KR20140020351A - 초-고강도 및 내마모성 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

초-고강도 및 내마모성 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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구오동 왕
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바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
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Abstract

본 발명은 하기 화학적 조성물을 포함하며: C: 0.205-0.25중량%, Si: 0.20-1.00중량%, Mn: 1.0-1.5중량%, P≤0.015중량%, S≤0.010중량%, Al: 0.02-0.04중량%, Ti: 0.01-0.03중량%, N≤0.006중량%, Ca≤0.005중량%，및 Cr≤0.70중량%, Ni≤0.50중량%, Mo≤0.30중량% 중 하나를 초과하고, 다른 조성물은 철 및 불가피한 불순물인 ≥HB420의 브리넬 경도를 갖는 고-강도 내마모성 강판을 제공한다. 상기 내마모성 강판의 제조방법은: 1150-1250℃의 온도에서 연속 주조 슬라브 또는 빌릿을 가열하는 단계, 그 다음 오스테나이트 재결정화 존에서 70% 이하의 총 감소율 및 860℃ 이하의 압연 최종 온도로 이를 압연시키는 단계; 온도 범위 Ms-145∼Ms-185℃로 Vmin∼50℃/초의 속도로 압연된 강판을 급속히 수-냉시키는 단계, 그 다음 대기 온도로 이를 공-냉시키는 단계를 포함한다. 6-25mm의 두께를 갖는 최종 강판은 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트 (5-10%)의 구조, ≥HB420의 경도, ≥1000MPa의 항복 강도, ≥18%의 연신율, ≥27J의 -40℃에서 Akv 및 우수한 냉 벤딩 특성을 가지며, 특히, 실질적으로 이의 내마모성을 개선시키고, 이에 의해 관련 산업에서 내마모성 강판에 대한 높은 요구를 충족시키는, 사용시 현저한 TRIP 효과를 갖는다.

Description

초-고강도 및 내마모성 강판 및 이의 제조방법 {STEEL PLATE WITH ULTRA-HIGH STRENGTH AND ABRASION RESISTANCE, AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF}
본 발명은 고-강도 강판, 특히 ≥HB420의 브리넬 경도 (Brinell hardness)를 갖는 고-강도 내마모성 (wear-resistant) 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
마모 (Wear)는 물질 손상의 주요 형태 중 하나이고, 이것은 놀랍게도 커다란 경제적 손실을 유발할 수 있다. 금속류 광산 (metallurgical mine), 농업 기계 및 석탄 산업과 같은 산업에서 사용된 다수의 장비들은 물질 마모 때문에 대부분 망가진다. 통계에 따르면, 산업 국가에서, 기계 장비 및 부품의 마모에 의해 유발된 경제적 손실은 총 국가 생산의 약 4%를 차지하고, 여기서 연마 마모 (abrasive wear)는 총 금속 마모의 50%를 차지한다. 중국에서, 년당 물질 마모에 의한 소비된 강 (steel)은 백만 톤 이상이고, 여기서 강판의 6만-8만 톤이 석탄 광산에서 스크래프 플레이트 컨베이어 (scrape plate conveyor)의 중간 홈 (middle grooves)에서만 1년에 소비된다.
강 (steel)의 중요한 타입으로, 고-강도 저-합금 내마모성 강 (steel)은, 광산 기계, 엔지니어링 기계, 농업 기계 및 철도 수송과 같은 분야에서 광범위하게 적용된다. 중국 산업의 급속한 발전과 함께, 다양한 기계 장비는 더욱 복잡해지고, 더욱 커지며, 더욱 경량화되었고, 이것은 이들 장비를 제조하기 위해 사용된 이러한 타입의 강 (steel)에, 더 높은 경도 및 강도뿐만 아니라, 우수한 인성 (toughness) 및 형성 성능을 요구한다. 최근 십 년 동안, 고-강도 내마모성 강 (steel)의 연구 및 적용은 매우 빠르게 발전하고 있다. 이러한 타입의 강 (steel)은 우수한 내마모성 및 전통적 구조 강판보다 몇 배 더 긴 이의 사용시간을 갖는, 고-강도 저-합금 용접가능한 강 (steel)을 기초로 발전되었고; 이의 제조 공정은, 일반적으로 압연 (rolling) 후 직접 퀀칭 및 템퍼링, 또는 강화를 위해 제어된 압연 및 제어된 냉각을 포함하는 것으로 단순하다.
지금, 고-강도 내마모성 강 (steel)의 분야에서, 중국 및 다른 나라들에서의 다수의 연관된 특허 및 특허 출원이 있다. 초-고강도 저-탄소 (0.205-0.25%) 내마모성 강 (steel)과 관련하여, 특허 JP1255622A, JP2002020837A, CN101469390, CN101186960A 및 CN101775545A에서는 Nb, V 또는 B를 첨가, 및 특허 JP2002020837A, JP2002194499A, CN1208776A, CN101469390A, CN101186960A 및 CN101775545A에서는 많은 비싼 합금 원소를 첨가하는 것이 필수적이다. 이들 특허의 대부분의 공정에 대하여, 퀀칭 (DQ 또는 오프라인 가열 및 퀀칭) + 오프라인 템퍼링은 채택되고, 이에 의해 최종 강판의 -40℃에서 저-온 충격치 (impact value)는 높지 않고, 즉, 주로 17-50J 사이인데, 이것은 사용자의 요구를 충족시킬 수 없다.
Sweden SSAB에 의해 생산된 Hardox 400 내마모성 강판 (4-32mm) (C≤0.18, Si≤0.70, Mn≤1.6, P≤0.025, S≤0.010, Ni≤0.25, Cr≤1.0, Mo≤0.25, B≤0.004)는, HBW370-430 사이의 경도, 및 우수한 내마모성을 갖는, 낮은 함량의 비싼 합금 원소를 함유한다. 20mm 두께의 강판은 통상적으로 1000MPa의 항복 강도, 16%의 A50, 및 45J의 -40℃에서 횡방향 (longitudinal) Akv를 갖는다. 비록 이의 경도, 강도 및 내마모성이 높을지라도, 이의 표준 및 물리적 충격치들 모두는 높지 않고, 이것은 사용시에 TRIP (자가 경화 (hardening)) 효과가 없다.
현재, TRIP 효과를 갖는 고-강도 내마모성 중 강판 (medium steel plate)을 제공하는 것이 필요하다.
본 발명의 목적은 ≥HB420의 브리넬 경도를 갖는 고-강도 내마모성 중 강판, 특히 6-25mm의 두께를 갖는 강판을 제공하는 데 있다.
전술된 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 중 강판은, 하기 화학적 조성물을 포함한다: C: 0.205-0.25중량%, Si: 0.20-1.00중량%, Mn: 1.0-1.5중량%, P≤0.015중량%, S≤0.010중량%, Al: 0.02-0.04중량%, Ti: 0.01-0.03중량%, N≤0.006중량%, Ca≤0.005중량%，및 Cr≤0.70중량%, Ni≤0.50중량%, Mo≤0.30중량% 중 하나를 초과하고, 다른 조성물은 철 (Ferrum) 및 불가피한 불순물이다.
상기 강판의 구조는 마르텐사이트 (martensite) 및 잔여 오스테나이트 (austenite)로 이루어지고, 여기서 상기 잔여 오스테나이트는 5-10%를 차지한다.
본 발명의 또 다른 목적은, 하기 단계를 포함하는, ≥HB420의 브리넬 경도를 갖는 고-강도 내마모성 강판을 제조하는 방법을 제공하는 데 있다:
(1) 진공 탈가스 처리 후, 용융 강 (steel)을 연속-주조 또는 다이-캐스팅시키는 단계, 및 만약 상기 용융 강 (steel)이 다이-캐스팅된다면, 빌릿 (billet)으로 이를 블로밍 (blooming)시키는 단계;
(2) 1150-1250℃의 온도에서 연속 주조 슬라브 또는 빌릿을 가열하는 단계, 그 다음 오스테나이트 재결정화 존에서 70% 이하의 총 감소율 및 860℃ 이하의 압연 최종 온도로 이를 단일-통과 또는 다중-통과 압연시키는 단계;
(3) 온도 범위 Ms-145∼Ms-185℃로 Vmin∼50℃/초의 속도에서 압연된 강판을 급속히 수-냉시키는 단계, 그 다음 대기 온도로 이를 공-냉시키는 단계, 여기서 경화 지수 (hardening index) P는 식 (1) P=2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+0.45Cu+2Mo에 따라 계산되고, 마르텐사이트를 얻기 위한 임계 냉각 속도 Vmin는 식 (ii) lgVmin=2.94-0.75P에 따라 계산되며, 마르텐사이트 Ms를 형성하는 출발 온도는 식 (iii) Ms= 561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo에 따라 계산된다.
본 발명자들은, 내마모성 강판의 구조에서, 잔여 오스테나이트의 함량이 특정 값 (예를 들어, ≥5%)을 차지하는 경우, 상기 강판이, 실질적으로 상기 표면의 경도 및 내마모성을 개선할 수 있는, 확실한 TRIP 효과를 나타낼 수 있는 것을 발견하였다. TRIP는 "TRansformation Induced by Plasticity"에 대한 약어이고, 상기 TRIP 효과는, 강판이 충격 하중에 펀칭되거나 놓인 경우, 그 내부의 잔여 오스테나이트가, 또 다른 변형에 저항하도록 급속하게 경화되는 변형된 부분을 유발시키고, 동시에 인접한 위치에 변형 부분을 이동시키며, 이에 매우 높은 연신율 (elongation), 즉 가소성 (plasticity)을 얻는, 마르텐사이트로 상-변화될 수 있는 것을 의미한다. 내마모성 강판에 대하여, 이것이 다른 물질에 의해 마찰로 충격받거나 또는 변형된 경우, 상기 변형된 부분에서 잔여 오스테나이트는 물질 충격 또는 마찰 변형에 의해 오는 에너지를 소비하여, 마르텐사이트로 전환되고, 이는 연마 손실 (abrasion loss)을 감소시키고 이의 내마모성을 개선시킨다. 종래의 내마모성 강판의 구조는 주로 마르텐사이트 또는 바이나이트 (bainite) 및 약간의 잔여 오스테나이트이고, 잔여 오스테나이트의 양이 적기 때문에, TRIP 효과는, 예를 들어, Sweden SSAB에 의해 생산된 Hardox400 내마모성 강판에서 발생하지 않을 수 있다.
본 발명은, 강판의 합금 비용을 크게 감소시키는, 즉 합금 비용에서 현저한 장점을 갖는, 적절한 탄소 함량, 값싼 합금 원소 Si 및 Mn, 및 Cu, Nb, V, B 및 이와 유사한 것이 없는, 약간의 비싼 합금 원소들 Cr, Ni 및 Mo을 채택한다. 압연에 관하여, 이것은 압연기 (rolling mill)의 하중을 감소시키는, 비-재결정화 존 (zone)을 제어된 압연을 할 필요가 없고, 이것은 온도 범위 Ms-145∼Ms-185℃로 Vmin∼50℃/초의 속도에서 압연된 강판을 급속히 수-냉시키는 것이 단지 요구되고, 그 다음 대기 온도로 이를 공-냉시킨다. 6-25mm의 두께를 갖는 강판의 구조는 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트 (5-10%)이고, 이것은 ≥HB420의 경도, ≥1000MPa의 항복 강도, ≥18%의 연신율 (elongation), ≥27J의 -40℃에서 Akv 및 우수한 냉 벤딩 특성을 가지며, 특히, 실질적으로 상기 표면 경도 및 내마모성을 개선시키고, 이에 의해 관련 산업에서 내마모성 강판에 대한 높은 요구를 충족시키는, 사용시 현저한 TRIP 효과 갖는다.
도 1은 본 발명에 따라 온라인 급속 냉각 및 공냉에 의해 얻어진 최종 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트의 공정 흐름의 개략도이고, 여기서 Temp은 온도를 나타내고; R.T는 대기 온도를 나타내며; Bs는 바이나이트 전환의 출발 온도를 나타내고; Bf는 바이나이트 전환의 최종 온도를 나타내며; Ms는 마르텐사이트 전환의 출발 온도를 나타내고; B-UTC는 초-고속 냉각을 나타낸다.
도 2는 본 발명에 따른 구현 예 3의 15mm의 두께를 갖는 초-고강도 강판의 통상적 금속조직 구조의 사진이다.
도 3은 운반되고 사용된 경우에 본 발명 및 종래의 강 (steel) 사이에 경도 변화 경향을 비교한 개략도이다.
이하, 본 발명은 구현 예들을 참조하여 상세하게 기술될 것이다.
본 발명에 있어서, 특별한 언급이 없는 한, 본 발명의 함량은 항상 중량 퍼센트를 나타낸다.
≥HB420의 브리넬 경도를 갖는 고-강도 내마모성 중 강판, 특히, 6-25mm의 두께를 갖는 중 강판을 제공하는 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 기본적 화학 성분을 선택하고, 아래와 같이 이의 함량은 제어하며, 그 이유는 잘 설명되었다.
탄소: 탄소는 강판의 강도를 보장하기 위한 주요 원소이다. 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트로 주로 구성된 강판을 얻기 위하여, 탄소는, 상기 강판의 경화성 (hardenability)을 상당하게 개선할 수 있는, 가장 중요한 원소이다. 오스테나이트에서 탄소의 높은 용해도 때문에, 이것은 오스테나이트의 높은 안정성, 및 상기 강 (steel)의 더 낮은 Ms 점을 유지할 수 있고, 이것은 특정 양의 잔여 오스테나이트를 얻는데 좋다. 동시에, 탄소의 증가는 강도 및 경도의 개선 및 가소성의 감소를 유발할 수 있고, 만약 상기 강판이 고강도 및 인성 및 약 5-10%의 잔여 오스테나이트가 필요하다면, 상기 탄소 함량은 너무 낮지 않을 수 있다. 전술된 요인을 광범위하게 고려하여, 본 발명에서 HB420의 경도를 위하여, 0.205-0.25%의 탄소 함량이 적절하다. 바람직하게는 탄소 함량은 0.205-0.245%이다.
규소 (Silicon): 강 (steel)에 규소의 첨가는 강 (steel)의 탈산소 및 순도를 개선할 수 있다. 강 (steel)에서 규소는 고용체 (solid solution) 강화에 기여하고, 오스테나이트에서 규소의 높은 용해도 때문에, 규소의 증가는, 특히, 강판이, 바이네이트 온도 범위로 온라인 직접 퀀칭되고 재가열된 후, 템퍼링된 경우, 강 (steel)의 강도 및 경도를 증진시키고 오스테나이트의 안정성을 개선시키는 데 좋고, 이것은 마르텐사이트에서 탄화물 (carbides)을 석출하고 잔여 오스테나이트로 탄소 분산을 증진시킬 수 있어, 잔여 오스테나이트에서 탄소 함량을 증가시키고, 상기 오스테나이트는 대기 온도까지 전환 없이 안정화되며, 대기 온도에서 상기 강판은 템퍼링된 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트의 화합된 구조를 얻고, 이것은 사용시에 TRIP 효과를 가지며, 이에 의해 내마모성을 개선시킨다. 그러나 과량의 규소는 강 (steel) 인성의 감소를 유발할 수 있고, 과량의 규소를 갖는 상기 강판이 가열된 경우, 이의 산화 스킨 (oxide skin)은 높은 점성을 갖을 수 있고, 상기 강판이 로 (furnace)로부터 나간 이후에 벗겨내는 것이 어렵고, 이에 의해 상기 압연된 강판 상에 과량의 적색 산화물 스킨을 결과하는데, 즉 상기 표면 품질은 나쁘며; 게다가, 상기 과량의 규소는 강판의 용접성에 또한 유해할 수 있다. 전술된 요인 모두를 고려하여, 본 발명에서 규소의 함량은 0.20-1.00%이다. 바람직하게는, 상기 규소 함량은 0.20-0.99%이다.
망간: 망간은 오스테나이트 구조를 안정화하는데 사용되고, 이의 능력은 합금 원소 니켈을 제외하면 가장 우수하다. 이것은 오스테나이트 구조를 안정화시키고, 합금을 강화시키기 위한 저렴한 원소이다. 동시에, 망간은 강 (steel) 경화성을 개선시킬 수 있고, 마르텐사이트를 형성하는 임계 냉각 속도를 감소시킬 수 있다. 그러나, 망간은 높은 분리 (segregation) 경향을 갖고, 그래서 이의 함량은 일반적으로, 저-탄소 미세합금된 강 (steel)에서 2.0% 이하로, 매우 높지않을 수 있다. 첨가된 상기 망간의 양은 대부분 상기 강 (steel)의 강도 수준에 의존한다. 본 발명에서 망간 함량은 1.0-1.5% 내로 제어될 수 있다. 더구나, 강 (steel)에서 알루미늄과 함께 망간은 탈산소에 기여한다. 바람직하게는, 망간 함량은 1.11-1.45%이다.
황 및 인: 강 (steel)에서, 황, 망간, 및 이와 유사한 것은 가소성 함유물 (plastic inclusion), 황화 망간으로 결합되고, 이것은 이의 횡방향 연성 (ductility) 및 인성에 유해하고, 따라서 상기 황 함량은 가능한 한 적을 수 있다. 강 (steel)에서 상기 원소, 인은 유해한 원소 중 하나이고, 이것은 강판의 연성 및 인성을 심각하게 손상시킨다. 본 발명에 있어서, 황 및 인 모두는 가능한 한 적을 수 있는 불가피한 불순물 원소이다. 실제 강 제조 조건의 관점에서, 본 발명은 P가 ≤0.015%이고, S는 ≤0.010%인 것을 요구한다. 바람직하게는, P의 함량은 ≤0.009%이고, S의 함량은 ≤0.004%이다.
알루미늄: 본 발명에 있어서, 알루미늄은 강한 탈산소 원소로서 작용한다. 가능한 한 적은 산소 함량을 보장하기 위하여, 상기 알루미늄 함량은 0.02-0.04% 내로 제어될 수 있다. 탈산소 후, 잔여 알루미늄은 강도를 개선할 수 있고, 열 처리 동안 오스테나이트 입자를 정련 (refine)할 수 있는 AlN 석출을 형성하기 위해 강 (steel)에서 질소와 결합된다. 바람직하게는, 상기 알루미늄 함량은 0.021-0.039%이다.
티타늄: 티타늄은 강한 탄화물-형성 원소이다. 강 (steel)에서 미량의 Ti의 첨가는 N을 안정화시키는데 좋고, 형성된 TiN은 오스테나이트 입자의 빌릿을 만들 수 있고, 가열되는 동안, 너무 많은 조대화 (coarsening) 없이, 반면에 원래의 오스테나이트 입자를 정련한다. 강 (steel)에서, 티타늄은 TiC, TiS, Ti4C2S2 및 이와 유사한 것을 형성하기 위하여 각각 탄소 및 황과 결합될 수 있고, 이것은 함유물 및 2차-상 입자 (second-phase particles)의 형태로 존재한다. 지금까지, 미량 티타늄 처리는 대부분 고-강도 저-탄소 강 (steel)에 대한 전통적 공정이었다. 본 발명에 있어서, 상기 티타늄 함량은 0.01-0.03% 내로 제어된다. 바람직하게는, 상기 티타늄 함량은 0.013-0.022%이다.
크롬: 크롬은 강 (steel)의 템퍼링 내성 및 경화성을 증진한다. 크롬은 오스테나이트에서 우수한 용해도를 나타내고, 상기 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 퀀칭 후, 이의 많은 양이 마르텐사이트에서 용해되고, 후속하는 템퍼링 공정에서, 강 (steel)의 강도 및 경도를 개선시키는, Cr23C7, Cr7C3과 같은 탄화물을 석출시킨다. 강 (steel)의 강도 수준을 유지하기 위하여, 크롬은 부분적으로 망간으로 대체될 수 있고, 이의 분리 경향을 약화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서, 0.70% 이하의 크롬은 첨가될 수 있다. 바람직하게는, 크롬 함량은 0.35-0.65%이다.
니켈: 니켈은 강도를 개선시키는 현저한 효과는 없이, 오스테나이트를 안정화시키기 위해 사용된 원소이다. 강 (steel), 특히 퀀칭 및 텀퍼링된 강 (steel)에 니켈의 첨가는 인성, 특히 이의 저-온 인성을 증진시킬 수 있지만, 이것은 비싼 합금 원소이고, 그래서 본 발명은 0.50% 이하의 니켈을 첨가할 수 있다. 바람직하게는, 상기 니켈 함량은 0.16-0.40%이다.
몰리브덴: 몰리브덴은 입자를 상당히 정련할 수 있고, 강 (steel)의 강도 및 인성을 개선시킬 수 있다. 이것은 강 (steel)의 템퍼링 취성 (brittleness)을 감소시키는 반면, 이의 매트릭스를 현저하게 강화시킬 수 있는, 템퍼링 동안 매우 미세한 탄화물을 석출시킨다. 몰리브덴이 매우 비싼 전략적 합금 원소의 종류이기 때문에, 본 발명에서는, 0.30% 이하의 몰리브덴이 첨가된다. 바람직하게는, 몰리브덴 함량은 0.18-0.24%이다.
칼슘: 강 (steel)에서 칼슘의 첨가는, 주로, 황화물의 형태를 변화시키고, 이에 의해 상기 강 (steel)의 횡방향 성능을 개선시킨다. 매우 낮은 황 함량을 갖는 강 (steel)에 대하여, 칼슘 처리는 필수적이지 않을 수 있다. 상기 칼슘의 함량은 0.005% 이하이다. 바람직하게는, 칼슘 함량은 0.001-0.003%이다.
질소: 본 발명은 미세합금 원소 Nb 및 V를 함유하지 않고, 강화된 형태들은 상-변화 강화 및 템퍼링된 탄화물 석출 강화들이다. 60ppm 이하의 질소는, 블랭크 (blank)를 가열한 경우, 그 내부에서 상기 오스테나이트 입자가 너무 많이 조대화되지 않는 것을 보장할 수 있게, 0.01-0.03% 티타늄을 안정화시킬 수 있고 TiN을 형성할 수 있다. 본 발명에 있어서, 상기 질소 함량은 ≤0.006%이다. 바람직하게는, 질소 함량은 0.0033-0.004%이다.
본 발명에 있어서, 탄소, 니켈과 같은 원소의 첨가는, 오스테나이트의 안정성을 개선할 수 있고, 퀀칭된 강 (steel)에서 잔여 오스테나이트의 함량을 증가시킬 수 있으며, 이것은 TRIP 효과를 얻기 위한 강 (steel)에 대해 좋다. 게다가, 템퍼링 없이 최종 냉각 온도를 조절하는 공정은 또한 잔여 오스테나이트 함량을 증가시킨다.
하기 공정은 본 발명의 산물에 영향을 미칠 수 있다:
벳서머라이징 (Bessemerizing) 및 진공 처리: 이의 목표는 용융 강이 기본 성분을 함유하고, 그 내부에 산소, 수소와 같은 유해한 가스를 제거하며, 이들을 조정하기 위해, 망간, 티타늄과 같은 필수 합금 원소를 첨가하는 것을 보장하는 것이다;
연속 주조 또는 다이 캐스팅: 이의 목표는 블랭크 (blank)가 균일한 내부 성분 및 우수한 표면 품질을 갖는 것을 보장하는 것이고, 여기서 다이 캐스팅에 의해 형성된 정적 잉곳 (static ingot)은 빌릿 (billets)으로 압연되는 것이 필요하다;
가열 및 압연: 1150-1250℃의 온도에서 연속 주조 슬라브 (slab) 또는 빌릿을 가열하는 것은, 한편으로는 균일한 오스테나이트 구조를 얻고, 다른 한편으로는 니오븀, 티타늄, 크롬, 몰리브덴과 같은 합금 원소의 화합물을 부분적으로 용해시킨다;
70% 이하의 총 감소율, 및 860℃ 이하 (바람직하게는, 860-890℃)의 상기 압연 최종 온도로, 오스테나이트 재결정화 온도 범위에서 단일-통과 또는 다중-통과 압연;
급속 냉각: 식 (i)에 따라, 경화 지수 P를 계산하고, 식 (ii)에 따라 계산, 마르텐사이트를 얻기 위한 임계 냉각 속도 Vmin을 계산하며, 그 다음 식 (iii)에 따라, 마르텐사이트 Ms를 형성하는 출발 온도를 계산.
Ms-145∼Ms-185℃ 온도 범위로 Vmin∼50℃/초 (바람직하게는 16-50℃/초)의 속도에서 압연된 강판을 수-냉시키고, 그 다음 대기 온도에서 이를 공-냉시킨다.
금속 냉각 동안, 대부분 합금 원소는 마르텐사이트로 용해되고, 최종 냉각 온도의 제어 때문에, 상기 구조는, 예를 들어, 5-10%의 잔여 오스테나이트의 특정 양을 유지한다. 상기 잔여 오스테나이트는 사용시 강판이 TRIP 효과를 얻는 것을 보장한다.
본 발명에 있어서, 적절한 성분 설계, 제어된 압연, 급속 냉각, 제어 최종 냉각 온도 공정을 사용하여, 상기 강판은 미세-입자, 상-변화, 및 석출 강화된다. 도 1은 강판 구조의 공정 제어의 개략도이다. 상기 강판의 최종 구조는 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트가 존재하고, 예를 들어, 도 2는 15mm 두께의 강판의 통상적 구조를 나타낸다. 6-25mm의 두께를 갖는 최종 강판은 ≥HB420의 경도, ≥1000MPa의 항복 강도, ≥18%의 연신율, ≥27J의 -40℃에서 Akv 및 우수한 냉 벤딩 특성을 가지며, 특히, 실질적으로 이의 표면 강도, 경도 및 내마모성을 개선시키고, 이에 의해 관련 산업에서 내마모성 강판에 대한 높은 요구를 충족시키는, 사용시 현저한 TRIP 효과를 갖는다. 도 3은 사용시 상기 강판의 표면 경화 효과의 개략도이다.
전술된 성분 설계 및 공정 제어 방법을 사용하여 만들어진 고-강도 내마모성 중 강판은, 다양한 산업에서 부재를 생산하기 위해 사용된다. 상기 강판이 현저한 TRIP 효과를 갖기 때문에, 이것은, 형상 기계의 사용자에게 편리한, 운반시 낮은 경도를 특징으로 하고, 사용시, 이의 경도가 크게 개선된 이의 내마모성으로, 실질적으로 개선될 수 있다.
구현 예
이하, 본 발명은 구현 예들을 참조하여 상세하게 기술할 것이다. 이들 구현 예는 본 발명의 최적 형태이지만, 이에 본 발명의 범주가 제한되는 것은 아니다. 표 1은 구현 예들의 강판의 화학적 성분, 탄소 당량 및 최소 냉각 속도를 나타내고, 표 2는 이의 공정 파라미터를 나타내며, 표 3은 구현 예들에 의해 얻어진 최종 강판의 특성을 나타낸다.
구현 예 1
진공 탈가스 후, 표 1의 매칭 비 (matching ratio)에 따라 용해된 용융 강 (steel)은, 연속-주조 또는 다이-캐스팅되어, 80mm 두께의 슬라브를 얻는다. 상기 슬라브는 1200℃에서 가열되고, 6mm의 두께를 갖는 강판으로 오스테나이트 재결정화 온도 범위에서 다중-통과 압연되며, 여기서 총 감소율은 94%이고, 압연 최종 온도는 890℃이며; 그 다음 50℃/초의 속도로 250℃로 냉각되고, 이후에 상기 강판은 대기 온도로 공-냉된다.
구현 예 2-6의 공정 흐름은 구현 예 1의 공정과 유사하고, 상세한 성분 및 이의 공정 파라미터는 표 1 및 표 2에서 나타낸다. 상기 구현 예들에서 최종 강판의 특성은 표 3에 나타낸다.
본 발명의 구현 예 1-6에서 마르텐사이트를 얻기 위한 화학 성분, Ceq (wt%) 및 임계 냉각 속도 Vmin (℃/초)
구현예 C Si Mn P S Al Ni Cr Mo Ti Ca N Ceq* Vmin
1 0.205 0.35 1.35 0.007 0.003 0.025 0.20 0.45 0.18 0.015 0.0038 0.57 6
2 0.214 0.45 1.45 0.008 0.003 0.021 0.16 0.35 0.22 0.022 0.004 0.58 5
3 0.228 0.20 1.11 0.007 0.003 0.039 0.23 0.55 0.21 0.015 0.0035 0.58 7
4 0.20 0.99 1.38 0.007 0.003 0.026 0.20 0.47 0.20 0.018 0.0036 0.58 5
5 0.232 0.25 1.20 0.008 0.003 0.036 0.38 0.60 0.19 0.014 0.002 0.0033 0.62 5
6 0.245 0.30 1.19 0.008 0.003 0.029 0.40 0.65 0.24 0.013 0.002 0.0039 0.64 3
* Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/14
본 발명의 구현 예 1-6에서 가열, 압연, 및 냉각-관련 공정 파라미터 및 강판 두께
구현 예 가열온도
/℃		 압연 최종 온도 /℃ 감소율
/%		 냉각속도
/℃/초		 최종 냉각 온도 /℃ 판 두께
/mm
1 1150 890 94 50 250 6
2 1150 870 88 36 255 10
3 1250 860 80 25 280 1
4 1150 860 80 22 270 15
5 1200 860 75 22 255 20
6 1150 860 70 18 235 25
시험 1: 강판의 기계적 특성
대기 온도에서 GB/T228-2002 금속성 물질-인장 시험, GB 2106-1980 금속성 물질-샤르피 v-노치 손상 (Charpy v-notch impact) 시험에 따라, 기계적 특성, 즉 항복 강도, 인장 강도, 연신율 및 -40℃에서 충격 인성 및 이와 유사한 것은 측정되고, 이의 결과는 표 3에 나타낸다.
시험 2: 경도
GB/T 231.1-2009 시험에 따라, 본 발명에서 구현 예 1-6의 브리넬 경도는 측정되고, 그 결과를 표 3에 나타낸다.
본 발명의 강판의 기계적 특성
구현 예 경도
/HB		 항복 강도
/MPa		 인장 강도 /MPa 연신율
A50 /%		 -40℃Akv
충격 인성/J		 횡방향 냉 벤딩 d=2a,180° 구조
1 420 1035 1345 19.3 31 통과 M+AR
2 425 1045 1360 19 42 통과 M+AR
3 430 1055 1385 20 55 통과 M+AR
4 440 1065 1410 20 63 통과 M+AR
5 455 1110 1455 19 58 통과 M+AR
6 460 1150 1480 18.5 61 통과 M+AR
M: 마르텐사이트
AR: 5-10%의 잔여 오스테나이트,
시험 3:
본 발명에서 구현 예들의 강 (steel) 금속조직 구조는 광학 현미경에 의해 측정되고, 그 결과는 표 3에 나타낸다. 모든 구현 예들의 강판의 금속조직 구조는 마르텐사이트 및 5-10% 잔여 오스테나이트이다.
도 2는 본 발명에서 구현 예 3의 15mm의 두께를 갖는 초-고강도 강판의 통상적 금속조직 구조 사진이다. 도 2에서와 유사한 금속 조직 구조는 다른 구현 예로부터 얻어질 수 있다.
시험 4: 횡방향 냉 벤딩 특성
GB/T 232-2010 금속성 물질-벤드 시험에 따라, 구현 예 1-6에서 강판은 d=2a, 180°에 대해 횡방향으로 냉-벤트되고, 그 결과를 표 3에서 나타낸다.
시험 5: 용접 성능시험
GB4675.1-84 경사 Y-노치 용접 균열 시험 (Inclined Y-notch welding crack test)에 따라, 본 발명에서 구현 예 6의 용접 성능은 평가되고, 그 결과를 표 4에 나타낸다. 구현 예 6의 강판이 예열 온도 75℃의 조건하에서 용접된 후 균열이 없다는 것을 표 4로부터 알 수 있고, 이것은 본 발명의 강판이 우수한 용접 성능이 있다는 것을 의미한다.
본 발명에서 구현 예 6의 작은 강 (steel) 그라인딩 시험의 결과
No. 표면 균열율 /% 루트 균열율 /% 섹션 균열율 /% 예열 온도 대기 온도 상대 습도
1 0 0 0

75℃

30℃

60%
2 0 0 0
3 0 0 0
4 0 0 0
5 0 0 0
다른 구현 예에 있어서, 동일한 결과는 얻어질 수 있고, 즉, 표면 균열율 (%), 루트 균열율 (root crack rate) (%), 및 섹션 균열율 (%) 모두 0이다.
시험 6: 내마모성 시험
내마모성 시험은 MG2000 입자-연마 시험 기계에서 수행된다. 5.0mm의 직경 및 20mm의 길이를 갖는 원통형 샘플은 마찰 디스크 (frictional disk)에 배치되고 원형으로 회전된다. 상기 마찰 디스트 상에, 10#의 연마지는 부착되고, 30N의 하중 압력 하에서 핀은 마찰 소모에 대해 시험된다. 상기 샘플은 0.8m/s의 상대 속도, 200mm의 마찰 거리, T=25℃ 시험 온도를 갖는다. TG328A 광전기 분석 균형은 측량을 위해 사용되고, 시험 전 및 후에 핀의 중량에 손실은 마모 손실을 나타낸다.
본 발명의 구현 예 2 및 스웨덴 SSAB에 의해 생산된 내마모성 강 (steel) HARDOX400 사이에 내마모성에 대한 비교시험은 수행된다. 구현 예 2 및 기준으로서 구현 예 2를 취한, 비교 물질 사이의 경도의 차이가 있기 때문에, (HB405의 경도를 갖는) HARDOX400 내마모성 강판의 경도 및 마모 손실은 절대 마모 손실, 경도 차이 및 마모 손실 차이에 의해 전환되고, 나타내며, 이를 표 5에 나타낸다. 스웨덴 SSAB에 의해 생산된 것과 비교하여, 본 발명의 초-고강도 내마모성 강판은 내마모성 상에 개성 정도 (약 30%)를 갖는 것을 표 5로부터 알 수 있다.
구현 예 2 및 내마모성 강 (steel) HARDOX400 사이의 내마모성의 비교 결과
강 등급
(경도)		 시험 온도 마모 시험 조건 마모 손실
（mg）		 경도 차이 /% 마모 손실 차이 /%
구형 예 2（HB425） 대기 온도
25℃		 100# 연마지, 30N 하중，
회전 속도 0.8m/s,
마찰 거리 200m		 24 0 0
HARDOX400（HB405） 34 -5 +42
다른 구현 예에 있어서, 얻어진 상기 강판의 내마모성은 스웨덴 SSAB에 의해 생산된 HARDOX400 강판 (이것의 경도는 HB400이다)보다 더 우수하다.
상기 구현 예들로부터 알 수 있는 바와 같이, 전술된 적절한 성분 설계 및 공정 파라미터를 사용하여, 두께 6-25mm를 갖는 템퍼링된 강판은 ≥HB420의 경도, ≥1000MPa의 항복 강도, A50≥18%의 연신율, ≥27J의 -40℃에서 Akv 및 우수한 냉 벤딩 특성을 가지며, 이의 구조는 마르텐사이트 및 잔여 오스테나이트 (5-10%)가 존재한다. 수입된 HB400 내마모성 강판과 비교하여, 우수한 용접 성능 및 내마모성을 약 30% 만큼 개선시킨다. 특히, 형상 기계의 사용자를 위해 편리한, 운반시 상기 강판은 저 경도를 특징으로 하고, 사용시, 상기 강판이 현저한 TRIP 효과를 가지기 때문에, 이의 표면 강도, 경도, 및 이의 내마모성은 실질적으로 개선될 수 있고, 이에 의해 관련 산업에서 내마모성 강판에 대한 높은 요구를 충족시킨다.

Claims (20)

  1. 하기 화학적 조성물을 포함하며: C: 0.205-0.25중량%, Si: 0.20-1.00중량%, Mn: 1.0-1.5중량%, P≤0.015중량%, S≤0.010중량%, Al: 0.02-0.04중량%, Ti: 0.01-0.03중량%, N≤0.006중량%, Ca≤0.005중량%，및 Cr≤0.70중량%, Ni≤0.50중량%, Mo≤0.30중량% 중 하나를 초과하고, 다른 조성물은 철 및 불가피한 불순물인 내마모성 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 탄소 당량 Ceq은 0.57-0.64인 내마모성 강판.
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    C는 0.205-0.245중량%인 내마모성 강판.
  4. 청구항 1 내지 3 중 어느 한 항에 있어서,
    Si는 0.20-0.99중량%인 내마모성 강판.
  5. 청구항 1 내지 4 중 어느 한 항에 있어서,
    Mn은 1.11-1.45중량%인 내마모성 강판.
  6. 청구항 1 내지 5 중 어느 한 항에 있어서,
    P는 ≤0.009중량%인 내마모성 강판.
  7. 청구항 1 내지 6 중 어느 한 항에 있어서,
    S는 ≤0.004중량%인 내마모성 강판.
  8. 청구항 1 내지 7 중 어느 한 항에 있어서,
    Al은 0.021-0.039중량%인 내마모성 강판.
  9. 청구항 1 내지 8 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti는 0.013-0.022중량%인 내마모성 강판.
  10. 청구항 1 내지 9 중 어느 한 항에 있어서,
    N은 0.0033-0.004중량%인 내마모성 강판.
  11. 청구항 1 내지 10 중 어느 한 항에 있어서,
    Ca는 0.001-0.003중량%인 내마모성 강판.
  12. 청구항 1 내지 11 중 어느 한 항에 있어서,
    Cr은 0.35-0.65중량%인 내마모성 강판.
  13. 청구항 1 내지 12 중 어느 한 항에 있어서,
    Ni는 0.16-0.40중량%인 내마모성 강판.
  14. 청구항 1 내지 13 중 어느 한 항에 있어서,
    Mo는 0.18-0.24중량%인 내마모성 강판.
  15. 청구항 1 내지 14 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 내마모성 강판의 구조는 템퍼링된 마르텐사이트 및 5-10% 잔여 오스테나이트인 내마모성 강판.
  16. 청구항 1 내지 15 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 내마모성 강판의 두께는 6-25mm인 내마모성 강판.
  17. 청구항 1 내지 16 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 내마모성 강판의 브리넬 경도는 ≥HB420인 내마모성 강판.
  18. 진공 탈가스 처리 후, 용융 강을 연속-주조 또는 다이-캐스팅시키는 단계, 및 만약 상기 용융 강이 다이-캐스팅된다면, 빌릿으로 이를 블로밍시키는 단계;
    1150-1250℃의 온도에서 연속 주조 슬라브 또는 빌릿을 가열하는 단계, 그 다음 오스테나이트 재결정화 존에서 70% 이하의 총 감소율 및 860℃ 이하의 압연 최종 온도로 이를 단일-통과 또는 다중-통과 압연시키는 단계;
    온도 범위 Ms-145∼Ms-185℃로 Vmin∼50℃/초의 속도로 압연된 강판을 급속히 수-냉시키는 단계, 그 다음 대기 온도로 이를 공-냉시키는 단계, 여기서 경화 지수 P는 식 P=2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+0.45Cu+2Mo에 따라 계산되고, 마르텐사이트를 얻기 위한 임계 냉각 속도 Vmin는 식 lgVmin=2.94-0.75P에 따라 계산되며, 마르텐사이트 Ms를 형성하는 출발 온도는 식 Ms= 561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo에 따라 계산되는 청구항 1 내지 17 중 어느 한 항에 따른 내마모성 강판의 제조방법.
  19. 청구항 18에 있어서,
    상기 압연 최종 온도는 860-890℃인 내마모성 강판의 제조방법.
  20. 청구항 18 또는 19에 있어서,
    상기 압연된 강판은 온도 범위 235-280℃로 18-50℃/초에서 급속히 수-냉되는 내마모성 강판의 제조방법.
KR1020147000317A 2011-11-25 2012-05-25 초-고강도 및 내마모성 강판 및 이의 제조방법 KR20140020351A (ko)

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