KR20030054423A - 비조질 고강도 내마모강의 제조방법 - Google Patents

비조질 고강도 내마모강의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 광업, 시멘트 산업, 제조업 등의 산업분야에서 쓰이는 장비들과 기타 중장비 바켓과 트럭의 적재함 등에 사용되는 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 얇은 강판의 형상 제어가 용이하고 인성이 우수한 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
본 발명은 중량%로 C : 0.1~0.2wt%, Si : 0.05~0.6wt%, Mn : 0.4~1.6wt%, Ni : 3.0~5.0wt%, Cr : 0.1~1.5wt%, Mo : 0.1~0.6wt%, Ti : 0.01~0.05wt%, Nb : 0.01~0.06wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그리고 하기 식(1)에 의해서 구해지는 Di가 1.83 이상이고 하기 식(2)에 의해서 구해지는 Ms가 406 이하인 조건을 만족하는 강 스라브를 1150oC~1350oC의 온도로 가열한 후 미재결정역에서 30~70%의 누적압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 마무리 압연을 종료하고 공기 중에서 냉각하여 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법을 그 요지로 한다.
[관계식 1]
Di= 0.37 + 1.48C + 0.38Mn + 0.25Si + 0.14Ni + 0.32Cr + 0.66Mo + 3.8Nb -0.12RRR4
(상기 (1)식에서 RRR4는 미재결정역에서의 누적 압하율을 나타냄)
[관계식 2]
Ms= 552 - 465C - 36Mn - 17Cr - 15Ni - 20Mo

Description

비조질 고강도 내마모강의 제조방법{Method for Manufacturing No-Heat Treated Steel with Superior Strength and Wear Resistance}
본 발명은 광업, 시멘트 산업, 제조업 등의 산업분야에서 쓰이는 장비들과 기타 중장비 바켓과 트럭의 적재함 등에 사용되는 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 얇은 강판의 형상 제어가 용이하고 인성이 우수한 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
광업, 시멘트 산업, 제조업 등의 산업분야에서 쓰이는 장비들과 기타 중장비 바켓과 트럭의 적재함 등과 같이 마찰이 많은 부위에 사용되는 강들은 장수명화의 요구 등을 충족하기 위해서 내마모성이 우수해야 하며 또한 적절한 인성을 가져야 한다. 강의 내마모성은 사용환경에도 크게 의존하지만 Elsevier사에서 발행한 "Microstructure and wear of materials"의 430쪽 figure 6-37에서 알 수 있듯이일반적으로 강도 좀 더 구체적으로는 표면경도가 우수할 수록 증가하므로 브리넬 경도 기준으로 320HB 이상의 고강도강이 요구된다.
구체적으로는 앞에서 언급한 바와 같은 분야에서는 건설 골재, 산업 폐기물 및 광물 등에 대한 마모를 억제해야 하며 이 경우에는 일반적으로 브리넬 경도 360HB 이상의 고강도강(인장강도 기준으로는 1300Mpa 이상)이 사용되고 있다.
한편, 이와 같은 고경도를 얻기 위해서는 압연 후에 강판을 Ac3 온도 이상 재가열 한 후 물 등의 냉각매체를 이용하여 빠르게 냉각(quenching 또는 소입으로 알려짐) 함으로써 미세조직을 마르텐사이트화 하는 방법이 널리 이용되고 있다.
이와 관련하여 일본 공개특허공보 평1-172514, 특개평 1-31928, 특개평5-51691, 특개평9-118950, 특개평11-071631과 대한민국 공개특허공보 1999-042043 등에는 상술한 재가열 소입법을 이용하여 마르텐사이트 조직을 확보함으로써 경도를 증가시키는 방법들이 제시되어 있다.
상기 방법에서는 마르텐사이트 조직 확보와 고경도를 위해서는 초당 수~수십도 이상의 매우 빠른 냉각속도가 필요하기 때문에 폭방향 온도편차는 피할 수 없고 얇은 강판에서의 형상을 제어하는 것이 극히 어려운 문제점이 있다.
한편, 일본 공개특허공보 소63-317623, 특개평1-31928, 특개평5-51691과 대한민국 공개특허공보 1993-004485 등에는 오프라인 재가열 소입법을 이용하지 않고 직접소입 방법을 이용하여 마르텐사이트 조직을 확보함으로써 경도를 증가시키는 방법들이 제시되어 있다.
이와 같은 방법들은 직접소입 방법의 우수한 경화능을 이용하기 때문에 합금원소절감에 의한 용접성 향상 등은 기대할 수 있으나 마르텐사이트 조직 확보와 고경도를 위해서는 수냉각은 피할 수가 없기 때문에 얇은 강판의 형상을 제어하는 데는 효과적이라고 할 수 없는 문제점이 있다.
본 발명자는 상기한 종래기술의 제반문제점을 해결하기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 얇은 강판에서 형상 제어가 용이하고 인성이 우수하면서도 표면경도가 360HB 이상인 고강도 강재를 열처리 없이 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
도 1은 Di값에 따른 마르텐사이트 체적율 변화를 나타내는 그래프
도 2는 Ms 온도에 따른 강도변화를 나타내는 그래프
본 발명은 중량%로 C : 0.1~0.2wt%, Si : 0.05~0.6wt%, Mn : 0.4~1.6wt%, Ni : 3.0~5.0wt%, Cr : 0.1~1.5wt%, Mo : 0.1~0.6wt%, Ti : 0.01~0.05wt%, Nb : 0.01~0.06wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그리고
하기 식(1)에 의해서 구해지는 Di가 1.83 이상이고 하기 식(2)에 의해서 구해지는 Ms가 406 이하인 조건을 만족하는 강 스라브를 1150oC~1350oC의 온도로 가열한 후 미재결정역에서 30~70%의 누적압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 마무리 압연을 종료하고 공기 중에서 냉각하여 비조질 고강도 내마모강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Di= 0.37 + 1.48C + 0.38Mn + 0.25Si + 0.14Ni + 0.32Cr + 0.66Mo + 3.8Nb -0.12RRR4
(상기 (1)식에서 RRR4는 미재결정역에서의 누적 압하율을 나타냄)
[관계식 2]
Ms= 552 - 465C - 36Mn - 17Cr - 15Ni - 20Mo
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
상술한 종래기술에서도 알 수 있듯이 고강도를 실현하기 위해서는 소입 열처리로 알려진 처리, 즉, 오스테나이트 상태에서 매우 빠른 속도로 냉각하는 것이 필요하며 이 때 폭 방향으로 냉각 편차가 발생함으로써 강판 내부에는 강의 항복응력 이상의 큰 열응력이 작용하게 된다.
큰 열응력이 작용해도 강판의 두께가 두꺼우면 변형이 발생하지 않고 잔류응력으로 남게 되지만 강판의 두께가 얇은 경우에는 버클링(buckling)이 일어남으로써 강판의 양쪽 사이드(side)에 심한 웨이브(wave)가 발생한다.
이와 같은 웨이브 변형이 발생한 강판은 사용과정에서 프레스 등을 이용하여 교정을 하던지 아니면 변형이 없는 부분 만을 잘라서 사용하던지 해야하기 때문에 웨이브 변형은 두께가 얇은 강판에서 강도를 높이는 것에 대한 제약 사항이 되며 얇은 두께의 강판에서 웨이브 변형을 억제하는 것은 매우 중요하다.
따라서 본 발명자는 얇은 강판에서 웨이브 변형을 극도로 억제하면서 고강도화 하는 방법에 대해서 심도 있는 연구와 실험을 행하였다.
그 결과 합금성분을 적절히 조정하고 압연온도를 제어함으로써 소입 열처리, 즉 오스테나이트 영역으로부터의 수냉, 없이 마르텐사이트 변태를 가능하게 하고 마르텐사이트 조직의 강도를 높이는 것이 가능함을 발견하였다.
결과적으로 빠른 수냉각을 실시하지 않기 때문에 웨이브 변형을 획기적으로 줄이면서도 고강도화 할 수 있는 방법을 발견하고, 이에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.
먼저, 공냉과 같은 느린 냉각속도에서도 마르텐사이트 조직을 충분히 얻기 위해서 Ar3 온도를 낮추는 Mn과 Ni을 적당량 첨가하고, 경화능에 매우 효과적인 Cr과 Mo을 적당량 첨가함으로써 페라이트 또는 베이나이트 형성을 억제하는 것이 필요하다.
한편, 마르텐사이트 조직에서 고강도를 얻기 위해서는 많은 양의 탄소 원자를 기지에 고용시킴으로써 고용강화를 높이고 마르텐사이트 변태에 의해서 형성되는 격자변형에 의한 전위밀도를 높임으로써 전위강화를 높이는 것이 필요한데, 공냉과 같이 냉각속도가 느린 경우에는 이와 같은 강화방법이 효과적으로 달성되기 어렵다. 먼저, 탄소원자의 경우에는 그 확산속도가 매우 빠르기 때문에 냉각속도가 느리면 고용상태로 존재하기 보다는 매우 조대한 그래서 강도에 효과적이지 못한 카바이드를 형성하게 된다.
또한, 냉각속도가 느린 경우에는 마르텐사이트 변태 후에 셀프-템퍼링(self-tempering)이 일어남으로써 전위밀도가 낮아져서 강도가 감소하게 된다.
본 발명자는 연구와 실험을 반복하여 이러한 공냉형 마르텐사이트 강의 고강도화에 대한 한계를 극복하기 위해서 먼저 Ms (Martensite Start) 온도로 알려진 마르텐사이트 변태개시온도를 406oC 이하로 하는 것이 필요함을 발견하였다.
이와 같이 Ms 온도를 낮추면 냉각속도가 느려도 마르텐사이트 변태 후에 C의 확산속도나 전위의 소멸속도가 매우 느리기 때문에 강도 감소를 최대한 억제할 수 있는 효과가 있음을 본 발명을 통하여 발견하였다.
다음은 공냉강에서도 오스테나이트에서의 제어압연에 의해서 가공전위밀도를 높이고 마르텐사이트 변태 후까지 유지시킴으로써 강도를 증가시킬 수 있음을 발견하였으며 이를 효과적으로 실현시키기 위해서는 미재결정역의 누적압하와 경화능을 조정할 필요가 있음을 발견하였다. 즉, 미재결정역에서 누적압하량의 증가에 의해서 강도가 증가되기 위한 선행조건은 마르텐사이트가 충분히 얻어져야 한다는 것이다. 한편, 일반적으로 미재결정역에서의 누적압하량이 증가하면 강의 경화능이 감소하여 마르텐사이트를 얻기가 어려워 진다.
따라서, 미재결정역 누적압하량은 강의 경화능에 따라서 조정되어야 강도 증가를 극대화 시킬 수 있다.
이와 같이, 본 발명에서는 열간 압연 후에 소입 열처리 공정을 실시하지 않고도 고강도와 고인성을 얻을 수 있도록 강의 화학성분을 적절히 조정하고 압연을 제어함으로써 10mm 이하의 얇은 강판에서의 형상 제어성과 인성이 우수한 고강도 내마모강의 제조를 가능하게 한다.
이하, 본 발명의 성분과 제조방법에 있어서 한정 이유를 설명한다.
C : 0.1wt%~0.2wt%
상기 C은 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도를 증가시키는 데, 매우 효과적인 원소이다. 본 발명의 목적에 부합하도록 충분한 강도를 얻기 위해서는 0.1wt% 이상의 첨가가 필요하지만 0.2wt%를 초과하면 용접성 저하는 물론 인성저하 등이 수반됨으로 그 상한은 0.2wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si : 0.05wt%~0.6wt%
상기 Si은 탈산과 고용강화를 위해서 첨가되는 데, 0.6wt%를 초과하면 용접성 감소와 용접부 인성이 열화됨은 물론 압연을 위한 재가열 중에 결정립계 선택 산화를 조장함으로써 표면결함을 초래하기 쉽기 때문에 0.6wt% 이하로 제한한다. 하한의 제한은 필수적이지 않으나 탈산과 강도 확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.05wt% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
Mn : 0.4wt%~1.6wt%
상기 Mn은 페라이트 또는 베이나이트의 형성을 억제하고 Ar3 온도를 낮춤으로써 강의 경화능을 효과적으로 향상시키는 합금원소이며, 공냉과 같은 느린 냉각속도에서 마르텐사이트 조직을 얻음으로써 고강도를 확보하기 위해서는 0.4wt% 이상의 Mn의 첨가가 필요하다. 그러나 1.6wt%를 초과하면 경화능 증가에서 얻어지는 혜택에 비해서 용접성 감소 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서 Mn은 0.4wt%~1.6wt% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni : 3.0wt%~5.0wt%
본 발명은 공냉에서도 마르텐사이트 조직을 얻어야 하기 때문에 경화능이 매우 우수해야 하며 경화능을 증가시키는 대부분의 원소들은 용접성과 인성을 크게 해친다. 한편, Ni은 용접성에 대한 악영향에 비해서 경화능 향상 효과가 매우 큰 원소일 뿐만 아니라 강의 적층결함 에너지를 증가시킴으로써 저온에서도 전위의 교차 슬립을 조장하고 결과적으로 연성-취성 천이온도를 낮춤으로써 인성을 향상시키는 효과가 있다. 즉, Ni은 얇은 강판을 공냉하는 경우에 용접성 저하를 최소화 하면서 인성과 강도를 모두 증가시키는 효과가 있다.
이와 같이 Ni은 용접성을 크게 해치지 않으면서 공냉강에서 강도와 인성을 모두 증가시키는 효과가 있으나 5.0wt% 이상에서는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 매우 고가이기 때문에 5.0wt% 미만으로 그 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 3.0wt% 미만에서는 상술한 효과가 충분히 달성되지 않기 때문에 3.0wt% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.1~1.5wt%
본 발명에서 고강도를 확보하기 위해서는 공냉 중에 마르텐사이트 변태를 야기하는 것이 매우 중요하며 강의 경화능 증가에 매우 효과적인 Cr의 첨가는 필수적이다. 상술한 경화능 향상 효과를 위해서는 0.1wt% 이상의 첨가가 필요하나 그 함유량이 지나치게 증가하면 용접성을 해치기 때문에 그 상한은 1.5wt% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo : 0.1wt%~0.6wt%
상술한 Cr과 유사하게 Mo은 강의 경화능 향상에 매우 효과적인 원소이며 특히 Cr과의 복합첨가에서 그 효과가 매우 크다. 경화능 향상 효과를 위해서는 0.1wt% 이상의 첨가가 필요하지만 0.6wt%를 초과하는 경우에는 그 효과 증가에 비해서 제조원가의 증가와 용접성에 끼치는 악영향이 더 커지는 문제점이 있기 때문에 그 상한은 0.6wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.01wt%~0.05wt%
본 발명에서 Ti은 TiN 또는 TiC 등과 같은 석출물을 형성시킴으로써 내마모성을 증가시키기 위해서 첨가된다. 실제 마모 환경에 따라서 약간의 차이는 있으나 일반적으로 경도가 높은 석출물 등이 분포하고 있으면 내마모성은 향상된다. 이와 같은 효과를 기대하기 위해서는 0.01wt% 이상의 첨가가 필요하지만 0.05wt%를 초과하면 내마모성이나 강도에 크게 효과적이지 못한 수 μ 크기의 TiN 개재물(cuboid)가 정출하여 인성을 감소시킬 뿐만 아니라 연주 중에 노즐 크로깅(nozzle clogging)등과 같은 문제가 발생할 수 있다.
따라서, 그 상한은 0.05wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb : 0.01wt%~0.06wt%
본 발명에서 Nb은 두가지 목적에 의해서 첨가가 필요하다. 첫째는 Nb가 Ar3 온도를 감소시킴으로써 공냉 중에 마르텐사이트 변태를 야기하는 효과가 있기 때문이며 본 발명에서 이와 같은 효과의 중요성은 상술한 바와 같다.
둘째는 오스테나이트의 미재결정역 온도를 높이는 효과가 있기 때문이다. 오스테나이트 미재결정역에서 형성된 전위를 마르텐사이트 변태 후까지 유지시키는 것은 본 발명에서 고강도를 달성하는 하나의 방법이며 이를 위해서는 미재결정온도 구역이 충분히 넓어야 한다. Nb는 강의 오스테나이트 상태에서 미재결정역 온도를 높이는 대표적인 원소이다.
즉, 본 발명에서 Nb는 마르텐사이트 변태량을 증가시키고 미재결정역 온도 구역을 확장하기 위해서 첨가되며 이를 위해서는 0.01wt% 이상의 첨가가 필요하다.
그러나, 0.06wt% 이상 첨가되어도 이러한 긍정적인 효과는 거의 포화되며 용접 경화성 증가와 제조원가 증가 등의 문제가 있기 때문에 그 상한은 0.06wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol-Al : 0.005wt%~0.1wt%
상기 Al은 탈산을 위해서 첨가되는 성분인데, 탈산 효과를 위해서는 0.005wt% 이상의 첨가가 필요하나 0.1wt% 이상 첨가되면 용접성을 해칠 뿐만 아니라 개재물 함량이 증가하여 인성을 해치기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 성분은 하기 식(1)의 Di값이 1.83 이상인 것이 바람직하다. 이는 상술한 바와 같이 본 발명에서는 공냉 중에 페라이트와 베이나이트가 다량, 구체적으로 약 30% 이상 즉 마르텐사이트가 70% 미만, 형성되면 고강도를 효과적으로 달성하기 어렵다.
[관계식 1]
Di= 0.37 + 1.48C + 0.38Mn + 0.25Si + 0.14Ni + 0.32Cr + 0.66Mo + 3.8Nb -0.12RRR4
(상기 (1)식에서 RRR4는 미재결정역에서의 누적 압하율을 나타냄)
본 발명에서는 공냉시 마르텐사이트 부피분율이 변화되는 거동이 합금성분의 함량과 미재결정역의 누적 압하율의 함수로 구성된 상기 (1)식과 같은 수식으로 됨을중회귀 분석을 이용하여 구하였다. 또한, Di값이 1.83 미만인 경우에는 본 발명의 최대 두께인 10mm 강판에서 마르텐사이트 체적율을 70% 이상 얻는 것이 불가능함을 발견하였으며 이는 도 1에서도 명확히 알 수 있다.
따라서 Di값이 1.83 이상인 것이 필요하다.
상술한 바와 같이 본 발명에서는 오스테나이트 미재결정역에서 도입된 전위를 마르텐사이트 변태 후에도 충분히 유지시키고 공냉 중에 셀프- 템퍼링(self-tempering)에 의한 경도 감소를 최소화 하는 것이 필요하다.
한편, 이러한 변태 후의 전위밀도 증가와 셀프- 템퍼링(self-tempering)억제를 위해서는 마르텐사이트가 형성되는 온도(Ms온도)가 충분히 낮아야 한다.
본 발명에서는 Ms온도에 미치는 합금성분의 영향에 대해서 중회귀 분석을 실시하였으며 그 결과 하기 식(2)를 도출하였다.
[관계식 2]
Ms= 552 - 465C - 36Mn - 17Cr - 15Ni - 20Mo
상기 식(2)에 의해서 주어지는 Ms온도가 오스테나이트에서 형성된 가공전위의 인헤릿(inherit)에 어떠한 영향을 미치는 지를 알아보기 위해서 Ms온도가 서로 다른 강들에 대해서 미재결정역에서 누적압연을 적용하지 않은 경우와 70%의 누적압연 적용한 경우로 8mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에서 인장 시험편을 채취하여 인장시험을 실시하고, 그 차이(누적압연 적용한 강판에서 누적압연을 적용하지 않은 강판을 뺀 값)를 구하여 Ms대하여 도 2에 나타내었다.
도 2에 나타난 바와 같이, 미재결정역에서의 누적압연은 강도를 증가시키는데 그 증가량은 상기 식(2)에 의해서 주어지는 Ms온도에 따라 변하는 것을 알 수 있다.
특히, Ms온도 406oC를 기준으로 그 이하인 경우에는 미재결정역 누적압연에 의한 강도 증가가 클 뿐 만 아니라 Ms온도가 낮아져도 강도 증가량은 크게 변화되지 않는다.
반면에, Ms온도가 406oC 보다 높은 경우에는 Ms온도가 증가함에 따라 강도 증가량이 현저히 감소하고 있다.
이는 본 발명을 통하여 밝혀진 바에 의하면 Ms온도가 406oC를 초과하면 셀프-템퍼링(self-tempering)이 왕성하게 일어나는 것에 기인한다.
따라서, 공냉에서 미재결정역 누적압하에 의한 고강도를 실현하기 위해서는 상기 식(2)의 Ms온도가 406oC 이하가 되는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이 한정된 화학성분으로 구성되는 강 스라브를 이용하여 강판을 제조하는데 있어서 다음과 같이 제조조건을 엄밀히 제어하는 것이 필요하다.
먼저, 스라브 가열온도가 1150oC 이하이면, 주조 중에 형성된 석출물(예로써 NbC, NbN, (Fe,Mo,Cr)3C 등)들이 충분하게 고용되지 않음으로써 이들 합금성분에 의한 경화능 향상 효과가 반감되고 Ms온도도 충분히 낮출 수가 없음으로 고강도를 효과적으로 얻는 것이 어렵기 때문에 스라브는 1150oC 이상 가열하는 것이 바람직하다.
또한, 얇은 강판을 압연하는 경우에는 온도가 급격히 감소하기 때문에 Ar3 이상에서 압연을 종료하기 위해서는 가능하면 재가열 온도는 높은 것이 바람직하다.
그러나, 가열온도가 1350oC를 초과하면 과도한 표면산화에 의한 스케일 결함이 발생할 가능성이 증가하기 때문에 그 상한은 1350oC로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정역에서 누적압하를 30% 미만으로 실시하는 경우에는 오스테나이트에 전위밀도를 증가시키는 데 효과적이지 못함으로써 결과적으로 마르텐사이트 변태 후에 가공전위 증가에 의한 강도 증가가 미약하게 된다.
반면에, 누적 압하량이 너무 증가하여 70%를 초과하면 전위 인헤릿(inherit)에 의한 강도 증가 효과는 거의 포화되고 오히려 이방성이 매우 증가할 뿐만 아니라 압연 중에 변형이 발생하여 판형상이 나빠지기 쉽다.
또한, 미재결정 누적압하가 증가하면 과도한 압연부하가 초래함으로써 압연기의 파손 등이 우려된다.
따라서 미재결정역 누적압연량은 30~70% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 미재결정역에서 누적압연을 실시하는 데 있어서 Ar3 온도 이상에서 열간압연을 종료하는 것이 필요하다.
Ar3 온도 이하에서 열간압연이 이루어지는 경우에는 페라이트의 가공 유기 변태가발생함으로써 오히려 강도가 저하되기 때문이다.
압연 후 냉각은 판형상 제어에 어려움이 없는 공냉이 바람직하며 이는 10mm 이하의 강판에서는 공냉에 의해서도 표면경도 360HB 이상을 실현할 수 있는 본 발명의 혜택 때문에 가능하다.
그러나, 판형상 제어에 문제가 없을 정도로 균일냉각이 가능하다면 공냉이 아니어도 무방하다.
이하 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 1에 나타낸 본 발명의 기본 성분으로 조성되고 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 스라브를 하기 표 2와 같은 제조법으로 8mm 두께의 강판을 제조하였으며 또한 비교를 위하여 하기 표 3과 같은 종래의 제조법인 재가열 열처리에 의해서도 제조하였다.
제조된 강판에 대해서 먼저 평탄한 정반 위에서 파고를 측정하고 시편을 채취하여 인장시험, 브리넬(Brinell) 경도시험, 샤르피(Charpy) 충격시험을 실시하였다.
또한, ASTM G65에 규정되어 있는 Dry Sand Rubber Wheel 방법에 의해서 내마모성을 평가하였으며 하중 20kg와 회전속도 200rpm의 조건으로 10분 시험 후 마모량을 측정하였다.
상기와 같이 조사된 결과를 하기 표 4에 요약하여 나타내었다.
강번호 화 학 성 분 (wt%) Di*) Ms(oC) 비고
C Si Mn Ni Cr Mo Ti Nb Sol. Al
A1 0.153 0.31 0.62 4.03 1.01 0.34 0.015 0.048 0.023 2.20 374 발명강
*) 상기 (1)식에서 RRR4 효과는 0으로 가정함
시편번호 가열온도(oC) 미재결정역누적압연량(%) 마무리압연온도(oC) 냉각방법 Di 비고
1 1050 60 Ar3 + 50 공냉 2.13 비교예
2 1150 60 Ar3 + 50 공냉 2.13 발명예
3 1250 60 Ar3 + 50 공냉 2.13 발명예
4 1350 60 Ar3 + 50 공냉 2.13 발명예
5 1250 15 Ar3 + 50 공냉 2.18 비교예
6 1250 30 Ar3 + 50 공냉 2.16 발명예
7 1250 70 Ar3 + 50 공냉 2.12 발명예
8 1250 80 Ar3 + 50 공냉 2.10 비교예
9 1250 60 Ar3 - 50 공냉 2.13 비교예
10 1250 60 Ar3 공냉 2.13 발명예
11 1250 60 Ar3 + 100 공냉 2.13 발명예
12 1250 60 Ar3 + 50 수냉 2.13 비교예
시편번호 재가열온도(oC) 냉각방법 비고
13 910 수냉 비교예
14 910 공냉 비교예
시편번호 항복강도(Mpa) 인장강도(Mpa) 표면경도(HB) vE-40oC(joule) 마모량(g) 평균파고치(mm/m) 비고
1 835 1144 336 44 1.72 2.3 비교예
2 978 1377 388 41 1.47 1.4 발명예
3 1037 1420 396 37 1.42 1.8 발명예
4 1019 1427 401 34 1.41 2.4 발명예
5 889 1235 358 39 1.65 1.9 비교예
6 967 1363 386 40 1.51 1.7 발명예
7 1054 1464 407 37 1.39 1.9 발명예
8 1026 1451 404 38 1.41 7.4 비교예
9 748 1054 312 53 1.82 2.4 비교예
10 1057 1479 411 35 1.38 2.3 발명예
11 1024 1411 390 38 1.42 2.1 발명예
12 1062 1496 417 34 1.36 13.7 비교예
13 858 1210 355 41 1.68 1.7 비교예
14 957 1329 382 39 1.49 10.3 비교예
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시하는 방법, 즉 본 발명의 성분범위에 있는 강 스라브를 1150~1350oC 범위에서 재가열 하고 30~70% 범위의 미재결정 누적압하를 적용하고 Ar3 온도 이상에서 압연을 종료하여 공냉을 실시하는 방법에 의해서 강판의 형상이 매우 우수하며 표면경도가 우수하고 내마모성이 우수한 강재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.
좀 더 구체적으로 살펴보면, 스라브 가열온도 1150~1350oC 범위(시편번호 2, 3, 4)에서는 강도 즉 표면경도의 변화가 크지 않으며 모두 360HB 이상의 고경도를 보이고 있음을 알 수 있다.
반면에, 가열온도가 1150oC 보다 낮은 1050oC의 경우(시편번호 1)에는 경도가 크게 감소하고 결과적으로 앞의 경우보다 상대적인 마모량도 크게 증가함을 알 수 있다.
또한, 미재결정역 누적압하가 30~70% 범위인 경우(시편번호 6, 3, 7)는 미재결정역의 누적압하율이 증가함에 따라 표면경도가 미소하게 증가하나 모두 표면경도 360HB 이상으로 매우 높다.
한편, 미재결정 누적압하율이 30% 미만인 경우(시편번호 5)는 경도가 상당히 낮아졌으며 마모량도 증가함을 알 수 있다.
미재결정역 누적압하율이 70%를 초과한 경우(시편번호 8)는 더 이상의 경도 증가나 마모량 감소를 보이지 않고 판형상을 나타내는 평균 파고치 만이 증가함을 알 수 있다.
한편, 마무리 압연온도가 Ar3 이상인 경우(시편번호 10, 3, 11)에서는 마무리 압연온도가 감소함에 따라 표면경도가 증가하고 마모량도 약간 감소하고 있음을 알 수 있는데, 이는 미재결정역 압연효과가 증가하는 것에 기인함을 본 발명에서 밝혀졌다.
반면에, 마무리 압연온도가 Ar3 이하로 낮아진 경우(시편번호 9)는 표면경도가 크게 감소하였으며 마모량도 크게 증가함을 알 수 있다. 이는 열간압연 중에 변형유기 페라이트가 형성된 것이 기인함을 본 발명을 통하여 밝혔으며 고경도를 확보하기 위해서는 변형유기 페라이트를 억제하는 것이 반드시 필요함을 알 수 있었다.
시편번호 12는 시편번호 3과 동일하게 열간압연을 완료하였으나 공냉을 실시하지않고 직접 수냉을 실시한 경우이다. 표면경도가 증가하고 마모량이 감소하였으나 평균 파고치가 크게 증가함을 알 수 있다.
즉, 직접소입 방법은 고경도와 내마모성 확보에는 유리하지만 얇은 강판의 판형상 제어에는 매우 불리함을 보여주는 결과이다.
또한, 시편번호 13과 14는 종래의 일반적인 제조법인 재가열 열처리 방법에 대한 결과이다. 먼저 시편번호 13은 열간압연 후에 재가열 열처리하고 공냉한 경우인데, 평균 파고치는 본 발명의 수준과 유사하지만 표면경도가 매우 낮아졌으며 결과적으로 마모량이 크게 증가함을 알 수 있다. 이는 압연 중에 형성된 전위 등이 재가열 열처리 중에 모두 사라진 것에 기인한다. 따라서 이는 본 발명의 제조방법에 의해서 제공된 하나의 효과 즉, 전위의 인헤릿(inherit) 효과에 의한 혜택을 입증하는 결과이다.
시편번호 14는 열간압연 후에 재가열 열처리하고 공냉한 경우인데, 본 발명법과 거의 유사한 경도와 마모량을 보여주고 있으며 이는 수냉각에 의한 효과로 이해된다. 그러나 평균 파고치는 본 발명에 비해서 매우 증가하였으며 결과적으로 얇은 강판의 판형상 제어에는 매우 불리하다고 할 수 있다.
이상의 결과로부터 본 발명의 성분범위에 있는 강 스라브를 1150~1350oC 범위에서 재가열 하고 30~70% 범위의 미재결정 누적압하를 적용하고 Ar3 온도 이상에서 압연을 종료하여 공냉을 실시하는 방법에 의해서 강판의 형상이 매우 우수하며 표면경도가 우수하고 내마모성이 우수한 강재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.
(실시예 2)
하기 표 5에 나타낸 성분과 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 스라브를 하기 표 6와 같은 본 발명에 의해서 고안된 방법을 적용하여 8mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 시편을 채취하여 인장시험, 브리넬(Brinell) 경도시험, 샤르피(Charpy) 충격을 실시하였다. 또한, ASTM G65에 규정되어 있는 Dry Sand Rubber Wheel 방법에 의해서 내마모성을 평가하였으며 하중 20kg와 회전속도 200rpm의 조건으로 10분 시험 후 마모량을 측정하였다.
상기에서 조사된 결과를 요약하여 하기 표 7에 나타내었다.
가열온도(oC) 미재결정역누적압연량(%) 마무리압연온도(oC) 냉각방법 비고
1250 60 Ar3 + 50 공냉 발명 제조법
강번호 항복강도(Mpa) 인장강도(Mpa) 표면경도(HB) vE-40oC(joule) 마모량(g) 비고
A1 995 1422 396 37 1.42 발명예
B1 856 1206 354 49 1.67 비교예
B2 994 1420 394 37 1.41 발명예
B3 1054 1464 412 35 1.38 발명예
B4 1162 1614 443 14 1.29 비교예
B5 883 1258 386 38 1.44 발명예
B6 1039 1424 403 36 1.41 발명예
B7 830 1189 346 43 1.72 비교예
B8 988 1388 393 41 1.39 발명예
B9 1072 1510 418 35 1.35 발명예
B10 816 1143 335 24 1.77 비교예
B11 994 1364 386 36 1.46 발명예
B12 1014 1428 402 43 1.41 발명예
B13 1031 1436 406 35 1.40 비교예
B14 766 1059 312 51 1.84 비교예
B15 951 1286 371 46 1.49 발명예
B16 1064 1480 414 35 1.32 발명예
B17 776 1049 306 48 1.87 비교예
B18 903 1272 368 45 1.48 발명예
B19 1011 1419 401 42 1.39 발명예
B20 955 1327 381 43 1.71 비교예
B21 978 1372 392 41 1.42 발명예
B22 1055 1438 405 37 1.32 발명예
B23 1011 1414 401 12 1.29 비교예
B24 855 1195 343 56 1.84 비교예
B25 950 1284 372 47 1.46 발명예
B26 1041 1426 403 43 1.40 발명예
B27 1040 1465 408 41 1.39 비교예
B28 940 1254 367 46 1.50 발명예
B29 784 1104 325 52 1.72 비교예
B30 868 1189 343 49 1.74 비교예
B31 680 958 278 62 1.96 비교예
상기 표 7에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 제조방법을 적용해도 상술한 본 발명의 성분 범위를 벗어나는 경우에는 본 발명의 효과가 충분히 달성되지 못하는 것을 알 수 있다.
좀 더 자세히 설명하면, 먼저 C 함량이 0.1wt% 미만인 경우(B1)에는 경도가 크게 감소하고 결과적으로 마모량도 큰 것을 알 수 있으며, 반면에 0.2wt%를 초과하는경우(B4)는 경도는 충분히 높으나 인성이 매우 낮을 뿐만 아니라 이 경우에는 용접성에서도 문제가 있을 가능성이 매우 높다. 즉, 0.1~02.wt% 범위(A1, B2, B3)에서 적절한 경도, 인성 및 용접성의 확보가 가능하다고 할 수 있다.
탈산제로 첨가되는 Si의 경우에는 본 발명의 성분범위(B5, A1, B6)에서 그 함량이 증가하면 약간의 강도 증가는 있으나 경도, 마모량 및 인성을 크게 변화시키지는 않고 있다.
또한, Mn 함량이 0.4wt% 미만인 경우(B7)는 경도가 크게 감소하고 마모량이 크게 증가하고 있으며 원하는 경도와 마모량 수준을 충족하기 위해서는 0.4~1.6wt% 첨가가 필요한 것을 알 수 있다..
한편, Ni의 경우(B10, B11, A1, B11, B12, B13)를 보면, 그 함량이 증가함에 따라 경도와 인성이 모두 증가하고 있으며 3.0wt% 미만에서는 충분한 경도와 내마모성을 확보하지 못 하고 있으며 5wt%를 초과하는 경우에는 그 효과의 증가가 현저히 둔화됨을 알 수 있다.
Cr과 Mo의 경우를 보면, 둘 중에서 하나라도 첨가되지 않은 경우(B14, B17)에는 경도가 낮고 마모량은 큰 것을 알 수 있으며 본 발명의 성분범위가 첨가되는 경우에 그 효과가 발현됨을 알 수 있다.
Ti의 경우(B20~B23)는 상술한 바와 같이 경도에는 큰 영향이 없으나 내마모성을 향상시키는 효과가 있음을 알 수 있으며 적어도 0.1wt%가 첨가되어야 함을 알 수 있다. 그러나 Ti 함량이 0.05wt%를 초과하는 경우(B23)에는 내마모성 증가에서 오는 효과에 비해서 인성이 크게 감소함을 알 수 있다.
또한, Nb의 함량이 0.01wt% 미만인 경우(B24)는 경도가 크게 감소하고 마모량이 크게 증가하며 이는 상술한 바와 같다.
한편, Nb 함량이 0.06wt%를 초과하는 경우(B27)에는 경도와 내마모성을 높이는 효과가 더 이상 증가하지 않고 있음을 알 수 있다.
한편, 상기에 언급된 성분들이 모든 조건을 만족하는 경우에도 Di또는 Ms중에서 하나라도 본 발명에서 제한하는 범위를 만족하지 못하는 경우(B29, B30, B31)에는 본 발명의 효과가 충분히 달성되지 못 함을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의해서 얻어지는 강판은 물 소입(water quenching)과 같은 매우 빠른 냉각을 실시하지 않고도 고경도와 우수한 인성이 달성되기 때문에 특히 10mm 두께 이하의 얇은 강판에서 강판의 형상 제어가 매우 용이하다.
따라서, 본 발명은 광업, 시멘트 산업, 제조업 등의 기계장비, 기타 중장비의 바켓과 트럭의 적재함 등과 같이 마찰이 많은 부위에 사용되는 내마모용 고강도강을 안정적으로 공급할 수 있으며 또한 이러한 고강도강을 열처리 없이 제조하기 때문에 납기 단축과 제조 경비 절감 등의 부수적인 효과가 있다.

Claims (1)

  1. 중량%로 C : 0.1~0.2wt%, Si : 0.05~0.6wt%, Mn : 0.4~1.6wt%, Ni : 3.0~5.0wt%, Cr : 0.1~1.5wt%, Mo : 0.1~0.6wt%, Ti : 0.01~0.05wt%, Nb : 0.01~0.06wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그리고
    하기 식(1)에 의해서 구해지는 Di가 1.83 이상이고 하기 식(2)에 의해서 구해지는 Ms가 406 이하인 조건을 만족하는 강 스라브를 1150oC~1350oC의 온도로 가열한 후 미재결정역에서 30~70%의 누적압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 마무리 압연을 종료하고 공기 중에서 냉각하는 것을 특징으로 하는 비조질 고강도 내마모강의 제조방법
    [관계식 1]
    Di= 0.37 + 1.48C + 0.38Mn + 0.25Si + 0.14Ni + 0.32Cr + 0.66Mo + 3.8Nb -0.12RRR4
    (상기 (1)식에서 RRR4는 미재결정역에서의 누적 압하율을 나타냄)
    [관계식 2]
    Ms= 552 - 465C - 36Mn - 17Cr - 15Ni - 20Mo
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