KR20040062092A - 내마모성과 내충격성이 우수한 Ｃｕ함유 ＮｉＣｒ합금 및그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 내마모성과 내충격특성이 우수한 Cu첨가 NiCr합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에 따른 Cu첨가 NiCr합금은, 중량%로, C: 0.1~ 0.3%, Si: 0.04~ 1.5%, Mn: 0.04~ 2.0%, P: 0.04% 이하, S: 0.04% 이하, Cr: 0.5~ 3.0%, Ni: 0.01~ 5.0%, Mo: 0.1~ 1.0%, W: 0.1~ 3.0%, Cu: 0.1~ 2.0%, Nb: 0.01~ 0.4%, B: 0.00005~ 0.0150%, N: 0.0030~ 0.0200%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다. 또한, 본 발명에 따른 제조방법은 상기한 조성을 갖도록 용강을 Al, Zr, Ti 중에서 1종 이상의 원소를 사용하여 탈산처리하면서 대기 혹은 진공 중에서 용해하고, 강괴를 제조한 후, 800~ 1250℃의 온도범위에서 열간성형하고, 800~ 1050℃의 온도범위에서 불림처리한 다음, 400~ 600℃의 온도범위에서 뜨임처리를 행한다.

이렇게 얻어지는 본 발명의 Cu함유 NiCr 합금은, 경도 38HRc 이상, 인장강도 127kgf/㎟ 이상, 충격에너지 20J 이상의 기계적 성질을 갖을 뿐만 아니라, 마모가 적기 때문에 내마모성과 내충격성이 동시에 요구되는 각종 성형롤이나 커터, 각종 기계장치의 축, 제지공업의 롤, 광산기계, 굴착기계 등에 매우 적합하다.

Description

내마모성과 내충격성이 우수한 Ｃｕ함유 ＮｉＣｒ합금 및 그 제조방법{Cu Contained NiCr Alloy Having High Wear Resistance and High Shock Resistance, and the Method of Manufacturing therefor}

본 발명은 각 종 성형롤 등에 사용되는 NiCr합금 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내마모성은 물론 내충격성이 우수한 Cu함유 NiCr합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

열교환기용 핀튜브(Finned tube) 제작 등에 사용되는 철제 박판 성형롤, 철제 박판 절단용 커터(cutter) 및 마찰왕복운동을 하는 기계장치 축이나 제지공업의 롤, 광산기계, 굴착기계 등에 사용되는 소재는 내마모성 뿐만 아니라 취성파괴가 일어나지 않도록 내충격 특성을 가져야 한다. 또한, 이러한 제품들은 내부까지 균일한 물성 및 미세조직을 갖는 최대 지름 300mm 정도의 봉상 제작이 가능해야 한다.

그러나, 종래의 금속 성형롤 재료들은 고속으로 철강 스트립을 지지, 공급, 성형할 때 가해지는 마찰과 압력으로 마모 손상이 심하며, 또한 고주파 저항용접 중의 스패터(spatter)나 스파크(spark)에 의한 파손이 빈번하게 발생한다. 이에 반해 세라믹계 성형롤은 마모 손상이 적고, 스패터나 스파크에 의한 손상도 일어나지 않지만, 철강 스트립 공급 및 압착과정에서 성형롤에 가해지는 충격에 약해 쉽게 파손된다. 제작과정 중 성형롤이 손상되면 제작을 중단하고 성형롤을 교체해야 하기 때문에 추가 비용부담과 작업효율이 떨어질 뿐만 아니라, 교체작업에 따른 불연속작업으로 제품의 품질도 저하된다.

예컨대, 탄소강, 저합금계 고장력강의 일종인 AISI 4340, Astralloy와 같은 개량 AISI 4340 재질이 종래의 금속 성형롤 재질로 사용되었다.

그러나, AISI 4340은 경화능을 증대시키는 크롬과 니켈의 함량이 낮고 탄소 함량이 0.38~ 0.43 중량%로 높기 때문에, 100mm 이상의 봉상으로 제작할 경우 중심부까지 미세조직의 균일성이 확보되지 않을 뿐 아니라, 조대 탄화물 생성에 의한 충격인성의 저하로 충격 하중이 가해지는 성형롤 재질로 사용하기에는 부적절하였다.

또한, 개량 AISI 4340은 AISI 4340에 비하여 탄소 함량을 0.20~ 0.29 중량% 낮추고 경화능을 높이는 크롬과 니켈의 함량을 증가시킨 강으로, AISI 4340에 비하여 중심부까지 미세조직의 균일성을 확보할 수 있고 충격인성을 높였지만, 내마모성이 상대적으로 낮고, 또한 500℃ 이상에 노출되면 경도와 강도가 급격히 감소하기 때문에 500℃ 이상의 온도에서는 사용상의 제한을 받게 된다.

본 발명은 기존의 탄소강에서 나타나는 낮은 내마모성, AISI 4340에서 나타나는 낮은 경화능에 의한 직경 100mm 이상 제품 제작의 어려움, 개량 AISI 4340에서 나타나는 상대적으로 낮은 내마모성 및 약 500℃ 이하의 사용 온도 제약성, 세라믹계 재료에서 나타나는 낮은 내충격성 문제를 해결하기 위하여, 개량 AISI 4340 재료와 비교하여 내충격성은 비슷하고 내마모성은 우수하며, 높은 온도까지 사용 가능한 새로운 NiCr 합금을 제공하는 데 그 목적이 있다.

또한, 본 발명의 목적은 그러한 NiCr합금의 제조방법을 제공하는데 있다.

상기 목적 달성을 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.1~ 0.3%, Si: 0.04~ 1.5%, Mn: 0.04~ 2.0%, Cr: 0.5~ 3.0%, Ni: 0.01~ 5.0%, Mo: 0.1~ 1.0%, W: 0.1~ 3.0%, Cu: 0.1~ 2.0%, Nb: 0.01~ 0.4%, B: 0.00005~ 0.0150%, N: 0.0030~ 0.0200%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 내마모성과 내충격성이 우수한 Cu함유 NiCr 합금에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 상기와 같은 조성되도록 용강을 Al, Zr, Ti 중에서 1종 이상의 원소를 사용하여 탈산처리하면서 대기 혹은 진공 중에서 용해하고, 강괴를 제조한 후, 800~ 1250℃의 온도범위에서 열간성형하고, 800~ 1050℃의 온도범위에서 불림처리한 다음, 400~ 600℃의 온도범위에서 뜨임처리를 행하는 내마모성과 내충격성이 우수한 Cu함유 NiCr 합금의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 개량 AISI 4340의 충격특성을 유지하며 강도와 내마모성을 개선하기 위하여, 철강 재료에 유해한 원소로 잔류함량을 엄격히 제한하는 구리 원소를 적극 첨가하여 미세한 ε-구리 입자를 기지조직 내에 석출시켜 내마모성을 높이고,열간가공성을 해치는 구리의 유해한 특성은 니켈 원소를 첨가하여 완화시키는데 특징이 있다. 또한, 본 발명은 ε-구리 입자가 미세 석출된 기지조직 내에 텅스텐 원소와 탄소 원자의 최적 조성으로 생성되는 고경도의 W₂C 입자를 고르게 분산시켜 내마모성을 더욱 높이도록 하고 있다. 또한, 본 발명은, 내마모성이 높아지면 낮아지는 내충격성을 종래 재료와 비슷한 수준으로 유지하기 위해 입계강도를 높이는 붕소를 미량 첨가하고, 불림 시 결정입자 성장을 억제하는 니오븀, 질소 원소를 첨가하고 있다. 더불어 본 발명은, 추가로 첨가되는 강화원소 함량은 탄소, 규소, 망간, 크롬 등의 기본 원소와 최적 조성비를 유지하도록 조정하며, 최적 열간가공 공정과 열처리 공정을 적용하여 내마모성과 내충격성이 우수하도록 한 것이다.

이하, 본 발명에 따른 강중에 함유되는 성분 조성에 대한 수치한정이유에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 NiCr합금 중에 함유되는 탄소는 경도와 내마모성을 증가시키는 원소로서, 0.1중량%(이하, 단지 `%'라 한다) 이하로 첨가되면, 강도가 감소하며, 0.3% 이상 첨가하면 조대 탄화물의 생성으로 충격인성이 감소하고 붕소 첨가에 의한 경화능 개선효과가 낮아진다.

규소는 강력한 페라이트 안정화 원소이며, 알루미늄과 함께 탈산제로 사용될 수 있다. 본 발명강에서 규소는 고용강화 효과에 의해 강도 증가에 기여한다. 또한, 규소는 라베스 상(Fe₂Si)과 탄화물 석출량을 높이고 응집조대화를 조장하기 때문에 과다 첨가시 취성을 유발시킨다. 따라서, 본 발명강에서는 규소의 첨가량은0.04% 이상으로 하나, 과다 첨가시 나타나는 충격인성 저하를 방지하기 위하여 최대 함량을 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간은 고장력강에서 1% 이상 첨가할 경우 고용강화효과로 강도향상에 기여하며, 두꺼운 제품의 중심부까지 경화시킬 수 있는 중요한 경화능 증가원소로 작용한다. 이를 위해서는 적어도 0.04% 이상 첨가해야 하나, 첨가량이 증가하면, 인, 비소, 주석, 납 등의 불순물의 입계편석을 조장하여 뜨임취성을 유발시키며, 연성-취성파면천이온도(FATT)를 높이고 인성을 낮추기 때문에 최대 2.0%까지 첨가하는 것이 바람직하다.

인 및 황은 스크랩의 사용에 따라 제강과정에서 완전히 제거하지 못하고 기본적으로 합금 중에 잔류하는 불순물이다. 인은 충격인성에 해로우며, 황은 열간가공성을 저하시키고 결정립계에 편석하여 강의 인성을 낮추는 역할을 한다. 본 발명강에서는 인성을 크게 해치지 않는 범위에서 인과 황의 최대 잔류량은 모두 최대 0.04% 이하로 하는 것이 바람직하다.

크롬은 치밀한 산화피막을 형성하기 때문에 대기부식 분위기에서 내식성을 향상시키고, 고온에서는 내산화성을 높이며, 담금질 경화능을 높여 두꺼운 제품에서도 중심부까지 균질한 미세조직과 기계적 성질을 유지하도록 한다. 또한, 탄소 원소와 결합하여 미세한 Cr₂₃C₆형 탄화물을 형성하여 강도를 높이고, 마르텐사이트(혹은 베이나이트) 조직을 생성하는 데 기여하여 인성을 높인다. 그러나, 크롬 함량이 0.5% 이하이면 강도 및 내산화/내식성 확보가 어려우며, 3.0% 이상에서는 오히려 강도, 인성이 낮아지기 때문에 바람직하지 않다.

니켈은 강의 연성-취성파면천이온도를 낮추고 인성 향상에 기여하지만, 강도향상에는 크게 기여하지 못한다. 그러나, 구리와 함께 첨가하여 해수부식 저항성을 증가시키며, 구리 첨가강에서 발생하는 열간취성(hot shortness)을 방지하는데 효과적이다. 특히, 구리 원소 함량이 0.8% 이상 높아지면 1000℃ 이상 온도에서 열간 연성개선을 위하여 니켈 첨가가 필요하다. 니켈 첨가량이 너무 낮으면 구리 원소에 의한 주조 및 열간소성 공정 중 균열발생을 방지하기 어렵고, 과다 첨가시 강도 및 내마모성이 낮아지기 때문에 니켈은 0.01~ 5.0% 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.

몰리브덴은 고경도강의 인성을 향상시키며 미세한 Mo₂C 탄화물의 석출에 의한 고온강도향상과 뜨임취성방지에 효과적인 원소이다. NiCr강에서 몰리브덴의 첨가량이 0.1% 이하에서는 고용강화 효과를 기대할 수 없으며, 1.0% 이상 첨가되면 연성-취성파면천이온도를 높이고 상부 충격에너지를 저하시켜 충격인성에 해로운 것으로 알려져 있다.

텅스텐은 몰리브덴과 비슷한 효과를 가지며 페라이트 기지조직에 고용되어 고용강화에 기여한다. 텅스텐은 Cr₂₃C₆형 탄화물을 생성하여 Cr₂₃C₆형 탄화물보다 더 높은 고온열적 안정성을 갖게 한다. 또한, 안정한 W₂C 형태의 탄화물을 형성하여 2차 경화에 의한 내마모성 향상에 효과적이며, 고온뜨임연화 저항성을 높인다. 본 발명에서 텅스텐의 함유량은 상기 고용강화 및 석출강화 효과를 위하여 최소 0.1%이상으로 첨가하고, 인성확보를 위하여 최대 3.0% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

구리는 그 함량이 증가하면 본 발명강의 열간소성 가공온도범위에 해당하는 900~ 1200℃에서 재료 표면으로부터 내부방향으로 Fe₂O₃, Fe₃O₄, FeO+Fe₃O₄의 산화막이 차례로 생성되고, 기지와 산화막 계면에는 비산화성 구리 원소의 농축이 일어난다. 이 농축된 구리 원자는 1100℃에서는 액화되기 때문에 연속주조, 단조, 압연공정에서 균열의 원인이 되고 혹은 오스테나이트 입계로 침투하여 고온취성을 야기시킨다. 따라서, 일반적으로 철강에서는 구리 원소 잔류함량을 엄격히 제한하지만, 본 발명강에서는 적정 구리 원소 첨가시 생성되는 ε-구리 입자를 내마모성 향상에 이용하기 위하여 구리를 적극 첨가하였다. 철 기지에 고용되는 구리 함량은 상온에서 0.3% 이하이다. 따라서, 고용한도 이상으로 첨가된 구리는, 810℃ 이상에서는 철 기지 속에 2.0%까지 고용되지만, 750℃ 이하의 온도에서는 중간상 생성없이 구리 입자로 석출되어 1% 구리 첨가당 저합금강에서 70~ 140Mpa 정도의 강도증가 효과가 있지만, 첨가량이 높아질수록 위에서 언급한 것처럼 제조공정 중 심각한 문제를 일으키고 내충격성과 용접성을 낮춘다. 따라서, 구리 원소 첨가에 따라, 구리의 기지조직 고용도를 높이는 니켈 첨가가 필요하며, 구리 첨가로 낮아진 내충격성을 보상하기 위하여 강도를 크게 낮추지 않는 범위에서 적정 함량의 니켈 첨가가 필요하다. 본 발명강에서는 내마모성 증가를 주목적으로 하며, 내충격성 및 고온균열방지를 위한 니켈 원소와의 조성 균형을 위하여 구리 첨가범위를 0.1~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

니오븀은 강력한 탄질화물 형성원소로서, 미세한 Nb(C, N) 형태의 탄질화물 석출에 의한 석출강화 효과로 강도 향상에 크게 기여한다. 특히, Nb(C, N) 탄질화물은 기지조직에 고용되는 온도가 1150℃ 이상으로 높기 때문에 담금질 열처리 가열공정에서 입계에 석출된 Nb(C, N)은 입계성장을 저지하여 결정립 조대화에 의한 충격인성 저하를 방지한다. 중탄소강에서 니오븀 첨가량은 Nb(C, N) 탄질화물이 기계적 성질에 영향을 미칠 수 있는 최소 함량인 0.01% 이상, 과도한 Nb(C, N) 생성에 의한 충격인성 저하를 방지하기 위하여 0.4% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

붕소는 경화능 증대에 효과적인 원소로 알려져 있으며, 미량 첨가에 의해 강도와 인성을 동시에 높이는 역할을 한다. 그러나, 붕소는 산소와 질소와의 결합력이 크기 때문에 알루미늄, 티타늄 등의 탈산제로 탈산하여 용강 중의 산소 함량이 50ppm 이하이거나, 용강 중의 질소 함량이 200ppm 이하인 경우 붕소 첨가효과가 나타난다. 또한, 붕소는 원자 형태로 구오스테나이트 결정입계에 우선 편석되어 결정입계 자유에너지를 감소시켜 인, 비소, 안티몬 등 불순물 원소들의 핵생성 장소를 없애므로써, 뜨임취성 저감에 효과적이며, 동시에 결정립계 강도를 높여 인성을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 본 발명강에서는 Cr₂₃C₆탄화물 중의 탄소원소를 일부 치환하여 Cr₂₃(C, B)₆형 탄화물을 형성하여 Cr₂₃C₆보다 더 높은 안정성을 나타낸다. 붕소 첨가량은 붕소 원소가 결정립계나 Cr₂₃C₆에 편석하여 붕소효과를 나타낼 수 있는 최소 함량인 0.00005% 이하, 다량 첨가시 나타나는 고온소성가공 중 균열현상을방지하기 위하여 최대 첨가량을 0.0150% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

질소는 탄소와 마찬가지로 고용강화와 석출강화에 기여하며 강도와 내마모성을 높이는 역할을 한다. 질소는 니오븀과 결합하여 질화물을 형성하며 질소의 첨가량이 많은 경우 크롬질화물(Cr₂N)을 형성하기도 한다. 반면, 질소의 첨가량이 너무 적으면 강도향상에 효과적인 Nb(C, N) 탄질화물 생성량이 감소하고, 과다하게 첨가되면 붕소질화물 형성으로 붕소 첨가 효과가 없어진다. 따라서, 본 발명합금에서 질소 첨가량은 0.0030~ 0.0200%의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 상기한 조성을 갖는 본 발명의 저합금강에 대한 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

용해는 대기 혹은 진공용해 방법을 적용한다. 진공용해를 할 때 질소 첨가는 질소 가스분위기에서 첨가하거나 질화크롬철을 사용하는 경우 아르곤과 같은 불활성 가스분위기에서 첨가한다. 또한, 붕소 원소는 탈산처리 및 질소 성분 조정 후 최종단계에서 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 용해 과정을 거쳐 제작한 강괴는 구리함유 NiCr 합금의 고온소성가공응력을 고려하여 최소 800℃ 이상 온도로 가열하고, 또한 구리, 텅스텐 및 붕소 원소의 복합 함유로 나타나는 입계생성 복합화합물의 액상화에 의한 균열발생을 방지하기 위하여 최대 1250℃ 이하 온도에서 열간가공한다. 열간가공 후 냉각 도중의 균열발생을 방지하기 위하여 노외에서 서냉하는 것이 좋다.

이후, 열간가공에서 발생된 응력제거 및 불균질한 미세조직의 균질화를 위하여, 불림처리를 행한다. 불림처리는 최대 2% 구리와 최소 0.01% 니켈이 복합 함유된 조성에서 최대 2% 구리 원소가 기지조직에 완전 고용되는 최소온도인 800℃ 이상 온도로 가열하고, 또한 가열온도가 높을 때 발생되는 입계조대화에 의한 충격인성 저하를 방지하기 위하여 최대 1050℃ 이하 온도에서 실시한 후 냉각한다. 바람직하게는 불림처리된 제품에 대한 냉각방법은, 제품의 크기에 따라 달라지는데, 예컨대 제품의 직경이 200mm 미만에서는 공냉을 하며, 200mm 이상에서는 중심부 경화를 위하여 유냉이나 수냉을 행하는 것이 바람직하다.

그 다음, 상기와 같이 불림처리된 제품은 내마모성과 내충격성을 동시에 확보하기 위하여 저온 뜨임처리를 실시한다. 뜨임처리는 구리 함유 NiCr 합금의 내충격성 부여를 위해 필요한 전위조직 회복과 과포화된 구리, 텅스텐, 탄소 원소들의 미세 석출물 생성을 위하여 최소 400℃ 이상 온도, 또한 미세 석출물의 재고용에 의한 내마모성 저하를 방지하기 위하여 최대 600℃ 이하의 온도에서 실시한다.

이와같이 제조된 본 발명의 NiCr합금은, 경도 38HRc 이상, 인장강도 127kgf/㎟ 이상, 충격에너지 20J 이상의 기계적 성질을 갖을 뿐만 아니라, 마모가 적기 때문에 내마모성과 내충격성이 동시에 요구되는 각종 성형롤이나 커터 등에 매우 적합하다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

[실시예]

표1은 본 발명에 따른 합금과 비교예에 따른 합금에 대한 화학 성분을 나타낸다.

발명강은 표1의 조성대로 진공유도용해로에서 용해하였다. 용해방법은, 먼저 용해로에 전해철 및 전해니켈을 장입하여 진공 속에서 용해하였다. 합금원소가 완전히 용해된 후, 알루미늄이나 티타늄으로 탈산처리를 하였다. 탈산처리 후 진공을 차단하고 진공유도용해로의 압력이 -17~ -15 in/Hg로 될 때까지 고순도의 아르곤 가스를 투입하였다. 아르곤 분위기에서 가탄제, 질화크롬철(Fe-N-Cr)의 순서대로 합금원소를 투입한 다음, 마지막 단계에서 전해망간, 규소철 및 붕소 등을 투입하였다. 투입한 합금원소가 완전히 용해되면, 10~ 30분 동안 유지후 용강을 금속주형에 주입하여 100Kg의 강괴를 만들었다. 이후, 강괴를 1100℃에서 직경 150mm의 봉상으로 열간단조하여 상온까지 공냉하였다. 단조 후 불림 열처리는 1000℃에서 제품 두께 25mm 당 1시간 유지한 후 노외에서 서냉하였다.

구분	화학조성(중량%)	비고
	C		Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo	W	Cu	Nb	V	Co	B	N
비교강1	0.25	0.28	1.00	0.009	0.004	1.5	3.6	0.35	-	-	-	-	-	-	-	Astralloy-V
비교강2	0.25	0.30	1.00	0.009	0.004	1.5	3.5	0.3	1.0	1.0	-	-	-	-	-
비교강3	0.15	0.30	1.00	0.009	0.004	1.50	3.50	0.30	-	-	0.29	-	-	0.003	0.005
비교강4	0.12	0.13	0.05	0.03	0.004	11.9	0.04	0.16	1.9	-	0.06	0.2	3.39	0.011	0.01
발명강1	0.20	0.20	0.80	0.009	0.004	1.2	3.0	0.2	0.5	0.5	0.07	-	-	0.001	0.005
발명강2	0.25	0.32	1.8	0.009	0.004	1.5	3.6	0.36	1.0	1.0	0.03	-	-	0.0005	0.005

표1에서 비교강1은 미국 Harsco사에서 생산하는 상용재료(상품명: Astralloy-V)로서, ASTM AISI 4340합금을 개량한 것이다. 또한, 비교강2은 텅스텐과 구리 원소가 추가로 첨가되었으며, 비교강3은 니오븀, 붕소, 질소를 추가로 첨가하고 대신 탄소 함량을 낮추었다. 또한, 비교강4는 바나듐, 코발트, 질소 원소를 추가하고, 대신에 탄소, 규소, 망간 함량을 낮추었으며, 텅스텐, 붕소 원소 함량은 약 2배 이상, 크롬 함량은 약 8배 이상 높였다.

반면, 발명강1은 텅스텐, 구리, 니오븀, 붕소, 질소를 추가하고, 대신 탄소와 니켈 성분은 낮추었다. 또한, 발명강2는 텅스텐, 구리, 니오븀, 붕소, 질소를 추가하고 망간 원소 함량을 높였다. 발명강들은 내충격성을 유지하면서 내마모성을 높이기 위하여 새로운 합금원소 추가 및 기존 성분 원소와의 최적 조성비를 유지한 것이다.

표2는 상기 표1의 강들을 각각 온도를 변화시켜 저온 뜨임처리 한 후의 기계적 성질과 마모정도를 측정한 결과치를 나타내고 있다.

기계적 성질 중 인장시험편은 ASTM E-8의 소형 시편 규격으로 제작하였고, 충격시험은 ASTM E-23에 따라 표준시험편 규격으로 제작하였다. 또한, 인장 및 충격시험편은 모두 단조방향에 평행한 방향에서 채취하였다.

구분	강종	뜨임온도(℃)	기계적 성질(Kgf/㎟)	마모정도
			항복강도	인장강도	연실율(%)	단면수축율(%)	충격흡수에너지(J)	경도(HRc)	중량(mg)	감량비(%)
비교예1	비교강1	450	118	138	15	58	40	42
비교예2		500	117	134	16	58	39	42	8.54	100
비교예3		550	107	119	18	65	70	36
비교예4	비교강2	450	119	144	15	55	37	44
비교예5		500	119	144	15	58	39	43	7.67	97.8
비교예6		550	115	134	16	60	61	42
비교예7	비교강3	450	121	139	13	49	24	43
비교예8		500	114	134	15	51	27	43	9.23	108.1
비교예9		550	108	121	16	56	36	37
비교예10	비교강4	450	116	137	18	58	-	-
비교예11		500	114	143	19	58	7	45	2.15	-
비교예12		550	119	144	16	59	-	-
발명예1	발명강1	450	111	144	14	47	27	44
발명예2		500	109	142	14	49	25	43	6.17	72.2
발명예3		550	111	135	16	53	34	42
발명예4	발명강2	450	115	149	13	47	23	45
발명예5		500	114	146	14	49	24	45	2.17	25.4
발명예6		550	114	135	16	54	42	42

표2에 나타난 바와 같이, 약 450℃에서 뜨임처리 후, 비교강들과 발명강들의 경도값은 유사한 반면, 인장강도는 차이가 있었다. 인장강도는 발명강2가 가장 높고, 비교강4가 가장 낮았다. 발명강2의 인장강도가 높은 이유는, 고용강화 및 석출강화에 기여하는 원소가 최적화되어 있으며, 발명강1에 비해 탄소, 망간 함량이 높기 때문이다. 발명강2는 인장강도가 높은 대신 충격에너지는 낮지만 성형롤 등에서 요구하는 기준은 만족한다. 비교강4의 강도가 낮은 것은 탄소 함량이 낮은데 원인이 있으며, 비교강3의 강도가 낮은 것은 탄소 함량 이외에 니오븀 함량 증가에 따라 NbC 형태의 조대 탄화물 석출, 텅스텐, 구리 등의 미첨가에 따른 고용강화 및 석출강화 효과가 감소하기 때문이다.

또한, 약 500℃에서 뜨임 처리 후, 비교강들과 발명강들의 경도값은 큰 차이가 없었다. 인장강도는 발명강2가 가장 높았고, 비교강1과 비교강3이 가장 낮았다.비교강4는 다른 강과 달리 뜨임온도가 높아짐에 따라 인장강도가 증가하였다. 이것은 이 온도구간에서 나타나는 W₂C상 석출에 의한 2차 경화 현상과 ε-Fe₃C 생성에 기인한 것이다. 충격에너지는 뜨임온도 450℃와 큰 차이가 없으며, 비교강4를 제외하고 모두 요구기준을 만족하였다. 비교강4의 충격에너지가 낮은 이유는 크롬, 텅스텐, 코발트 함량 증가에 따라 마르텐사이트 미세조직이 이 온도구간에서 뜨임 효과가 거의 발생하지 않기 때문이다.

또한, 약 550℃에서 뜨임 처리 후, 비교강1은 경도와 강도값이 다른 비교강과 발명강들보다 더 큰 폭으로 떨어지는 반면, 충격에너지는 큰 폭으로 높아졌다.이것은 비교강1의 경우 뜨임온도가 높아짐에 따라 주탄화물인 ε-탄화물이 기지조직에 재고용되고 따라서 기지조직 회복이 가속되기 때문에 나타나는 현상이다. 이에 반해, 나머지 비교강들과 발명강들은 텅스텐, 구리, 니오븀, 질소 등의 첨가에 의한 고용강화 효과와 ε-구리 석출물 생성으로 뜨임온도가 약 550℃까지 높아져도 비교강1과는 달리 석출물과 기지조직이 안정하기 때문에 높은 강도를 유지하였다. 이 뜨임온도에서는 비교강1의 경도 및 인장강도값이 내마모용 재료로 사용하기에는 낮은 반면, 비교강2, 4 및 발명강1은 경도, 강도, 인성을 모두 유지하였다.

한편, 비교강들과 발명강들에 대하여 약 500℃ 뜨임 처리 후 내마모용 재료의 사용조건을 모사하여 내마모시험을 행하고, 그 결과를 표2에 함께 나타내었다. 참고로, 비교강4는 약 500℃ 뜨임온도에서 충격에너지 기준을 만족하지는 못하지만 비교를 위하여 내마모성 시험에 포함시켰다. 표2에서 중량감소값은 50Kgf/㎟의 하중을 가한 상태에서 500rpm 회전속도로 200,000번 회전 후, 시험 전 중량과 시험 후 중량변화를 측정한 값이며, 감량비는 비교예2의 중량감량을 기준으로 설정하여 각각의 중량감량비를 계산한 값이다. 내마모성은 일반적으로 탄소 함량이 높고 열적으로 안정한 고경도의 미세한 탄화물이 균질하게 분포되어 있을수록 높아진다. 표2에 나타난 바와 같이, 내마모성이 가장 높은 것은 발명예5와 비교예11이나, 비교예11은 충격에너지값이 요구기준에 미달하고 있다. 발명예5의 경우 내충격성을 만족하면서 중량감량 기준의 내마모성 값이 비교예2보다 약 4배 높다. 이것은 기지조직에 고용되는 구리 원소의 함량을 고려한 적정 구리 원소 첨가로 미세한 ε-구리 입자가 기지조직 내에 생성되어 내마모성이 높아지고, 또한 ε-구리 입자가 미세 석출된 기지조직 내에 텅스텐 원자와 탄소 원자의 최적 조성으로 생성되는 고경도의 W₂C 입자를 고르게 분산시켜 내마모성이 더욱 높아졌기 때문이라 여겨진다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 NiCr합금은, 경도 38HRc 이상, 인장강도 127kgf/㎟ 이상, 충격에너지 20J 이상의 기계적 성질을 갖을 뿐만 아니라, 마모가 적기 때문에 내마모성과 내충격성이 동시에 요구되는 각종 성형롤이나 커터, 각종 기계장치의 축, 제지공업의 롤, 광산기계, 굴착기계 등에 매우 적합하다.

Claims (2)

1. 중량%로, C: 0.1~ 0.3%, Si: 0.04~ 1.5%, Mn: 0.04~ 2.0%, P: 0.04% 이하, S: 0.04% 이하, Cr: 0.5~ 3.0%, Ni: 0.01~ 5.0%, Mo: 0.1~ 1.0%, W: 0.1~ 3.0%, Cu: 0.1~ 2.0%, Nb: 0.01~ 0.4%, B: 0.00005~ 0.0150%, N: 0.0030~ 0.0200%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 내마모성과 내충격성이 우수한 Cu함유 NiCr 합금.
2. Cu함유 NiCr 합금의 제조방법에 있어서,

   중량%로, C: 0.1~ 0.3%, Si: 0.04~ 1.5%, Mn: 0.04~ 2.0%, P: 0.04% 이하, S: 0.04% 이하, Cr: 0.5~ 3.0%, Ni: 0.01~ 5.0%, Mo: 0.1~ 1.0%, W: 0.1~ 3.0%, Cu: 0.1~ 2.0%, Nb: 0.01~ 0.4%, B: 0.00005~ 0.0150%, N: 0.0030~ 0.0200%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되도록 용강을 Al, Zr, Ti 중에서 1종 이상의 원소를 사용하여 탈산처리하면서 대기 혹은 진공 중에서 용해하고, 강괴를 제조한 후, 800~ 1250℃의 온도범위에서 열간성형하고, 800~ 1050℃의 온도범위에서 불림처리한 다음, 400~ 600℃의 온도범위에서 뜨임처리를 행하는 것을 특징으로 하는 내마모성과 내충격성이 우수한 Cu함유 NiCr 합금의 제조방법.