 있는데, 그 이유는 그의 변이에 대한 범위가 용접 침착에서 다소 제한되기 때문이다.

현재의 상태는 상기한 4가지 변수 사이의 실험적인 관계가 개발될 수 있다는 것이다. 그렇다면, 이러한 관계의 형성은, 현재 공지되거나 사용되고 있는 관계, 예를 들어 마르텐사이트 출발 온도 Ms를 결정하기 위한 앤듀르 관계(Andrew's relationship)가 본 발명에 의해 요구되는 균형을 이루는 데 관련이 없는 것이 명백해 보임에도 불구하고, 명확하지 않다. 탄소 및 크롬 각각을 주어진 함량으로 보유하는 고 크롬 백주철에 있어서, 최종적인 결과는 규소와 망간 및 니켈 중 1종 이상 사이의 적합한 균형을 결정하기 위해 예비적이고 일반적인 시험 주조 및 용접 침착을 수행할 필요가 있다는 것이다. 이들 시험은 전체적인 백주철 조성물이 얻어지는 제조 시간에 관련된 냉각 속도에서 수행되어야만 한다. 또한, 적어도 몇몇 경우에서, 규소 함량은 사전에 결정하여야 하고, 이 함량은 과냉각을 유발할 것 같은 함량은 아니어야 하며, 따라서 상기 시험은 필요한 균형을 얻기 위해 망간 및/또는 니켈 함량을 조정하기 위하여 환산될 수 있다.

적어도 예비 측정으로서, 상기 균형의 획득은 시험 주조 또는 용접 침착물에 자석을 제시함으로써 결정할 수 있다. 강자성(현재의 구조 내에 마르텐사이트가 존재한다는 표시)이 명백한 경우가 아니라면, 상기 균형의 적어도 근접한 획득은 이루어진 것이다. 그러나, 이를 넘어 금속 현미경을 이용한 조사를 통해 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에 마르텐사이트가 존재하지 않는 것을 확인하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고 크롬 백주철에서, 존재하는 크롬의 양은 8% 내지 50%가 바람직하다. 더 바람직한 크롬 함량은 10% 내지 30%이다. 상기 탄소 함량은 전형적으로 1.0% 내지 6.0%일 것이다. 그러나, 상기 백주철이 아공정 백주철인지, 공정 백주철인지, 또한 과공정 백주철인지에 따라 탄소 함량에 대한 하위 범위는 겹쳐진다. 따라서, 상기 탄화물은, 예를 들어 1차 오스테나이트 영역 내에 소량의 덜 경질의 M₂₃C₆ 탄화물이 존재할 수 있음에도 불구하고, 주로 M₇C₃ 타입일 것이다.

아공정 크롬 백주철 조성물의 경우, 존재하는 탄소의 양은 일반적으로 1.0% 내지 3.0%일 것이다. 공정 조성물의 경우, 존재하는 탄소의 양은 일반적으로 3.0% 내지 4.0%일 것인 반면, 과공정 조성물은 일반적으로 3.5% 내지 5.0%일 것이다. 그러나, 이들 범위는 다른 합금 원소의 존재에 따라 변경될 수 있는 것으로 이해되어야 한다. 예를 들어, 상기 합금이 약 (총)10% 이하의 양으로 니오븀 및/또는 바나듐(내마모성을 증가시키기 위하여 단단한 니오븀 및 바나듐 탄화물의 석출을 위해 첨가될 수 있음)을 포함하는 경우, 각각의 조성물에 존재하는 탄소의 관련 양은 다음과 같이 변동될 것이다:

아공정 2.0% 내지 4.0%

공정 4.25% 내지 4.75%

과공정 5.0% 내지 6.0%

이들 범위의 변화는 합금 원소에 따라 추가로 이루어질 수 있다. 당업자는 어떤 조건에서 어떻게 이들 범위의 변화가 일어나는지 이해할 것이다. 그러나 몇몇 설명은 도 1과 관련하여 제공된다.

본 발명을 더 용이하게 이해하기 위하여, 다음과 같이 첨부 도면을 참조한다.

도 1은 시판되는 제품의 영역에서 크롬 백주철에 대한 액상 표면 투영도(liquid surface projection)를 나타낸다.

도 2는 현재 통용되는 형태에 따른 과공정 주물로부터 취한 샘플의 현미경 사진이다.

도 3은 도 2의 필드 부분의 현미경 사진이지만, 더 고배율로 촬영한 사진이다.

도 4는 도 2의 필드 부분의 현미경 사진이지만, 더욱 큰 배율로 촬영한 사진이다.

도 5는 본 발명에 따른 크롬 백주철 조성물을 이용한 과공정 주물로부터 취한 샘플의 현미경 사진이다.

도 6은 도 5와 동일한 주물로부터 취한 샘플의 현미경 사진이지만, 더 고배율로 촬영한 사진이다.

도 7은 샘플 I 및 현재 통용되는 용접 침착된 하드페이싱의 전형품의 체크 균열을 예시하는 확대도이다.

도 8(a) 및 8(b)는 도 7에 나타낸 샘플의 현미경 사진이다.

도 9는 현재 통용되는 하드페이싱인 샘플 II의 현미경 사진이며, 바람직한 마이크로구조를 나타내지만 비대표적인 마이크로구조이다.

도 10은 현재 통용되는 하드페이싱인 샘플 III의 현미경 사진이며, 전형적인 마이크로구조를 나타내지만 현재 통용되는 바람직하지 않은 마이크로구조이다.

도 11(a) 및 11(b)는 각각의 배율에서 촬영한 현미경 사진이며, 도 9의 샘플 II의 바람직하지 않은 마이크로구조를 통해 체크 균열을 나타낸다.

도 12 및 도 13은 도 10의 샘플 III에 대한 바람직하지 않은 마이크로구조를 나타내는 각각의 현미경 사진이다.

도 14는 도 10의 샘플 III의 전자 현미경 사진이며, 더욱 바람직하지 않은 전형적인 마이크로구조 특성을 나타낸다.

도 15는 본 발명에 따른 고 크롬 백주철의 전형적인 용접 침착물의 확대 사진이다.

도 16은 도 15에 나타낸 용접 침착물의 세로방향으로 촬영한 현미경 사진이 다.

도 17은 도 15에 나타낸 용접 침착물의 가로방향으로 촬영한 현미경 사진이다.

상세한 설명

도 1은 준안정성(metastable) C-Cr-Fe 액상 표면의 F 리치부에서 고 크롬 백주철에 대한 삼원 Fe-Cr-C에 대한 액상 표면 투영도를 나타낸다. 상기 삼원 조성물은 6% 이하의 탄소 및 40% 이하의 크롬을 보유한다. 이들은 또한 낮은 비율의 망간 및 규소를 함유한다.

도 1의 액상 표면 투영도는 마이크로구조와 탄소 및 크롬의 함량 사이의 관계를 나타내기 위해 사용될 수 있다. γ로 표시한 영역은 아공정 조성물을 나타낸다. A, B, C, D 및 E 포인트에서의 조성물은 모두 본원에서 I 그룹으로 지칭하는 일반적인 범위 내에 포함된다.

조성물 A 및 조성물 B는 아공정 영역에 포함되고, 경계에 근접해 있다. 공정 마이크로구조는 U1 선으로부터 U2 선, 즉 B에 근접한 조성물로부터 C 포인트를 향하는 선 상에 포함된다. 과공정 조성물은 조성물 D 및 조성물 E를 포함하는 M₇C₃으로 표시한 영역 내에 존재한다.

오스테나이트의 마르텐사이트로의 전이를 증강시키거나 촉진시키는 경향이 있는 임의의 냉각 기법은 사용하지 않는 것이 바람직하다. 몇몇 조성물의 경우, 마르텐사이트의 형성을 촉진하지 않는 냉각 기법을 채용하는 것이 바람직할 수 있다. 그러나, 본원에서 이미 기술한 바와 같이, 더 높은 규소 함량은 더 신속한 냉각 속도를 가능하게 할 수 있다.

본 발명에 따라 주조 또는 용접 침착에 사용하기 위한 크롬 백주철 조성물의 예시적이고 비제한적인 예를 표 I 및 II에 제시하였다. 표 I은 도 1에 나타낸 A, B, C, D 및 E 포인트에서 조성물을 커버하는 I 그룹 조성물을 제시하였다. 표 II는 상기한 이유로, 니오븀 및/또는 바나듐을 포함하는 점만 다른 유사한 조성물을 제시하고 있다.

I 그룹 조성물 범위

마이크로구조	C %	Cr %	Nb/V %	Mn %	Ni %	Si %
아공정	1.0-3.0	18.0-27.0	없음	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-2.75
공정	3.0-4.0	15.0-27.0	없슴	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-2.75
과공정	4.0-5.0	20.0-27.0	없음	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-3.25

II 그룹 조성물 범위

마이크로구조	C %	Cr %	Nb/V %	Mn %	Ni %	Si %
아공정	2.5-4.0	18.0-27.0	10.0	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-2.75
공정	4.25-4.75	15.0-27.0	10.0	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-2.75
과공정	5.0-6.0	20.0-27.0	10.0	4.0-8.0	4.0-8.0	0.25-3.25

주:

1. 표 I 및 표 II 각각의 범위에서, 상기 조성물의 나머지는 철 및 부수적인 불순물이다. 그러나, 상기한 바와 같이 합금 원소가 첨가될 수 있다.

2. 표 II의 범위에서, 니오븀 및 바나듐은 둘 다 10% 이하의 범위 내의 양으로 제공될 수 있으며, 바람직한 총량은 10%이다. 또한, Nb 및/또는 V의 도입으로 인하여 상기 탄화물은 상기한 바와 같이 추가의 탄소를 필요로 한다.

예시적인 예 - 주조

산업용으로 사용되고 있는 고 크롬 백주철을 절단하여 단편으로 만들고, 그로부터 마이크로구조 특성화를 위한 시험편을 얻었다. 상기 단편은 연마 워터 젯 절단법을 이용하여 절단하였다. 시험편은 다량의 수계 냉매를 이용하여 냉각한 얇은 카보런덤(carborundum) 회전 디스크(웨이퍼 디스크)를 이용하여 상기 단편으로부터 절단하였다. 시험편은 배율 X500 이하의 올림푸스 반사광 현미경을 이용하여 조사하였다. 시험편은 비에칭 조건 및 에칭 조건에서 조사하였다. 에칭제는 산 염화제일철이었다(5 g, FeCl₃, 10 ml HCl, 100 ml H₂O).

도 2는 산업용 주물로부터 취한 시험편의 폴리싱되고 산 염화제일철 에칭된 부분의 현미경 사진이다. 도 2의 필드는 표면 아래 균열 및 표면 파괴 균열의 교차점에 존재하였다. 이들은 큰 균열이며 아마도 주조의 고화 후 냉각 중에 발생한 것이다. 균열들 사이의 교차점의 좌측에서 촬영한 동일한 부분의 더 높은 해상도의 현미경 사진은 도 3에 나타냈다.

도 2 및 도 3의 마이크로구조는 주방상태(as-cast condition)에서의 산업용 주물을 나타낸다. 도 2 및 도 3이 유도된 산업용 주물의 크롬 백주철은 표 III에서 확인된 과공정 조성물이었다.

산업용 주물 조성 %

C	Mn	Si	Ni	Cr	Mo	Cu	Fe/불순물
4.5	1.90	0.49	0.12	34	0.95	0.07	나머지

도 2 및 도 3에서 확인할 수 있는 바와 같이, 마이크로구조는 각각 표시한 배율에서 단지 제1 M₇C₃ 탄화물 및 오스테나이트만을 나타냈다. 따라서, 마이크로구조는 유사한 백주철 조성물임에도 불구하고 통상적인 고 크롬 백주철의 마이크로구조와는 현저히 달랐다. 도 2 및 도 3에서, 오스테나이트 내의 규칙적인 M₇C₃ 공정 탄화물은 없었다. 규칙적인 공정(regular eutectic)의 경우, 그것은 제2 상을 형성하기 위해 용액을 풍부하게 하는 하나의 공정 상의 성장이었다. 이러한 차이는 산업용 주물이 제조되는 용융물의 접종과 고화 중 M₇C₃ 탄화물을 응집하기 위한 응집물의 효과에 기인한 것으로 생각된다. 탄화물 성장을 위한 원동력은 탄화물을 오스테나이트와는 독립적으로 고화시키기에 충분했으며, 따라서 분리된 공정(divorced eutectic)이 생성되었다.

도 2 및 도 3에 나타낸 마이크로구조는 분리된 공정 마이크로구조 내의 제1 M₇C₃ 탄화물(흰색)을 보유하였다. 상호연결된 탄화물 로드(carbide rod)를 가진 복잡하고 규칙적인 구조는 회피하였다. 이는 유익한데, 그 이유는 고 크롬 백주철 용접 침착물 및 주물 내의 바람직한 균열 경로는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면을 따라 존재하기 때문이다. 상호연결된 복잡하고 규칙적인 공정 탄화물 구조는, 균열이 전파될 수 있는 길고 연속적인 경로를 제공하고, 이로 인해 바람직한 구조는 없어진다. 그러나, 이것이 도 2 및 도 3에 나타낸 캐스트 마이크로구조에서 달성되었지만, 균열은 계속 발생하였다. 그 이유는 도 4로부터 확인할 수 있다.

도 4의 더 높은 배율은 수직 균열의 바로 우측에서 도 2에 나타낸 균열의 교차점 바로 위에서 촬영한 것이다. 도 4에서, 더 밝은 색상의 상은 제1 M₇C₃ 탄화물인 반면, 더 어두운 매트릭스는 주로 분리된 공정 오스테나이트이다. 그러나, 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면에서 오스테나이트의 가장자리 영역은 흑색 화살표로 나타낸 마르텐사이트의 층을 보유한다. 또한, 백색 화살표는 오스테나이트 내의 침전된 M₇C₃ 탄화물의 영역을 가리키고 있다.

투과 전자 현미경(TEM)에 의해 확인할 수 있는 바와 같이, 마르텐사이트는 M₇C₃ 탄화물-오스테나이트 계면에서 연속 층을 형성한다. 도 4에서, 흑색 화살표는 단지 마르텐사이트가 도 4의 배율에서 해상화될 수 있는 영역을 나타낸다. 실제로, TEM은 상기 마르텐사이트 층이 실질적으로 매우 얇은 두 개의 마르텐사이트 층으로 구성됨을 확인시켜 준다. 이들은 M₇C₃ 탄화물에 인접한 얇고 매우 깨지기 쉬운 고 탄소 마르텐사이트 층 및 오스테나이트에 인접한 덜 깨지기 쉬운 더 적은 탄소 마르텐사이트의 층을 포함한다. 그러나, 도 4의 해상도에서조차, 몇몇 마르텐사이트 침상 결정은 계면으로부터 오스테나이트 내로 어느 정도 거리로 연장되고 있음을 확인할 수 있다.

균열을 최소화하기 위해, 대부분의 시판되는 고 크롬 백주철 주물의 조성은 공정 조성물의 조성으로 제한된다. 그러나, 고 크롬 백주철의 마모 속도는 제1 및 공정 둘 다 M₇C₃ 탄화물의 부피 분율에 직접적으로 관련되어 있고, 따라서 아공정 합금 및 공정 합금은 대부분의 환경에서 과공정 합금보다 더 높은 마모 속도를 보유한다는 것은 일반적으로 받아들여지고 있는 사실이다. 아공정 조성물 및 공정 조성물의 선택은 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면을 최소화함으로써 균열을 최소화할 수 있는데, 본 발명자들은 상기 계면이 마르텐사이트의 계면 층에 기인한 바람직한 균열 경로인 것을 확인하였다. 도 2 내지 도 4의 시판되는 합금은 과공정 조성물을 보유하고, 나타낸 바와 같이 공급된 샘플은 균열과 계면 마르텐사이트를 함유하였다.

본 발명에 따른 고 크롬 백주철은 아공정, 공정 또는 과공정일 수 있고, 주방 상태 또는 열처리 상태에서 사용할 수 있다. 2개의 과공정 조성물은 서서히 냉각된 작은 도가니 주물 이용하여 시험하였다. 서서히 냉각된 작은 도가니 주물 중 하나로부터 유래한 산 염화제일철 에칭된 샘플의 현미경 사진은 도 5에 나타내고, 시험한 조성물은 하기 표 IV에 나타냈다.

본 발명에 따른 과공정 주물 조성물

	C	Mn	Si	Cr	Ni	Fe/불순물
합금 1	4.25	9.31	2.18	27.45	4.07	나머지
합금 2	4.73	11.16	1.39	28.56	8.46	나머지

도 5에는 중요한 특징이 존재한다. 광 에칭된 상(light etched phase)은 육각형의 제1 M₇C₃ 탄화물 로드였고, 이들은 오스테나이트 헤일로(halo)에 의해 둘러싸여 있었다. 도 5의 해상도(도 2의 해상도와 유사함)에서, 제1 또는 공정 M₇C₃ 탄화물 및 오스테나이트 사이의 계면에서 계면 마르텐사이트의 어두운 층은 나타나지 않았다. 도 6은 (도 4 보다는 더 좋은 해상도에서) 광학 현미경을 이용하여 더 근접한 정밀 조사를 가능하게 하였지만, 역시 상기 계면에서 임의의 마르텐사이트를 밝혀내는 데는 실패하였다. 마이크로구조 내에서 큰 부피의 제1 탄화물은, 상기 합금이 과공정 조성물임을 나타내는 것이다. 앞서 기술한 바와 같이, 내마모성은 탄화물, 특히 제1 탄화물의 부피 분율이 증가함에 따라 증가하였다.

다공성 및 과공정 조성물임에도 불구하고, 도가니 주물이 임의의 균열을 포함하는 징후는 없었다.

따라서, 요약하면, 도 2 내지 도 4의 산업용 주물의 마이크로구조는 분리된 오스테나이트 매트릭스에서 미세한 제1 M₇C₃ 탄화물을 함유하였는데, 이는 상기 마이크로구조가 과공정 조성물 및 주방상태에서의 마이크로구조임을 나타내는 것이다. 상기 산업용 주물 마이크로구조는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이에 마르텐사이트의 계면 층을 보유하였다. 산업용 주물의 상대적으로 느린 냉각 속도로 인해, 상기 마르텐사이트 층은 광학 현미경에서 해상(解像)할 수 있었다. 본 발명은 계면 마르텐사이트를 회피할 수 있었다.

대조적으로, 본 발명에 따른 시험 조성물의 서서히 냉각된 주물의 마이크로구조의 경우, 상기 주물은 과공정 조성물이었으며, 상기 주물은 계면 영역에서 마르텐사이트의 어떠한 증거도 나타내지 않았고 현저한 균열도 없는 것으로 확인되었다.

본 발명에 따른 조성물은 TEM을 수행하지 않았지만, 더 간단한 테스트를 이용하여 각각 도 2 내지 도 4 및 도 5와 도 6의 마이크로구조 내의 마르텐사이트의 존재 또는 부재를 확인할 수 있었다. 각각의 과공정 크롬 백주철에 있어서, 주방 상태로 존재할 수 있는 유일한 강자성 상(ferromagnetic phase)은 마르텐사이트였다. 도 2 내지 도 4에 현미경 사진으로 나타낸 산업용 주물은 강자성이었으며, 자석을 강하게 끌어당길 수 있었는데, 이는 마르텐사이트의 존재를 명백히 시사하는 것이다. 도 5 및 도 6에 나타낸 주물 및 표 IV의 조성물에 기초한 주물은 자석을 끌어당기지 않았는데, 이는 마르텐사이트의 부재를 시사하는 것이다.

예시적인 예 - 용접 침착

본 발명에서는 또한 용접 침착(weld deposition) 또는 하드페이싱(hardfacing)을 이용하여 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에 마르텐사이트 층의 형성을 완전히 예방할 수 있다. 이는 주조를 위해 기술한 것과 본질적으로 동일한 방법으로 달성되는데, 마르텐사이트 촉진제로서의 규소와 오스테나이트 안정화제 망간 및 니켈 사이의 적합한 균형에 의해 달성된다. 그러나, 용접 침착에서 추가의 중요한 이점이 달성될 수 있다. 마르텐사이트 형성의 방지 및 또한 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도 레벨의 감소의 결과로서 체크 균열의 회피이다. 후자의 결과에 대해서는 후술한다.

스틸 기재steel subtrate) 상에 과공정 고 크롬 백주철 하드페이싱의 용접 침착된 오버레이로 구성된 몇몇 산업용 샘플을 조사하였다. 각각의 경우에 있어서, 상기 백주철 하드페이싱은 체크 균열을 나타냈다. 도 7의 확대 사진은 상기 체크 균열의 대표적인 좋은 예를 제공하고 있다. 도 7에서 확인할 수 있는 바와 같이, 상기 체크 균열은 5 내지 10 mm 메쉬로 전체적인 하드페이싱 상에 연장되어 있는데, 메쉬 길이는 함께 도시한 cm 자를 이용하여 확인할 수 있다. 대부분의 경우, 상기 균열은 하드페이싱의 두께를 통해 기재-하드페이스 계면을 향해 방사상으로 연장되었다.

각각의 산업용 샘플에 대해 동일한 샘플 제조 기법을 이용하였다. 샘플의 제조는 부위의 선택 및 연마 절단기에서의 조작을 위해 적합한 크기로 이들을 플라즈마 절단하는 것을 포함하였다. 금속현미경 조사를 위한 샘플은 플라즈마 절단 영역으로부터 적당한 거리에서 수계 윤활제 및 카보런덤 연마 디스크를 이용하여 구분함으로써 절단 중 가열에 기인한 마이크로구조의 변화가 없도록 하였다. 약 25 mm의 길이 및 10 mm의 폭을 가진 부분을 용접 비드의 방향에 대해 가로 및 세로방향으로 촬영하였다. 가로 방향 샘플의 뷰잉 평면은 연속적인 용접 비드를 가로지르며, 세로 방향 샘플에 대한 용접 비드를 따랐다. 이들 부위는 5 등급의 탄화규소 페이퍼를 이용하여 폴리싱하고, 다이아몬드 페이스트를 이용하는 1-마이크론 피니시로 폴리싱하였다. 상기 폴리싱된 샘플은 광학용 광 현미경으로 조사하기 위해 산 염화제일철(FeCl₃, 10 ml HCl, 100 ml H₂O)로 에칭하였다.

도 7에 도시한 하드페이싱의 대표적인 산업용 샘플은 용접 비드에 대해 가로로 및 세로로 취하였으며, 금속현미경을 이용하여 제조하였다. 도 8a 및 8b는, 산 염화제일철 에칭에 의하여 고 크롬 백주철의 과공정 조성물을 나타내는 각각의 마이크로구조가 제1 M₇C₃ 탄화물의 존재에 의해 확인됨을 나타내고 있다. 도 7에 나타낸 하드페이싱의 화학 조성은 표 V에 샘플 I로 나타낸 것과 동일하였는데, 몇몇 다른 산업용 샘플의 하드페이싱의 조성은 샘플 II 및 샘플 III으로 나타냈다.

샘플	C	Si	Cr	Mn	Fe/불순물
I	4.9	0.94	27.3	1.2	나머지
II	5.0	1.1	25.2	1.34	나머지
III	4.6	1.2	18.7	1.19	나머지

조사한 산업용 샘플의 대부분의 공통적인 특징은 체크 균열이었다. 모든 샘플은 하드페이싱 오버레이의 전체적인 표면상에 5 내지 10 mm 메쉬 범위의 체크 균열을 보유하였다. 대다수의 체크 균열은 기재-하드페이스 계면을 향해 연장하였다. 몇몇 경우에서, 체크 균열은 더 분지(分枝)되었고, 기재-하드페이스 계면을 따라 전파되었다. 이들 계면 균열의 전파는 표면으로부터 제거되어야 하는 오버레이의 부분을 초래할 수 있다.

상기 오버레이의 마이크로구조는 그의 내마모성을 나타내며, 따라서 마모 성능을 최적화하기 위해 중요하다. 조사한 샘플의 오버레이 마이크로구조는 오스테나이트 및 공정 M₇C₃ 탄화물의 공정 조성물 내의 제1 M₇C₃ 탄화물 로드로 구성된 과공정 고 크롬 백주철 마이크로구조였다. 그러나, 상기 조사한 마이크로구조는 또한 복잡하고 규칙적이며 상호연결된 탄화물과 같은 바람직하지 않은 특성으로 이루어져 있었다.

도 9는 침착된 하드페이싱과 같은 바람직한 마이크로구조를 나타낸다. 도 9는 표 V의 샘플 II로부터 유도된 것이지만, 그 샘플 또는 임의의 다른 샘플의 대표격은 아니다. 도 9의 마이크로구조는 산 염화제일철로 에칭된 것이다. 상기 마이크로구조는 M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트의 공정 매트릭스 내의 제1 M₇C₃ 탄화물(흰색)의 육각형 로드로 구성되었다. 제1 탄화물 로드는 도 9를 촬영한 평면에 대해 거의 수직이었고 따라서 거의 육각형으로 나타난 반면, 다공질 오스테나이트 헤일로는 제1 탄화물 주위에서 명백하게 나타났다. 상기 탄화물 로드의 출현은 육각형으로 나타나기보다는 오히려 그들의 배향에 따라 달라질 것이고, 제1 탄화물은 도 9의 현미경 사진을 촬영한 평면에 대해 수직으로 연장하는 부위에서 긴 로드와 같은 형상을 보유하였다.

실질적인 고화가 일어나기 이전에, 용융물을 충분하게 과냉각(undercooling)하는 경우, 즉 액체를 그의 보통의 고화 온도 이하로 냉각하는 경우, 도 9에서 확인할 수 있는 바와 같은 보통의 공정은 생성되지 않으며, 오히려 표 V의 샘플 III으로부터 취한 도 10에 나타낸 바와 같은 오스테나이트 내의 더 미세한 탄화물 로드의 상호연결되고 분지된 배열이 생성된다. 도 10의 마이크로구조는 도 9의 비대표적인 마이크로구조를 촬영한 샘플 II를 포함하는 모든 샘플의 대표격이다.

산 염화제일철 에칭제를 다시 사용하는 도 10에서, 공정은 여전히 M₇C₃ 탄화물 로드(흰색) 및 오스테나이트의 혼합물로 구성되고, 상기 탄화물 로드의 배향은 도 10을 촬영한 부분에 대해 거의 평면이다. 상기 과냉각된 공정은 복잡하고 규칙적인 공정이라 칭한다. 상기 공정 로드는 도 9에 나타낸 제1 탄화물 로드의 직경의 약 1/5이고, 상기 탄화물 클러스터의 삼각형 외형을 야기하는 3-폴드 회전 대칭을 보유하였다. 상기 로드들의 상호연결도에 기인하여 상기 마이크로구조는 균열 전파를 위한 긴 상호연결된 경로를 제공한다. 따라서, 도 10의 마이크로구조는, 본 발명 이전의 용접 침착된 고 크롬 백주철에서 통상적인 것임에도 불구하고, 매우 바람직하지 못하다.

본 발명자들은 깊게 에칭된 샘플의 전자 후방산란 회절(EBSD; Electron Backscatter Diffraction) 및 X-선 회절에 의해 이들 복잡하고 규칙적인 공정의 모든 등변 삼각형 내 탄화물 로드들이 상호연결되었음을 이미 확인하였다. 복잡하고 규칙적인 공정 내의 탄화물 로드는 M₇C₃ 였으며, 제1 M₇C₃ 탄화물과 동일한 육각형 단면을 보유하였으나, 상기 복잡하고 규칙적인 탄화물은 제1 탄화물에 비해 거의 5배 정도 더 미세하였다. 이는 밀리미터로 측정하는 복잡하고 규칙적인 구조의 "그레인"에 대해서는 통상적인 것이었다. 상기 복잡하고 규칙적인 마이크로구조를 통한 균열은 샘플 II에 대한 도 11(a) 및 도 11(b)에 더 구체적으로 나타냈다.

또한, 샘플 II에 대한 더 바람직한 공정 마이크로구조는 도 9에 나타냈는데, 그 이유는 상기 공정 내 로드들의 상당히 감소된 상호연결도가 존재하기 때문이다. 상기 마이크로구조는 공정 M₇C₃ 및 오스테나이트의 매트릭스 내 제1 M₇C₃의 로드를 포함하고, 그의 부수적인 상호연결된 탄화물을 가진 복잡하고 규칙적인 마이크로구조는 실질적으로 존재하지 않았다.

상기 탄화물이 상호연결되어 있고, 과공정 고 크롬 백주철 용접 침착물의 약화에 기여하는 다른 고 크롬 백주철 마이크로구조가 존재한다. 이들은, 샘플 III에 대해 도 12에 도시된 바와 같이 분지된 M₇C₃ 탄화물이 존재하는 경우, 또는 역시 샘플 III에 대해 도 13에 도시된 바와 같이 분지된 제1 M₇C₃ 탄화물과 복잡하고 규칙적인 구조의 혼합물이 존재하는 경우, 존재한다. 합금의 규소 함량을 증가시키는 경우, 또는 냉각 속도를 증가시키는 경우, 이들 두 구조가 촉진되는 경향이 있다.

상기한 바와 같이, 분지된 제1 탄화물 및 복잡하고 규칙적인 마이크로구조는 높은 규소 함량 및 과냉각을 초래하는 용접 침착에 본질적인 더 빠른 냉각 속도에 의해 촉진된다. 이들 탄화물의 성장은 열 구배(thermal gradient)에 의해 결정되지 않고 과냉각의 정도에 의해 결정된다. 과냉각은 기재에 인접하여 더 용이하게 일어나며, 따라서 이들 탄화물은 기재에 수직인 방향보다는 오히려 기재에 평행한 방향으로 성장할 수 있는데, 이는 상기 성장이 열 구배에 의해 조절되는 경우 예상되는 것이다.

이는 산업용 샘플의 하드페이싱에서 확인되는 체크 균열에 대한 하나의 설명을 제공한다. 도 7에서 확인할 수 있는 바와 같이, 상기 체크 균열은, 이들이 기재의 표면에 근접하여 시작됨에도 불구하고, 오버레이의 표면에 장방형 메쉬로서 나타난다. 따라서, 오버레이의 표면에서 나타나는 이들 체크 균열은 상기 기재로부터 오버레이 표면으로 모든 방향으로 전파된다. 이러한 균열 패턴은 용접 비드의 고화 및 탄화물 로드의 배열에 기인한 잔류 스트레스 효과의 결과이다. 상기 기재로부터 멀리 떨어져서, 탄화물은 상기 기재에 대해 직각인, 열 구배에 대해 평행하여 성장하는 것으로 보인다.

추가의 설명은 도 14의 전자 현미경 사진의 근접 조사에 의해 제공된다. 샘플 III은, 샘플 I, II 및 III 각각의 고 크롬 용접 오버레이의 촬영된 고 배율 제2 전자 이미지의 전형임에도 불구하고, 도 14에 대한 소스였다. 도 14는 공정 탄화물과 오스테나이트의 이미지임에도 불구하고, 동일한 논의가 오스테나이트 매트릭스에서 제1 탄화물에 대해 적용될 수 있다.

고 크롬 백주철 오버레이에서 바람직한 균열 경로가 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면을 따르는 것이라는 것은 잘 확립되어 왔다. 탄화물 입자를 둘러싸는 얇고 어두운 영역(도 14의 이미지에서 두께 0.2 ㎛ 미만)은 마르텐사이트의 얇은 층이다. 또한, 마르텐사이트 침상 결정은 이들 얇은 층으로부터 오스테나이트 내로 연장되는 것을 확인할 수 있다. 상기 탄화물 입자를 둘러싸는 깨지기 쉬운 마르텐사이트는 잔류 스트레스 조건 하에서 균열 전파를 위한 이상적인 경로를 제공한다. 이들 마르텐사이트 층의 부재시에는, 더 강한 오스테나이트가 잔류 스트레스를 흡수할 수 있고, M₇C₃ 탄화물과 오스테나이트 사이의 계면에서 균열은 발생하지 않는다.

둘 다 상호연결된 탄화물을 보유하는 분지된 제1 탄화물 또는 복잡하고 규칙적인 공정의 존재 및 탄화물 오스테나이트 계면에서 마르텐사이트의 존재는 균열을 촉진시키는 것으로 결론내릴 수 있다. 이들 구성이 제거될 수 있으면, 용접 침착물의 체크 균열 또한 제거할 수 있다.

2개의 아공정 고 크롬 백주철은 플라즈마 전이 아크(PTA)를 이용하는 연강 (mild steel) 디스크 상에 용접 침착되어 왔다. 분말 조성은 하기 표 VI에 나타냈다.

본 발명에 따른 침착물

	C	Mn	Si	Cr	Ni	Mo	Fe/불순물
합금 1	2.35	3.21	0.5	20.58	3.34	0.04	나머지
합금 2	2.25	2.86	0.47	19.51	2.97	0.04	나머지

용접 침착은 탁월한 품질을 갖는 것으로 확인되었다. 도 15는 각각의 부분에 대한 침착의 전형인 2층 용접 침착된 부분의 확대 사진이다. 확인할 수 있는 바와 같이, 침착물은 슬래그를 실질적으로 함유하고 있지 않고 어떤 표면 균열도 나타내지 않는 매끄럽고 광택이 있는 표면을 보유하였다. 또한, 용접 침착물에 자석을 제시하는 경우, 마르텐사이트의 존재를 암시하는 어떤 강자성 인력을 나타내지 않았다.

상기한 바와 같은, 도 7 내지 도 14를 참조하여 예시한 샘플 I, II 및 III에 관한 기술은 원칙적으로 제1 M₇C₃ 탄화물의 상호연결도의 반대 결과에 촛점이 맞추어져 있다. 그러나, 도 14에 관해 나타낸 바와 같이, 이들 샘플은 M₇C₃ 탄화물 및 오스테나이드 계면에서 검출 가능한 마르텐사이트를 나타냈으며, 그 결과 샘플 I, II 및 III 각각은 단지 마르텐사이트의 존재에 기인할 수 있는 강한 강자성을 나타냈다. 즉, 샘플 I, II 및 III의 용접 침착물은 이들 각각의 침착물에 대해 제시된 자석을 강하게 끌어당겼다.

도 16 및 도 17은 각각 침착물의 용접 비드에 관해 세로로 및 가로로 촬영한 현미경 사진이다.

도 15, 도 16 및 도 17에서 확인할 수 있는 바와 같이, 용접 침착물은 실질적으로 균열을 보유하지 않았다. 마이크로구조는 M₇C₃ 및 오스테나이트의 수지상정 및 공정 및 M₇C₃ 탄화물과, 오스테나이트 계면에서 마르텐사이트의 부재를 특징으로 한다. 또한, M₇C₃ 탄화물은 낮은 레벨의 상호연결도를 나타냈다. 분말 둘 다는 우수한 유동성을 나타낸 반면, 희석 함량은 약 10% 내지 25%로 양호했다. 요구되는 기재(substrate)의 예열 레벨은 현재 통용되고 있는 레벨보다 훨씬 낮은, 즉 약 300℃보다는 150℃였다.

마지막으로, 본 발명의 범위 내에서 상기한 구체예에 대한 다른 변경 또는 변화가 가능함을 밝혀 둔다.

Claims (28)

15~27%의 크롬 및 2.5~6%의 탄소 함량을 가진 내마모성 고 크롬 백주철로서, 비열처리 상태(unheat-treated condition)에서 상기 백주철은 오스테나이트 및 M₇C₃ 탄화물을 포함하는 마이크로구조를 보유하고,

상기 백주철은 0.25% 내지 3.5%의 규소, 2% 이하인 붕소의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제(promoter)와, 4 내지 12%의 망간, 4 내지 12%의 니켈, 4 내지 12%의 구리 및 일정비율의 몰리브덴이 탄화물로서 형성된 후의 유효 당량의 몰리브덴 함량이 4 내지 12%인 몰리브덴의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 오스테나이트 안정화제를 포함하며,

상기 마르텐사이트 촉진제의 함량 및 오스테나이트 안정화제의 함량은, 비열처리 상태에서 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물(carbide) 사이의 계면에 마르텐사이트가 없는 마이크로 구조를 가지며 이에 따라 균열이 없는 백주철이 되도록 선택되는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제는 0.5% 내지 3.25% 의 규소인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제는 1% 이하 함량의 붕소인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 1종 이상의 오스테나이트 안정화제는 망간, 니켈, 구리 및 일정비율의 몰리브덴이 탄화물로서 형성된 후의 유효 당량의 몰리브덴의 각각이 4 내지 8%로 존재하는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 백주철은 주방상태(as-cast condition)인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 백주철은 용접 침착(weld depostion)에 의해 기재(substrate)상에 제공된 하드페이싱(hardfacing)을 포함하고, 상기 하드페이싱은 체크 균열(check cracking)이 없는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제5항 또는 제6항에 있어서, 마이크로구조의 M₇C₃ 탄화물은 분지된 탄화물 입자를 함유하지 않아, 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면에서 마르텐사이트가 함유되지 않는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 백주철은 아공정 조성의 것이고, 상기 계면은 1차 오스테나이트(primary austenite)와 공정 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면 및 공정 오스테나이트와 공정 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면을 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 백주철은 공정 조성의 것이고, 상기 계면은 공정 오스테나이트와 공정 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 상기 백주철은 과공정 조성의 것이고, 상기 계면은 제1 M₇C₃ 탄화물과 공정 오스테나이트 사이의 계면 및 공정 오스테나이트와 공정 M₇C₃ 탄화물 사이의 계면을 포함하는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제8항에 있어서,상기 백주철은 2.5% 내지 4.0% C, 18.0% 내지 27.0% Cr을 포함하고, 4.0% 내지 8.0%의 Ni, 0.25% 내지 2.75% Si를 포함하고, Nb 및 V 중 하나 이상을 각각 10% 이하의 함량으로 포함하며, 잔부는 Fe 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제9항에 있어서, 상기 백주철은 3.0% 내지 4.0% C, 15.0% 내지 27.0% Cr을 포함하고, 4.0% 내지 8.0%의 Ni, 0.25% 내지 2.75% Si을 포함하고, 잔부는 Fe 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제9항에 있어서, 상기 백주철은 4.25% 내지 4.75% C, 15.0% 내지 27.0% Cr을 포함하며, 4.0% 내지 8.0%의 Ni, 0.25% 내지 2.75% Si를 포함하고, Nb 및 V 중 하나 이상 각각 10% 이하 함량으로 포함하며, 잔부는 Fe 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제10항에 있어서, 상기 백주철은 4.0% 내지 5.0% C, 20.0% 내지 27.0% Cr, 4.0% 내지 8.0%의 Ni, 0.25% 내지 2.75% Si를 포함하며, 잔부는 Fe 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제10항에 있어서, 상기 백주철은 5.0% 내지 6.0% C, 20.0% 내지 27.0% Cr, 4.0% 내지 8.0%의 Ni, 0.25% 내지 2.75% Si를 포함하고, Nb 및 V 중 하나 이상을 각각 10% 이하로 포함하며, 잔부는 Fe 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 2종 이상의 오스테나이트 안정화제가 존재하고, 오스테나이트 안정화제의 합계 함량은 20%를 초과하지 않는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

제1항에 있어서, 2종 이상의 오스테나이트 안정화제가 존재하고, 오스테나이 트 안정화제의 합계 함량은 16%를 초과하지 않는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철.

15~27%의 크롬 및 2.5~6%의 탄소 함량을 가진 내마모성 고 크롬 백주철 주물(casting)의 제조 방법으로서,

0.25% 내지 3.5%의 규소, 2% 이하인 붕소의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제(promoter)와, 4 내지 12%의 망간, 4 내지 12%의 니켈, 4 내지 12%의 구리 및 일정비율의 몰리브덴이 탄화물로서 취해진 후의 유효 당량의 몰리브덴 함량이 4 내지 12%인 몰리브덴의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 오스테나이트 안정화제를 포함하는 고 크롬 백주철의 용융물(melt)을 주조하는 단계와,

비열처리 상태(unheat-treated condition)에서 오스테나이트 및 M₇C₃ 탄화물의 마이크로구조를 가지는 주물을 생산하기 위하여 상기 용융물을 냉각하는 단계를 포함하며,

상기 용융물 내의 마르텐사이트 촉진제의 함량, 상기 용융물 내의 오스테나이트 안정화제의 함량 및 상기 용융물의 냉각속도는, 비열처리 상태에서 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물(carbide) 사이의 계면에 마르텐사이트가 없는 마이크로 구조를 가지며 이에 따라 균열이 없는 백주철이 되도록 선택되는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철 주물(casting)의 제조 방법.

15~27%의 크롬 및 2.5~6%의 탄소 함량을 가진 내마모성 고 크롬 백주철 하드페이싱의 제조 방법으로서,

0.25% 내지 3.5%의 규소, 2% 이하의 붕소의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 마르텐사이트 촉진제(promoter)와, 4 내지 12%의 망간, 4 내지 12%의 니켈, 4 내지 12%의 구리 및 일정비율의 몰리브덴이 탄화물로서 취해진 후의 유효 당량의 몰리브덴 함량이 4 내지 12%인 몰리브덴의 그룹으로부터 선택되는 1종 이상의 오스테나이트 안정화제를 포함하는 고 크롬 백주철 재료를 용접 침착에 의해 기재에 가하는 단계와,

비열처리 상태(unheat-treated condition)에서 오스테나이트 및 M₇C₃ 탄화물의 마이크로구조를 가지는 하드페이싱을 구비한 기재를 생산하기 위하여 상기 고 크롬 백주철 재료를 냉각하는 단계를 포함하며,

상기 고 크롬 백주철 재료 내의 마르텐사이트 촉진제의 함량, 상기 고 크롬 백주철 재료 내의 오스테나이트 안정화제의 함량 및 상기 고 크롬 백주철 재료의 냉각속도는, 오스테나이트와 M₇C₃ 탄화물(carbide) 사이의 계면에 마르텐사이트가 없는 마이크로 구조를 가지며, 이에 따라 상기 기재상의 하드페이싱이 균열이 없도록 선택되는 것을 특징으로 하는 내마모성 고 크롬 백주철 하드페이싱의 제조 방법.

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