KR20180125541A - 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

내가스 절단 균열성과 내마모성을 저비용으로 양립시킬 수 있는 내마모 강판을 제공한다.
질량％ 로, C：0.20 ∼ 0.45 ％, Si：0.01 ∼ 1.0 ％, Mn：0.3 ∼ 2.5 ％, P：0.020 ％ 이하, S：0.01 ％ 이하, Cr：0.01 ∼ 2.0 ％, Ti：0.10 ∼ 1.00 ％, B：0.0001 ∼ 0.0100 ％, Al：0.1 ％ 이하, 및 N：0.01 ％ 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상, 구오스테나이트 입경이 80 ㎛ 이하인 조직을 갖고, 0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도가 400 개/㎟ 이상이고, 판두께 중심 편석부에 있어서의 Mn 함유량 [Mn] 과 P 함유량 [P] 가 0.04 [Mn] ＋ [P] ＜ 0.50 을 만족하는 내마모 강판.

Description

내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법

본 발명은 내마모 강판에 관한 것이며, 특히, 내지연 파괴 특성과 내마모성을 높은 수준으로, 또한 저비용으로 양립시킬 수 있는 내마모 강판에 관한 것이다. 또, 본 발명은 내마모 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

건설, 토목, 광업 등의 분야에서 사용되는 산업 기계, 부품, 운반 기기 (예를 들어, 파워 쇼벨, 불도저, 호퍼, 버킷 컨베이어, 암석 파쇄 장치) 등은, 암석, 모래, 광석 등에 의한 어브레시브 마모, 미끄러짐 마모, 충격 마모 등의 마모에 노출된다. 그 때문에, 그러한 산업 기계, 부품, 운반 기기에 사용되는 강 (鋼) 에는, 수명을 향상시키기 위해서 내마모성이 우수한 것이 요구된다.

강의 내마모성은, 경도를 높게 함으로써 향상할 수 있는 것이 알려져 있다. 그 때문에, Cr, Mo 등의 합금 원소를 대량으로 첨가한 합금강에 퀀칭 등의 열처리를 실시함으로써 얻어지는 고경도 강이, 내마모 강으로서 폭넓게 이용되어 왔다.

또, 특허문헌 1, 2 에서는, 최근의 내마모성과 저비용화에 대한 높은 요구에 대응하기 위해서, 성분 조성을 소정의 범위로 제어함과 함께 TiC 석출물을 분산시킨 내마모 강이 제안되어 있다. 상기 내마모 강에서는, 경질인 TiC 를 석출시킴으로써 내마모성을 향상시키고 있다.

또한, 내마모 강판의 분야에 있어서는, 내마모성을 향상시키는 것에 더하여지연 파괴를 방지하는 것이 요구되고 있다. 지연 파괴란, 강판에 가해지는 응력이 항복 강도 이하 상태임에도 불구하고, 돌연 강판이 파단해 버리는 현상이다. 이 지연 파괴 현상은 강판 강도가 높을수록 발생하기 쉽고, 또 강판으로의 수소 침입에 의해 조장된다. 내마모 강판의 지연 파괴 현상의 예로는, 가스 절단 후의 균열을 들 수 있다. 가스 절단시에 연소 가스로부터의 수소 침입에 의해 강판이 취화 (脆化) 하고, 또한 가스 절단 후의 잔류 응력에 의해, 절단 후 수 시간 ∼ 수 일 지나고 나서 균열이 발생한다. 내마모 강판은 경도가 높기 때문에 가스 절단되는 경우가 많고, 내마모 강판에 있어서는, 가스 절단 후의 지연 파괴 (이하, 「가스 절단 균열」 이라고 하는 경우가 있다) 가 자주 문제가 된다.

그래서, 특허문헌 3, 4 에서는, 성분 조성과 마이크로 조직을 제어함으로써, 가스 절단 등에서 기인하는 지연 파괴를 억제한 내마모 강판이 제안되어 있다.

일본 특허공보 제3089882호 일본 특허공보 제4894288호 일본 특허공보 제5145804호 일본 특허공보 제5145805호

그러나, 특허문헌 3, 4 에 기재된 내마모 강판에서는, 지연 파괴를 방지하기 위해서 Mn 함유량을 억제할 필요가 있었다. 내마모 강판에서는, 강판의 퀀칭성을 확보하여 경도를 높이기 위해서 다량의 합금 원소를 첨가할 필요가 있지만, 특허문헌 3, 4 에 기재된 내마모 강판에서는 저렴한 합금 원소인 Mn 의 첨가량이 제한되어 있다. 그 때문에, 상기 내마모 강판에서는 내가스 절단 균열성과 내마모성을 높은 수준으로, 또한 저비용으로 양립시키는 것이 곤란하였다.

본 발명은 상기 실상을 감안하여 이루어진 것이며, 내지연 파괴성과 내마모성을 높은 수준으로, 또한 저비용으로 양립시킬 수 있는 내마모 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은 상기 내마모 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자 등은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 검토를 실시한 결과, 내마모 강판에 있어서의 가스 절단 후의 지연 파괴는, 마텐자이트 조직이나 베이나이트 조직의 구(瞿)오스테나이트 입계에서 일어나는 입계 파괴를 기점으로 하여 생기는 것, 및 상기 입계 파괴는 (a) 가스 절단에 의해 생기는 잔류 응력, (b) 가스 절단시에 절단 가스로부터 강판으로 침입하는 수소에 의한 수소 취화, 및 (c) 가스 절단시의 승온에 의한 강판의 템퍼링 취화의 영향이 중복함으로써 발생하는 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자 등은, 입계 취화 원소인 Mn 및 P 가 농화되어 있는 강판의 판두께 중심 편석부가 가스 절단 균열의 기점인 것, 및 가스 절단시의 승온에 의해, 판두께 중심 편석부에 있어서의 상기 입계 취화 원소의 구오스테나이트 입계로의 편석이 더욱 촉진되는 결과, 구오스테나이트 입계의 강도가 현저하게 저하되고, 가스 절단 균열이 발생하는 것을 밝혀내었다.

상기 Mn 이나 P 의 판두께 중심으로의 편석은, 연속 주조시에 발생한다. 연속 주조에서는, 표면에서 내부를 향하여 용강의 응고가 진행되지만, Mn 이나 P 의 고용 한계는 고상보다 액상 쪽이 크기 때문에, 고상/액상 계면에서는 응고한 강으로부터 용강 중으로 Mn, P 등의 합금 원소가 농화되어 간다. 그리고, 최종 응고부인 판두께 중심 위치에서는, 현저하게 합금 원소의 농화가 일어난 용강이 응고함으로써 중심 편석부가 형성된다.

그래서, 이상의 지견을 바탕으로 하여, 중심 편석부를 기점으로 하는 균열을 방지하는 방법에 대해서 더욱 검토를 실시한 결과, 본 발명자 등은, 연속 주조시에 있어서의 Mn 및 P 의 중심 편석을 억제함과 함께, 최종적인 강판의 조직에 있어서의 구오스테나이트 입경을 미세화함으로써, 강판 전체에 있어서의 Mn 함유량이 높더라도, 우수한 내가스 절단 균열성이 얻어지는 것을 알아내었다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지 구성은 다음과 같다.

1. 내마모 강판으로서,

질량％ 로,

C：0.20 ∼ 0.45 ％,

Si：0.01 ∼ 1.0 ％,

Mn：0.3 ∼ 2.5 ％,

P：0.020 ％ 이하,

S：0.01 ％ 이하,

Cr：0.01 ∼ 2.0 ％,

Ti：0.10 ∼ 1.00 ％,

B：0.0001 ∼ 0.0100 ％,

Al：0.1 ％ 이하, 및

N：0.01 ％ 이하를 포함하고,

잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

상기 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 의 깊이에 있어서의 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 상기 내마모 강판의 판두께 중심부에 있어서의 구오스테나이트 입경이 80 ㎛ 이하인 조직을 갖고,

상기 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 의 깊이에 있어서의, 0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도가 400 개/㎟ 이상이고,

판두께 중심 편석부에 있어서의, Mn 의 농도 [Mn] (질량％) 와 P 의 농도 [P] (질량％) 가, 하기 (1) 식을 만족하는, 내마모 강판.

기

0.04 [Mn] ＋ [P] ＜ 0.50 … (1)

2. 상기 성분 조성이, 또한, 질량％ 로,

Cu：0.01 ∼ 2.0 ％,

Ni：0.01 ∼ 10.0 ％,

Mo：0.01 ∼ 3.0 ％,

Nb：0.001 ∼ 0.100 ％,

V：0.001 ∼ 1.00 ％,

W：0.01 ∼ 1.5 ％,

Ca：0.0001 ∼ 0.0200 ％,

Mg：0.0001 ∼ 0.0200 ％, 및

REM：0.0005 ∼ 0.0500 ％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 상기 1 에 기재된 내마모 강판.

3. 템퍼링 취화 처리와, 이어지는 수소 취화 처리를 받은 후의, 인장 시험에 있어서의 단면 수축율이 10 ％ 이상인, 상기 1 또는 2 에 기재된 내마모 강판.

4. 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하고,

상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하고,

상기 가열된 슬래브에, 판두께 중심부의 온도 950 ℃ 이상에 있어서 압연 형상비가 0.7 이상 또한 압하율이 7 ％ 이상인 압하를 3 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,

상기 열연 강판을 재가열 퀀칭 온도까지 재가열하고,

상기 재가열된 열연 강판을 퀀칭하는, 내마모 강판의 제조 방법으로서,

상기 슬래브가 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖고,

상기 연속 주조에 있어서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하 (輕壓下) 가 2 회 이상 실시되고,

상기 재가열 퀀칭 온도가 Ac₃ ∼ 1050 ℃ 이고,

상기 퀀칭에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 이상인, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 내마모 강판의 제조 방법.

5. 상기 4 에 기재된 내마모 강판의 제조 방법에 있어서,

또한, 상기 퀀칭된 열연 강판을, 100 ∼ 300 ℃ 의 템퍼링 온도에서 템퍼링하는, 내마모 강판의 제조 방법.

6. 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하고,

상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하고,

상기 가열된 슬래브에, 판두께 중심부의 온도 950 ℃ 이상에 있어서 압연 형상비가 0.7 이상 또한 압하율이 7 ％ 이상인 압하를 3 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,

상기 열연 강판을 직접 퀀칭하는 내마모 강판의 제조 방법으로서,

상기 슬래브가 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖고,

상기 연속 주조에 있어서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하가 2 회 이상 실시되고,

상기 직접 퀀칭에 있어서의 직접 퀀칭 온도가 Ac₃ 이상이고,

상기 직접 퀀칭에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 이상인, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 내마모 강판의 제조 방법.

7. 상기 6 에 기재된 내마모 강판의 제조 방법에 있어서,

또한, 상기 퀀칭된 열연 강판을, 100 ∼ 300 ℃ 의 템퍼링 온도에서 템퍼링하는, 내마모 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 강판 전체에 있어서의 Mn 함유량을 과도하게 억제하는 일 없이 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지므로, 내마모 강판에 있어서의 내지연 파괴 특성과 내마모성을 저비용으로 양립시킬 수 있다. 또한, 본 발명의 효과는 가스 절단 후의 내지연 파괴 특성에 한정되지 않고, 다른 요인에 의한 지연 파괴에도 유효하다.

도 1 은, 연속 주조에 있어서의 최종 응고 위치를 나타내는 모식도이다.
도 2 는, 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 연속 주조법을 나타내는 모식도이다.

[성분 조성]

다음으로, 본 발명을 실시하는 방법에 대해서 구체적으로 설명한다. 본 발명에 있어서는, 내마모 강판 및 그 제조에 사용되는 슬래브가, 상기 성분 조성을 갖는 것이 중요하다. 그래서, 먼저 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기와 같이 한정하는 이유를 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」 는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」 를 의미하는 것으로 한다.

C：0.20 ∼ 0.45 ％

C 는, TiC 등의 탄화물을 형성시키기 위해서 필수 원소이다. C 함유량이 0.20 ％ 미만이면, 마텐자이트 조직 중에 있어서의 고용 C 량이 적어지기 때문에, 내마모성이 저하된다. 한편, C 함유량이 0.45 ％ 를 초과하면, 용접성 및 가공성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는 C 함유량을 0.20 ∼ 0.45 ％ 로 한다. 또한, C 함유량은 0.23 ∼ 0.43 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Si：0.01 ∼ 1.0 ％

Si 는, 탈산에 유효한 원소이지만, Si 함유량이 0.01 ％ 미만이면, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 또, Si 는, 고용 강화에 의한 강의 고경도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Si 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면, 연성 및 인성 (靭性) 이 저하되는 것에 더하여, 개재물량이 증가하는 등의 문제를 발생한다. 그 때문에, Si 함유량을 0.01 ∼ 1.0 ％ 로 한다. 또한, Si 함유량은 0.01 ∼ 0.8 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn：0.3 ∼ 2.5 ％

Mn 은, 강의 퀀칭성을 향상시키는 기능을 갖는 원소이다. Mn 을 첨가함으로써, 퀀칭 후의 강의 경도가 상승하고, 그 결과, 내마모성을 향상시킬 수 있다. Mn 함유량이 0.3 ％ 미만이면, 상기 효과를 충분히 얻을 수 없기 때문에, Mn 함유량은 0.3 ％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.5 ％ 를 초과하면, 용접성과 인성이 저하되는 것에 더하여, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.5 ％ 이하로 한다. 또한, Mn 함유량은 0.5 ∼ 2.3 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

P：0.020 ％ 이하

P 는, 입계 취화 원소이며, P 가 결정립계에 편석함으로써, 강의 인성이 저하됨과 함께 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다. 또한, P 함유량은 0.015 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, P 는 적을수록 바람직하기 때문에, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 되지만, 통상적으로, P 는 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이기 때문에, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또한, 과도한 저(低) P 화는 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, P 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S：0.01 ％ 이하

S 는, 강의 인성을 저하시키기 때문에, S 함유량을 0.01 ％ 이하로 한다. S 함유량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, S 는 적을수록 바람직하기 때문에, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 되지만, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또한, 과도한 저 S 화는 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, S 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr：0.01 ∼ 2.0 ％

Cr 은, 강의 퀀칭성을 향상시키는 기능을 갖는 원소이다. Cr 을 첨가함으로써, 퀀칭 후의 강의 경도가 상승하고, 그 결과, 내마모성을 향상시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.01 ∼ 2.0 ％ 로 한다. 또한, 바람직하게는 0.05 ∼ 1.8 ％ 이다.

Ti：0.10 ∼ 1.00 ％

Ti 는, C 와 탄화물을 형성하여 석출하는 성질을 갖는 원소이다. Ti 의 탄화물인 TiC 는 높은 경도를 가지고 있기 때문에, TiC 를 석출시킴으로써 강판의 내마모성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Ti 함유량이 0.10 ％ 미만이면, TiC 를 유효하게 형성시킬 수가 없기 때문에, Ti 함유량을 0.10 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 강판의 가공성이 저하됨과 함께, 비용이 증가한다. 이 때문에, Ti 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. 또한, Ti 함유량은 0.15 ∼ 0.9 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

B：0.0001 ∼ 0.0100 ％

B 는, 극미량의 첨가로 퀀칭성을 향상시키고, 그것에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하됨과 함께 퀀칭성도 저하된다. 이 때문에, B 함유량은 0.0001 ∼ 0.0100 ％ 로 한다. 또한, B 함유량은 0.0001 ∼ 0.0050 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.1 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 유효한 원소이다. 그러나, Al 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면, 강의 청정도가 저하되고, 그 결과, 연성 및 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 한편, Al 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 탈산 효과의 관점에서는 Al 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N：0.01 ％ 이하

N 은, 연성, 인성을 저하시키는 원소이기 때문에, N 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 한편, N 은 적을수록 바람직하기 때문에, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 되지만, 통상적으로, N 은 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이기 때문에, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또한, 과도한 저 N 화는 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, N 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 사용되는 강판은, 이상의 성분에 더하여, 잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

본 발명의 강판은, 상기한 성분을 기본 조성으로 하지만, 또한 퀀칭성이나 용접성의 향상을 목적으로 하여 임의로, Cu：0.01 ∼ 2.0 ％, Ni：0.01 ∼ 10.0 ％, Mo：0.01 ∼ 3.0 ％, Nb：0.001 ∼ 0.100 ％, V：0.001 ∼ 1.00 ％, W：0.01 ∼ 1.5 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0200 ％, Mg：0.0001 ∼ 0.0200 ％, REM：0.0005 ∼ 0.0500 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 함유할 수 있다.

Cu：0.01 ∼ 2.0 ％

Cu 는, 모재 및 용접 이음매에 있어서의 인성을 크게 열화시키는 일 없이 퀀칭성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 Cu 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cu 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 스케일 바로 아래에 생성되는 Cu 농화층에서 기인하는 강판 균열이 문제가 된다. 그 때문에, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 함유량을 0.01 ∼ 2.0 ％ 로 한다. 또한, Cu 함유량은 0.05 ∼ 1.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Ni：0.01 ∼ 10.0 ％

Ni 는, 퀀칭성을 높임과 함께, 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ni 함유량이 10.0 ％ 를 초과하면, 제조 비용의 증가가 문제가 된다. 그 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 함유량을 0.01 ∼ 10.0 ％ 로 한다. 또한, Ni 함유량은 0.05 ∼ 5.0 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mo：0.01 ∼ 3.0 ％

Mo 는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Mo 함유량이 3.0 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, Mo 를 첨가하는 경우, Mo 함유량을 0.01 ∼ 3.0 ％ 로 한다. 또한, Mo 함유량은 0.05 ∼ 2.0 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Nb：0.001 ∼ 0.100 ％

Nb 는, 탄질화물로서 석출함으로써 구오스테나이트 입경을 작게 하는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, Nb 를 첨가하는 경우, Nb 함유량을 0.001 ∼ 0.100 ％ 로 한다.

V：0.001 ∼ 1.00 ％

V 는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, V 함유량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, V 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, V 를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.001 ∼ 1.00 ％ 로 한다.

W：0.01 ∼ 1.5 ％

W 는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, W 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, W 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, W 를 첨가하는 경우, W 함유량을 0.01 ∼ 1.5 ％ 로 한다.

Ca：0.0001 ∼ 0.0200 ％

Ca 는, 고온에 있어서의 안정성이 높은 산황화물을 형성함으로써 용접성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 청정도가 저하되어 강의 인성이 손상된다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0001 ∼ 0.0200 ％ 로 한다.

Mg：0.0001 ∼ 0.0200 ％

Mg 는, 고온에 있어서의 안정성이 높은 산황화물을 형성함으로써 용접성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mg 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, Mg 의 첨가 효과가 포화하여 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, Mg 를 첨가하는 경우, Mg 함유량을 0.0001 ∼ 0.0200 ％ 로 한다.

REM：0.0005 ∼ 0.0500 ％

REM (희토류 금속) 은, 고온에 있어서의 안정성이 높은 산황화물을 형성함으로써 용접성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, REM 함유량이 0.0500 ％ 를 초과하면, REM 의 첨가 효과가 포화하여 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0005 ∼ 0.0500 ％ 로 한다.

[조직]

본원 발명의 내마모 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 것에 더하여, 상기 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 의 깊이에 있어서의 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 상기 내마모 강판의 판두께 중심부에 있어서의 구오스테나이트 입경이 80 ㎛ 이하인 조직을 갖는다. 강의 조직을 상기와 같이 한정하는 이유를 이하에 설명한다.

마텐자이트의 체적률：90 ％ 이상

마텐자이트의 체적률이 90 ％ 미만이면, 강판의 기지 조직의 경도가 저하되기 때문에, 내마모성이 저하된다. 그 때문에, 마텐자이트의 체적률을 90 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트 이외의 잔부 조직은 특별히 한정되지 않지만, 페라이트, 펄라이트, 오스테나이트, 베이나이트 조직이 존재해도 된다. 한편, 마텐자이트의 체적률은 높을수록 좋기 때문에, 그 체적률의 상한은 특별히 한정되지 않고, 100 ％ 여도 된다. 또한, 상기 마텐자이트의 체적률은, 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 값으로 한다. 상기 마텐자이트의 체적률은, 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

구오스테나이트 입경：80 ㎛ 이하

구오스테나이트 입경이 80 ㎛ 를 초과하면, 내마모 강판의 내지연 파괴성이 저하된다. 이것은, 구오스테나이트 입계의 면적이 감소하는 결과, 구오스테나이트 입계 단위면적당 Mn, P 량이 증가하고, 입계 취화가 현저해지기 때문이다. 그 때문에, 구오스테나이트 입경은 80 ㎛ 이하로 한다. 한편, 구오스테나이트 입경은 작을수록 좋기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로는 1 ㎛ 이상이다. 또한, 상기 구오스테나이트 입경은, 내마모 강판의 판두께 중심부에 있어서의 구오스테나이트립의 원 상당 직경으로 한다. 상기 구오스테나이트 입경은, 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

[TiC 석출물]

0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도：400 개/㎟ 이상

본 발명의 내마모 강판에 있어서는, 상기 서술한 바와 같이 강의 성분 조성과 조직을 제어하는 것에 더하여, 조대한 TiC 를 석출시킴으로써 내마모성을 향상시킨다. TiC 는 경질이기 때문에 내마모성을 향상시키는 효과를 가지고 있지만, 크기가 0.5 ㎛ 미만인 TiC 로는 충분한 내마모성 향상 효과를 얻을 수 없다. 또, 크기가 0.5 ㎛ 이상인 TiC 가 석출하고 있는 경우에도, 그 TiC 의 개수 밀도 (1 ㎟ 당 개수) 가 400 개/㎟ 미만에서는, 내마모성 향상 효과가 거의 얻어지지 않는다. 그 때문에, 0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도를 400 개/㎟ 이상으로 한다. 한편, 상기 개수 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로는, 5000 개/㎟ 이하이다. 또한, 상기 TiC 석출물에는, TiC 와 TiN 이나 TiS 의 복합 개재물도 포함한다. 상기 개수 밀도는, 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 값으로 한다. 또, 여기서 TiC 석출물의 「크기」 는, TiC 석출물의 원 상당 직경으로 한다. 상기 개수 밀도는, 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

[중심 편석]

또한 본원 발명에서는, 판두께 중심 편석부에 있어서의, Mn 의 농도 [Mn] (질량％) 와 P 의 농도 [P] (질량％) 가, 하기 (1) 식을 만족하는 것이 중요하다.

0.04 [Mn] ＋ [P] ＜ 0.50 … (1)

상기 서술한 바와 같이, 가스 절단 후의 지연 파괴는, 판두께 중심 편석부 중 입계 취화 원소인 Mn, P 가 현저하게 편석한 지점을 기점으로 하여 발생한다. 또, 추가적인 검토의 결과, 입계 취화에 미치는 P 의 영향은 Mn 에 비해 큰 것이 분명해졌다. 그래서, 판두께 중심 편석부에 있어서의 Mn 및 P 의 농도를, 상기 (1) 식을 만족하도록 제어함으로써, 내가스 절단 균열성을 향상시킬 수 있다. 한편, (0.04 [Mn] ＋ [P]) 의 값의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 통상적으로, [Mn] 은 강판 전체에 있어서의 Mn 함유량 [Mn]₀ 이상, [P] 는 강판 전체에 있어서의 P 함유량 [P]₀ 이상이기 때문에, 0.04 [Mn]₀ ＋ [P]₀ ≤ 0.04 [Mn] ＋ [P] 가 된다. 또한, 상기 판두께 중심 편석부에 있어서의 Mn 및 P 의 농도 [Mn], [P] 는, 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

[제조 방법]

다음으로, 본 발명의 내마모 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 내마모 강판은, 열간 압연 후에 재가열 퀀칭 (RQ) 을 실시하는 방법과, 열간 압연 후에 직접 퀀칭 (DQ) 을 실시하는 방법 중, 어느 것에 의해서도 제조할 수 있다.

재가열 퀀칭을 실시하는 본 발명의 일 실시형태에 있어서는, 이하의 각 공정을 순차 실시함으로써 상기 내마모 강판을 제조할 수 있다.

(1) 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하는 연속 주조 공정,

(2) 상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하는 가열 공정,

(3) 상기 가열된 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(4-1) 상기 열연 강판을 재가열 퀀칭 온도까지 재가열하는 재가열 공정, 및

(4-2) 상기 재가열된 열연 강판을 퀀칭하는 퀀칭 공정.

또, 직접 퀀칭을 실시하는 본 발명의 다른 실시형태에 있어서는, 이하의 각 공정을 순차 실시함으로써 상기 내마모 강판을 제조할 수 있다.

(1) 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하는 연속 주조 공정,

(2) 상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하는 가열 공정,

(3) 상기 가열된 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(4) 상기 열연 강판을 직접 퀀칭하는 직접 퀀칭 공정.

어느 실시형태에 있어서도, 상기 슬래브의 성분 조성은 상기 서술한 바와 같이 한다. 또, 상기 연속 주조 공정에 있어서는, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 2 회 이상 실시한다. 또한, 재가열 퀀칭을 실시하는 경우의 재가열 퀀칭 온도는 Ac₃ ∼ 1050 ℃, 직접 퀀칭을 실시하는 경우의 직접 퀀칭 온도는 Ac₃ 이상으로 한다. 또, 재가열 퀀칭, 직접 퀀칭 중 어느 것에 있어서도, 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도를 1 ℃/s 이상으로 한다. 이하, 각 조건의 한정 이유를 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 한, 판두께 중심부에 있어서의 온도를 가리킨다. 판두께 중심부에 있어서의 온도는, 전열 (傳熱) 계산에 의해 구할 수 있다. 또, 특별히 언급하지 않는 한, 이하의 설명은 재가열 퀀칭을 실시하는 경우와 직접 퀀칭을 실시하는 경우에서 공통으로 한다.

경압하：슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에 있어서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 2 회 이상 실시한다.

도 1 에 나타내는 바와 같은 연속 주조기로 제조되는 슬래브의 중심 편석은, 응고 진행시에 고상/액상 계면에서 용강으로 합금 원소가 농화되어 가고, 최종 응고 위치에서 현저하게 농화된 용강이 응고함으로써 형성된다. 그 때문에, 도 2 에 나타내는 바와 같이, 연속 주조기로 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에 있어서, 연속 주조 라인의 상류측에서 하류측을 향하여 롤 갭이 좁아지도록 서서히 압하해 감으로써, 합금 원소가 농화된 용강을 상류측으로 흘러가게 하고, 이미 응고가 끝난 부분을 압착시킴으로써 중심 편석을 경감할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에 있어서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 2 회 이상 실시할, 즉 도 2 중의, (dt_a ＋ dt_b)/L 이 0.4 ㎜/m 이상이 되는 압하를 2 회 이상 실시할 필요가 있다. 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 실시하는 횟수가 1 이하이면, 미응고부의 용강을 상류측으로 흘러가게 하는 효과가 불충분해지고, 경압하에 의한 편석 저감 효과가 불충분해진다. 그 때문에, 상기 (1) 연속 주조 공정에 있어서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 2 회 이상 실시한다. 한편, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 실시하는 횟수의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 경압하 롤 설치의 내비용 효과의 관점에서 30 회 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 당해 압하에 있어서의 압하 구배의 상한도 특별히 한정되지 않지만, 경압하 롤의 설비 보호의 관점에서 10.0 ㎜/m 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브의 최종 응고 위치는 슬래브에 전자 초음파를 투과시킴으로써 검출할 수 있다.

가열 온도：1000 ∼ 1300 ℃

상기 (2) 가열 공정에 있어서의 가열 온도가 1000 ℃ 보다 낮으면, 열간 압연 공정에 있어서의 변형 저항이 증가하기 때문에, 생산성이 저하된다. 한편, 상기 가열 온도가 1300 ℃ 보다 높으면, 강 표면의 산화가 현저하게 진행되기 때문에, 얻어지는 강판의 표면 성상이 열화한다. 그 때문에, 상기 가열 온도를 1000 ∼ 1300 ℃ 로 한다.

열간 압연：판두께 중심부의 온도가 950 ℃ 이상에 있어서 압연 형상비가 0.7 이상 또한 압하율이 7 ％ 이상인 압하를 3 회 이상 실시한다

연속 주조시의 경압하에 의한 슬래브의 편석 저감만으로는, 내지연 파괴성이 우수한 편석 상태를 얻는 것은 불가능하기 때문에, 열간 압연시의 편석 경감 효과도 아울러 활용하는 것이 필요하다. 구체적으로는, 열간 압연 공정에 있어서, 950 ℃ 이상의 고온에서, 압하율이 7 ％ 이상인 강압하를 합계 3 회 이상 실시함으로써, 변형의 도입과 오스테나이트 조직의 재결정에 의한 원자 확산의 촉진에 의한 편석 저감 효과가 얻어진다. 한편, 압연 온도가 950 ℃ 이하 혹은 압하율이 7 ％ 이상인 압하가 3 회 미만에서는, 조직의 재결정이 불충분해지기 때문에 편석 저감 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연기 보호를 위해 40 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 통상적으로, 강 중의 탄소 농도가 높아지면, 액상선 온도와 고상선 온도간의 온도 범위가 넓어지기 때문에, 편석이 진행되는 고상, 액상 공존 상태에서의 체류 시간이 길어져 합금 원소나 불순물 원소의 중심 편석은 증가한다. 그러나, 상기 경압하와 열간 압연을 조합함으로써 내마모 강과 같이 탄소 농도가 높은 경우에 있어서도 내지연 파괴성이 양호해질 때까지 중심 편석을 저감하는 것이 가능해진다.

또, 압연 공정에 있어서 강판에 도입되는 변형은 판두께 방향에 대하여 균일하지 않고, 하기 식으로 나타내는 압연 형상비 (ld/h_m) 에 의해 판두께 방향의 분포가 결정된다.

ld/h_m = {R (h_i ― h₀)}^1/2 / {(h_i ＋ 2h₀)/3}

여기서, 각 기호는 각각 각 압연 패스시의 ld：투영 접촉 호 길이, h_m：평균 판두께, R：롤 반경, h_i：입측 판두께, h₀：출측 판두께이다. 중심 편석이 존재하는 판두께 중심부에 압연에 의한 변형를 가하려면, 압연 형상비 (ld/h_m) 를 0.7 이상으로 할 필요가 있다. 압연 형상비가 0.7 미만이면, 압연시에 강판 표층에 가해지는 변형이 증가하고, 강판의 판두께 중심부에 도입되는 변형이 감소함으로써, 조직의 재결정이 불충분해지기 때문에 필요한 편석 저감 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 압연 형상비를 0.7 이상으로 한다. 또한, 압연 형상비를 크게 하려면, 롤 반경을 크게 하거나, 혹은 압하량을 크게 하면 된다. 한편, 압연 형상비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연기 보호를 위해 3.5 이하로 하는 것이 바람직하다.

재가열 퀀칭 온도：Ac₃ ∼ 1050 ℃

재가열 퀀칭을 실시하는 경우, 상기 (4-1) 재가열 공정에 있어서의 가열 온도 (재가열 퀀칭 온도) 가 Ac₃ 점보다 낮으면, 열간 압연 후의 조직이 미변태인 상태가 잔존하기 때문에 소정의 마텐자이트 주체 조직이 얻어지지 않게 되고, 경도가 저하됨으로써 내마모성이 저하된다. 한편, 가열 온도가 1050 ℃ 보다 높으면, 가열 중에 오스테나이트립이 조대화하기 때문에, 퀀칭 후의 구오스테나이트 입경이 80 ㎛ 보다 커져 버린다. 그 때문에, 재가열 퀀칭 온도는 Ac₃ ∼ 1050 ℃ 로 한다.

직접 퀀칭 온도：Ac₃ 이상

직접 퀀칭을 실시하는 경우, 상기 (4) 의 직접 퀀칭 공정에 있어서의 퀀칭 온도 (직접 퀀칭 온도) 가 Ac₃ 점보다 낮으면, 마텐자이트 이외의 조직의 비율이 증가하고, 소정의 마텐자이트 주체 조직이 얻어지지 않게 되고, 경도가 저하됨으로써 내마모성이 저하된다. 그 때문에, 직접 퀀칭 온도를 Ac₃ 이상으로 한다. 한편, 직접 퀀칭 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 열간 압연시의 가열 온도의 상한이 1300 ℃ 이기 때문에 1300 ℃ 이하이다. 또한, 여기서 「직접 퀀칭 온도」 란, 퀀칭 개시시에 있어서의 강판의 표면 온도로 한다. 상기 직접 퀀칭 온도는, 퀀칭의 직전에 방사 온도계를 사용하여 측정할 수 있다.

650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도：1 ℃/s 이상

재가열 퀀칭, 직접 퀀칭의 어느 경우에 있어서도, 퀀칭 공정에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 미만이면, 퀀칭 후의 강판의 조직에 페라이트나 펄라이트 조직이 혼재하기 때문에, 기지 조직의 경도가 저하되고, 그 결과, 내마모성이 저하된다. 그 때문에, 퀀칭 공정에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도를 1 ℃/s 이상으로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 일반적인 설비에서는, 상기 평균 냉각 속도가 300 ℃/s 를 초과하면, 강판의 길이 방향 및 판폭 방향에서의 조직의 편차가 현저하게 커지기 때문에, 상기 평균 냉각 속도를 300 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 퀀칭 공정에 있어서의 냉각 정지 온도는 특별히 한정되지 않지만, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 보다 높으면, 마텐자이트 조직률이 저하되고, 강판의 경도가 저하되는 경우가 있기 때문에, 300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 불필요하게 냉각을 계속 하면, 제조 효율이 저하되기 때문에 냉각 정지 온도를 50 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 재가열 퀀칭, 직접 퀀칭의 어느 경우에 있어서도, 퀀칭 공정의 후에,

(5) 퀀칭된 열연 강판을, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도까지 템퍼링하는 공정을 마련할 수도 있다.

템퍼링 온도：100 ∼ 300 ℃

상기 템퍼링 공정에 있어서의 템퍼링 온도를 100 ℃ 이상으로 함으로써, 강판의 인성과 가공성을 향상시킬 수 있다. 한편, 템퍼링 온도가 300 ℃ 보다 높으면, 마텐자이트 조직의 연화가 현저하게 일어나고, 그 결과, 내마모성의 저하가 일어난다. 그 때문에, 템퍼링 온도를 100 ∼ 300 ℃ 로 한다.

상기 템퍼링 온도까지 가열한 후에는, 강판을 공랭시킬 수 있다. 또한, 상기 템퍼링 공정에 있어서의 균열 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 템퍼링의 효과를 높인다는 관점에서는, 1 분 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 장시간의 유지는 경도 저하로 이어지기 때문에, 균열 유지 시간은 3 시간 이내로 하는 것이 바람직하다.

실시예

다음으로, 실시예에 기초하여 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 이하의 실시예는, 본 발명의 적합한 일례를 나타내는 것이며, 본 발명은 그 실시예에 의해 조금도 한정되는 것은 아니다.

먼저, 연속 주조법에 의해, 표 1 에 나타내는 성분 조성의 슬래브를 제조하였다. 일부 슬래브의 제조시에는, 판두께 중심부의 편석을 저감하기 위해서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하를 실시하였다. 상기 경압하의 조건을 표 2 에 나타낸다. 또한, 표 2 에 나타낸 Ac₃ 온도는 하기 식으로부터 구한 값이다.

Ac₃ (℃) = 937 ― 5722.765 ([C]/12.01 ― [Ti]/47.87) ＋ 56[Si] ― 19.7[Mn] ― 16.3[Cu] ― 26.6[Ni] ― 4.9[Cr] ＋ 38.1[Mo] ＋ 124.8[V] ― 136.3[Ti] ― 19[Nb] ＋ 3315[B]

여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％) 이며, 원소 M 이 첨가되어 있지 않은 경우에는, [M] = 0 으로 한다.

다음으로, 얻어진 슬래브에 대하여, 가열, 열간 압연, 직접 퀀칭 혹은 재가열 퀀칭의 각 처리를 순차 실시하여 강판을 얻었다. 또한, 일부의 강판에 대해서는, 퀀칭 후에 템퍼링을 위한 재가열을 실시하였다. 각 공정에 있어서의 처리 조건은, 표 2 에 나타낸 바와 같다. 또한, 퀀칭에 있어서의 냉각은, 판을 통과시키면서 강판의 표리면으로부터 고(高)유량의 물을 분사하여 실시하였다. 퀀칭시의 냉각 속도는 전열 계산에 의해 구한 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도이며, 냉각은 300 ℃ 이하까지 실시하였다.

얻어진 강판의 각각에 대해서, 이하에 기재하는 방법으로, 판두께 중심 편석부에 있어서의 Mn 및 P 의 함유량, 마텐자이트의 체적률, 구오스테나이트 입경, 및 TiC 석출물의 개수 밀도를 측정하였다. 측정 결과를 표 3 에 나타낸다.

[판두께 중심 편석부에 있어서의 Mn 및 P 의 함유량]

측정용 샘플을 제조하기 위해서, 얻어진 강판의, 판폭 방향, 판두께 방향의 양방에 있어서의 중앙 부분을, 판폭 방향에 있어서의 폭이 500 ㎜, 판두께 방향에 있어서의 두께가 3 ㎜ 인 직방체 형상이 되도록 잘라내었다. 잘라낸 강을, 또한 판폭 방향으로 20 등분이 되도록 절단하고, 판폭 방향에 있어서의 폭이 25 ㎜ 인 측정용 샘플 20 개를 얻었다. 상기 측정용 샘플의 압연 방향과 직각인 면 (판폭 방향에 있어서의 폭 25 ㎜ × 판두께 방향에 있어서의 두께 3 ㎜) 을 경면 연마한 후, 즉시 상기 경면 연마된 면을 측정면으로 하여, 전자선 마이크로 애널라이저 (EPMA) 에 의한 정량 분석을 실시하였다.

EPMA 에 의한 측정의 조건은 이하와 같이 하였다. 하기 측정 범위에 있어서의 (0.04 [Mn] ＋ [P]) 의 최대값을, 본 발명에 있어서의 (0.04 [Mn] ＋ [P]) 의 값으로 하였다.

(EPMA 측정 조건)

가속 전압：20 ㎸,

조사 전류：0.5 ㎂,

적산 시간：0.15 초,

빔 직경：15 ㎛,

측정 범위：높이 3 ㎜ × 폭 25 ㎜ × 20 샘플,

[마텐자이트의 체적률]

강판의 내마모성은, 주로 표층 부분의 경도에 의해 결정된다. 그 때문에, 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치가 관찰 위치가 되도록, 상기 서술한 바와 같이 하여 얻어진 각 강판의 폭방향 중앙으로부터 샘플을 채취하였다. 상기 샘플의 표면을 경면 연마하고, 또한 나이탈 부식한 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 10 ㎜ × 10 ㎜ 의 범위를 촬영하였다. 촬영된 이미지를 화상 해석 장치를 사용하여 해석함으로써 마텐자이트의 면적분율을 구하고, 그 값을 본 발명에 있어서의 마텐자이트의 체적률로 하였다.

[구오스테나이트 입경]

구오스테나이트 입경을 측정하기 위한 샘플은, 강판의 폭방향 중앙, 가스 절단 균열의 기점이 되는 중심 편석이 존재하는 판두께 중심부로부터 채취하였다. 얻어진 샘플의 표면을 경면 연마하고, 또한 피크르산으로 부식한 후, 광학 현미경을 사용하여 10 ㎜ × 10 ㎜ 의 범위를 촬영하였다. 촬영된 이미지를 화상 해석 장치를 사용하여 해석함으로써 구오스테나이트 입경을 구하였다. 또한, 상기 구오스테나이트 입경은, 원 상당 직경으로서 산출하였다.

[TiC 석출물의 개수 밀도]

표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치가 관찰 위치가 되도록, 각 강판의 폭방향 중앙으로부터 샘플을 채취하였다. 상기 샘플의 표면을 경면 연마하고, 또한 나이탈 부식한 후, 분석 장치가 부착된 SEM 을 사용하여 10 ㎜ × 10 ㎜ 의 범위를 촬영하였다. 촬영된 이미지를 화상 해석 장치를 사용하여 해석함으로써, 0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도를 구하였다. 또한, 상기 TiC 석출물의 크기는, 원 상당 직경으로서 산출하였다.

또한, 얻어진 강판의 각각에 대해서, 이하에 기재하는 방법으로, 내마모성과 내지연 파괴 특성을 평가하였다. 평가 결과는, 표 3 에 나타낸 바와 같다.

[내마모성]

내마모성의 지표인 내마모비를, 다음의 방법으로 구하였다. 먼저, 얻어진 강판의 각각으로부터 시험편을 채취하였다. 상기 시험편의 사이즈는 25 ㎜ × 75 ㎜ 로 하고, 그 시험편의 두께는 원의 강판의 판두께대로 하였다. 상기 시험편을 사용하여, ASTM G-65 에 준거한 방법으로 마모 시험을 실시하고, 마모량을 측정하였다. 상기 마모 시험에 있어서는, 마모사 (磨耗砂) 로서 SiO₂ 가 90 ％ 이상인 모래를 사용하였다. 또, 비교 기준으로서, 연강 (SS400) 판으로 이루어지는 시험편에 대해서도, 동일한 방법으로 마모 시험을 실시하였다. 내마모비는, 각 강판의 마모량에 대한 연강판의 마모량의 비, (연강판의 마모량)/(각 강판의 마모량) 으로서 산출된다. 상기 내마모비가 클수록, 얻어진 강판의 내마모성이 우수한 것을 의미한다. 또한, 마모량의 측정은 3 회씩 실시하고, 그 평균값을 마모량으로서 사용하였다.

[내지연 파괴 특성]

마텐자이트를 주체로 하는 조직이 약 400 ℃ 로 승온되면, 구오스테나이트 입계 근방에 존재하는 P 원자가 구오스테나이트 입계에 확산함으로써 입계가 취화하는 템퍼링 취화가 발생한다. 강판의 중심 편석부에는 다른 부분에 비해 고농도의 P 가 존재하기 때문에, 상기 템퍼링 취화는 중심 편석부에 있어서 가장 현저해진다. 강판을 가스 절단하는 경우, 절단면 근방에서는, 이 템퍼링 취화 영역이 불가피적으로 발생하고, 또한 가스 절단에 사용한 가스 중에 포함되는 수소가 가스 절단면으로부터 침입해 감으로써, 수소 취화도 발생한다. 가스 절단 후의 지연 파괴는, 이들 템퍼링 취화와 수소 취화에 의해 현저하게 취화한 구오스테나이트 입계 균열을 기점으로 하여 발생한다.

따라서, 템퍼링 취화와 수소 취화 후의 내지연 파괴 특성을 평가하기 위해서, 이하의 순서로 시험을 실시하였다. 먼저, 강판을 400 ℃ 로 승온 후 공랭시키고 템퍼링 취화 처리를 부여한 후, 판폭 중앙의 판두께 중심부로부터 시험편 길이가 판폭 방향과 평행이 되도록, 평행부의 직경이 5 ㎜, 평행부 길이 30 ㎜ 로 한 JIS14A 호 환봉 (丸棒) 인장 시험편 (JIS Z2241 (2014)) 을 채취하였다. 또한, 환봉 인장 시험편을 25 ℃ 의 10 ％ 티오시안산암모늄 수용액에 72 시간 침지시켜, 수소를 인장 시험편에 흡수시켰다. 그 후, 인장 시험편으로부터의 수소의 방산을 방지하기 위해서, ZnCl₂, NH₄Cl 로 이루어지는 도금 욕에서, 인장 시험편 표면에 10 ∼ 15 ㎛ 두께의 아연 도금을 실시하였다. 얻어진 인장 시험편을 사용하여, 변형 속도 1.1 × 10^-5/초로 인장 시험을 실시하고, 파단 후의 단면 수축율을 JIS Z2241 (2014) 에 준거하여 측정하였다. 또한, 인장 시험은 각 5 회씩 실시하고, 그 단면 수축율의 평균값을 평가에 사용하였다. 또, 상기 인장 시험편과 동(同) 조건으로 수소 흡수를 실시한 샘플을 사용하고, 승온식 수소 분석 장치로 400 ℃ 까지 승온을 실시했을 때의 총 수소 방출량은 0.8 ∼ 1.1 ppm 이었다.

표 3 에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족하는 내마모 강판은, 내마모비 4.0 이상의 우수한 내마모성과, 템퍼링 취화와 수소 취화 처리를 받은 후의 인장 시험시의 단면 수축율이 10 ％ 이상이라는 우수한 연성, 즉 내지연 파괴 특성을 겸비하고 있었다. 또한, 상기 단면 수축율은 높을수록 바람직하기 때문에, 그 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로는 50 ％ 이하이다. 이에 반해, 본 발명의 조건을 충족하지 않는 비교예의 강판은, 내마모성 및 내지연 파괴 특성 중 적어도 일방이 열위 (劣位) 였다.

예를 들어, C 함유량이 낮은 No. 14 의 강판에서는, 마텐자이트 기지 중의 고용 C 량이 적어지기 때문에 내마모성이 떨어졌다. Ti 함유량이 적은 No. 15, 31 의 강판에서는, TiC 석출물의 수가 적기 때문에 내마모성이 떨어졌다. P 함유량이 높은 No. 16 의 강판에서는, 중심 편석부에 있어서의 P 농도가 높아지는 결과, 내지연 파괴 특성이 떨어졌다. No. 17, 30 의 강판은, 열간 압연시의 강압하가 부족하기 때문에, 입계 취화 원소인 Mn, P 의 중심 편석의 정도가 크고, 내지연 파괴 특성이 떨어졌다. No. 18, 27 의 강판은 연속 주조에 있어서의 경압하 조건이 부적당하기 때문에, 입계 취화 원소인 Mn, P 의 중심 편석의 정도가 크고, 내지연 파괴 특성이 떨어졌다. No. 19 의 강판은, 재가열 퀀칭 온도가 Ac₃ 보다 낮기 때문에, 마텐자이트 체적률이 낮아지고, 그 결과, 내마모성이 떨어졌다. No. 20 의 강판은, 재가열 퀀칭시의 냉각 속도가 낮기 때문에, 마텐자이트 변태가 발생하지 않고, 그 결과, 내마모성이 떨어졌다. No. 21 의 강판은, 재가열 퀀칭 온도가 높기 때문에, 구오스테나이트 입경이 커지고, 그 결과, 내지연 파괴 특성이 떨어졌다. No. 26 의 강판은, 직접 퀀칭 온도가 Ac₃ 보다 낮기 때문에, 마텐자이트 체적률이 낮아지고, 그 결과, 내마모성이 떨어졌다. No. 28 의 강판은, 직접 퀀칭시의 냉각 속도가 낮기 때문에, 마텐자이트 변태가 발생하지 않고, 그 결과, 내마모성이 떨어졌다. No. 18, 29 의 강판은, 템퍼링 온도가 높기 때문에, 경도 저하가 일어나고, 그 결과, 내마모성이 떨어졌다.

1：연속 주조기
2：턴디쉬
3：용강
4：주형
5：롤
6：미응고층
7：슬래브 (응고가 끝난 영역)
8：최종 응고 위치
9：압연 롤

Claims (7)

1. 내마모 강판으로서,
   질량％ 로,
   C：0.20 ∼ 0.45 ％,
   Si：0.01 ∼ 1.0 ％,
   Mn：0.3 ∼ 2.5 ％,
   P：0.020 ％ 이하,
   S：0.01 ％ 이하,
   Cr：0.01 ∼ 2.0 ％,
   Ti：0.10 ∼ 1.00 ％,
   B：0.0001 ∼ 0.0100 ％,
   Al：0.1 ％ 이하, 및
   N：0.01 ％ 이하를 포함하고,
   잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   상기 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 의 깊이에 있어서의 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 상기 내마모 강판의 판두께 중심부에 있어서의 구(舊)오스테나이트 입경이 80 ㎛ 이하인 조직을 갖고,
   상기 내마모 강판의 표면으로부터 1 ㎜ 의 깊이에 있어서의, 0.5 ㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도가 400 개/㎟ 이상이고,
   판두께 중심 편석부에 있어서의, Mn 의 농도 [Mn] (질량％) 와 P 의 농도 [P] (질량％) 가, 하기 (1) 식을 만족하는, 내마모 강판.
   기
   0.04 [Mn] ＋ [P] ＜ 0.50 … (1)
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 또한, 질량％ 로,
   Cu：0.01 ∼ 2.0 ％,
   Ni：0.01 ∼ 10.0 ％,
   Mo：0.01 ∼ 3.0 ％,
   Nb：0.001 ∼ 0.100 ％,
   V：0.001 ∼ 1.00 ％,
   W：0.01 ∼ 1.5 ％,
   Ca：0.0001 ∼ 0.0200 ％,
   Mg：0.0001 ∼ 0.0200 ％, 및
   REM：0.0005 ∼ 0.0500 ％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 내마모 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   템퍼링 취화 (脆化) 처리와, 이어지는 수소 취화 처리를 받은 후의, 인장 시험에 있어서의 단면 수축율이 10 ％ 이상인, 내마모 강판.
4. 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하고,
   상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하고,
   상기 가열된 슬래브에, 판두께 중심부의 온도 950 ℃ 이상에 있어서 압연 형상비가 0.7 이상 또한 압하율이 7 ％ 이상인 압하를 3 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
   상기 열연 강판을 재가열 퀀칭 온도까지 재가열하고,
   상기 재가열된 열연 강판을 퀀칭하는, 내마모 강판의 제조 방법으로서,
   상기 슬래브가 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖고,
   상기 연속 주조에 있어서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하 (輕壓下) 가 2 회 이상 실시되고,
   상기 재가열 퀀칭 온도가 Ac₃ ∼ 1050 ℃ 이고,
   상기 퀀칭에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 이상인, 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 내마모 강판의 제조 방법.
5. 제 4 항에 있어서,
   또한, 상기 퀀칭된 열연 강판을, 100 ∼ 300 ℃ 의 템퍼링 온도에서 템퍼링하는, 내마모 강판의 제조 방법.
6. 용강을 연속 주조하여 슬래브로 하고,
   상기 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 가열하고,
   상기 가열된 슬래브에, 판두께 중심부의 온도 950 ℃ 이상에 있어서 압연 형상비가 0.7 이상 또한 압하율이 7 ％ 이상인 압하를 3 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
   상기 열연 강판을 직접 퀀칭하는 내마모 강판의 제조 방법으로서,
   상기 슬래브가 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖고,
   상기 연속 주조에 있어서, 슬래브의 최종 응고 위치보다 상류측에서, 압하 구배가 0.4 ㎜/m 이상인 경압하가 2 회 이상 실시되고,
   상기 직접 퀀칭에 있어서의 직접 퀀칭 온도가 Ac₃ 이상이고,
   상기 직접 퀀칭에 있어서의 650 ∼ 300 ℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 이상인, 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 내마모 강판의 제조 방법.
7. 제 6 항에 있어서,
   또한, 상기 퀀칭된 열연 강판을, 100 ∼ 300 ℃ 의 템퍼링 온도에서 템퍼링하는, 내마모 강판의 제조 방법.

Images