KR101502845B1

KR101502845B1 - 용접부 인성과 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판

Info

Publication number: KR101502845B1
Application number: KR1020137001873A
Authority: KR
Inventors: 케이지 우에다; 신이치 스즈키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-06-30
Filing date: 2011-06-29
Publication date: 2015-03-17
Also published as: MX2013000014A; AU2011272249A1; EP2589675A4; WO2012002563A1; JP2012031511A; RU2550987C2; RU2013103813A; KR20130025947A; AU2011272249B2; CA2801708C; US20130206286A1; CN102959112A; AU2011272249C1; MX353802B; CA2801708A1; EP2589675A1

Abstract

건설 기계, 산업 기계 등에 적합한 멀티 패스 용접부의 인성(靭性)과 내(耐)지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판을 제공한다. 구체적으로는, mass％로, C: 0.20∼0.30％, Si: 0.05∼1.0％, Mn: 0.40∼1.2％, P: 0.010％ 이하, S: 0.005％ 이하, Cr: 0.40∼1.5％, Nb: 0.005∼0.025％, Mo: 0.05∼1.0％, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.1％ 이하, N:0.01％ 이하, B: 0.0003∼0.0020％를 함유하고, 필요에 따라서 W, Cu, Ni, V, REM, Ca, Mg 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, DI*(＝33.85×(0.1×C)^0.5×(0.7×Si＋1)×(3.33×Mn＋1)×(0.35×Cu＋1)×(0.36×Ni＋1)×(2.16×Cr＋1)×(3×Mo＋1)×(1.75×V＋1)×(1.5×W＋1)): 45∼180, C＋Mn/4―Cr/3＋10P≤0.47이고 마이크로 조직이 마르텐사이트를 기지상(基地相)으로 하는 강판이다.

Description

용접부 인성과 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판{ABRASION RESISTANT STEEL PLATE WHICH EXHIBITS EXCELLENT WELD TOUGHNESS AND EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE}

본 발명은, 건설 기계(construction machine), 산업 기계(industrial machine), 조선(shipbuiding), 강관(steel pipe), 토목(civil engineering), 건축 등에 제공하기에 적합한 판두께 4㎜ 이상의 내마모 강판(abrasion resistant steel plate or steel sheet)에 관한 것으로, 특히, 멀티 패스 용접부(multi pass weld)의 인성(toughness)과 내지연 파괴 특성(delayed fracture resistance)이 우수한 것에 관한 것이다.

건설 기계, 산업 기계, 조선, 강관, 토목, 건축 등의 철강구조물이나 기계, 장치 등에 열간 압연 강판이 이용될 때에는, 강판의 내마모성(abrasion resistant property)이 요구되는 경우가 있다. 종래, 강재(鋼材)로서 우수한 내마모성을 보유하기 위해서는, 경도(hardness)를 높이는 것이 일반적이고, 마르텐사이트 단상 조직(martensite single phase microstructure)으로 함으로써 비약적으로 높이는 것이 가능하다. 또한, 마르텐사이트 조직 자체의 경도를 상승시키기 위해, 고용 C량(amount of solid solution carbon)을 증가시키는 것이 유효하다.

그 때문에, 내마모 강판은 일반적으로 저온 균열 감수성(cold cracking susceptibility)이 높고, 용접부의 인성이 떨어져, 용접 강 구조물(welded steel structure)에 사용되는 경우, 암석(rock)이나 토사(earth and sand) 등과 접촉하는 강 부재의 표면에 라이너(liner)로서 접합하여 사용되는 경우가 일반적이었다. 예를 들면, 덤프(damped motor lorry)의 베슬(vessel)에서는, 연강(mild steel)을 이용하여 용접 시공에 의해 조립한 후, 토사와 접하는 베슬 표면에만 내마모 강판을 접합하여 이용되는 경우가 있다.

그러나, 용접 구조물을 조립한 후, 내마모 강판을 접합하는 제조 방법에서는, 제작의 수고나 제조 비용이 증대하기 때문에, 용접 구조물의 강도(强度) 부재로서 적용 가능한 용접성, 용접부 인성이 우수한 것이 요망되며, 예를 들면 특허문헌 1∼5의 내마모 강판이 제안되고 있다.

특허문헌 1은, 내지연 파괴성이 우수한 내마모성 강판과 그의 제조 방법에 관한 것으로, 내지연 파괴 특성을 개선하기 위해, 저Si-저P-저S-Cr, Mo, Nb계 조성에, Cu, V, Ti, B 및 Ca 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강을 직접 담금질(direct quenching, DQ라고도 칭함)하고, 필요에 따라서 템퍼링(tempering)하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 2는, 내마모성이 높은 강과 강 제품의 제조 방법에 관한 것으로, 0.24∼0.3C-Ni, Cr, Mo, B계에 있어서, 이들 원소의 함유량으로 이루어지는 파라미터식(parameter formula)을 만족하는 조성으로, 5∼15체적％의 오스테나이트(austenite)를 포함하는 마르텐사이트 또는 마르텐사이트·베이나이트 조직(martensitic structure and bainitic structure)을 갖고, 내마모성을 향상시킨 강이 기재되고, 당해 성분의 강을 오스테나이트화 온도(austenitizing temperature)∼450℃의 사이를 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 3은, 인성(toughness) 및 내지연 파괴성이 우수한 내마모 강재 그리고 그의 제조 방법에 관한 것으로, Cr, Ti, B를 필수로 하는 성분 조성과 표층이 템퍼링된 마르텐사이트(tempered martensite)이고 내질부(internal part)가 템퍼링된 마르텐사이트 및 템퍼링된 하부 베이나이트 조직(tempered lower bainitic structure)이고, 두께 방향과 압연 방향의 구오스테나이트 입경의 비(aspect ratio of prior austenite grain diameter)를 규정한 강재와, 당해 성분 조성의 강을 900℃ 이하에서 누적 압하율(cumulative reduction ratio) 50％ 이상으로 열간 압연 후, 직접 담금질하고, 템퍼링하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 4는, 인성 및 내지연 파괴성이 우수한 내마모 강재 그리고 그의 제조 방법에 관한 것으로, Cr, Ti, B를 필수로 하는 성분 조성과 표층이 마르텐사이트이고 내질부가 마르텐사이트와 하부 베이나이트 조직의 혼합 조직 또는, 하부 베이나이트 단상 조직이고, 판두께 중앙부에 있어서의 구오스테나이트 입경에 대한 압연 방향의 구오스테나이트 입경의 비로 나타나는 구오스테나이트립의 전신도(elomgation rate)를 규정한 강재와, 당해 성분 조성의 강을 900℃ 이하에서 누적 압하율 50％ 이상으로 열간 압연 후, 직접 담금질하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 5는 용접성(weldability), 용접부의 내마모성 및 내식성(corrosion resistance)이 우수한 내마모강 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 4∼9mass％의 Cr을 필수 원소로 하고, Cu, Ni 중 1종 또는 2종을 함유하고, 특정 성분의 함유량으로 이루어지는 파라미터식을 만족하는 강과, 당해 성분 조성의 강을 950℃ 이하에서 누적 압하율 30％ 이상으로 열간 압연 후, Ac3 이상에서 재가열하고, 담금질 처리를 행하는 것이 기재되어 있다.

일본공개특허공보 평5-51691호 일본공개특허공보 평8-295990호 일본공개특허공보 2002-115024호 일본공개특허공보 2002-80930호 일본공개특허공보 2004-162120호

그런데, 판두께가 4㎜ 이상인 강판에 의한 용접 이음의 경우, 멀티 패스 용접(multi pass welding)되는 경우가 많지만, 용접부에 있어서, 선행하는 용접 패스에 의한 본드부(bond area)가, 후속의 용접에 의해 재가열되어, 인성이 현저하게 열화되는 영역이 출현하고, 특히, 내마모 강판에서는, 1층째의 용접에 의한 본드부가, 후속의 용접에 의해 300℃ 전후로 재가열된 경우, 저온 템퍼링 취화(low-temperature tempering embrittlement)에 의해 현저하게 인성이 열화된다.

저온 템퍼링 취화는, 마르텐사이트 중의 탄화물(carbide)의 형태 변화(morphology change)와, 불순물 원소 등의 입계 편석(intergranular segregation)의 상승(相乘) 작용에 의한 것이라고 생각되며, 결정립이 조대(coarse)하고, 그리고 고용 N을 다량으로 함유하는 본드부에 있어서는 현저해진다. 이러한 저온 템퍼링 취화 온도로 재가열된 영역에 있어서는, 지연 파괴가 발생하기 쉬운 것도 지적되고 있다.

특허문헌 1 및, 2에는 내마모강에 있어서 용접부의 인성을 향상시키는 것은 기재되어 있지 않고, 특허문헌 3 및 4도 모재의 인성 향상을 목적으로 마이크로 조직을 규정하는 것이다. 특허문헌 5는 용접성, 용접부의 내마모성에 대해서는 검토되고 있지만, 용접부 인성의 향상을 목적으로 하는 것이 아니고, 특허문헌 1∼5 등에서 제안되고 있는 내마모강에서는, 멀티 패스 용접부의 인성과 내지연 파괴 특성의 쌍방을 개선하기에는 이르지 않았다.

그래서, 본 발명은, 제조성의 저하 및 제조 비용의 증대를 일으키는 일 없이, 멀티 패스 용접부의 인성과 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 내마모 강판을 대상으로, 멀티 패스 용접부의 인성과 내지연 파괴 특성을 확보하기 위해, 강판의 화학 성분, 제조 방법 및 마이크로 조직을 결정하는 각종 요인에 관하여 예의 연구를 행하여, 이하의 인식을 얻었다.

1. 우수한 내마모 특성을 확보하기 위해서는, 강판의 기지 조직(base microstructure or main microstructure)(기지상(基地相;base phase or main phase)이라고도 칭함)을 마르텐사이트로 하는 것이 필수이다. 이를 위해서는, 강판의 화학 조성을 엄격하게 관리하여, 담금질성을 확보하는 것이 중요하다.

2. 우수한 멀티 패스 용접부의 인성을 달성하기 위해서는, 용접 열영향부(welded heat affected zone)에 있어서의 결정립의 조대화를 억제하는 것이 필요하고, 이를 위해서는 강판 중에 미세한 석출물을 분산하여, 피닝 효과(pinning effect)를 활용하는 것이 유효하다. 이를 위해서는 Ti, N의 관리가 중요하다.

3. 초층(initial layer)의 본드부에 있어서의, 고용 N을 저감하는 것은, 후속의 용접에 의한 저온 템퍼링 취화의 억제에 유효하다. 이를 위해서는, 고용 N을 BN으로서 고정하기 위해 B를 엄격하게 관리하는 것이 중요하다.

4. 용접 열영향부의 저온 템퍼링 취화 온도역에서 우수한 인성을 확보하여, 지연 파괴를 억제하기 위해서는, C, Mn, Cr, Mo, P 등의 합금 원소량을 적정하게 관리하는 것이 중요하다.

본 발명은, 얻어진 인식에, 추가로 검토를 더하여 이루어진 것이며, 즉, 본 발명은,

1. mass％로, C: 0.20∼0.30％, Si: 0.05∼1.0％, Mn: 0.40∼1.2％, P: 0.010％ 이하, S: 0.005％ 이하, Cr: 0.40∼1.5％, Mo: 0.05∼1.0％, Nb: 0.005∼0.025％, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.1％ 이하, N: 0.0015∼0.0060％, B: 0.0003∼0.0020％를 함유하고, (1) 식으로 나타나는 담금질성 지수(hardenability index) DI*가 45 이상이고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 마이크로 조직이 마르텐사이트를 기지상으로 하는 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

DI*＝33.85×(0.1×C)^0.5×(0.7×Si＋1)×(3.33×Mn＋1)×(0.35×Cu＋1)×(0.36×Ni＋1)×(2.16×Cr＋1)×(3×Mo＋1)×(1.75×V＋1)×(1.5×W＋1)……(1)

(1) 식에 있어서, 각 원소 기호는 함유량(mass％).

2. 상기 강 조성에, mass％로 추가로, W: 0.05∼1.0％를 함유하는 것을 특징으로 하는 1 기재의 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

3. 상기 강 조성에, mass％로 추가로, Cu: 1.5％ 이하, Ni: 2.0％ 이하, V: 0.1％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2 기재의 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

4. 상기 강 조성에, mass％로 추가로, REM: 0.008％ 이하, Ca: 0.005％ 이하, Mg:0.005％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

5. 상기 강판의 표면 경도가 브리넬 경도(Brinell hardness)로 400HBW10/3000 이상을 갖는 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

6. 1 내지 5 중 어느 하나에 기재된 강판으로, 담금질성 지수 DI*가 180 이하인 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

7. 1 내지 6 중 어느 하나에 기재된 강판으로, (2) 식을 만족하는 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.

C＋Mn/4―Cr/3＋10P≤0.47……(2)

(2) 식에 있어서, 각 원소 기호는 함유량(mass％).

본 발명에 의하면, 멀티 패스 용접부에서 우수한 인성 및 내지연 파괴 특성을 갖는 내마모 강판을 얻을 수 있어, 강 구조물 제작시의 제조 효율이나 안전성의 향상에 크게 기여하여, 산업상 현격한 효과를 나타낸다.

도 1은 T형 필릿 용접 균열 시험을 설명하는 도면이다.
도 2는 용접부의 샤르피 충격 시험편의 채취 위치를 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명에서는 성분 조성과 마이크로 조직을 규정한다.

[성분 조성] 이하의 설명에 있어서 ％는 mass％로 한다.

C: 0.20∼0.30％

C는, 마르텐사이트의 경도를 높여, 우수한 내마모성을 확보하기 위해 중요한 원소로 그 효과를 얻기 위해, 0.20％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.30％를 초과하여 함유하면 용접성이 열화될 뿐만 아니라, 멀티 패스 용접부에 있어서의 본드부의 저온 템퍼링에 의해 인성이 열화된다. 이 때문에, 0.20∼0.30％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.20∼0.28％이다.

Si: 0.05∼1.0％

Si는, 탈산재(deoxidizing agent)로서 작용하여, 제강상, 필요할 뿐만 아니라, 강에 고용하여 고용 강화(solid solution strengthening)에 의해 강판을 고경도화하는 효과를 갖는다. 또한, 멀티 패스 용접부에 있어서의 본드부의 저온 템퍼링에 의한 인성 열화를 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.0％를 초과하여 함유하면, 멀티 패스 용접 열영향부의 인성이 현저하게 열화되기 때문에, 0.05∼1.0％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.07∼0.5％이다.

Mn: 0.40∼1.2％

Mn은, 강의 담금질성(hardenability)을 증가시키는 효과를 갖고, 모재의 경도를 확보하기 위해 0.40％ 이상은 필요하다. 한편, 1.2％를 초과하여 함유하면, 모재의 인성, 연성(延性) 및 용접성이 열화될 뿐만 아니라, P의 입계 편석을 조장하여, 지연 파괴의 발생을 조장한다. 이 때문에, 0.40∼1.2％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.40∼1.1％이다.

P: 0.010％ 이하

P가 0.010％를 초과하여 함유하면, 입계에 편석하여, 지연 파괴의 발생 기점이 됨과 함께, 멀티 패스 용접부의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, 0.010％를 상한으로 하여, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용(refining cost)을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.005％ 이하

S는 모재의 저온 인성(low-temperature toughness)이나 연성(ductility)을 열화시키기 때문에, 0.005％를 상한으로 하여 저감하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.40∼1.5％

Cr은 본 발명에 있어서 중요한 합금 원소로서, 강의 담금질성을 증가시키는 효과를 가짐과 함께, 멀티 패스 용접부에 있어서의 본드부의 저온 템퍼링에 의한 인성 열화를 억제하는 효과를 갖는다. 이것은, Cr의 함유에 의해, 강판 중에서의 C의 확산이 지연되어, 저온 템퍼링 취화가 발생하는 온도역으로 재가열되었을 때에, 마르텐사이트 중의 탄화물의 형태 변화가 억제되기 때문이다. 이러한 효과를 갖기 위해서는, 0.40％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 1.5％를 초과하여 함유하면, 효과가 포화하여, 경제적으로 불리해짐과 함께, 용접성이 저하된다. 이 때문에, 0.40∼1.5％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.40∼1.2％이다.

Mo: 0.05∼1.0％

Mo는, 담금질성을 현저하게 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 또한, 멀티 패스 용접부에 있어서의 본드부의 저온 템퍼링에 의한 인성 열화를 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상으로 한다. 그러나, 1.0％를 초과하면, 모재 인성, 연성 및 내용접 균열성에 악영향을 미치기 때문에, 1.0％ 이하로 한다. 이 때문에, 0.05∼1.0％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.1∼0.8％이다.

Nb: 0.005∼0.025％

Nb는, 탄질화물(carbonitride)로서 석출하여, 모재 및 멀티 패스 용접부의 마이크로 조직을 미세화함과 함께, 고용 N을 고정하여, 멀티 패스 용접부의 인성 개선과, 지연 파괴(delayed fracture)의 발생 억제의 효과를 겸비하는 중요한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.025％를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 석출하여, 파괴의 기점이 되는 경우가 있다. 이 때문에, 0.005∼0.025％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.007∼0.023％이다.

Ti: 0.005∼0.03％

Ti는, 고용 N을 고정하여 TiN을 형성함으로써, 멀티 패스 용접부의 본드부에 있어서의 결정립의 조대화를 억제하는 효과를 가짐과 함께, 고용 N 저감에 의한 저온 템퍼링 온도역에 있어서의 인성 열화와 지연 파괴의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.03％를 초과하여 함유하면, TiC를 석출하여 모재 인성을 열화시킨다. 이 때문에, 0.005∼0.03％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.007∼0.025％이다.

Al: 0.1％ 이하

Al은, 탈산제로서 작용하며, 강판의 용강 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 또한, 강 중의 고용 N을 고정하여 AlN을 형성함으로써, 멀티 패스 용접부의 본드부에 있어서의 결정립의 조대화를 억제하는 효과를 가짐과 함께, 고용 N 저감에 의한 저온 템퍼링 온도역에 있어서의 인성 열화와 지연 파괴의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 한편, 0.1％를 초과하여 함유하면, 용접시에 용접 금속(weld metal)에 혼입하여, 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에, 0.1％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, 0.01∼0.07％이다.

N: 0.0015∼0.0060％

N은 Ti와 결합하여 TiN으로서 석출하여, HAZ에서의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여 고인화에 기여한다. 이러한 효과를 갖는 TiN의 필요량을 확보하기 위해, 0.0015％ 이상의 N을 함유할 필요가 있다. 한편, 0.0060％를 초과하여 함유하면, 용접시에 TiN이 용해하는 온도까지 가열되는 영역에서는, 고용 N량이 증가하여, 저온 템퍼링 온도역에 있어서의 인성 열화가 현저해진다. 이 때문에, N은 0.0015∼0.0060％로 한정한다. 바람직하게는, 0.0020∼0.0055％이다.

B: 0.0003∼0.0020％

B는, 미량의 첨가로 담금질성을 현저하게 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 또한, 용접시에 TiN이 용해하는 온도까지 가열되는 영역에서는, 고용 N을 BN으로서 고정하여, 후속의 용접에 의한 저온 템퍼링 온도역에 있어서의 인성 열화를 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 0.0020％를 초과하면, 모재 인성, 연성 및 내용접 균열성(weld crack resistance)에 악영향을 미치기 때문에, 0.0020％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0005∼0.0018％이다. 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

본 발명에서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해, 상기 기본 성분계에 더하여, W, Cu, Ni, V, REM, Ca, Mg 중 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

W: 0.05∼1.0％

W는, 담금질성을 현저하게 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 1.0％를 초과하면, 모재 인성, 연성 및 내용접 균열성에 악영향을 미치기 때문에, 1.0％ 이하로 한다.

Cu, Ni, V는, 모두 강의 강도 향상에 기여하는 원소로서, 소망하는 강도에 따라서 적절하게 함유할 수 있다.

Cu: 1.5％ 이하

Cu는, 담금질성을 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 1.5％를 초과하면 효과가 포화하여, 열간 취성(hot brittleness)을 발생시켜 강판의 표면 성상을 열화시키기 때문에, 1.5％ 이하로 한다.

Ni: 2.0％ 이하

Ni는, 담금질성을 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 2.0％를 초과하면 효과가 포화하여, 경제적으로 불리해지기 때문에, 2.0％ 이하로 한다.

V: 0.1％ 이하

V는, 담금질성을 증가시켜, 모재의 고경도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 0.1％를 초과하면, 모재 인성 및 연성을 열화시키기 때문에, 0.1％ 이하로 한다.

REM, Ca 및 Mg는, 모두 인성 향상에 기여하며, 소망하는 특성에 따라서 선택하여 첨가한다. REM을 첨가하는 경우는, 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 0.008％를 초과해도 효과가 포화하기 때문에, 0.008％를 상한으로 한다.

Ca를 첨가하는 경우는, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 0.005％를 초과해도 효과가 포화하기 때문에, 0.005％를 상한으로 한다.

Mg를 첨가하는 경우는, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 0.005％를 초과해도 효과가 포화하기 때문에, 0.005％를 상한으로 한다.

DI*＝33.85×(0.1×C)^0.5×(0.7×Si＋1)×(3.33×Mn＋1)×(0.35×Cu＋1)×(0.36×Ni＋1)×(2.16×Cr＋1)×(3×Mo＋1)×(1.75×V＋1)×(1.5×W＋1)…(1)

각 원소 기호는 함유량(질량％)으로 한다.

본 파라미터: DI*(담금질성 지수)는 전술한 성분 조성의 범위 내에서, 모재의 기지 조직을 마르텐사이트로 하여, 우수한 내마모성을 갖기 위해 규정하는 것으로, 본 파라미터의 값을 45 이상으로 한다. 45 미만인 경우, 판두께 표층으로부터의 담금질 깊이가 10㎜를 하회하여, 내마모강으로서의 수명이 짧아진다.

본 파라미터의 값이 180을 초과하게 되면 모재의 기지 조직은 마르텐사이트로 내마모성은 양호하지만, 용접시의 저온 균열성 및 용접부의 저온 인성이 열화되게 되기 때문에, 180 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 50∼160의 범위로 한다.

C＋Mn/4―Cr/3＋10P≤0.47…(2)

각 원소 기호는 함유량(질량％)으로 한다.

모재의 기지 조직을 마르텐사이트로 하여, 용접 시공을 행했을 때에 본드부 및 저온 템퍼링 취화역 중 어느 것에 있어서도 우수한 인성을 갖는 성분 조성으로 하는 경우, 전술한 성분 조성의 범위 내에서, 본 파라미터: C＋Mn/4―Cr/3＋10P의 값을 0.47 이하로 한다. 0.47을 초과해도, 모재의 기지 조직은 마르텐사이트로 내마모성은 양호하지만, 용접부의 인성이, 현저하게 열화되게 된다. 바람직하게는, 0.45 이하이다.

[마이크로 조직]

본 발명에서는, 내마모 특성을 향상시키기 위해, 강판의 마이크로 조직의 기지상을 마르텐사이트로 규정한다. 마르텐사이트 이외의 베이나이트(bainite), 페라이트(ferrite) 등의 조직은, 내마모성이 저하되기 때문에 가능한 한 혼합하지 않는 편이 바람직하지만, 이들 조직의 합계의 면적 분율(area ratio)이 10％ 미만이면, 그 영향을 무시할 수 있다. 또한, 강판의 표면 경도가 브리넬 경도로 400HBW10/3000 미만인 경우에는, 내마모강으로서의 수명이 짧아진다. 그 때문에, 표면 경도를 브리넬 경도(Brinell hardness)로 400HBW10/3000 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 따른 개발 강(鋼)에서는, 본드부의 마이크로 조직은, 마르텐사이트 및 베이나이트의 혼합 조직이다. 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 페라이트 등의 조직은, 내마모성이 저하되기 때문에 가능한 한 혼합하지 않는 편이 바람직하지만, 이들 조직의 합계의 면적 분율이 20％ 미만이면, 그 영향을 무시할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 개발 강에서는, 본드부의 인성을 확보하기 위해서는, Nb 및 Ti의 탄질화물은 1㎛ 이하의 평균 입경의 것이 1000개/㎟ 이상 존재하고, 구오스테나이트의 평균 결정립경이 200㎛ 미만이고, 그리고 경사각이 15˚ 이상의 대각 입계로 둘러싸인 하부 조직의 평균 결정립경이 70㎛ 미만인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 내마모강은 이하의 제조 조건으로 제조하는 것이 가능하다. 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」 표시는, 판두께의 1/2 위치에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다. 상기한 조성의 용강을, 공지의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법(continuous casting process) 혹은 조괴-분괴 압연법에 의해, 소정 치수의 슬래브(slab) 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 얻어진 강 소재를, 냉각하는 일 없이 직후에, 또는 냉각한 후에 950∼1250℃로 가열한 후, 열간 압연하여, 소망하는 판두께의 강판으로 한다. 열간 압연 직후에 수냉하거나, 혹은, 재가열하여 담금질을 행한다. 그 후, 필요에 따라서, 300℃ 이하에서의 템퍼링을 실시한다.

실시예 1

전로(steel converter)-레이들 정련(ladle refining)-연속 주조법으로, 표 1에 나타내는 여러 가지의 성분 조성으로 조제한 강 슬래브(steel slab)를, 1000∼1250℃로 가열한 후, 표 2에 나타내는 제조 조건으로, 열간 압연을 행하고, 일부의 강판에는 압연 직후에 수냉(담금질(DQ))을 하고, 그 외의 강판에 대해서는, 압연 후 공냉(空冷)하고, 재가열 후, 수냉(담금질(RQ))을 행했다.

얻어진 강판에 대해서, 표면 경도 측정, 내마모성 평가, 모재 인성 측정, T형 필릿 용접 균열 시험(내지연 파괴 특성 평가), 용접부 재현 열사이클 시험 및 실이음(actual weld joint)의 용접부의 인성 시험을 하기의 요령으로 실시했다. 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

[표면 경도 1]

표면 경도 측정은 JIS Z2243(1998)에 준거하여, 표층하의 표면 경도(표층의 스케일을 제거한 후에 측정한 표면의 경도)를 측정했다(표층의 스케일을 제거한 후에 측정한 표면의 경도). 측정은 직경 10㎜의 텅스텐 경구(tungsten hard ball)를 사용하고, 하중은 3000kgf로 했다.

[모재 인성 1]

각 강판의 판두께 1/4 위치의 압연 방향과 수직인 방향으로부터, JIS Z 2202(1998년)의 규정에 준거하여 V노치 시험편(V notch test specimen)을 채취하고, JIS Z 2242(1998년)의 규정에 준거하여 각 강판에 대해서 각 온도 3개의 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)을 실시하여, 시험 온도 0℃ 및 ―40℃에서의 흡수 에너지(absorbed energy)를 구하여, 모재 인성을 평가했다. 시험 온도 0℃는 온난 지역에서의 사용을 고려하여 선정했다.

시험 온도 0℃에서의 흡수 에너지(vE₀이라고 하는 경우가 있음)의 3개의 평균값이 30J 이상을 모재 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

[내마모성 1]

내마모성은, ASTM G65의 규정에 준거하여, 러버 휠 시험(rubber wheel abrasion test)을 실시했다. 시험편은 10㎜t(t: 판두께)×75㎜w(w: 폭)×20㎜L(L: 길이)(판두께가 10㎜t 미만인 경우는, t(판두께)×75mmw×20㎜L)로 하고, 마모재에 100％ SiO₂ 마모 모래(abrasive sand)를 사용하여 실시했다.

시험 전후에서의 시험편 중량을 측정하여, 마모량을 측정했다. 시험 결과는, 연강판(SS400)의 마모량을 기준(1.0)으로 하여, 내마모비: (연강판의 마모량)/(각 강판의 마모량)으로 평가했다. 내마모비가 클수록, 내마모성이 우수한 것을 의미하며, 본 발명 범위에서는, 내마모비 4.0 이상을 내마모성이 우수한 것으로 했다.

[지연 파괴 1]

T형 필릿 용접 균열 시험(T shape fillet weld cracking test)은, 도 1과 같이 T형으로 조립한 시험체를 피복 아크 용접(shielded metal arc welding)으로 구속 용접(restriction welding)을 실시한 후, 실온(室溫)(25℃×습도 60％) 또는, 100℃로 예열한 후, 시험 용접을 실시했다.

용접 방법은, 피복 아크 용접(용접 재료: LB52UL(4.0㎜Φ)로, 입열 17kJ/㎝로 하여, 3층 6패스의 용접을 실시했다. 시험 후, 48시간 실온에서 방치한 후, 시험판의 용접부 단면 관찰 샘플(비드 길이 200㎜를 5등분)을 5매 채취하고, 용접 열영향부에서의 균열의 발생의 유무를 투영기 및 광학 현미경(optical microscope)에 의해 조사했다. 예열 없음 및, 예열 100℃로도, 채취한 각 5매의 단면 샘플에 있어서, 용접 열영향부에서 균열의 발생이 전혀 없는 것을 내지연 파괴 특성이 우수하다고 하여 평가했다.

[용접부 인성 1-1]

용접 재현 열사이클 시험(synthetic heat-affected zone test)은, 용접 입열 17kJ/㎝의 2층 탄산 가스 아크 용접을 행한 경우의 본드부의 저온 템퍼링을 모의(simulation)했다. 1층 용접(초층)의 본드부를 1400℃에서 1초간 유지하고, 800∼200℃의 냉각 시간을 30℃/s로 하고, 다음으로 2층 용접(후속의 용접)에 의한 저온 템퍼링으로서, 300℃에서 1초간 유지하고, 300∼100℃를 5℃/s로 하는 열사이클을 행했다.

압연 방향으로부터 채취한 각봉 형상 시험편(square bar test specimen)에 고주파 유도 가열 장치(high-frequency induction heating device)로 전술한 열사이클(heat cycle) 부여한 후, JISZ2242(1998년)에 준하여 V노치 샤르피 충격 시험을 행했다. V노치 샤르피 충격 시험은 시험 온도를 0℃로 하여 각 강판에 대해서 3개의 시험편으로 행했다.

흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 30J 이상을 HAZ 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

또한, 판두께가 10㎜ 미만인 강판에 관해서는, 서브 사이즈(5㎜×10㎜)의 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 15J 이상을 HAZ 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

[용접부 인성 1-2]

또한, 실이음의 인성을 확인하기 위해, 피복 아크 용접(shielded metal arc welding)(입열(heat input) 17kJ/㎝, 예열 150℃, 패스간 온도 150℃, 용접 재료(welding material): LB52UL(4.0㎜Φ))으로 멀티 패스 용접 이음(レ 개선(開先)(レ shape groove))을 제작했다.

용접 이음으로부터, 샤르피 충격 시험편을 표면하 1㎜의 위치로부터 채취했다. 노치 위치(notch location)는, レ 개선에서 강판 표면에 수직인 개선측의 본드로 했다. 이와 같이 하여 채취된 시험편을 이용하고, JISZ2242(1998년)에 준하여 V노치 샤르피 충격 시험을 행했다. 도 2에 샤르피 충격 시험편의 채취 위치와, 노치 위치를 나타낸다.

실이음(actual weld joint)의 V노치 샤르피 충격 시험은 시험 온도를 0℃로 하여 3개의 시험편으로 행했다. 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 30J 이상을 멀티 패스 용접부의 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

또한, 판두께가 10㎜ 미만인 강판에 관해서는, 서브 사이즈(5㎜×10㎜)의 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 15J 이상을 본드부 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

표 2에 공시 강판의 제조 조건을, 표 3에 상기 각 시험의 결과를 나타낸다. 본 발명예(강 No.1∼5)는, 표면 경도가 400HBW10/3000 이상을 갖고, 내마모성이 우수하고, 0℃의 모재 인성이 30J 이상을 갖고, 또한, T형 필릿 용접 균열 시험에서 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부 재현 열사이클 시험 및 실용접 이음 인성에 있어서도 우수한 인성을 가져, 용접부 인성이 우수한 것이 확인되었다.

한편, 성분 조성이 본 발명 범위 외의 비교예(No.6∼19)는, 표면 경도, 내마모성, T형 필릿 용접 균열 시험, 모재 인성, 재현 열사이클 샤르피 충격 시험, 실이음 샤르피 충격 시험(Charpy impact test of actual weld joint) 중 어느 것, 혹은 그 복수가 목표 성능을 만족할 수 없는 것이 확인되었다.

실시예 2

전로-레이들 정련-연속 주조법으로, 표 4에 나타내는 여러 가지의 성분 조성으로 조제한 강 슬래브를, 1000∼1250℃로 가열한 후, 표 5에 나타내는 제조 조건으로, 열간 압연을 행하고, 일부의 강판에는 압연 직후에 수냉(담금질(DQ))을 하고, 그 외의 강판에 대해서는, 압연 후 공냉하고, 재가열 후, 수냉(담금질(RQ))을 행했다.

얻어진 강판에 대해서, 표면 경도 측정, 내마모성 평가, 모재 인성 측정, T형 필릿 용접 균열 시험(내지연 파괴 특성 평가), 용접부 재현 열사이클 시험 및 실이음의 용접부의 인성 시험을 하기와 같은 요령으로 실시했다. 얻어진 결과를 표 6에 나타낸다.

[표면 경도 2]

표면 경도 측정은 JIS Z2243(1998)에 준거하여, 표층하의 표면 경도(표층의 스케일을 제거한 후에 측정한 표면의 경도)를 측정했다. 측정은 직경 10㎜의 텅스텐 경구를 사용하고, 하중은 3000kgf로 했다.

[모재 인성 2]

각 강판의 판두께 1/4 위치의 압연 방향과 수직인 방향으로부터, JIS Z 2202(1998년)의 규정에 준거하여 V노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242(1998년)의 규정에 준거하여 각 강판에 대해서 각 온도 3개의 샤르피 충격 시험을 실시하여, 시험 온도 0℃ 및 ―40℃에서의 흡수 에너지를 구하여, 모재 인성을 평가했다. 시험 온도 0℃는 온난 지역에서의 사용을, 시험 온도 ―40℃는 한랭 지역(cold region)에서의 사용을 고려하여 선정했다.

시험 온도 0℃에서의 흡수 에너지(vE₀이라고 하는 경우가 있음)의 3개의 평균값이 30J 이상이고 그리고, 시험 온도 ―40℃에서의 흡수 에너지(vE_―40이라고 하는 경우가 있음)의 3개의 평균값이 27J 이상을 모재 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다. 또한, 판두께가 10㎜ 미만인 강판에 관해서는, 서브 사이즈(5㎜×10㎜)의 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 3개의 흡수 에너지(vE₀)의 평균값이 15J 이상이고 그리고, 3개의 흡수 에너지(vE_―40)의 평균값이 13J 이상을 모재 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

[내마모성 2]

내마모성은, ASTM G65의 규정에 준거하여, 러버 휠 시험을 실시했다. 시험편은 10㎜t(t: 판두께)×75㎜w(w: 폭)×20㎜L(L: 길이)(판두께가 10㎜t 미만인 경우는, t(판두께)×75mmw×20㎜L)로 하고, 마모재에 100％ SiO₂ 마모 모래를 사용하여 실시했다.

[지연 파괴 2]

T형 필릿 용접 균열 시험은, 도 1과 같이 T형으로 조립한 시험체를 피복 아크 용접으로 구속 용접을 실시한 후, 실온(25℃×습도 60％) 또는, 100℃로 예열한 후, 시험 용접을 실시했다.

용접 방법은, 피복 아크 용접(용접 재료: LB52UL(4.0㎜Φ)으로, 용접 입열(welding heat input) 17kJ/㎝로 하여, 3층 6패스의 용접을 실시했다. 시험 후, 48시간 실온에서 방치한 후, 시험판의 용접부 단면 관찰 샘플(비드 길이 200㎜를 5등분)을 5매 채취하고, 용접 열영향부에서의 균열의 발생의 유무를 투영기 및 광학 현미경에 의해 조사했다. 예열 없음 및, 예열 100℃로도, 채취한 각 5매의 단면 샘플에 있어서, 용접 열영향부에서 균열의 발생이 전혀 없는 것을 내지연 파괴 특성이 우수하다고 하여 평가했다.

[용접부 인성 2-1]

용접 재현 열사이클 시험은, 용접 입열 17kJ/㎝의 2층의 탄산 가스 아크 용접(two layer CO₂ gas shielded arc welding)을 행한 경우의 용접 열영향부의 본드부의 저온 템퍼링을 모의했다. 1층 용접(초층)의 본드부를 1400℃에서 1초간 유지하고, 800∼200℃의 냉각 속도를 30℃/s로 하고, 다음으로 2층 용접(후속의 용접)에 의한 저온 템퍼링으로서, 300℃에서 1초간 유지하고, 300∼100℃를 5℃/s로 냉각하는 열사이클을 행했다.

압연 방향으로부터 채취한 각봉 형상 시험편에 고주파 유도 가열 장치로 전술한 열사이클을 부여한 후, JISZ2242(1998년)에 준하여 V노치 샤르피 충격 시험을 행했다. 샤르피 충격 시험은 시험 온도를 0℃ 및 ―40℃로 하여 각 강판에 대해서 각 온도 3개의 시험편으로 행했다.

흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 30J 이상이고 그리고, 흡수 에너지(vE_―40)의 3개의 평균값이 27J 이상을 HAZ 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

또한, 판두께가 10㎜ 미만인 강판에 관해서는, 서브 사이즈(5㎜×10㎜)의 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 15J 이상이고 그리고, 흡수 에너지(vE_―40)의 3개의 평균값이 13J 이상을 HAZ 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

[용접부 인성 2-2]

또한, 실이음(actual weld joint)의 인성을 확인하기 위해, 피복 아크 용접(입열 17kJ/㎝, 예열 150℃, 패스간 온도 150℃, 용접 재료: LB52UL(4.0㎜Φ))으로 멀티 패스 용접 이음(レ 개선)을 제작했다.

용접 이음으로부터, 샤르피 충격 시험편을 표면하 1㎜의 위치로부터 채취했다. 노치 위치는, レ 개선에서 강판 표면에 수직인 개선측의 본드로 했다. 이와 같이 하여 채취된 시험편을 이용하고, JISZ2242(1998년)에 준하여 V노치 샤르피 충격 시험을 행했다. 도 2에 샤르피 충격 시험편의 채취 위치와, 노치 위치를 나타낸다.

실이음의 V노치 샤르피 충격 시험은 시험 온도를 0℃ 및 ―40℃로 하여 각 시험 온도에 대해서 3개의 시험편으로 행했다. 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 30J 이상이고 그리고, 흡수 에너지(vE_―40)의 3개의 평균값이 27J 이상을 멀티 패스 용접부 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

또한, 판두께가 10㎜ 미만인 강판에 관해서는, 서브 사이즈(5㎜×10㎜)의 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE₀)의 3개의 평균값이 15J 이상이고 그리고, 흡수 에너지(vE_―40)의 3개의 평균값이 13J 이상을 멀티 패스 용접부 인성이 우수한 것(본 발명 범위 내)으로 했다.

표 5에 공시 강판의 제조 조건을, 표 6에 상기 각 시험의 결과를 나타낸다. 본 발명예(강 No.20∼22(단, No.22는 판두께 8㎜))는, 표면 경도가 400HBW10/3000 이상을 갖고, 내마모성이 우수하고, 0℃의 모재 인성이 30J 이상을 갖고, 그리고 ―40℃의 모재 인성이 27J 이상을 갖고, 또한, T형 필릿 용접 균열 시험에서 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부 재현 열사이클 시험 및 실용접 이음의 인성에 있어서도 우수한 인성을 가져, 멀티 패스 용접부 인성이 우수한 것이 확인되었다.

한편, 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, DI*가 180을 초과하는 강 No.23의 경우, 표면 경도, 내마모성, 모재 인성은 양호하지만, T형 용접 균열 시험, 용접부 재현 열사이클 시험 및 실용접 이음 인성이 목표 성능의 하한에 가까워, 다른 발명예와 비교하여 뒤떨어져 있었다. 강 No.24는, 성분 조성 중, Si가 본 발명 범위 외이기 때문에, 표면 경도, 내마모성, 모재 인성은 양호하지만, T형 용접 균열 시험, 용접부 재현 열사이클 시험 결과 및 실용접 이음 인성이 목표 성능을 만족할 수 없었다.

강 No.25는 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, (2) 식의 좌변의 파라미터: C＋Mn/4―Cr/3＋10P의 값이 0.47을 초과하기 때문에, 용접부 재현 열사이클 시험 결과 및 실용접 이음 인성이 목표 성능의 하한에 가까워, 다른 발명예와 비교하여 뒤떨어져 있었다. 또한, 표 4, 5, 6의 기재에 있어서 강 No.23은 성분 조성은 청구항 3의 본 발명 범위 내이지만, DI*의 값이 청구항 6의 본 발명 범위 외이기 때문에 비교예로 했다. 강 No.25는 성분 조성은 청구항 1의 본 발명 범위 내이지만, (2) 식을 만족하지 않고, 청구항 7의 본 발명 범위 외이기 때문에 비교예로 했다.

Claims

mass％로, C: 0.20∼0.30％, Si: 0.05∼0.5％, Mn: 0.40∼1.2％, P: 0.010％ 이하, S: 0.005％ 이하, Cr: 0.40∼1.5％, Mo: 0.05∼1.0％, Nb: 0.005∼0.025％, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.1％ 이하, N: 0.0015∼0.0060％, B: 0.0003∼0.0020％를 함유하고, (1) 식으로 나타나는 담금질성 지수 DI*가 45 이상이고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 마이크로 조직이 마르텐사이트를 기지상(基地相)으로 하고, V노치 샤르피 충격시험시의 0℃에서의 용접부의 흡수에너지의 평균치가 30J 이상인 용접부 인성(靭性) 및 내(耐)지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.
DI*＝33.85×(0.1×C)^0.5×(0.7×Si＋1)×(3.33×Mn＋1)×(0.35×Cu＋1)×(0.36×Ni＋1)×(2.16×Cr＋1)×(3×Mo＋1)×(1.75×V＋1)×(1.5×W＋1)……(1)
(1) 식에 있어서, 각 원소 기호는 함유량(mass％)이고, 해당 성분이 함유되지 않은 경우에는 그 성분의 값을 0으로 한다.
제1항에 있어서,
상기 강 조성에, 추가로, 하기의 그룹 (A), (B) 또는 (C)의 적어도 1종 또는 2종이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.
(A) mass％로, W: 0.05∼1.0％
(B) mass％로, Cu: 1.5％ 이하, Ni: 2.0％ 이하, V: 0.1％ 이하 중 적어도 1종
(C) mass％로, REM:0.02％ 이하, Ca: 0.005％ 이하, Mg:0.005％ 이하 중 적어도 1종
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제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 강판의 표면 경도가 브리넬 경도로 400HBW10/3000 이상을 갖는 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판으로, 담금질성 지수 DI*가 180 이하인 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판으로, (2) 식을 만족하는 용접부 인성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판.
C＋Mn/4―Cr/3＋10P≤0.47……(2)
(2) 식에 있어서, 각 원소 기호는 함유량(mass％).