KR102348555B1 - 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 가스 등의 방법으로 절단한 후에도 균열이 발생하지 않는 내마모 강재 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 조성이 특정 관계식을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법{ABRASION RESISTANT STEEL WITH EXCELLENT CUTTING CRACK RESISTANCE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 가스 등의 방법으로 절단한 후에도 균열이 발생하지 않는 내마모 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
건설, 토목, 광산업, 시멘트 산업 등 많은 산업분야에 사용되는 건설기계, 산업기계들의 경우 작업시 마찰에 의한 마모가 심하게 발생됨에 따라 내마모의 특성을 나타내는 소재의 적용이 필요하다. 일반적으로, 후강판의 내마모성과 경도는 서로 상관이 있어, 마모가 염려되는 후강판에서는 경도를 높일 필요가 있으며 통상 이러한 후강판을 내마모강이라 부른다.
경도가 높은 내마모강은 일반적으로 열간압연 후 Ac3 이상의 온도로 재가열 후 급냉하는 방식으로 제조된다. 이러한 과정을 거쳐 제조된 내마모강은 마르텐사이트라는 미세조직을 갖게 되며, 이는 상변태를 통해 얻을 수 있는 철강 고유의 특징이다. 이러한 마르텐사이트를 주 조직으로 갖는 내마모강의 경우 내부에 다량의 탄소와 합금원소를 함유하고 있어 실제 소재를 원하는 크기나 모양으로 절단하고서 균열이 잘 일어난다는 문제가 있다.
절단 후 발생되는 균열은 절단 시 소재 내부에 침투한 수소에 기인한 것이며, 이러한 수소취성에 대한 저항성을 높여야만 소재의 신뢰성 확보가 가능하다. 이를 위해 통상적으로 절단 전 두께에 따라 다소 차이가 나지만 100℃이상으로 소재를 예열하는 작업이 반드시 필요하다. 하지만, 이렇게 소재를 예열하기 위해서는 상당 시간이 소요되며 균일한 온도를 확보 및 유지하는 것이 매우 어렵다. 그 밖에,절단 균열을 방지하기 위해 절단면에 예열과 유사하게 후열 작업을 실시하기도 하지만 작업성 측면에서는 효율적이지 못하다.
대한민국 특허출원 10-2015-0179009호
본 발명의 일 실시형태는, 경도가 높으면서도 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재를 제공한다.
[관계식 1]
(V×Nb)/Mo≥ 6×10-3
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 전술한 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 급속 냉각하는 단계; 및
급속 냉각된 강판을 450~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태에 의하면, 경도가 높으면서도 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명의 다른 실시형태에 의하면, 두께 60mm 이상의 후물 강재에 대해서도 고경도 및 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재를 제공한다.
[관계식 1]
(V×Nb)/Mo≥ 6×10-3
이하에서는 본 발명에서 제공하는 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재의 합금조성을 전술한 바와 같이 한정하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한, 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한다.
탄소(C): 0.25~0.50%
탄소(C)는 마르텐사이트를 주 조직으로 갖는 강에서 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.25% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 만일 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 후판 제조 공정 중, 재가열 단계에서 슬라브가열로 내에서 파단되는 위험성이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.25~0.50%로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 C 함량의 하한은 0.26%인 것이 보다 바람직하고, 0.28%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.29%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.49%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.47%인 것이 가장 바람직하다.
실리콘(Si): 0.15~0.5%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 상기와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.15% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간 압연 시 스케일이 과다하게 생성될 수 있어 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.15~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.16%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.20%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.46%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 가장 바람직하다.
망간(Mn): 0.6~1.6%
망간(Mn)은 페라이트 생성을 억제하고, Ar3 온도를 낮춤으로써 소입성을 효과적으로 상승시켜 강의 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다. 위와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.6% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mn 함량이 1.6%를 초과하게 되면 두께 중심부에 MnS 편석대가 생기기 쉽고 이로 인해 크랙이 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.6% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.63%인 것이 보다 바람직하고, 0.65%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.70%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.58%인 것이 보다 바람직하고, 1.55%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.50%인 것이 가장 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하(0은 제외)
인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이면서, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.02% 이하(0은 제외)
황(S)은 강 중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외)
알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 용강 중에 산소 함량을 낮추는데 효과적인 원소이다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 강의 청정성이 저해되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.07% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 제강공정시 부하, 제조비용의 상승 등을 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 상기 Al 함량은 0.06% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 가장 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~1.5%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 경화능이 과도하게 커지게 되어 연주(Casting)중 주편 표면에 크랙이 발생할 확률이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.20%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 고온에서 미세한 탄화물(Mo2C)을 형성시킴으로써 500℃이상의 고온에서 강도를 확보하는데 매우 유용한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mo을 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mo의 경우 다소 고가의 원소로서 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.1~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.63%인 것이 보다 더 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 고온에서 Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도를 증가시키며 및 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.08%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되며, 이는 취성파괴의 기점이 되어 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.08% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명은 Nb을 포함하기만 하면 되므로, Nb 함량의 하한을 특별히 한정하지는 않으나, Nb 함량의 하한은 0.001%인 것이 바람직하고, 0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다.
바나듐(V): 0.05~0.5%
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 V를 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 V의 경우 다소 고가의 원소로서 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Mo 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.08%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3% 이하인 것이 가장 바람직하다.
보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)
보론(B)은 소량의 첨가로도 강의 소입성을 유효하게 상승시켜 강도를 향상시키는데에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 과도하면 오히려 강의 인성 및 용접성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 50ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 B의 함량은 50ppm 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 B 함량은 40ppm 이하인 것이 보다 바람직하고, 35ppm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm 이하인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 내마모 강재는 전술한 원소 외에도 이하의 원소들 중 추가적으로 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외)
티타늄(Ti)은 강의 소입성 향상에 유효한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti는 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성시켜 BN의 형성을 억제함으로써 고용 B를 증가시켜 소입성 향상을 극대화할 수 있다. 다만, 상기 Ti의 함량이 0.02%를 초과하게 되면, 조대한 TiN 석출물이 형성되어 강의 인성이 열위하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량은 0.017% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.015% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.012% 이하인 것이 가장 바람직하다.
니켈(Ni): 0.5%이하(0은 제외)
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이나, Ni은 고가의 원소로 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 상한은 0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.42%인 것이 가장 바람직하다.
구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외)
구리(Cu)는 고용강화로 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ni와 함께 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 다만, 이러한 Cu의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간압연 전 고온 가열 시 슬라브의 표면결함을 발생시키며, 열간가공성을 저해하는 문제가 있으므로, 상기 Cu를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.5% 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3% 이하인 것이 가장 바람직하다.
칼슘(Ca): 2~100ppm
칼슘(Ca)은 S과의 결합력이 우수하여 CaS를 생성함으로써 강재 두께 중심부에 편석되는 MnS의 생성을 억제하는 효과가 있다. 결과적으로 Ca 첨가는 소재의 기계적 이방성(anisotropy)을 줄여주는 역할을 한다. 상술한 효과를 위해서는 상기 Ca을 2ppm 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 100ppm을 초과하게 되면 제강조업 시 노즐 막힘 등을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ca의 함량을 2~100ppm으로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 2.5ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 80ppm인 것이 보다 바람직하고, 60ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 40ppm인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 하기 관계식 1을 충족한다. 본 발명에 따른 강재는 V, Nb 및 Mo을 필수 성분으로서 포함하고, 이들 성분 중 어느 하나라도 포함하지 않는 경우에는 본 발명의 목적하는 효과를 얻을 수 없다. 뿐만 아니라, 본 발명에 따른 강재의 조성이 하기 관계식 1을 충족함으로써, 본 발명에서 목적하는 우수한 절단 균열 저항성의 효과가 발휘될 수 있다.
[관계식 1]
(V×Nb)/Mo≥ 6×10-3
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 강재의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로 포함하는 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명의 강재는 높은 경도를 확보함과 동시에, 가스 등의 방법으로 절단한 후에 균열이 발생하지 않는 절단 균열 저항성을 확보할 수 있고, 특히 60mm 이상인 후물 강재에 있어서도 높은 경도 및 우수한 절단 균열 저항성을 확보할 수 있다.
즉, 절단 균열은 통상 두께가 얇은 내마모강에서는 상대적으로 발생할 확률이 낮아 종래에는 템퍼링 공정을 실시하지 않았다. 그러나, 이러한 내마모강의 두께가 60 mm 이상으로 두꺼워지면 절단 균열의 발생이 보다 쉽게 일어나는데, 종래에는 이렇게 두께가 60mm 이상으로 두꺼운 후물 강재에 있어서 예열 또는 후열 작업 없이 우수한 경도 및 절단 균열 저항성의 효과를 양립하는 것은 존재하지 않았다. 이에, 본 발명자들은 예의 검토한 결과, 전술한 합금 조성을 만족하면서, 미세조직을 제어함으로써 두께가 두꺼운 후물 강재에서도 우수한 경도 및 절단 균열 저항성을 확보할 수 있음을 발견하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직의 분율은 제조 조업 상 소재 두께로 인해 급속냉각 중 불가피하게 일부 영역에서 베이나이트 조직이 형성될 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 베이나이트 조직의 분율 상한을 10%로 제어한다. 즉, 본 발명의 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.
만일, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 90면적% 미만이면, 가스 절단 후 균열 저항성을 충분히 확보하기 어려워지는 문제가 있고, 템퍼드 마르텐사이트 분율의 하한은 92면적% 이상인 것이 보다 바람직하고, 95면적% 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 또한, 상기 베이나이트의 분율은 8면적% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5면적% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직은 면적분율로, 90% 이상 98% 이하인 것이 보다 바람직하고, 상기 베이나이트 조직은 2% 이상 10% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 베이나이트 이외에도 2% 이하의 마르텐사이트를 더 포함할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 98% 이하, 베이나이트를 2% 이상 10% 이하, 마르텐사이트를 2% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강재는 미세 탄화물을 포함할 수 있고, 이러한 미세탄화물은 강의 강도와 함께 수소취성 저항성을 동시에 향상시킬 수 있다. 즉, 가스절단을 통해 소재 내부에 유입된 수소는 통상 24~48시간의 일정 잠복기를 거치는 지연 파괴를 야기하는데, 미세 탄화물은 이러한 지연 파괴 저항성을 높여준다.
보다 자세하게는, 미세 탄화물이 직접 또는 간접적으로 수소의 트래핑 사이트(trapping site)로 작용하는 것이며, Nb, Ti, V, Mo 등의 탄화물이 템퍼드 마르텐사이트를 기지 조직으로 갖는 강재에서 수소취성 저항성을 증가시키는데 효과적이다. 참고로, 상기 기술한 미세 탄화물의 크기는 수~수십 nm 크기를 가지며 첨가 원소에 따라 그 크기는 다소 차이를 보인다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 미세 탄화물로서는 Nb, V 계열의 미세 탄화물을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 내마모 강재의 브리넬 경도는 360~440HB 정도의 그레이드를 가진 것이고, 내마모 강재로서 목적하는 경도 범위인 브리넬 경도 360~440HB 범위를 충족함으로써, 본 발명에서 의도하는 우수한 경도 및 균열 저항성의 효과가 양립하는 강재를 얻을 수 있다.
본 발명의 다른 실시형태는, 전술한 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 급속 냉각하는 단계; 및
급속 냉각된 강판을 450~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명의 절단균열항성이 우수한 고경도 내마모 강재 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1050℃ 미만이면 Nb 등의 재고용이 충분하지 못하며, 반면 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 불균일한 조직이 형성될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 가열온도가 1050~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 하한은 1065℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 상한은 1220℃인 것이 보다 바람직하고, 1200℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1180℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바(bar)를 얻는다. 상기 조압연시 그 온도가 950℃ 미만이면 압연 하중이 증가하여 상대적으로 약압하됨으로써 슬라브 두께 방향 중심까지 변형이 충분히 전달되지 못하여 공극과 같은 결함이 제거되지 않을 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1050℃를 초과하게 되면 압연과 동시에 재결정이 일어난 후 입자가 성장하게 되어 초기 오스테나이트 입자가 지나치게 조대해질 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 조압연 온도는 950~1050℃인 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 960℃인 것이 보다 바람직하고, 970℃인 것이 보다 더 바람직하며, 980℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1045℃인 것이 보다 바람직하고, 1040℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1035℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열연압연 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 되어 미세조직 중에 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 공냉 중에도 상대적으로 빠른 냉각속도로 인해 베이나이트가 과다하게 생성될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연온도는 850~950℃인 것이 바람직하다.
한편, 상기 마무리 열간압연온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 상한은 940℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 표면 온도를 기준으로 3℃/s 이상의 냉각속도로 급속 냉각한다. 이 때, 상기 냉각은 30℃이하의 물을 사용한 급속 냉각인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 3℃/s 미만이거나 냉각 종료 온도가 Ms-50℃를 초과하게 되면 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 따라서, 상기 냉각은 3℃/s 이상의 냉각속도로 Ms-50℃이하까지 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 빠르면 빠를수록 본 발명에서 얻고자 하는 미세조직 형성에 유리하지만 두께가 60mm 이상으로 두꺼워지면 소재 내부의 냉각속도는 물리적으로 감소할 수 밖에 없다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각 속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다. 상기 냉각종료온도는 Ms-80℃이하인 것이 보다 바람직하고, Ms-100℃이하인 것이 보다 더 바람직하며, Ms-150℃이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 급속냉각 열처리 된 열연강판은 최종 목표로 하는 경도 및 절단 균열 저항성을 확보하기 위해, 450~650℃에서 후속 열처리를 실시한다. 즉, 통상 템퍼링(Tempering)이라 일컫는 상기 후속 열처리를 통해, 목표로 하는 360~440HB 경도를 확보할 수 있다.
구체적으로, 후속 열처리 전에 급속냉각된 열연강판은 높은 탄소 함량으로 인해 본 발명에서 목표로 하는 경도 상한 값 440HB를 상회하게 되며, 절단 균열 저항성 역시 확보할 수 없게 된다. 이에, 본 발명에서는 템퍼링 열처리를 통해 소재 내부의 전위밀도를 감소시킴으로써 경도를 하향 조정하고 더불어 미량 첨가된 Nb와 V과 같은 합금원소의 미세 탄화물을 석출시킴으로써 절단 균열 저항성 확보가 가능하게 된다.
따라서, 상기 후속 열처리는 450~650℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 후속 열처리 온도는 미세 탄화물 석출을 위해 460℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 480℃ 이상인 것이 더 바람직하며, 489℃ 이상인 것이 가장 바람직하다.
또한, 상기 후속 열처리 온도는 640℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 620℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 600℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 일측면에 따르면, 상기 후속 열처리 시 재로시간은 15분 이상인 것이 바람직하다. 만약, 재로시간이 15분 미만이면 소재의 두께를 감안할 때 중심부까지 충분히 온도가 올라가지 않아 전위밀도 감소 및 미세 탄화물 석출 효과가 부족하고, 재로시간이 50분을 초과하면 경도 저하가 현저히 일어나 목표 수준을 만족할 수 없게 된다.
따라서, 상기 후속 열처리의 재로 시간은 15~50분으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 재로시간은 16분 이상인 것이 보다 바람직하며, 17분 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 19분 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 상기 재로시간은 48분 이하인 것이 보다 바람직하며, 45분 이하인 것이 보다 더 바람직하고, 41분 이하인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1 및 2의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브에 대하여 하기 표 3의 조건으로 강 슬라브 가열-조압연-열간압연-냉각(상온)-재가열-급냉-후속열처리를 실시하여 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 4에 나타내었다.
이때, 상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 두께 중심인 1/2t 위치에서 관찰하였다.
경도는 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구)를 이용하여 측정하였으며, 판 표면을 두께 방향으로 2mm 밀링 가공하여 탈탄층을 충분히 제거한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.
한편, 절단 균열의 발생 여부는 하기 표 1, 2에 기재된 합금조성을 가지고, 하기 표 3에 기재된 두께를 가지는 열연강판을 준비한 후, 무예열(예열 없음) 조건에서, 산소 가스를 사용하는 통상의 가스절단을 행하여 절단 소재를 상온에서 48시간 방치하였다. 이는 절단시 절단부에 유입된 수소로 인해 절단 직후에는 관찰되지 않는 지연파괴 발생 여부를 확인하기 위함이다. 절단 크랙 유무는 육안으로 절단면을 우선 확인한 후 광학현미경을 통해 미세 크랙을 재확인하는 방법으로 평가하였고, 그 결과를 표 4에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Mo V Nb
비교강1 0.26 0.35 1.42 0.011 0.002 0.03 0.61 0.25 0.12 -
비교강2 0.17 0.15 0.93 0.015 0.003 0.03 0.27 - 0.13 0.02
비교강3 0.43 0.25 0.65 0.012 0.001 0.02 0.45 0.11 - 0.03
비교강4 0.31 0.29 1.21 0.009 0.002 0.03 0.38 0.35 0.07 0.02
발명강1 0.36 0.28 1.22 0.008 0.004 0.03 0.72 0.63 0.12 0.04
발명강2 0.29 0.31 1.05 0.012 0.003 0.03 0.53 0.42 0.09 0.05
발명강3 0.47 0.24 1.36 0.009 0.003 0.02 0.29 0.61 0.23 0.03
발명강4 0.32 0.17 1.44 0.007 0.005 0.03 0.45 0.52 0.32 0.04
발명강5 0.44 0.22 1.17 0.008 0.004 0.02 0.61 0.47 0.16 0.05
구분 합금조성(중량%)
Ti B Ni Cu Ca (V*Nb)/Mo
비교강1 0.018 0.0015 0.32 0.21 0.0005 Nb미첨가
비교강2 0.001 0.0018 0.05 0.01 0.0002 Mo 미첨가
비교강3 0.012 0.0023 0.11 0.01 0.0007 V미첨가
비교강4 0.017 0.0014 0.27 - - 0.004
발명강1 0.012 0.0017 0.24 0.13 0.0009 0.008
발명강2 0.011 0.0019 - - - 0.011
발명강3 - 0.0021 0.42 - - 0.011
발명강4 - 0.0015 - - 0.0011 0.025
발명강5 - 0.0018 - 0.05 - 0.017
구분 강종No. 슬라브
가열
온도
(℃)		 조압연
온도
(℃)		 마무리
열간
압연
온도
(℃)		 재가열
온도
(℃)		 재가열
재로
시간
(분)		 냉각
속도
(℃/s)		 냉각
종료
온도
(℃)		 후속열처리
온도
(℃)		 후속
열처리재로
시간
(분)		 두께
(mm)
비교예1 비교강1 1156 1022 890 911 36 9.8 128 538 26 50
비교예2 1175 1015 871 910 95 12.9 53 - - 60
비교예3 1153 1034 915 901 125 4.4 33 354 36 80
비교예4 비교강2 1162 1033 913 899 113 5.1 22 - - 70
비교예5 1143 1010 872 916 102 8.6 25 587 39 60
비교예6 1144 989 886 915 55 15.3 43 469 16 50
비교예7 비교강3 1164 1031 884 898 97 9.1 27 545 33 60
비교예8 1134 1012 920 904 113 7.7 211 509 39 70
비교예9 1136 1035 938 914 151 2.8 32 - - 100
비교예10 비교강4 1120 1032 919 905 108 4.9 38 532 29 70
비교예11 1127 1027 896 908 124 4.5 24 497 33 80
비교예12 1129 1023 888 891 130 5.2 21 562 25 80
비교예13 발명강1 1134 1011 911 914 107 7.5 25 275 32 70
발명예1 1120 1017 899 898 119 7.2 41 505 35 70
발명예2 1149 1024 883 911 125 5.6 32 521 29 80
발명예3 발명강2 1131 1010 884 909 106 10.1 27 503 21 60
비교예14 1142 1026 901 911 124 4.2 17 512 12 80
발명예4 1153 1031 907 906 151 3.2 30 509 37 100
발명예5 발명강3 1116 1004 899 910 109 6.8 29 552 25 70
발명예6 1131 1016 913 908 129 4.6 26 570 19 80
비교예15 1112 1029 918 902 134 3.7 24 667 60 90
발명예7 발명강4 1119 1022 912 913 111 6.3 40 500 34 70
발명예8 1125 1025 900 900 130 5.7 22 489 41 80
발명예9 발명강5 1150 1031 895 907 126 4.9 23 551 35 80
*Ac3 = 910 - 203ХC1/2 - 15.2ХNi + 44.7ХSi + 104ХV + 31.5ХMo + 13.1ХW
*Ms = 539-423ХC-30.4ХMn-17.7ХNi-12.1ХCr-7.5ХMo
구분 미세조직(면적%) 표면경도
(HB)		 절단 균열
발생 여부
Temp. M 기타
비교예1 94 B: 6 312 균열
비교예2 0 M:97, B:3 506 균열
비교예3 75 M:20, B:5 419 균열
비교예4 0 M:98, B:2 433 균열
비교예5 98 B:2 289 균열미발생
비교예6 95 B:5 347 균열미발생
비교예7 93 B:7 423 균열
비교예8 94 B:6 438 균열
비교예9 0 M:98, B:2 653 균열
비교예10 96 B:4 412 균열
비교예11 95 B:5 404 균열
비교예12 94 B:6 396 균열
비교예13 67 M:25, B:8 512 균열미발생
발명예1 96 B:4 404 균열미발생
발명예2 97 B:3 399 균열 미발생
발명예3 95 B:5 423 균열 미발생
비교예14 59 M:37, B:4 455 균열
발명예4 98 B:2 386 균열 미발생
발명예5 98 B:2 432 균열 미발생
발명예6 92 M:2, B:6 411 균열 미발생
비교예15 100 - 282 균열미발생
발명예7 98 B:2 421 균열미발생
발명예8 97 B:3 415 균열미발생
발명예9 98 B:2 400 균열미발생
Temp. M: 템퍼드마르텐사이트, M: 마르텐사이트, B: 베이나이트
상기 표 1 내지 4에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나라도 만족하지 못하는 비교예 1~15의 경우, 표면경도가 본 발명에서 목적하는 범위인 브리넬경도 360~440HB를 벗어나서 본 발명에서 의도하는 그레이드(grade)의 경도를 갖는 강재를 얻을 수 없거나, 및/또는 절단 균열이 발생하였다.
반면, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건을 모두 충족하는 발명예 1 내지 9의 경우, 모두 본 발명에서 목적하는 경도 범위인 브리넬경도 360~440HB를 충족하였고, 동시에 절단 균열이 발생하지 않았다. 따라서, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건을 모두 충족하는 경우에는 두께가 60mm 이상인 두꺼운 후물 강재에 있어서도 목적하는 우수한 경도 특성을 가짐과 동시에, 우수한 절단 균열 저항성의 특성이 양립할 수 있음을 확인하였다.

Claims (6)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재.
    [관계식 1]
    (V×Nb)/Mo≥ 6×10-3
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 98% 이하, 베이나이트를 2% 이상 10% 이하, 마르텐사이트를 2% 이하(0% 포함)로 포함하는, 내마모 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 두께는 60mm 이상인 것인, 내마모 강재.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 충족하는 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
    상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 급속 냉각하는 단계; 및
    급속 냉각된 강판을 460~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    (V×Nb)/Mo≥ 6×10-3
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 열처리하는 단계는 15분 이상 50분 이하 동안 실시하는 것인, 내마모 강재의 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 열처리하는 단계는 489~600℃의 온도에서 실시하는 것인, 내마모 강재의 제조방법.
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