KR101439629B1 - 내마모성이 우수한 내마모용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

내마모성이 우수한 내마모용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 내마모성이 우수한 우수한 인성을 갖는 동시에 마모특성이 우수한 내마모용 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것으로,
중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40, Si: 0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 분순물을 포함하고,
미세조직이 면적분율로, 95%이상 마르텐사이트를 포함하고, 미세조직 결정립의 종횡비가 1.5 이상인 내마모성이 우수한 내마모용 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공한다.

Description

내마모성이 우수한 내마모용 강재 및 그 제조방법{WEAR RESISTANT STEEL HAVING EXCELLENT WEAR-RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 분쇄기, 건설용 중장비, 광산장비 및 절단기 부품 등 특히 우수한 접촉마모특성이 요구되는 산업분야에 적용되는 내마모성이 우수한 내마모용 강재에 관한 것이다.
최근 건설, 기계장치 및 수송기계의 고성능화 및 대형화에 따라 소재의 고강도 뿐만 아니라, 내마모 특성을 갖는 내마모강이 중요하게 대두되고 있다. 상기 내마모강은 크게 오스테나이트계 가공경화강과 마르텐사이트계 고경도강으로 구분된다.
오스테나이트계 내마모강의 대표적인 예는 지난 100여 년간 사용된 해드필드강(Hadfield)이다. 해드필드강은 망간(Mn) 약 12% 및 탄소(C) 약 1%를 포함하고, 그 미세조직은 오스테나이트를 가지며, 광산산업분야, 철도분야, 군수분야 등 다양한 분야에서 쓰이고 있다. 그러나, 상기 해드필드강은 항복강도가 400MPa 전후로 매우 낮아 일반적인 내마모강 또는 구조강으로서는 그 적용이 제한적인 문제점이 있다.
이에 반하여, 마르텐사이트계 고경도강은 높은 항복강도 및 인장강도를 가지고 있어 구조재 및 운송/건설기계 등에 널리 쓰이고 있다. 일반적으로 고경도강은 고탄소, 고합금원소를 포함하며, 충분한 강도를 얻을 수 있는 마르텐사이트 조직을 확보하기 위해 퀀칭(Quenching) 공정이 필수적이다. 대표적인 마르텐사이트계 내마모강은 사브(SSAB)사의 하독스(HARDOX) 시리즈로서, 비교적 낮은 탄소 당량(Ceq)을 가지며, 강도 및 경도가 우수하다.
그러나, 종래의 마르텐사이트계 내마모강은 고경도 및 고강도를 확보하기 위해서 탄소 및 합금원소의 함량을 높이고, 퀀칭 등 별도의 열처리 과정을 통해 제조할 수 있으나, 탄소 및 Mn, Cr, Mo, Ni 등 합금원소를 많이 함유하게 되면 용접성 및 저온 취성에 악영향을 줄 뿐만 아니라, 고가의 합금원소를 첨가해야 하기 때문에 제조비용이 많이 드는 문제점이 있다.
한편, 광산 및 건설 현장에서 주로 사용되는 파쇄기 또는 절단기 등은 경도가 매우 높은 암석을 상대한다. 상기 파쇄기 또는 절단기 등은 연삭마모, 접촉마모, 충격마모 등 여러가지 마모기구가 동시에 진행되며 장비의 수명을 감소시킨다. 상기 마모기구 중에서 높은 경도 수준의 작업환경을 감안하면 앞서 언급한 마모기구 중에 접촉마모가 가장 지배적인 영향을 미치는 것으로 판단된다.
상기, 접촉마모에 대한 저항성을 확보하기 위해서는 표층부의 경도가 매우 중요하다. 높은 표층부 경도를 확보하기 위해서는 통상 합금원소를 많이 첨가하게 되는데, 전술한 바와 같이 기존의 내마모강은 표층부 경도에 효과가 큰 탄소를 다량 함유하는 특징이 있다. 그러나 탄소를 많이 함유하게 되면 용접시에 용접부 등에 쉽게 균열이 발생하게 되는 등의 문제가 발생한다. 또한 제품의 두께가 두꺼워지면 중심부까지 높은 경도를 얻는 것이 어렵게 되는데, 중심부 경화능(Hardenability)을 확보하기 위해 Cr이나 Mo 등의 경화원소를 다량 첨가하게 된다. 한편, 제품의 충격특성을 향상시키기 위해 고가의 Ni을 첨가하기도 하는데 제품두께가 두꺼워지면 필요한 Ni 및 Mo 함량이 증가하게 되는 문제가 있다.
본 발명의 일측면은 고가의 합금원소를 가급적 사용하지 않으면서, 우수한 인성을 갖는 동시에 마모특성이 우수한 내마모용 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40, Si: 0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 분순물을 포함하고,
미세조직이 면적분율로, 95%이상 마르텐사이트를 포함하고, 미세조직 결정립의 종횡비가 1.5 이상인 내마모성이 우수한 내마모용 강재를 제공한다.
본 발명에 의하면, 브리넬 경도가 470~530HB를 가지며, API X-70 강재 대비 약 3배 이상의 접촉마모 저항성을 갖는 내마모성이 우수한 내마모용 강재를 제공하는 장점이 있다. 특히, 탄소를 비롯하여, 니켈, 크롬 등의 고가의 합금원소를 첨가하지 않으므로, 경제적일 뿐만 아니라, 상기 합금원소의 적정으로 인해, 용접성 및 인성의 개선도 확보할 수 있는 장점이 있다.
도 1은 본 발명 실시예에서 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진임
도 2는 본 발명 실시예에서 마모시험의 결과를 나타낸 그래프임.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.
본 발명은 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40, Si: 0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 분순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로, 95%이상 마르텐사이트를 포함하고, 미세조직 결정립의 종횡비가 1.5 이상인 내마모성이 우수한 내마모용 강재를 제공한다.
이하, 본 발명 강재의 조성에 대해 상세히 설명한다. 하기 조성의 함량은 중량%이다.
망간(Mn): 2.6~4.5%
상기 Mn은 본 발명에서 중요한 역할을 하는 원소로서, 마르텐사이트를 안정화시키는 역할을 한다. 즉, Mn의 함량이 2.6% 이상에서는 연속냉각변태곡선(Continuous Cooling Transformation Diagram, CCT)상에서 베이나이트 또는 페라이트 생선 곡선이 후방으로 급격하게 이동하기 때문에, 비교적 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 안정적으로 생성될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 2.6% 이상으로 제어하여, 상대적으로 낮은 탄소함량으로도 높은 경도를 확보할 수 있다. 상기 Mn의 함량이 2.6% 미만인 경우에는 페라이트 또는 베이나이트가 쉽게 형성되어 본 발명에서 요구되는 표층부 경도를 확보하기 어렵다. 반면, 상기 Mn 함량이 4.5%를 초과하는 경우에는 용접성을 현저히 저감시키며, 강재의 제조원가를 상승시키는 문제가 있다.
탄소(C): (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40
상기 C는 Mn과 함께 강재의 표층부 경도확보를 확보하는 역할을 하나, 반면에 인성 및 용접성을 저하시키는 작용을 한다. 따라서, 본 발명에서는 최적의 C를 첨가하여 인성 및 용접성을 개선하며, 상기 최적의 C 함량은 망간의 함유량에 의존한다. 본 발명에서 요구되는 표층부 경도를 충분히 확보하기 위해서는 탄소가 (12-Mn)/40 이상 첨가되는 것이 필요하지만, (15.5-Mn)/40 를 초과하여 지나치게 첨가될 경우에는 인성을 현저히 저하시킨다. 따라서, 상기 C는 (11-Mn)/45 에서 (15-Mn)/45의 범위로 하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.05~1.0%
상기 Si는 탈산제로서 역할을 하며, 고용강화에 따른 강도를 향상시키는 원소이므로, 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우, 용접부는 물론 모재의 인성을 저하시키므로, 상기 Si의 상한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.
더불어, 본 발명의 강재는 니오븀(Nb), 바나듐(V), 티타늄(Ti) 및 보론(B)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1%이하
상기 Nb은 고용, 석출강화효과를 통해 강도를 증가시키고, 저온압연시 결정립을 미세화시켜 충격인성을 향상시키는 원소이나, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 생성되어 오히려 경도 및 충격인성을 열화시키므로, 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.1%이하
상기 V은 철강에 고용되어 페라이트 및 베이나이트의 상변태속도를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 쉽게하는 효과가 있고, 또한 고용강화효과를 통해 강도를 증가시킨다. 그러나, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 효과가 포화되며, 인성 및 용접성 열화를 야기하고 강재의 제조원가를 현저히 증가시키기 때문에, 0.1%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.1%이하
상기 Ti는 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화 하는 원소이다. 상기 Ti는 TiN 형성에 의해 BN 형성을 억제함으로서, 고용 B의 함량을 증가시켜 소입성을 향상시키고, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는 효과가 있다. 그러나, 과도한 Ti의 첨가는 티타늄 석출물의 조대화에 의해 인성저하 등의 문제를 야기할 수 있으므로, 그 함량은 0.1%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.02%이하
상기 B는 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 증가시키는 원소이며, 결정립계 강화를 위한 입계파괴 억제효과가 있으나, 과도한 첨가시 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키므로, 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재 조성의 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 강재는 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 이해되는 것이다.
본 발명 강재의 미세조직은 면적분율로 95% 이상의 마르텐사이트를 포함한다. 상기 마르텐사이트 조직이 95% 미만에서는 본 발명에서 의도하는 경도를 확보할 수 없으며, 본 발명에서 목적하는 내접촉마모 특성을 확보하기 어렵다.
한편, 상기 미세조직의 결정립은 종횡비가 1.5 이상인 것이 바람직하다. 상기 결정립 종횡비가 1.5 미만인 경우에는 우수한 마모특성을 확보하기 어렵고, 특히 저온 충격인성이 감소한다.
상기 마르텐사이트의 평균 패킷(유효결정립)의 크기는 25㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 패킷 크기가 25㎛를 초과하는 경우에는 조대한 마르텐사이트 조직이 형성되어, 충격인성이 저하된다.
본 발명의 강재은 브리넬 경도 470~530의 범위를 가지며 더불어, 샤르피 충격에너지(-40℃) 15J 이상의 특성을 갖는다.
이하, 본 발명 강재의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
본 발명에서는 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 이후, 상기 열연강판을 연속적으로 직접냉각하여 제조한다. 연속적인 냉각은 Ar3 온도에서 200℃까지 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 제조하는 것이 바람직하다. 상기 냉각이 Ar3 온도 이하에서 개시될 경우, 마르텐사이트 이외의 저온상(베이나이트 등)이 발생하여 본 발명에서 달성하고자 하는 경도 확보가 곤란하다. 또한, Ar3 이상의 온도에서 냉각이 개시되더라도, 냉각속도가 3℃/sec 미만이면, 충분한 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려워, 충분한 내마모성을 확보할 수 없다.
한편, 상기 열간압연시, 사상압연은 1000℃ 이하에서 종료할 수 있도록 압연공정을 제어하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연이 1000℃ 이하에서 종료되어야만 도 1에 나타난 바와 같이, 미세조직이 팬 케이크(pan cake) 형상으로 변형되어, 본 발명에서 요구하는 미세조직의 종횡비를 확보할 수 있으며, 이를 통해, 내마모성과 충격인성을 동시에 확보할 수 있다.
본 발명의 내마모강을 제조하는 방법은 열간압연 후 곧바로 냉각하는 방법(Direct Quenching)과 열간압연 후 일반냉각을 행하고, 이후 별도의 열처리 설비를 이용하여 재가열한 후 급속냉각하는 방법 등이 사용될 수 있다.
전자의 방법에 의할 경우에는 상기 조성을 만족하는 강슬라브를 Ar3 이상으로 재가열한 다음, 열간압연을 행하여 열연강판을 제조한 후, Ar3 온도에서 200℃까지 3℃/sec 이상의 냉각속도로 급속냉각하는 방법에 의한다. 후자의 방법이 전통적으로 내연마마모형 내마모강을 제조하는 방법으로 사용되어 왔으나, 최근에는 납기를 단축하고, 제조원가를 절감하기 위해 전자의 방법을 행하는 경우가 많다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하고자 하는 것이 아니다.
(실시예)
하기 표 1의 조성(단위 중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 가진 잉곳을 실험실에서 진공유도용해로에서 제조하여 열간압연을 통해 70mm 두께의 판재를 얻었다. 이 판재를 이용하여 조압연 및 사상압연을 거쳐 13mm 두께의 판재를 제조하였다. 열간압연된 판재는 곧바로 고압의 물을 분사하는 가속냉각장치를 통과시키면서 급냉되었다. 시험용도에 따라 사상압연온도를 조정하였으며, 미세조직을 변화시키기 위해서 냉각수의 압력을 제어하였다.
이렇게 제조된 각 시편의 미세조직, 패킷 크기, 브리넬 경도, 충격인성, 내마모성 및 미세조직의 종횡비를 측정하여 그 결과를 도 2에 표기하였다. 미세조직은 광학현미경 및 SEM을 이용하여 관찰하였고, 표층부 경도는 표면에서 2㎜ 정도의 깊이를 연삭한 후, 브리넬 경도기를 이용해서 측정하였다. 내마모성은 ASTM G99에 기재된 방법으로 실험하고, 무게감량을 측정하여, 이를 하기 표 2 및 도 2에 나타내었다.
번호 C Mn 수식 범위 Si V Nb Ti B 구분
1 0.25 3.9 0.203~0.290 0.3 - - - - 발명강
2 0.27 2.7 0.233~0.320 0.2 - - - - 발명강
3 0.22 4.0 0.200~0.288 0.1 - - - - 발명강
4 0.22 3.6 0.210~0.298 0.3 0.04 - - - 발명강
5 0.24 3.1 0.223~0.310 0.2 - 0.04 - - 발명강
6 0.28 2.8 0.230~0.318 0.2 - - 0.022 0.0019 발명강
7 0.24 2.6 0.235~0.325 0.1 0.03 0.02 0.032 0.0015 발명강
8 0.23 3.6 0.210~0.298 0.3 - - - 0.0017 발명강
9 0.22 5.2 0.170~0.258 0.2 - - - - 비교강
10 0.33 2.1 0.248~0.335 0.3 - - - - 비교강
11 0.32 3.3 0.218~0.305 0.2 - - - - 비교강
12 0.18 2.9 0.228~0.315 0.8 - - - - 비교강
13 0.24 2.8 0.230~0.318 0.7 - - - 0.09 비교강
14 0.26 2.9 0.228~0.315 0.2 0.2 - - - 비교강
15 0.28 3.2 0.220~0.308 0.1 - 0.15 - - 비교강
수식 범위: (12-Mn)/40 ~ (15.5-Mn)/40
번호 미세조직
(면적%)
패킷크기
(㎛)
브리넬 경도 충격인성
(-40℃)
(J)
ASTM G99 마모시험
무게감량
(g)
종횡비 구분
1 M(95)+B(5) 24 510 31 1.264 2.2 발명예
2 M(100) 18 502 27 1.273 2.8 발명예
3 M(95)+B(5) 15 485 28 1.301 3.1 발명예
4 M(98)+B(2) 19 474 35 1.312 2.6 발명예
5 M(100) 12 490 28 1.285 3.0 발명예
6 M(100) 17 518 37 1.242 3.3 발명예
7 M(100) 8 478 45 1.304 2.8 발명예
8 M(100) 15 487 12 1.298 1.2 비교예
8-1 M(75)+B(20)+P(5) 20 412 52 1.787 2.7 비교예
8-2 M(95)+B(5) 41 504 12 1.521 2.8 비교예
9 M(97)+B(3) 12 546 35 1.114 2.3 비교예
10 M(80)+B(20) 17 563 36 1.101 2.2 비교예
11 M(95)+B(5) 15 431 8 1.725 2.6 비교예
12 M(90)+B(10) 15 404 46 2.083 2.8 비교예
13 M(100) 14 414 10 1.941 2.4 비교예
14 M(100) 18 462 14 1.352 2.3 비교예
15 M(100) 19 504 8 1.201 2.2 ??
상기 표 2의 미세조직에 있어서, M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, P는 펄라이트를 나타낸다.
상기 1 내지 7번 강은 발명예로서, 강 성분이 본 발명의 범위에 포함되고, 브리넬 경도가 470~530HB의 범위내에 포함되는 결과를 나타내고 있다. 이 중에서 니오븀이나 바나듐을 첨가한 경우에는 높은 경도값을 나타내었으며, 특히 니오븀을 첨가한 경우에는 패킷 크기가 작았고, 그 결과 상대적으로 높은 충격인성을 나타내었다. 또한, 티타늄과 보론을 복합 첨가하는 경우에는 가장 높은 충격인성을 나타내었다. 한편, 내마모시험 결과, 본 발명의 범위를 만족하는 상기 1 내지 7번 강에 대해서는 우수한 내마모 특성을 갖는 것을 확인할 수 있었다.
한편, 도 1은 상기 발명예 2의 미세조직을 관찰한 것으로서, 마르텐사이트 조직이 주상으로 이루어져 있고, 종횡비가 1.5 이상인 것을 확인할 수 있다. 즉 낮은 온도에서 사상압연이 종료됨에 따라, 도 1에서 보여지는 마르텐사이트 조직을 구성하는 오스테나이트 결정립의 형상이 압연방향으로 길게 연신되어 있음을 알 수 있다. 이에 따라, 결정립 미세화 효과에 의해 충격인성이 향상됨을 알 수 있다.
도 2는 API X-70 강재와 상기 실시예를 통해 나타난 마모시험 결과를 나타낸 그래프이다. 상기 표 2 및 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 발명예에서는 우수한 마모특성을 확인할 수 있었다.
한편, 비교예인 8 내지 8-1번 강은 본 발명의 조성을 만족하나, 공정상의 차이로 인해, 미세조직의 특성이 본 발명의 범위를 벗어난 것이다. 그 결과, 저온인성이 열화되고, 충분한 경도 및 내마모성을 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 8-2번 강은 조직이 본 발명의 범위를 만족하나, 패킷크기가 조대하여 낮은 충격인성을 갖는 것을 확인할 수 있었다.
9번 강은 Mn이 다량 첨가된 강으로서, 마모 특성은 양호한 것으로 평가되었으나, 경도가 초과되고 저온인성이 낮아졌다. 또한, 10번 강은 반대로 Mn이 본 발명 범위보다 적게 첨가된 경우로서, 경도가 낮고, 내마모성도 저하되는 것을 확인할 수 있었다. 11번 강은 C가 다량 첨가된 강으로, 경도값은 본 발명 범위를 초과하나, 충격인성이 낮은 것을 확인할 수 있었고, 12번 강은 C가 적게 첨가된 것으로, 낮은 경도값을 나타내었다.
한편, 13, 14 및 15번 강은 C 및 Mn의 함량이 본 발명의 범위를 만족하나, B, V, Nb을 다량 첨가한 경우로서, 표층부 경도는 본 발명의 범위보다 높은 값을 나타내나, 충격인성이 열화되는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (5)

  1. 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40, Si: 0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 분순물을 포함하고,
    미세조직이 면적분율로, 95%이상 마르텐사이트를 포함하고, 미세조직 결정립의 종횡비가 1.5 이상인 내마모성이 우수한 내마모용 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는, 중량%로, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), V: 0.1% 이하(0은 제외), Ti: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.02%이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 내마모성이 우수한 내마모용 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트의 평균 패킷크기가 25㎛ 이하인 내마모성이 우수한 내마모용 강재.
  4. 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (12-Mn)/40≤C≤(15.5-Mn)/40, Si: 0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 분순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 Ar3 이상의 온도에서 200℃까지 3℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연시 사상압연은 1000℃ 이하에서 종료하는 것을 포함하는 내마모성이 우수한 내마모용 강재의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 열간압연을 행하고, 연속하여 냉각하는 내마모성이 우수한 내마모용 강재의 제조방법.
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