KR20020008094A

KR20020008094A - 내마모 합금주철 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20020008094A
Application number: KR1020010069304A
Authority: KR
Inventors: 신영숙; 정찬육
Original assignee: 신영숙
Priority date: 2001-11-07
Filing date: 2001-11-07
Publication date: 2002-01-29
Also published as: KR100342672B1

Abstract

본 발명은 Fe-C-Cr-X(Ni,Mo,V,W,B)계 내마모 합금주철 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 충격인성, 가공성, 용접성 등이 우수할 뿐만 아니라 특히 내마모성이 우수하여 제품의 수명을 연장시키고, 생산성 향상을 주도할 수 있으며, 그 동안 사용이 제한되어 왔던 기계부품이나 부속 등 가공성이 필요한 요소에도 적용될 수 있도록 한 내마모 합금주철 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있으며, 상기한 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 선철이나 회수철을 포함하는 원재료를 용해시키고, 상기 용해물을 주형에 주입하여 냉각시킨 다음 열처리하는 과정을 포함하는 합금주철의 제조방법에 있어서, 상기 원재료가 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법 및 상기 제조방법에 의해 제조된 합금주철을 제공함으로서 달성 할 수 있다.

Description

내마모 합금주철 및 그 제조방법{Abrasion resistant alloy and manufacturing method of the alloy}

본 발명은 Fe-C-Cr-X(Ni,Mo,V,W,B)계 내마모 합금주철 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 가공성이 우수할 뿐만 아니라 내마모성이 매우 우수하여 마모가 심하고 가공성을 요하는 펌프 케이싱(Pump Casing), 슬리브(Sleeve), 롤(Roll) 및 기타 기계부품 등에 적용이 될 수 있으며, 또한 용접성이 우수하여 볼트체결이 어려운 환경에서 다양하게 적용 될 수 있는 Fe-C-Cr-X계 내마모 합금주철 및 그 제조방법에 관한 것이다.

내마모재로서 가장 오래 전부터 사용되어 오던 주철재는 바로 백주철(White Cast Iron)이다. 백주철은 주철재의 내마모성에 기여하는 고경도(Hv 900∼1000) 탄화물상인 시멘타이트(Fe₃C)가 펄라이트(Pearlite) 기지중에 석출되어 있는 것이다.

이때, 백주철에 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo)등의 합금을 첨가하게 되면 기지상은 마르텐사이트(Martensite) 혹은 오스테나이트(Austenite)로 바뀌어 지며 이와 동시에 석출 탄화물 역시 변화되어 제조된 합금의 내마모성이 달라지게 된다.

이와 관련하여 백주철에 다량의 크롬을 첨가하여 마르텐사이트 기지상에 고경도 M₇C₃형 탄화물(Hv1200~1800)이 석출된 27Cr+2.74C계 주조합금이 개발되었다. 상기 27Cr+2.74C계 주조합금은 백주철보다 우수한 내마모성을 가진다는 장점이 있다.

그러나 27Cr+2.74C계 주조합금은 경화성능이 우수하지 못하여 주조합금의 두께가 두꺼운 대형 주조물품에서는 내마모성을 저하시키는 것으로 알려진 펄라이트(Pearlite)상이 석출되는 단점이 있다. 따라서 상기 주조합금은 두께가 얇은 펌프용 볼루트 라이너(Volute Liner)나 임펠러(Impeller) 등에만 제한적으로 사용되어 왔다.

상기한 27Cr+2.74C계 주조합금이 가지는 단점을 보완하고자 백주철에 다량의 크롬과 니켈을 첨가하여 마르텐사이트 기지상에 M₃C형 탄화물을 석출시킨 니켈-하드(Ni-Hard)계 주조합금이 개발되었다. 상기 니켈-하드계 주조합금은 경화성능이 우수하여 대형 주조품에도 사용 가능하다는 이점이 있다.

그러나 니켈-하드계 주조합금은 석출된 M₃C형 탄화물이 서로 연결되어 있어 충격인성이 매우 열악하다는 단점을 가지고 있을 뿐만 아니라 경제적인 측면에서도 매우 불리하다는 단점을 가지고 있다.

이로 인하여 니켈-하드계 보다 값이 저렴하면서 동시에 내마모성이 우수한 고크롬계 합금이 개발 되었다. 이 고크롬계 합금은 과량의 크롬을 함유함과 동시에몰리브덴을 첨가하여 재료의 경화성능을 크게 개선시킨 것으로서 내마모성이 높고 대형 주조품에서도 펄라이트상의 생성을 억제시킬 수 있다는 장점이 있다. 뿐만 아니라 고크롬철계 합금은 경도가 높은 M₇C₃형 크롬탄화물을 다량 함유하며, 동시에 불연속 탄화물 형태를 가지므로 내마모성과 충격인성이 다른 내마모성 합금에 비하여 우수하다는 장점이 있다.

그러나 고크롬철계 합금의 경우 제철소, 광산, 시멘트제조업체 및 발전소 등에서 폭넓게 사용되고 있으나 가공성과 용접성이 떨어져 다양한 부위에 적용되는데 한계가 있다.

따라서 상기한 고크롬철계 합금이 가지는 단점을 해결하기 위하여 내마모 부위에 육성용접(Hard-Facing)을 실시하여 합금을 제조하는 기술이 알려져 있다. 그러나 육성용접의 경우 용접봉이 고가로 경제적이 측면에서 고크롬철계에 뒤떨어지는 단점이 있으며, 특히 가공의 난이성 때문에 한계를 가지고 있다.

상기에서 살펴본 바와 같이 전술한 합금들의 경도값, 충격인성 및 내마모성 등의 특성은 크롬탄화물량, 크롬탄화물울 둘러싸고 있는 기지상의 종류에 따라 크게 달라짐을 알 수 있다. 이외에도 열처리로 인한 이차탄화물 석출 상태, 잔류 오스테나이트 양 및 크롬과 탄소의 비(Cr/C비) 등에 의해 합금의 특성이 크게 달라진다.

그에 따라 본 발명자는 상기한 인자들을 고려하여 내마모성이 우수한 합금주철의 개발을 연구한 끝에 Fe-C-Cr-X(Ni,Mo,V,W,B)계 내마모 합금주철을 개발하였다.

이에 본 발명은 종래 내마모 합금주철이 가지는 단점을 보완하기 위한 것으로 충격인성, 가공성, 용접성 등이 우수할 뿐만 아니라 특히 내마모성이 우수하여 제품의 수명을 연장시키고, 생산성 향상을 주도할 수 있으며, 그 동안 사용이 제한되어 왔던 기계부품이나 부속 등 가공성이 필요한 요소에도 적용될 수 있도록 한 내마모 합금주철 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위하여 본 발명은

철을 주재로 포함하는 내마모 합금주철에 있어서, 상기 합금주철의 조성이 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어짐을 특징으로 하는 Fe-C-Cr-X계 내마모 합금주철을 제공함으로서 달성할 수 있다.

또한, 상기 내마모 합금주철을 보다 용이하게 제조하기 위하여 본 발명은 선철이나 회수철을 포함하는 원재료를 용해시키고, 이를 주형에 주입하여 냉각시킨 다음 열처리하는 과정을 포함하는 합금주철의 제조방법에 있어서, 상기 원재료가 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법을 제공함으로서 달성할 수 있다.

이하 본 발명에 따른 내마모 합금주철을 그 제조방법을 통하여 보다 상세하게 설명하기로 한다.

본 발명에서는 선철이나 회수철을 포함하는 원재료를 용해시키고 이를 주형에 주입하게 된다. 본 발명에서는 상기 원재료를 용해시키기 위하여 고주파 유도 용해설비를 사용하였다.

이때 원재료는 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어진다.

상기와 같은 조성을 갖는 본 발명에 따른 합금주철의 경우 우수한 내마모성을 가질 뿐만 아니라 파괴인성과 경도, 가공성 및 용접성이 우수하여 다양한 분야에 적용될 수 있다.

특히, 보다 내마모성을 증진시키기 위하여 원재료는 상기와 같은 조성범위를 가짐과 동시에 Cr/C가 6.0∼16이고, 크롬탄화물의 면적비(CVF)가 12∼40%이며, Si/Mn이 0.6∼0.7이 되도록 하는 것이 바람직하다.

상기에서 C(탄소)는 주재인 철의 경도를 증가시켜 줄뿐만 아니라 오스테나이트 기지상을 안정화시킴과 동시에 오스테나이트 기지상의 구역을 확장시켜 내식성 향상을 위한 크롬, 몰리브덴 등을 첨가할 수 있도록 해준다. 또한 상기 탄소는 첨가되는 크롬, 몰리브덴, 바나듐, 텅스텐, 티타늄 등과 결합하여 고경질의 탄화물을 형성하고, 나머지는 탄화물 주위를 둘러싸고 있는 기지조직 중에 고용된다. 따라서상기 탄소의 첨가량은 탄화물 형성에 효과를 나타내는 1.5중량% 이상 첨가하는 것이 좋다. 이때, 상기 탄소의 첨가량이 3.5중량%를 초과할 경우 미용해 탄소가 기지조직 중에 존재하게 되어 인성을 저해하고 거대한 기지조직 및 탄화물을 형성하여 취성, 내마모성 및 가공성을 저하시키는 단점이 있다. 따라서 탄소 함량은 1.5∼3.5중량%가 바람직하다.

Cr(크롬)은 내마모성, 내식성, 내열성 위한 필수적인 원소이다. 크롬은 탄소 및 철과 결합하여 내마모성이 우수한 경질의 탄화물을 형성하고, 내산화성을 향상시킨다. 그러나 크롬이 26중량% 이상 함유되고 탄소가 3.5중량% 이상 함유하게 될 경우 크롬이 탄소와 결합하여 다량의 탄화물을 형성하게 되며, 이로 인하여 조직이 거대화대고 오스테나이트상의 형성을 방해하게 되어 내마모성, 내충격성, 가공성 및 용접성이 저하시키게 된다. 따라서 크롬의 함량은 15∼26중량%가 바람직하다.

이때 상기와 같이 탄소와 크롬을 첨가하는 과정에서 크롬과 탄소의 비율(Cr/C의 비율)이 6.0∼16이 되도록 하는 것이 더욱 바람직하다. 크롬과 탄소의 비는 탄화물 형성과 기지상의 조직을 형성하는데 중요한 역할을 하며, 파괴인성에 영향을 미친다. 크롬과 탄소의 비가 5.5 이상인 경우에 기지상은 오스테나이트가 생성되며, 크롬과 탄소의 비가 4.8 이하인 경우 기지상은 펄라이트가 생성된다. 통상적으로 파괴인성은 오스테나이트 기지상이 우수하고, 경도는 펄라이트 기지상이 우수하다. 특히, 크롬과 탄소의 비가 높은 오스테나이트 기지상은 파괴인성이 우수할 뿐만 아니라 후열처리시 2차 탄화물을 다량 석출시키면서 내마모성도 크게 개선시키는 효과가 있다. 이때 크롬과 탄소의 비가 6.0 미만일 경우 펄라이트 기지상의생성으로 인해 파괴인성이 저하되는 문제점이 있으며, 16을 초과할 경우 페라이트(ferrite) 상이 증가하고 경도의 저하 및 내마모성이 저하되는 문제점이 발생하게 되므로 크롬과 탄소의 비는 6.0∼16이 되도록 하는 것이 바람직하다. 상기의 범위에서도 크롬과 탄소의 비를 적절히 조절하면 적당한 용도에 맞는 합금주철을 제조할 수 있게 된다. 예를 들면 충격이 적고 고내마모성를 요하는 곳에 사용하고자 하는 경우 크롬과 탄소의 비는 7.0∼8.0으로 설계되는 것이 바람직하고, 충격이 심하고 고내마모성 및 가공성을 요하는 곳에 사용하고자 하는 경우 크롬과 탄소의 비는 6.0∼10.0으로 설계하는 것이 바람직하고, 내마모성, 가공성 및 용접성이 요하는 곳에 사용하고자 하는 경우 크롬과 탄소의 비는 8.0∼16.0으로 설계하는 것이 바람직하다.

또한 상기 크롬을 첨가하여 석출되는 크롬탄화물의 면적비(CVF)가 12∼40%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 크롬탄화물의 면적비(CVF)는 통상적으로 하기 수학식 1에 의해 산출되며, 내마모성에 매우 중요한 역할을 한다. 일반적으로 크롬탄화물의 면적비가 40%까지 증가함에 따라 내마모성은 증가하게 된다. 그러나 크롬탄화물의 면적비가 40% 이상의 탄화물에서는 탄화물의 양이 증가됨에 따라 조직이 조대화되게 되고, 그에 따라 1차 크롬탄화물이 깨어지면서 내마모성과 파괴인성이 저하되는 단점이 있다. 특히, 종래 일반적으로 사용되는 내마모 합금주철의 경우 크롬탄화물의 면적비가 높아 내마모성과 파괴인성이 낮다는 단점이 있다. 따라서 본 발명에서는 크롬탄화물의 면적비를 내마모성에 유효한 효과를 나타내는 12% 이상이 되도록 하였으며, 또한 크롬탄화물의 면적비가 40%를 초과할 경우 내마모성과 파괴인성이 저하되므로 크롬탄화물의 면적비는 12∼40%가 되도록 하는 것이 바람직하다.

상기 수학식 1에서 CVF(%)는 크롬탄화물의 면적비를 나타낸다.

Si(규소)는 용강 중의 산소를 탈산시키는 기능을 가지고 있으며, 또한 마르텐사이트상을 강화시키고 용탕의 유동성을 개선시킨다. 규소는 통상적으로 그 함량에 따라 인장강도, 탄성을 증가시키는데 반하여 인성은 감소시키는 성질을 갖는다.따라서 상기 규소는 탈산 작용과 용탕의 유동성을 향상시키는 최소한의 효과를 나타내는 0.5중량% 이상 첨가하는 것이 좋다. 그러나 상기 규소의 첨가량이 2.0중량%를 초과할 경우 취성이 촉진되는 단점이 있다. 따라서 규소의 함량은 0.5∼2.0중량%가 바람직하다.

Mn(망간)은 탈산 탈황제로서의 작용을 하며, 특히 규소와의 첨가 비율에 따라 공정반응에 큰 영향을 미치며, 응고시 용탕 중의 용존 산소를 제거해 주는 역할을 한다. 따라서 망간은 탈산 탈황제로서 유효한 효과를 나타내는 0.5중량% 이상 첨가하는 것이 좋다. 이때 망간의 첨가량이 2.0중량%를 초과할 경우 내마모성이 저하되고 취성이 촉진되는 단점이 있다. 따라서 망간의 함량은 0.5∼2.0중량%가 바람직하다.

이때, 상기 규소와 망간을 첨가하는 과정에서 규소와 망간의 비율(Si/Mn의 비율)이 0.6∼0.7이 되도록 하는 것이 바람직하다. 상기 규소와 망간의 비율은 기지상의 안정화에 매우 중요한 역할을 한다. 만일 규소와 망간의 비가 0.60∼0.70일 경우 기지상의 조직은 오스테나이트상이 형성되며, 규소와 망간의 비가 0.7∼1.6일 경우 펄라이트와 오스테나이트의 혼합 기지상이 형성되며, 규소와 망간의 비가 1.6을 초과할 경우 기지상의 조직은 펄라이트상이 형성된다. 이때 펄라이트 기지상의 경우 오스테나이트 기지상에 비하여 경도가 높다는 이점은 있으나 파괴인성이 저하되는 단점이 있다. 따라서 Si/Mn의 비율은 0.6∼0.7로 하는 것이 바람직하다.

Ni(니켈)은 오스테나이트를 안정화시키고, 펄라이트상의 생성을 억제시키며, 내산화성을 증가시키는 역할을 한다. 따라서 상기 니켈의 함량은 내산화성 증진에 유효한 효과를 나타내는 0.2중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 이때 니켈의 함량이 증가됨에 따라 인성은 증가하게 되나 그 함량이 3중량%를 초과할 경우 마르텐사이트 기지상이 오스테나이트 기지상과 공존하게 되어 강도와 인성 및 내마모성을 저하시킨다는 단점이 있다. 따라서 니켈의 함량은 0.2∼3중량%가 바람직하다.

Mo(몰리브덴)은 탄화물을 형성하여 고온강도와 파단강도를 증진시키며, 인성을 증진시키는 작용을 한다. 따라서 상기 몰리브덴의 함량은 강도와 인성을 증진시키는 데 유효한 효과를 나타내는 0.3중량부 이상 함유되도록 하는 것이 바람직하다. 그러나 몰리브덴은 펄라이트 기지상의 생성원소이므로 오스테나이트 기지상을 불안정하게 만드는 단점이 있다. 특히, 몰리브덴의 함량이 2.5중량%를 초과할 경우 충격성과 내식성을 저하시키는 단점이 있다. 따라서 몰리브덴의 함량은 0.3∼2.5중량%가 바람직하다.

W(텅스텐)는 파단강도와 내산화성을 증진시키고, 탄소, 크롬 등과 함께 복합탄화물을 생성하여 고온강도를 증진시키는 역할을 한다. 따라서 상기 몰리브덴의 함량은 강도를 증진시키는 데 유효한 효과를 나타내는 0.2중량% 이상 함유되도록 하는 것이 바람직하다. 그러나 텅스텐은 강력한 펄라이트 생성원소이며, 따라서 그 함유량이 2.0중량%를 초과할 경우 다량의 펄라이트 기지상이 생성되어 충격치를 저하시킬 뿐만 아니라 가공성을 저해하는 단점이 있다. 따라서 텅스텐의 함유량은 0.2∼2.0중량%가 바람직하다.

V(바나듐)는 탄소와 질소에 대한 친화력이 비교적 강하며, 안정한 복합탄화물을 형성하여 고온강도와 파단강도를 증진시킨다. 탄소량이 적을 때는 바나듐 양이 증가함에 따라 결정립이 미세화되어 기지상을 안정화시킨다. 따라서 바나듐의 함유량은 강도를 증진시키는데 유효한 효과를 보이는 0.2중량%이상 함유되도록 하는 것이 좋다. 그러나 바나듐의 함유량이 2.0중량%를 초과할 경우 바나듐이 고가이므로 경제적인 측면에서 불리할 뿐만 아니라 금속보호피막이 용식되어 산화가 진행되는 단점이 있다. 따라서 바나듐의 함유량은 0.2∼2.0중량%가 바람직하다.

B(붕소)는 미량첨가에 의해서도 결정립을 미세화시키고, 탄소와 결합하여 고경질의 탄화물인 B₂C를 만들어 낸다. 따라서 고온인성의 개선에 매우 효과적인 특성을 가지고 있다. 붕소는 그 첨가량이 0.1중량부를 초과할 필요는 없으며, 소량 첨가로서 결정립 미세화가 가능하므로 그 함유량은 0.1중량% 이하가 바람직하다.

본 발명에서는 전술한 재료들을 용해시키게 되는데, 이때 원재료를 용해시키는 과정에서 투입순서와 온도가 중요한 역할을 한다. 본 발명에서는 융점이 높고산화가 적은 순서로 용융설비에 장입하여 용해시켰다.

본 발명에 따른 용해과정을 살펴보면, 먼저 용해로에 선철 또는 회수철과 Fe-B, W, V, Mo, Nb, Ni, Fe-Cr을 순서대로 장입하는 제1장입단계와; 이후 25분간 가열하여 약 1300℃의 온도로 승온시킨 상태에서 SS-스크랩(SS-Scrap)을 장입하여 용해하는 제2장입단계와; 용해가 완료되면 20분간 가열하여 약 1600℃로 승온시키고 주파수를 낮춘 다음 Fe-Si, Mn을 투입하여 약 5분간에 걸쳐 탈산시키는 제3장입단계; 및 탈산 후 주파수를 낮춘 다음 대기상태에서 1500℃로 냉각시켜 출탕하는 출탕단계로 이루어진다.

이때 상기 용해된 용해물을 주형에 주입하게 되는데, 이과정에서의 주입온도는 미세조직을 형성하는데 매우 중요한 역할을 한다. 본 발명에 따르면, 미세조직을 형성하는 것이 내마모성에 많은 영향을 주므로 용탕의 유동성을 고려하여 두께별로 주입온도가 설정된다.

본 발명에 따르면 주입온도는 1230∼1350℃가 바람직하다. 주입온도를 상기 온도 범위 내로 할 경우 조직의 결정이 미세화 되어 내마모성, 내충격성 등이 향상되고, 조직의 균일화 및 안정화로 용접성 및 가공성 등이 향상된다. 이때 주입온도가 1350℃ 이상일 경우 수축공이 형성되어 내마모성이 저하되며, 주입온도가 1230℃ 이하일 경우 용탕의 유동성이 저하되어 주조에 어려움이 있으며, 제품의 형상이 형성되지 않는 단점이 있다. 이때 상기 주입온도 범위 내에서 주형의 두께에 따라, 즉 제조하고자 하는 합금주철의 두께에 따라 주입온도를 변화시키는 것이 바람직하다. 예를 들어 두께 10mm 이하의 경우 주입온도는 1300∼1350℃가 바람직하며, 두께 10∼30mm의 경우 주입온도는 1270∼1300℃가 바람직하며, 두께 30mm 이상일 경우 1230∼1270℃가 바람직하다.

상기와 같이 주형에 주입된 용탕을 냉각하고 탈형한 다음 열처리를 실시하게 된다. 이때 상기 열처리는 제품의 용도 또는 필요에 따라 실시할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 열처리 과정으로 탈형한 합금의 조직내에 2차 탄화물 ud성을 위한 불안정화 열처리과정과, 조직의 안정화 및 균일화를 위한 템퍼링(Tempering)과정 및 원활한 가공을 위한 애닐링(Annealing)과정으로 나누어 실시하였다.

본 발명에 따른 불안정화 열처리과정은 시간당 80∼100℃의 승온속도로 600℃까지 승온시킨 후 1시간동안 유지하는 제1단계와; 시간당 120∼150℃의 승온속도로 800℃까지 승온시킨 후 1시간 동안 유지하는 제2단계와; 시간당 200℃로 950∼1050℃까지 승온시킨 후 합금 1인치 두께당 1.5시간을 부여하여 유지하는 제3단계; 및 200℃∼300℃까지 분당 30℃로 강제 냉각시킨 다음 자연 냉각시키는 제4단계로 이루어진다.

상기 제1단계에서 승온속도는 본 발명에 따른 주철합금이 함유하고 있는 크롬, 니켈 등의 열팽창율이 기지조직을 이루고 있는 성분과 서로 다르기 때문에 시간당 100℃를 초과할 경우 균열 및 변형 등이 발생할 수 있다. 따라서 시간당 80∼100℃의 승온속도 유지하는 것이 바람직하다. 이와 같은 승온속도로 600℃까지 승온시킨 후 조직의 안정화 및 균질화를 목적으로 1시간 동안 유지시킨다.

상기 제1단계가 완료되면 제2단계를 거치게 된다. 상기 제2단계에서 승온속도는 상기 제1단계에서 조직의 안정화가 이루어져 있으므로 다소 유동적으로 변화될 수 있다. 본 발명에서는 시간당 120∼150℃의 승온속도로 800℃까지 승온시켰으며, 800℃의 온도는 오스테나이트상의 생성구간으로 조직의 안정화를 목적으로 1시간동안 유지시킨다.

제3단계는 시간당 200℃로 950∼1050℃까지 승온시킨 후 합금 1인치 두께당 1.5시간을 부여하여 유지시키는 것이며, 이때 승온속도도 제2단계의 승온속도와 마찬가지로 다소 유동적이다. 950∼1050℃의 온도는 복합탄화물을 생성하고 남은 탄소 및 기타 잔량의 재료가 고용화되는 구역으로서 조직의 재구성 및 미세조직을 얻기 위한 구간이며, 본 발명에서는 1인치당 1.5시간을 부여하여 충분한 오스테나이트의 생성 및 고용화가 이루어지도록 하였다.

상기 제3단계가 완료되면, 200℃∼300℃까지 분당 30℃로 강제냉각시킨 다음 자연 냉각시키는 제4단계를 거치게 된다. 상기 냉각구간은 조직의 미세화와 경도가 완전 결정되는 구역으로서 본 발명에서는 분당 30℃의 일정한 냉각속도로 200∼300℃까지 냉각시키고, 이후 자연 냉각시켰다. 상기에서 자연냉각을 하지 않고 상온까지 분당 30℃의 냉각속도로 냉각을 유지하게 되면 크랙이 발생하는 단점이 있다.

상기와 같은 안정화 열처리 과정을 거친 다음, 조직의 안정화 및 균일화를 위한 템퍼링 과정을 거치게 되는데, 본 발명에서는 시간당 50∼100℃의 승온속도로 200∼300℃까지 승온시킨 후 이 온도에서 12∼24시간동안 유지시킨 후 자연냉각 시키는 방법으로 템퍼링을 실시하였다.

제조된 합금의 원활한 가공을 목적으로 합금의 응력을 제거하는 애닐링과정을 거치게 되는데, 본 발명에서는 시간당 80∼100℃의 승온속도로 900∼1000℃까지승온시킨 다음 합금 두께 1인치당 1.5시간을 부여하여 유지시키고, 이후 자연 로냉하는 방법으로 애닐링 과정을 실시하였다.

상기와 같은 과정을 통해 열처리하여 제조된 내마모성 합금 주철의 경우 충격인성, 가공성, 용접성 등이 우수할 뿐만 아니라 특히 내마모성이 우수하여 제품의 수명을 연장시키고, 생산성 향상을 주도할 수 있을 뿐만 아니라 마모가 심하고 가공성을 요하는 펌프 케이싱(Pump Casing), 슬리브(Sleeve), 롤(Roll) 및 기타 기계부품 등에 적용이 될 수 있으며, 또한 용접성이 우수하여 볼트체결이 어려운 환경에서 다양하게 적용 될 수 있게 된다.

이하 본 발명을 하기한 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하기로 하나 이는 본 발명의 이해를 돕기 위하여 제시된 것일 뿐 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다.

<실시예 1 내지 16>

고주파 유도 용해장치에 선철과 회수철, Fe-B, W, V, Mo, Nb, Ni 및 Fe-Cr을 순차적으로 장입한 후 25분간 가열하여 1300℃로 승온시킨 상태에서 SS-스크랩을 장입하여 용해시키고, 이를 20분간 가열하여 1600℃로 승온시킨 상태에서 5분간 탈산시키고, 탈산이 완료된 후 주파수를 낮추고 Fe-Si, Mn을 장입한 후 대기상태에서 1500℃로 냉각시키고, 이를 주형에 주입하여 합금을 제조하였다.

상기 제조된 합금을 시간당 90℃의 승온속도로 600℃까지 승온시킨 후 1시간동안 유지시키고, 이를 시간당 120℃의 승온속도로 800℃까지 승온시킨 후 1시간 동안 유지시킨 후 다시 시간당 200℃로 1050℃까지 승온시켜 3시간 동안 유지시키고(합금 두께 2인치), 이를 분당 30℃의 냉각속도로 200℃까지 냉각시킨 다음 자연 냉각시키는 불안정화 열처리과정을 실시하였다.

상기 불안정화 열처리한 합금을 시간당 100℃의 승온속도로 250℃까지 승온시킨 후 24시간동안 유지한 다음 자연냉각하는 템퍼링 과정을 실시하고, 상기 템퍼링한 합금을 시간당 100℃의 승온속도로 950℃까지 승온시킨 다음 합금 3시간 동안 유지시킨 후 자연냉각하는 애닐링 과정을 실시하여 내마모 합금주철을 제조하였다.

이때 상기 재료들의 첨가량과, 용탕을 주형에 주입시의 주입온도는 하기 표1에 나타낸 바와 같이 실시하였다.

상기 제조된 합금을 하기한 방법으로 경도, 파괴인성, 내마모량, 용접성 및 가공성을 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

- 경도 -

시편의 표면을 2mm 밀링 가공을 실시한 다음 연마하여 록크웰(Rockwell) 경도 시험기를 이용하여 경도를 측정하였다.

- 파괴인성 -

ASTM-E399 규정에 따라 시편을 제조한 다음 서보-하이드롤릭 인스트론(Servo-Hydraulic Instron)으로 하중속도 1kg·m/sec 로 시험하여 파괴인성을 측정하였다.

- 내마모량 -

300mm×300mm×17mm의 판을 제조한 다음 단위중량을 측정하고, 이를 제철소 내 합금철 이송라인에 각 시험체를 부착하여 600시간 사용 후 단위중량을 측정한다음, 상기 시험전의 단위중량과 시험후의 단위중량의 차로 내마모성을 평가하였다.

- 용접성 -

실험하고자 하는 합금과 동일재질의 합금 2개를 맞대어 놓고 용접봉 STS 308로 용접하여 통상의 자분탐상검사(Magnetic Paticle Testing), 액체침투탐상검사(Liquid Penetrant Testing)를 실시하여 크랙의 발생된 개수를 3회 반복 측정하여 그 평균값으로 용접성을 평가하였다. 크랙의 발생 개수가 적을수록 용접성이 우수하다.

- 가공성 -

실험하고자 하는 각각의 합금을 선반가공, 밀링가공, 드릴링머신 홀 가공을 실시하여 다음과 같은 기준에 의하여 가공성을 평가하였다.

◎ : 매우 우수하다

○ : 우수하다

◇ : 보통이다

△ : 어렵다

× : 불가능하다

<비교예 1 내지 4>

그 함량이 하기 표1과 같은 시판중인 내마모성 합금(비교예 1과 2는 25%CrFC 이고, 비교예 3과 4는 Hard Facing 초경철판이다)의 경도, 파괴인성, 내마모량, 용접성 및 가공성을 상기 실시예와 동일한 방법으로 측정하여 그 결과를 하기 표 2에나타내었다.

구분	C(w%)	Si(w%)	Mn(w%)	Cr(w%)	Ni(w%)	Mo(w%)	W(w%)	V(w%)	B(w%)	Nb(w%)	Fe(w%)	Cr/C	Si/Mn	CVF(%)	주입온도(℃)
실시예1	2.80	1.00	1.50	20.5	0.30	0.30	0.30	0.20	0.01	-	73.09	7.3	0.67	30.6	1310
실시예2	2.10	0.80	1.30	18.1	1.80	0.80	0.50	0.30	0.01	-	74.29	8.6	0.62	20.6	1305
실시예3	1.60	1.00	1.60	16.2	1.90	1.50	0.50	0.50	0.01	-	75.19	10.1	0.63	13.4	1315
실시예4	2.82	0.60	1.30	20.2	0.30	0.29	0.28	0.22	0.01	-	73.98	7.2	0.46	30.7	1305
실시예5	2.20	0.60	1.30	18.3	1.85	0.80	0.55	0.29	0.01	-	74.1	8.3	0.46	22.0	1310
실시예6	1.50	0.60	1.30	16.0	2.00	1.60	0.48	0.49	0.01	-	76.02	10.7	0.46	12.1	1300
실시예7	2.05	0.80	1.30	37.5	1.80	0.80	0.50	0.30	0.01	-	54.94	18.3	0.62	30.7	1320
실시예8	1.50	1.00	1.60	28.2	1.85	1.50	0.50	0.50	0.01	-	63.34	18.8	0.63	18.8	1310
실시예9	3.20	1.00	1.50	35.0	0.30	0.30	0.30	0.20	0.01	-	58.19	10.9	0.67	43.5	1325
실시예10	1.50	1.00	1.60	14.0	1.90	1.50	0.50	0.50	0.01	-	77.49	9.3	0.63	11.0	1300
실시예11	2.81	1.01	1.51	20.3	0.29	0.31	0.28	0.21	0.01	-	73.27	7.2	0.67	30.6	1420
실시예12	2.09	0.79	1.29	18.2	1.78	0.79	0.51	0.31	0.01	-	74.23	8.7	0.61	20.6	1410
실시예13	1.55	0.98	1.58	16.5	1.95	1.49	0.48	0.47	0.01	-	74.99	10.4	0.62	12.7	1405
실시예14	2.82	0.98	1.49	20.6	0.32	0.32	0.30	0.22	0.01	-	72.94	7.3	0.66	30.9	1200
실시예15	2.08	0.81	1.31	18.1	1.75	0.81	0.49	0.28	0.01	-	74.36	8.7	0.62	20.4	1210
실시예16	1.58	1.03	1.61	16.4	1.92	1.52	0.51	0.48	0.01	-	74.94	10.4	0.64	13.3	1200
비교예1	3.30	1.40	0.80	28.4	0.20	0.50	-	-	-	-	65.40	8.6	1.75	41.1	-
비교예2	3.50	1.50	0.70	30.3	0.30	0.80	-	-	-	-	62.90	8.7	2.14	44.6	-
비교예3	4.50	1.50	1.60	31.2	1.20	1.20	0.50	-	-	-	58.30	6.9	0.94	57.4	-
비교예4	5.50	1.60	1.30	28.4	0.10	1.50	0.90	1.50	-	0.50	58.70	5.2	1.23	68.2	-

구분	경도(HRC)	파괴인성(MPam^1/2)	마모량(kg)	용접성(크랙수)	가공성
구분	경도(HRC)	파괴인성(MPam^1/2)	마모량(kg)	용접성(크랙수)	선반	밀링	드릴링
실시예 1	63	22.0	0.6	5	○	△	×
실시예 2	59	25.5	1.2	1	○	◇	△
실시예 3	48	29.0	1.7	0	○	○	◇
실시예 4	62	19	1	7	△	×	×
실시예 5	57	22.5	1.6	3	△	△	×
실시예 6	45	25	2.4	1	○	◇	△
실시예 7	52	18	2.8	3	○	○	◇
실시예 8	42	22	2.4	1	○	○	◇
실시예 9	62	19	1.8	12	△	×	×
실시예 10	45	21	2.6	0	○	○	◇
실시예 11	58	18.5	1.7	8	△	△	×
실시예 12	45	20	2.4	4	◇	△	×
실시예 13	35	21	3.2	2	○	△	△
실시예 14	64	22	0.6	5	△	△	×
실시예 15	60	26	1.2	0	◇	△	△
실시예 16	48	31	1.5	0	○	○	◇
비교예 1	57	18.0	2.2	용접불가	△	△	×
비교예 2	58	17.5	1.8	용접불가	△	△	×
비교예 3	64	17.0	1.2	20	×	×	×
비교예 4	65	16.0	1.1	18	×	×	×

상기 표 2에서 보는 바와 같이 각 재료의 첨가량이 본 발명의 범위 내에서 첨가되고, 이때 Cr/C와 크롬탄화물의 면적비(CVF) 및 Si/Mn이 본 발명의 범위 내로 하여 실시한 실시예 1 내지 3의 경우 비교예 1 내지 4의 종래 내마모 합금주철에 비하여 파괴인성과 용접성 및 가공성이 크게 증가한 것을 확인할 수 있다.

또한 Cr/C와 크롬탄화물의 면적비(CVF) 및 Si/Mn이 본 발명의 범위 내로 하여 실시한 실시예 1 내지 3의 경우 그 범위를 벗어나도록 실시한 실시예 4 내지 16에 비하여 파괴인성, 마모량, 용접성, 가공성면에서 우수한 특성을 보임을 확인할 수 있다.

상기에서 설명한 바와 같이 본 발명은 가공성이 우수할 뿐만 아니라 내마모성이 매우 우수하여 마모가 심하고 가공성을 요하는 펌프 케이싱(Pump Casing), 슬리브(Sleeve), 롤(Roll) 및 기타 기계부품 등에 적용이 될 수 있으며, 또한 용접성이 우수하여 볼트체결이 어려운 환경에서 다양하게 적용 될 수 있는 Fe-C-Cr-X(Ni,Mo,V,W,B)계 내마모 합금주철 및 그 제조방법을 제공하는 유용한 발명이다.

Claims

철을 주재로 포함하는 내마모 합금주철에 있어서,

상기 합금주철의 조성이 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철.
청구항 1에 있어서, 상기 합금주철이 크롬과 탄소의 비(Cr/C)가 6.0∼16이고, 크롬탄화물의 면적비(CVF)가 12∼40%이며, 규소와 망간의 비(Si/Mn)가 0.6∼0.7 임을 특징으로 하는 내마모 합금주철.
선철이나 회수철을 포함하는 원재료를 용해시키고, 상기 용해물을 주형에 주입하여 냉각시킨 다음 열처리하는 과정을 포함하는 합금주철의 제조방법에 있어서,

상기 원재료가 C 1.5∼3.5중량%, Cr 15∼26중량%, Si 0.5∼2.0중량%, Mn 0.5∼2.0중량%, Ni 0.2∼3.0중량%, Mo 0.3∼2.5중량%, W 0.2∼2.0중량%, V 0.2∼2.0중량%, B 0.1중량% 이하 및 잔량이 Fe로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 3에 있어서, 상기 원재료를 용해시키는 과정에서 Cr/C가 6.0∼16이고, 크롬탄화물의 면적비(CVF)가 12∼40%이며, Si/Mn 이 0.6∼0.7이 되도록 함을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 원재료를 용해시키는 과정이 용해로에 선철 또는 회수철을 장입한 다음 Fe-B, W, V, Mo, Nb, Ni, Fe-Cr을 순서대로 장입하는 제1장입단계와; 이후 25분간 가열하여 약 1300℃의 온도로 승온시킨 상태에서 SS-스크랩(SS-Scrap)을 장입하여 용해하는 제2장입단계와; 용해가 완료되면 20분간 가열하여 약 1600℃로 승온시키고 주파수를 낮춘다음 Fe-Si, Mn을 투입하여 약 5분간에 걸쳐 탈산시키는 제3장입단계; 및 탈산 후 주파수를 낮추고 대기상태에서 1500℃로 냉각시켜 출탕하는 출탕단계로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 5에 있어서, 상기 용해물을 주형에 주입시 주입온도가 1230∼1350℃임을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 5에 있어서, 상기 용해물을 주형에 주입시 합금주철의 두께가 10mm 이하의 경우 주입온도를 1300∼1350℃가 되도록 함을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 5에 있어서, 상기 용해물을 주형에 주입시 합금주철의 두께가 30mm이상일 경우 주입온도를 1230∼1270℃가 되도록 함을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 6 내지 8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열처리과정이 불안정화 열처리과정과, 템퍼링(Tempering)과정 또는 애닐링(Annealing)과정을 선택적으로 포함함을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 9에 있어서, 상기 불안정화 열처리과정이 시간당 80∼100℃의 승온속도로 600℃까지 승온시킨 후 1시간동안 유지하는 제1단계와; 시간당 120∼150℃의 승온속도로 800℃까지 승온시킨 후 1시간 동안 유지하는 제2단계와; 시간당 200℃로 950∼1050℃까지 승온시킨 후 합금 1인치 두께당 1.5시간을 부여하여 유지하는 제3단계; 및 200℃∼300℃까지 분당 30℃로 강제냉각시킨 다음 자연 냉각시키는 제4단계로 이루어짐을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 9에 있어서, 상기 템퍼링과정이 시간당 50∼100℃의 승온속도로 200∼300℃까지 승온시킨 후 이 온도에서 12∼24시간동안 유지시킨 후 자연냉각 시키는 것임을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.
청구항 9에 있어서, 상기 애닐링과정이 시간당 80∼100℃의 승온속도로 900∼1000℃까지 승온시킨 다음 합금 두께 1인치당 1.5시간을 부여하여 유지시킨 후로냉하는 것임을 특징으로 하는 내마모 합금주철의 제조방법.