KR20190076795A - 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 강도, 연신율 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 내부 품질 및 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si:1.0%이하(0%는 제외), S:0.02%이하(0% 포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적%로, 10%이하(0% 포함)의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

Description

내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법{STEEL HAVING EXCELLENT WEAR RESISTNAT PROPERTIES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 산업기계, 구조재료, 그리고 슬러리 파이프용 강재, 내sour 강재 등 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)에서 채굴, 수송, 저장 분야 등의 강재에 사용되는 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내부품질 및 내마모성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 강재는 그 자체가 가지고 있는 우수한 가공경화능, 저온인성 및 비자성 등의 성질로 인하여 다양한 용도로 사용되고 있다. 특히, 기존에 주로 사용되던 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 탄소강이 그 특성에 한계를 나타냄에 따라 이들의 단점을 극복하는 대체재로 최근 그 적용이 증가하고 있는 추세이다.
특히, 광산 산업, 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)의 성장에 따라 채굴, 수송, 정제 및 저장 과정에서 사용 강재의 마모가 큰 문제점으로 대두되고 있다. 특히 최근 석유를 대체할 화석 연료로 오일 샌드 (Oil Sands)에 대한 개발이 본격화 됨에 따라 오일, 암석, 자갈, 모래 등이 포함된 슬러리에 의한 강재 마모는 생산 비용의 증가를 일으키는 중요한 원인으로 지적되고 있으며, 이에 따라 내마모성이 우수한 강재의 개발 및 적용에 대한 수요가 크게 증가하고 있다.
기존의 광산 및 기계산업용 부품 산업에서는 내마모성이 우수한 해드필드강 (Hadfield)이 주로 사용되어 왔으며, 강재의 내마모성을 높이기 위해 높은 함량의 탄소를 함유시키고 망간을 다량 포함시켜 오스테나이트 조직 및 마모 저항성을 증가시키려는 노력이 꾸준히 진행되어 왔다. 그러나, 해드필드강의 경우 높은 탄소 함량은 오스테나이트 입계를 따라 네트웍 형태의 탄화물을 고온에서 생성시켜 강재의 물성, 특히 연성을 급격히 저하시킨다.
이러한 네트웍 형태의 탄화물 석출을 억제하기 위해 고온에서 용체화 처리를 하거나 혹은 열간가공 후 상온으로 급냉시켜 고망간강을 제조하는 방법이 제시되었다. 그러나, 강재의 두께가 두꺼운 경우 또는 용접이 필수적으로 수반되는 경우와 같이 제조조건의 변화가 용이하지 않은 경우 이러한 네트웍 형태의 탄화물 석출을 억제하기 힘들며, 이로 인해 강재의 물성이 급격히 열화되는 문제점이 발생하게 된다.
또한, 고망간강의 잉곳 또는 주편은 응고 중 망간 및 탄소 등과 같은 합금원소 외에도 P, S 등과 같은 불순물 원소에 의한 편석이 필연적으로 발생하고 이는 열간압연 등의 후 가공시 더욱 악화되어 결국 최종제품에서 심화된 편석대를 따라 조대한 탄화물이 형성되며 결국 미세조직의 불균일성을 조장하고 물성 열화가 발생한다.
또한, 가공 중에 발생하는 열이나 응력에 의한 중심부 크랙을 발생시키는 결과를 가져오기도 한다.
내마모성 향상을 위해서는 탄소의 함량을 증가시키는 것이 필수적이며, 이로 인한 탄화물 석출에 의한 물성 열화를 방지하기 위해 망간 함량을 증가시키는 것이 일반적인 방법이 될 수 있으나 이는 결국 합금 량과 제조단가의 상승을 초래하게 된다.
이를 해결하기 위해 망간 대비 탄화물 형성 억제에 효과적인 원소의 첨가에 대한 연구도 요구되고 있다. 또한, 고합금 제품에서 흔히 발생하는 편석에 의한 취성 문제에 대한 연구도 지속적으로 요구되고 있다.
대한민국 공개특허공보 제2016-0077558호
본 발명의 바람직한 일 측면은 강도, 연신율 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 내부 품질 및 내마모성이 우수한 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 강도, 연신율 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 내부 품질 및 내마모성이 우수한 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si:1.0%이하(0%는 제외), S:0.02%이하(0% 포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 면적%로, 10%이하(0% 포함)의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 내마모성이 우수한 강재가 제공된다.
상기 강재는 하기 식(1)로 표현되는 성분 편석지수(S)가 3.0 이하일 수 있다.
[관계식 1]
성분 편석지수(S) = (압연재 중심부 C 성분/용강C성분)/1.25 + (압연재 중심부 Mn 성분/용강Mn성분)/1.15 + (압연재 중심부 P 성분/용강P성분)/3.0
(여기서, 중심부 성분은 압연재 1/2두께 위치에서 미세조직 분석시 가장 성분이 높게 측정되는 부분의 상하 50㎛이하 범위의 성분을 의미한다)
상기 강재는 350MPa이상의 항복강도, 20%이상의 균일 연신율 및 40J 이상의 충격인성을 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), S: 0.02%이하(0%포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 준비하는 단계;
상기 용강을 하기 식(2)를 만족시키는 용강온도(TC)와 하기 식(3)을 만족시키는 주조속도(V)의 조건으로 연속주조하여 슬라브를 얻는 연속주조단계;
[관계식 2]
K≤TC≤K+60
(상기 식(2)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
(여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 3]
V (m/min) ≥ 0.025[TC-K]
(상기 식(3)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
(여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 슬라브를 하기 식(5)에 의해 구해지는 재가열온도(TR)이하에서 재가열하는 단계;
[관계식 5]
TR = 1453 - 165[C] - 4.5[Mn] - 414[P]
[TR: 재가열온도(℃); [C] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함]
상기와 같이 재가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~1050℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
상기 열연강재를 5℃/sec이상으로 600℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모성이 우수한 강재의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 내마모성이 우수하여 마모가 다량 발생하는 오일 및 가스 산업에서 채굴, 수송, 저장 분야 또는 산업기계 분야 전반의 내마모성이 요구되는 분야에 적용 가능하며, 특히 생산공정 중 발생할 수 있는 내부 결함 발생율을 획기적으로 감소시킬 수 있어 내부품질이 요구되는 분야로 적용 범위를 확대시킬 수 있는 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 비교강 4의 강판 두께 중심부 결함을 나타내는 사진이다
본 발명자들은 내마모성이 요구되는 기술분야에 사용되던 기존 강재 대비 우수한 강도와 내마모성을 갖는 강재에 대해 연구하던 중, 고 망간 강의 경우 오스테나이트계 강재 특유의 우수한 강도 및 연신율을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 가공경화율을 향상시키는 경우, 마모환경에서 소재자체의 가공경화로 인해 오히려 경도가 높아져 우수한 내마모성을 확보할 수 있음을 인식하고 본 발명을 완성하게 되었다.
본 발명은 오스테나이트계 강재 특유의 우수한 강도 및 연신율을 가질 뿐만 아니라, 마모환경에서 소재자체의 가공경화로 인해 오히려 경도가 높아져 우수한 내마모성도 갖는 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
더 나아가, 본 발명은 주조 조건 및 재가열 조건을 최적화하여 기존의 오스테나이트계 내마모 강재의 문제점인 다량의 탄소 및 망간 함유와 P등과 같은 불순물에 따른 중심부 취화 문제를 제어함으로써 내부품질(중심부 품질)이 향상된 오스테나이트계 내마모 강재 및 그 제조방법을 제공한다
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), S: 0.02%이하(0% 포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 10%이하(0% 포함)의 탄화물과 잔부 오스테나이트를 포함한다.
이하, 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C: 0.55~1.4중량%(이하, "%"라고도 함)
탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로서 균일 연신율을 향상시키는 역할을 할 뿐만 아니라 강도 향상 및 가공경화율을 높이는데 매우 유리한 원소이다. 이러한 탄소의 함량이 0.55% 미만이면 상온에서 안정한 오스테나이트를 형성하기 어렵고, 충분한 강도 및 가공경화율을 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 그 함량이 1.4%를 초과하게 되면 탄화물이 다량 석출되어 균일 연신율을 저감시켜 우수한 연신율을 확보하기 곤란할 수 있으며, 내마모성 하락 및 조기 파단을 야기할 수 있다.
따라서, 상기 C의 함량은 0.55~1.4%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 12~23%
망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 매우 중요한 원소로서, 균일 연신율을 향상시킨다. 본 발명에서 주 조직으로 오스테나이트를 얻기 위해서는 Mn이 12% 이상 포함되는 것이 바람직하다.
만일, Mn의 함량이 12% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정도가 저하되어 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있고, 이로 인해 오스테나이트 조직을 충분히 확보하지 못하면 충분한 균일연신율 확보가 어렵다. 반면, Mn의 함량이 23%를 초과하게 되면 제조비용이 상승할 뿐만 아니라, 망간첨가로 인한 내식성 저하 및 제조 공정상의 어려움 등의 문제점이 있다
따라서, 상기 Mn의 함량은 12~23%로 제한함이 바람직하다.
Cr: 5% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성을 향상시키고 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한, 크롬은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만, 이러한 Cr의 함량이 5%를 초과하게 되면 오스테나이트 입계에 탄화물을 과다 형성하여 강재의 인성을 크게 저하시킬 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.
Cu: 5% 이하(0%는 제외)
구리(Cu)는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축되고, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 되고, 결국 탄화물 생성을 억제하는 효과가 있다. 다만, Cu의 함량이 5%를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 그 함량의 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.5%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외)
알루미늄(Al) 및 실리콘(Si)은 제강공정 중 탈산제로 첨가되는 성분으로, 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.5%로 한정하고, 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.0%로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.02%이하(0% 포함)
S는 불순물로서 가능한 한 억제하는 것이 바람직하며, 그 상한은 0.02%로 관리하는 것이 바람직하다.
P: 0.04%이하(0% 포함)
일반적으로, P는 입계에 편석(segregation)하여 고온취성을 유발하는 원소로 잘 알려져 있으며, 특히 본 발명강재와 같이 C, Mn이 다량 함유되는 고합금 강종은 P 편석까지 더해질 경우 슬라브 및 제품에 심각한 취성을 유발할 수 있다. 더욱이 P는 일정 함량을 초과할 경우 편석도가 급격히 상승하게 되므로, 그 함량은 0.04%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재는 미세조직으로, 면적%로, 10%이하(0% 포함)의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함한다.
상기 탄화물의 분율이 면적%로, 10%를 초과하는 경우에는 급격한 충격인성 열화를 유발할 수 있다. 상기 오스테나이트는 연성 및 인성을 개선시킨다.
상기 강재는 하기 식(1)로 표현되는 성분 편석지수(S)가 3.0 이하인 것이 바람직하다.
[관계식 1]
성분 편석지수(S) = (압연재 중심부 C 성분/용강C성분)/1.25 + (압연재 중심부 Mn 성분/용강Mn성분)/1.15 + (압연재 중심부 P 성분/용강P성분)/3.0
(여기서, 중심부 성분은 압연재 1/2두께 위치에서 미세조직 분석시 가장 성분이 높게 측정되는 부분의 상하 50㎛이하 범위의 성분을 의미한다)
상기 식(1)로 표현되는 성분 편석지수(S)가 3.0을 초과하는 경우에는 가공중, 예를 들면 절단 가공중 1/2t(t: 강재두께) 위치에서 편석대를 따라 균열이 발생할 확률이 급격히 상승하게 될 수 있다.
상기 강재는 350MPa이상의 항복강도, 20%이상의 균일 연신율 및 40J 이상의 충격인성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al: 0.5%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), S: 0.02%이하(0% 포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 준비하는 단계;
상기 용강을 하기 식(2)를 만족시키는 용강온도(TC)와 하기 식(3)을 만족시키는 주조속도(V)의 조건으로 연속주조하여 슬라브를 얻는 연속주조단계;
[관계식 2]
K≤TC≤K+60
(상기 식(2)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
(여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 3]
V (m/min) ≥ 0.025[TC-K]
(상기 식(3)에서 K 값은 상기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
(여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 슬라브를 하기 식(5)에 의해 구해지는 재가열온도(TR)이하에서 재가열하는 단계;
[관계식 5]
TR = 1453 - 165[C] - 4.5[Mn] - 414[P]
[TR: 재가열온도(℃); [C] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함]
상기와 같이 재가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~1050℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
상기 열연강재를 5℃/sec이상으로 600℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함한다.
연속주조단계
상기와 같이 조성되는 용강을 하기 식(2)를 만족시키는 용강온도(TC)와 하기 식(3)을 만족시키는 주조속도(V)의 조건으로 연속주조하여 강 슬라브를 얻는다.
[관계식 2]
K≤TC≤K+60
(상기 식(2)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
(여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 3]
V (m/min) ≥ 0.025[TC-K]
(상기 식(3)에서 K 값은 상기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
본 발명에서는 고탄소 고망간 내마모강에서 용이하게 발생할 수 있는 슬라브 조직내 과편석을 억제하기 위하여, 상기 식(2)~(4)와 같은 성분변화에 따른 주조조건을 도출한 것이다. 이를 통해 최종 강재에서 빈번히 발생하는 내부품질(중심부 품질) 불량을 억제할 수 있다.
상기와 같은 주조조건으로 슬라브를 제조하지 않을 경우 슬라브 내에 과도한 편석대가 형성되어 슬라브 취성이 발생할 수 있으며, 재가열 및 압연 후에도 과도한 편석대가 잔존하여 품질결함을 유발할 수 있다.
슬라브 재가열 단계
상기와 같이 연속주조하여 얻어진 슬라브를 재가열한다.
상기 슬라브 재가열은 하기 식(5)에 의해 구해지는 재가열온도(TR)이하에서 실시하는 것이 바람직하다.
[관계식 5]
TR = 1453 - 165[C] - 4.5[Mn] - 414[P]
[TR: 재가열온도(℃); [C] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함]
본 발명에서는 고탄소 고망간 내마모강에서 용이하게 발생할 수 있는 재가열 시 편석대 부분용융에 의한 중심부 취화를 억제하기 위하여, 상기 식(5)와 같은 성분변화에 따른 재가열 온도 제한 조건을 도출한 것이다. 이를 통해 최종 강재에서 빈번히 발생하는 내부품질(중심부 품질) 불량을 억제할 수 있다.
슬라브 재가열 온도가 TR온도을 초과할 경우 슬라브 내 편석대에서 부분 용융이 발생할 수 있으며, 이로 인해 발생한 중심부 취화는 제품까지 연결되어, 압연재 중심부 성분 편석지수가 3.0을 초과하여 중심부 불량을 야기시킨다.
열연강재를 얻는 단계
상기와 같이 재가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~1050℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는다.
상기 마무리 압연온도가 850℃미만일 경우에는 탄화물이 석출되어 균일 연신율이 저하될 수 있으며, 미세조직이 팬케이크화 되어 조직 이방성으로 인한 불균일 연신이 발생할 수 있다. 상기 마무리 압연온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 결정립 성장이 활발하여 쉽게 결정립이 조대화되어 강도가 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
열연강재의 냉각단계
상기 열연강재를 5℃/sec이상으로 600℃이하까지 냉각한다.
상기 냉각속도가 5℃/sec미만이거나, 냉각정지온도가 600℃를 초과하는 경우에는 탄화물이 석출되어 연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 급속한 냉각 공정은 기지조직 내의 C 및 N 원소들의 높은 고용도를 확보하는데 도움이 된다. 따라서, 상기 냉각은 5℃/sec이상으로 600℃이하까지 실시되는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도는 10℃/sec이상이 보다 바람직하며, 15℃/sec 이상이 보다 더 바람직하다.
상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니며, 설비의 냉각능 등을 고려하여 한정될 수 있다. 상기 열영강재의 냉각은 상온까지 이루어지더라도 무방하다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 내마모성이 우수한 강재의 제조방법에 따르면, 예를 들면, 350MPa이상의 항복강도, 20%이상의 균일 연신율 및 40J 이상의 충격인성을 갖는 강재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 성분 및 성분범위를 만족하는 용강을 하기 표 2의 조건으로 연속주조하여 슬라브를 제조한 후, 하기 표 3의 조건으로 슬라브를 재가열, 열간압연 및 냉각하여 열연강재로 제조하였다.
상기와 같이 제조된 열연강재의 미세조직, 성분 편석지수, 절단크랙 발생율(%), 내마모성(g), 항복강도(MPa) 및 균일 연신율(%)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 여기서, 내마모성은 ASTM 65 시험법을 따르는 모래마모 시험으로 일정량의 모래를 분사하면서 회전하는 롤에 시편을 접촉시켜 마모를 시킨후 감소한 중량을 측정하여 평가한 것이다.
또한, 상기 열연강재에 대한 -29℃충격인성[충격에너지(J)]을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 함께 나타내었다.
한편, 비교강4에 대해서는 강판 두께 중심부 결함의 발생여부를 확인하기 위하여 사진 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
강종 강 조성(중량%)
C Mn P Cr Cu Al Si S
발명강 1 0.58 22.1 0.031 4.3 2.1 0.035 0.43 0.006
발명강 2 0.65 16.6 0.022 3.4 3.9 0.078 0.017 0.011
발명강 3 0.83 14.9 0.019 1.2 0.33 0.044 0.21 0.007
발명강 4 1.11 18.4 0.015 2.1 0.06 0.121 0.015 0.005
발명강 5 1.32 12.6 0.011 0.08 1.2 0.264 0.085 0.012
비교강 1 0.36 16.1 0.018 3.1 0.02 0.055 0.07 0.01
비교강 2 1.44 17.2 0.012 2.3 0.3 0.049 0.12 0.007
비교강 3 0.59 11.6 0.015 0.8 1.2 0.078 0.15 0.005
비교강 4 1.17 17.1 0.045 0.4 0.2 0.043 0.11 0.008
비교강 5 1.21 18.9 0.016 1.0 0.9 0.039 0.21 0.007
비교강 6 0.98 15.8 0.015 3.3 2.3 0.046 0.098 0.004
비교강 7 0.89 18.3 0.015 2.1 1.3 0.039 0.046 0.006
비교강 8 1.09 21.3 0.022 0.01 1.2 0.063 0.15 0.011
비교강 9 0.99 17.8 0.018 0.05 0.044 1.2 0.8 0.009
강종 연속주조 조건
식2의 용강온도(TC) (℃) 식3의 주조속도(V)(m/min) 실제용강온도(℃) 실제주조속도(m/min)
발명강 1 1425 0.2 1434 0.5
발명강 2 1447 0.3 1459 0.4
발명강 3 1445 0.6 1467 1
발명강 4 1415 0.5 1433 1
발명강 5 1430 0.8 1462 0.9
비교강 1 1465 0.5 1486 0.7
비교강 2 1403 0.8 1435 1
비교강 3 1473 1.1 1517 1.2
비교강 4 1416 0.2 1425 0.5
비교강 5 1407 1.0 1446 1.2
비교강 6 1433 1.4 1489 1.5
비교강 7 1427 0.8 1460 1
비교강 8 1402 0.7 1431 1
비교강 9 1424 0.7 1453 0.2
상기 표 2에서 주조속도(V)는 V (m/min) = 0.025[TC-K]이다.
강종 재가열, 열간압연 및 냉각조건
식5의 재가열온도(TR)(℃) 재가열 온도(℃) 마무리압연온도(℃) 냉각속도(℃/sec) 냉각정지온도(℃)
발명강 1 1245 1212 870 44 540
발명강 2 1262 1205 875 25 390
발명강 3 1241 1185 903 19 320
발명강 4 1181 1170 980 61 250
발명강 5 1174 1162 990 41 270
비교강 1 1314 1220 1020 21 560
비교강 2 1133 1130 905 19 440
비교강 3 1297 1196 898 28 280
비교강 4 1164 1152 885 30 370
비교강 5 1162 1187 913 29 380
비교강 6 1214 1195 829 25 385
비교강 7 1218 1207 908 3 420
비교강 8 1168 1179 950 16 690
비교강 9 1202 1156 945 22 420
구분 미세조직 성분
편석지수1)		 절단크랙 발생율(%)2) 내마모성
(g)		 항복강도
(MPa)		 균일 연신율
(%)		 충격인성(-29℃)
(J)
발명강 1 γ+탄화물10%이하 2.85 0 1.88 363 51 193
발명강 2 γ+탄화물10%이하 2.58 0 1.74 451 53 233
발명강 3 γ+탄화물10%이하 2.51 0 1.54 412 60 265
발명강 4 γ+탄화물10%이하 2.45 0 1.43 499 53 247
발명강 5 γ+탄화물10%이하 2.27 0 1.41 522 49 122
비교강 1 γ+탄화물10%이하 2.45 0 2.69 270 49 99
비교강 2 γ+탄화물15.8% 2.31 0 1.56 581 18 33
비교강 3 γ+α - 12 2.98 378 36 20
비교강 4 γ+탄화물10%이하 3.56 83 - 505 22 60
비교강 5 γ+탄화물10%이하 3.59 68 - 514 27 69
비교강 6 γ+탄화물 12.1% 2.39 0 2.11 418 28 33
비교강 7 γ+탄화물13.2% 2.31 0 2.17 432 25 29
비교강 8 γ+탄화물14.2% 2.55 0 2.34 519 33 35
비교강 9 γ+탄화물10%이하 3.9 85 - 508 29 55
1) 성분 편석지수(S) = (압연재 중심부 C 성분/용강C성분)/1.25 + (압연재 중심부 Mn 성분/용강Mn성분)/1.15 + (압연재 중심부 P 성분/용강P성분)/3.0
* 중심부 성분: 압연재 1/2두께 위치에서 미세조직 분석시 가장 성분이 높게 측정되는 부분의 상하 50㎛이하 범위의 성분을 의미한다
2) 절단크랙 발생율: (중심부 균열발생길이/전체절단길이) × 100
하기 표 1 내지 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강(1-5)의 경우에는 내마모성, 항복강도, 충격인성 및 균일 연신율이 우수할 뿐만 아니라 절단 크랙율도 낮음을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 강 조성 및 제조조건 중 적어도 하나의 조건을 충족하지 못하는 비교강(1 -9)의 경우에는 내마모성, 항복강도, 충격인성 및 균일 연신율 중 적어도 하나의 물성이 불충분하거나 절단 크랙율이 높음을 알 수 있다.
중심부 성분 편석지수가 3.0을 초과한 비교강 4의 경우에는 절단 크랙발생율이 높으며, 도 1에도 나타난 바와 같이, 강재 두께 중심부 결함이 발생되어 있음을 알 수 있다. 절단과정에서 발생하는 열응력에 의해 가장 취약한 중심부에서 균열이 발생하였고, 중심부를 따라 균열이 전파하고 있음을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si:1.0%이하(0%는 제외), S:0.02%이하(0% 포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적%로, 10%이하(0% 포함)의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 내마모성이 우수한 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강재는 하기 식(1)로 표현되는 성분 편석지수가 3.0 이하인 것을 특징으로 하는 내마모성이 우수한 강재.
    [관계식 1]
    성분 편석지수(S) = (압연재 중심부 C 성분/용강C성분)/1.25 + (압연재 중심부 Mn 성분/용강Mn성분)/1.15 + (압연재 중심부 P 성분/용강P성분)/3.0
    (여기서, 중심부 성분은 압연재 1/2두께 위치에서 미세조직 분석시 가장 성분이 높게 측정되는 부분의 상하 50㎛이하 범위의 성분을 의미한다)
  3. 제1항에 있어서, 상기 강재는 350MPa이상의 항복강도, 20%이상의 균일 연신율 및 40J 이상의 충격인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내마모성이 우수한 강재.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.55~1.4%, 망간(Mn): 12~23%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), Al:0.5%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), S: 0.02%이하(0%포함), 인(P): 0.04%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 준비하는 단계;
    상기 용강을 하기 식(2)를 만족시키는 용강온도(TC)와 하기 식(3)을 만족시키는 주조속도(V)의 조건으로 연속주조하여 슬라브를 얻는 연속주조단계;
    [관계식 2]
    K≤TC≤K+60
    (상기 식(2)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
    [관계식 4]
    K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
    (여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
    [관계식 3]
    V (m/min) ≥ 0.025[TC-K]
    (상기 식(3)에서 K 값은 하기 식(4)에 의해 결정되는 값을 나타낸다.)
    [관계식 4]
    K (℃) = 1536 - (69[C] + 4.2[Mn] + 39[P])
    (여기서, [C], [Mn], [P] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
    상기 슬라브를 하기 식(5)에 의해 구해지는 재가열온도(TR)이하에서 재가열하는 단계;
    [관계식 5]
    TR = 1453 - 165[C] - 4.5[Mn] - 414[P]
    [TR: 재가열온도(℃); [C] 및 [Mn] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함]
    상기와 같이 재가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~1050℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
    상기 열연강재를 5℃/sec이상으로 600℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모성이 우수한 강재의 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060040718A (ko) * 2003-07-22 2006-05-10 위시노 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판
KR20070091300A (ko) * 2004-11-24 2007-09-10 아르셀러 프랑스 강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법
JP2012161820A (ja) * 2011-02-08 2012-08-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法
KR20160077558A (ko) 2014-12-23 2016-07-04 주식회사 포스코 도금 품질이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100320959B1 (ko) * 1996-12-30 2002-06-20 전선기 극저온충격특성이우수한고망간강및그제조방법
KR20000041265A (ko) * 1998-12-22 2000-07-15 이구택 표면스켑결함과 크랙결함을 동시에 방지하는 미니밀공정에 의한고망간강 열연강판의 제조방법
CA2785318C (en) * 2009-12-28 2014-06-10 Posco Austenite steel material having superior ductility
US9650703B2 (en) * 2011-12-28 2017-05-16 Posco Wear resistant austenitic steel having superior machinability and toughness in weld heat affected zones thereof and method for producing same
US20140356220A1 (en) * 2011-12-28 2014-12-04 Posco Wear resistant austenitic steel having superior machinability and ductility, and method for producing same
JP2013249500A (ja) * 2012-05-31 2013-12-12 Nsk Ltd 転がり軸受
BR112015005020B1 (pt) * 2012-09-27 2020-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente e método para fabricar a mesma
US20140261918A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Exxonmobil Research And Engineering Company Enhanced wear resistant steel and methods of making the same
KR101543916B1 (ko) * 2013-12-25 2015-08-11 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법
KR20160075927A (ko) * 2014-12-19 2016-06-30 주식회사 포스코 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
JP6390573B2 (ja) * 2015-09-29 2018-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2017111510A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
WO2017213781A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-14 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same
KR101917473B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060040718A (ko) * 2003-07-22 2006-05-10 위시노 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판
KR20070091300A (ko) * 2004-11-24 2007-09-10 아르셀러 프랑스 강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법
JP2012161820A (ja) * 2011-02-08 2012-08-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法
KR20160077558A (ko) 2014-12-23 2016-07-04 주식회사 포스코 도금 품질이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법

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