KR20200044879A - 인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법 - Google Patents

인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200044879A
KR20200044879A KR1020207008415A KR20207008415A KR20200044879A KR 20200044879 A KR20200044879 A KR 20200044879A KR 1020207008415 A KR1020207008415 A KR 1020207008415A KR 20207008415 A KR20207008415 A KR 20207008415A KR 20200044879 A KR20200044879 A KR 20200044879A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
rolling
cold rolling
annealing
steel sheet
Prior art date
Application number
KR1020207008415A
Other languages
English (en)
Inventor
다이 미야와키
마사루 후지하라
Original Assignee
닛테츠 닛신 세이코 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛테츠 닛신 세이코 가부시키가이샤 filed Critical 닛테츠 닛신 세이코 가부시키가이샤
Publication of KR20200044879A publication Critical patent/KR20200044879A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/006—Graphite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

비조질재에서 「내마모성」과 「인성」을 높은 레벨로 양립시킨다. 질량%로, C: 0.60 내지 1.25%, Si: 0.50% 이하, Mn: 0.30 내지 1.20%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30 내지 1.50%, Nb: 0.10 내지 0.50%, Ti: 0 내지 0.50%, Mo: 0 내지 0.50%, V: 0 내지 0.50%, Ni: 0 내지 2.00%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 조성을 갖고, 페라이트상의 금속 소지 중에, 시멘타이트 입자와, Nb, Ti의 1종 이상을 함유하는 탄화물(이하 「Nb·Ti계 탄화물」이라고 함)의 입자가 분산된 금속 조직을 갖고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)에서, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도가 3000 내지 9000개/㎟이고 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도가 1250개/㎟ 이하인, 강판.

Description

인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법
본 발명은 경질의 Nb·Ti계 탄화물을 분산시킨 내마모성 강판(鋼板)에서 특히 인성의 개선을 도모한 강판에 관한 것이다.
자동차 부품, 산업 기계의 체인 부품, 기어 등의 동력 전달 부재나, 목재의 절단·예초기 등에 사용하는 둥근 톱, 띠톱 등의 날붙이 부재에는, 내마모성이 요구된다. 일반적으로 강재의 내마모성은, 경도를 높임으로써 향상된다. 따라서, 내마모성을 중시하는 부재에는, 소입 등의 열처리를 이용하여 경질화시킨 강재나, 탄소 등의 합금 원소 함유량이 높은 강재가 많이 사용된다. 즉, 강재의 경도와 내마모성은 밀접한 관계에 있으며, 종래, 강재에 내마모성을 부여하는 수법으로서는 경도를 증대시키는 수법을 채용하는 것이 일반적이다.
한편, 칼날이 고속 회전하는 둥근 톱 등의 날붙이 부재에서는, 사용 중에 파손되지 않는 것이 중요하다. 파손을 방지하기 위해서는 강재의 인성을 확보할 필요가 있다. 내마모성의 향상에 유리한 경질화는, 인성을 저하시키는 요인이 된다. 따라서, 일반적으로 「내마모성」과 「인성」은 트레이드 오프의 관계에 있다.
과실, 곡물, 면화 등 농산물을 수확하는 둥근 톱 등 일부의 날붙이에서는, 마모가 비교적 온화하므로, 경도보다는, 파손 방지에 유리한 「인성」이 중시된다. 이러한 날붙이 용도에서는, 소입 등의 조질 열처리를 거쳐 경질화된 「조질재(調質材)」가 아니라, 페라이트상＋구상화(球狀化) 시멘타이트 조직의 「비조질재(非調質材)」가 적용되는 경우도 많다. 그러나, 제품의 장수명화에 대한 요구는 끈질겨, 마모가 비교적 온화한 용도에서라도, 내마모성의 개선 요망이 높아지고 있다. 비조질재에서 「내마모성」과 「인성」을 높은 레벨로 양립시키는 기술의 구축이 요망된다.
특허문헌 1, 2는, 열간 단조용 강에 있어서 마모를 촉진시키는 페라이트상의 경질화 및 면적율 저감에 의해 강의 내마모성을 향상시키는 것이 기재되어 있다. 하지만, 이들 문헌에서 대상으로 하고 있는 강은 페라이트-펄라이트 조직이여서, 페라이트-구상화 시멘타이트 조직에 비해 인성이 떨어진다.
특허문헌 3에는, 결정립을 미세화시켜 고강도·고인성을 부여한 열연 강재를 직접 절삭 가공함으로써, 조질 열처리하지 않고 사용할 수 있는 기계 구조용 부품을 얻는 기술이 개시되어 있다. 하지만, 내마모성을 필요로 하는 용도에서는 고주파 소입-소려의 처리가 요구된다.
특허문헌 4에는, 고탄소강의 의재(衣材)와 저탄소강의 심재(芯材)를 클래드화함으로써 내마모성과 인성이 겸비된 둥근 톱용 강판이 개시되어 있다. 그러나, 클래드화의 공정이 요구된다.
특허문헌 5, 6에는, 경질의 Nb·Ti계 탄화물의 분산을 이용하여 내마모성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이들 기술은 소입 소려 처리에 의해 경질화를 도모하는 조질재를 대상으로 하는 것이다. 높은 내마모성을 얻을 수 있지만, 인성면에서는 한층 더 개선이 요망된다.
특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개평10-137888호 특허문헌 2: 일본 공개특허공보 특개2003-201536호 특허문헌 3: 일본 공개특허공보 특개2011-195858호 특허문헌 4: 일본 공개특허공보 특개소60-82647호 특허문헌 5: 일본 공개특허공보 특개2010-138453호 특허문헌 6: 일본 공개특허공보 특개2013-136820호
본 발명은 비조질재에서 「내마모성」과 「인성」을 높은 레벨로 양립시키는 것을 목적으로 한다.
발명자들의 조사에 의하면, 특허문헌 5, 6에 개시된 바와 같은 경질의 Nb·Ti계 탄화물을 이용하여 내마모성을 부여하는 기술에 있어서, 소입 등의 조질 열처리를 실시하기 전의 강판(비조질재)은 비교적 연질임에도 불구하고, 그 단계에서, 반드시 양호한 인성을 나타낸다고는 할 수 없는 것을 알 수 있었다. 상세한 조사의 결과, 냉간 압연시에 경질의 탄화물 입자의 근방에 보이드가 생기고, 그것이 인성을 저해하는 요인이 되고 있음을 밝혀냈다. 따라서 발명자들은 보이드가 생기기 어려운 제조 조건을 찾기 위해 연구를 진행하였다. 그 결과, 우선, 냉간 압연율을 저감하면 보이드가 생기기 어려워지는 경향이 확인되었다. 더욱 연구를 진행한 결과, 냉간 압연과 소둔을 반복하는 경우에는, 중간에서의 냉간 압연율이 35%를 초과하면 인성이 현저하게 열화되는 경우가 있는 것을 알 수 있었다. 35% 이하의 비교적 가벼운 압연율로 중간 냉간 압연을 행하여 중간 소둔을 실시하고, 그 후, 최종적인 마무리 냉간 압연을 실시하는 공정에 의해, 조대한 보이드의 형성이 적은 강판을 얻을 수 있고, 안정적으로 높은 인성을 부여할 수 있음을 발견하였다. 이 경우, 마무리 냉간 압연율은 60% 정도까지 허용되는 것이 확인되었다. 본 발명은 이러한 지견에 기초하는 것이다.
상기 목적은, 질량%로, C: 0.60 내지 1.25%, Si: 0.50% 이하, Mn: 0.30 내지 1.20%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30 내지 1.50%, Nb: 0.10 내지 0.50%, Ti: 0 내지 0.50%, Mo: 0 내지 0.50%, V: 0 내지 0.50%, Ni: 0 내지 2.00%, 잔부(殘部) Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 조성을 갖고, 페라이트상(相)의 금속 소지(素地) 중에, 시멘타이트 입자와, Nb, Ti의 1종 이상을 함유하는 탄화물(이하 「Nb·Ti 계 탄화물」이라고 한다)의 입자가 분산된 금속 조직을 갖고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)에서, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도가 3000 내지 9000개/㎟이고 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도가 1250개/㎟ 이하인 강판에 의해 달성된다. 여기서, Ti, Mo, V, Ni는 임의 첨가 원소이다. 이 강판의 판 두께는 예를 들면 0.2 내지 4.0mm이다.
여기서 말하는 「Nb·Ti계 탄화물」은, 탄화물을 구성하는 금속 원소로서 Nb 및 Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 경질 탄화물이다. Nb·Ti계 탄화물의 종류로서는, NbC를 주체로 하는 타입, TiC를 주체로 하는 타입, 및 (Nb, Ti)C를 주체로 하는 타입을 들 수 있다. 본 발명에서는 소정량의 Nb를 함유하는 강을 대상으로 하고 있으므로, 강 성분에 Ti를 함유하지 않는 경우에는 NbC를 주체로 하는 타입의 경질 탄화물이 생성된다. 이러한 Ti를 함유하지 않는 타입의 Nb 함유 경질 탄화물도, 본 명세서에서는 「Nb·Ti계 탄화물」로 지칭된다. 강 성분에 Ti를 함유하는 경우에는 (Nb, Ti)C를 주체로 하는 타입이 생성되는 것 외에, Ti 함유량에 따라서 TiC를 주체로 하는 타입이나 NbC를 주체로 하는 타입도 혼재할 수 있는 것으로 생각된다. 강 소지 중에는 구상화한 시멘타이트(Fe3C)의 입자도 존재한다. 어떤 탄화물이 Nb·Ti계 탄화물인지 여부는 EDX(에너지 분산형 X선 형광 분석법) 등의 분석 수법에 의해 확인할 수 있다.
보이드는 Nb·Ti계 탄화물 입자의 표면과 강 소지(매트릭스)의 사이에 존재하는 공극이다. 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도는 다음과 같이 구할 수 있다.
[보이드의 개수 밀도를 구하는 법]
압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)을 연마한 관찰면을 공초점 레이저 현미경에 의해 관찰하고, 관찰 화상 위에서, Nb·Ti계 탄화물에 인접해서 존재하는 보이드 중, 원 상당 지름이 1.0㎛ 이상인 보이드의 개수를 카운트하고, 그 카운트 총수를 관찰 총면적(㎟)으로 나눈 값을, 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도(개/㎟)로 한다. 단, 관찰 면적은 90㎛×60㎛×20 시야로 한다. 관찰 시야로부터 일부 벗어나 있는 보이드는, 관찰 시야 내에 나타나 있는 부분의 원 상당 지름이 1.0㎛ 이상이면 카운트 대상으로 한다. 여기서, 어떤 보이드의 원 상당 지름은, 관찰 화상 위에서의 당해 보이드의 면적과 동일한 원의 직경이다. 보이드의 면적은 관찰 화상을 화상 처리 소프트웨어로 처리함으로써 측정할 수 있다.
상기 강판에서, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도가 3000 내지 9000개/㎟인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유 탄화물 입자의 개수 밀도는 이하와 같이 하여 구할 수 있다.
[Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도를 구하는 법]
압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)을 연마한 후 에칭한 관찰면을 공초점 레이저 현미경에 의해 관찰하고, 관찰 화상 위에서, 원 상당 지름이 0.5㎛ 이상인 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수를 카운트하고, 그 카운트 총수를 관찰 총면적(㎟)으로 나눈 값을, 원 상당 지름이 0.5㎛ 이상인 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도(개/㎟)로 한다. 단, 관찰 면적은 90㎛×60㎛×20 시야로 한다. 관찰 시야로부터 일부 벗어나 있는 Nb·Ti계 탄화물 입자는, 관찰 시야 내에 나타나 있는 부분의 원 상당 지름이 0.5㎛ 이상이면 카운트 대상으로 한다. 여기서, 어떤 Nb·Ti계 탄화물 입자의 원 상당 지름은, 관찰 화상 위에서의 당해 Nb·Ti계 탄화물 입자의 면적과 동일한 원의 직경이다. Nb·Ti계 탄화물 입자의 면적은 관찰 화상을 화상 처리 소프트웨어로 처리함으로써 측정할 수 있다.
상기 강판은 예를 들면 하기 방법에 의해 제조할 수 있다.
용강이 액상선 온도에서부터 고상선 온도까지 냉각하는 동안의 냉각 속도를 5 내지 20℃/min으로 제어하여 주편을 제조하는 공정(주조 공정),
주편을 1200 내지 1350℃에서 0.5 내지 4시간 가열 보지(保持)하는 공정(주편 가열 공정),
열간 압연을 실시하는 공정(열연 공정),
필요에 따라, 열연 공정에서 얻은 열연 강판에 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도에서 10 내지 50시간 보지한 후 냉각하는 소둔을 실시하는 공정(열연판 소둔 공정),
압연율 35% 이하의 냉간 압연을 실시하고, 이어서 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도에서 10 내지 50시간 보지한 후 냉각하는 순서를 1회 이상 행하는 공정(중간 냉연 소둔 공정),
압연율 60% 이하의 냉간 압연을 실시하는 공정(마무리 냉연 공정),
필요에 따라, 300 내지 500℃에서 1 내지 5시간 보지하는 소둔을 실시하는 공정(변형 보정 소둔 공정)
을 상기 순서로 갖는 제조 방법.
압연율은 하기 (1)식에 의해 정해진다.
압연율(%) = (h0-h1)/h0×100 … (1)
여기서, h0은 압연 전의 판 두께(mm)이고 h1은 압연 후의 판 두께(mm)이다.
본 발명에 의해, Nb 함유 강의 비조질재에서, 인성을 개선할 수 있었다. 이 강재는 우수한 내마모성과 인성을 겸비하고 있다. 과실, 곡물, 면화 등을 수확하는 둥근 톱 등, 종래, 비조질재를 적용하고 있던 날붙이 부품에서, 내마모성 향상에 의한 수명 연신 효과를 얻을 수 있다. 또한, 종래, 내마모성의 향상과 트레이드 오프였던 인성의 열화가 억제된다.
[화학 조성]
본 명세서에서, 강의 성분 원소에 관한 「%」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미한다.
C는, 강판의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 여기서는 C 함유량 0.60% 이상의 강을 대상으로 한다. C 함유량이 높아지면 조대한 탄화물이 많아져 인성 저하의 요인이 된다. C 함유량은 1.25% 이하로 제한된다.
Si는, 탈산제로서 첨가되는 경우가 있지만, 다량으로 함유하면 인성이 열화된다. Si 함유량은 0.50% 이하로 제한된다. 통상, 0.01 내지 0.50%의 함유량 범위에서 조정하면 좋다.
Mn은, 강판의 강도 향상에 유효하며, 0.30% 이상 함유량을 확보한다. 다량의 Mn 함유는 열연 강판의 경질화를 초래하여, 제조성 저하의 요인이 된다. Mn 함유량은 1.20% 이하로 제한되며, 1.00% 미만으로 관리해도 좋다.
P 및 S는, 인성에 악영향을 미치므로, 함유량은 적은 것이 바람직하다. P는 0.030% 이하, S는 0.030% 이하로 각각 제한된다. 통상, P는 0.001% 이상, S는 0.0005% 이상의 범위에서 조정하면 좋다.
Cr은, 강판의 강도 향상에 유효하며, 0.30% 이상 함유량을 확보한다. 다량의 Cr 함유는 인성 저하의 요인이 된다. Cr 함유량은 1.50% 이하로 제한된다.
Nb는, 주조 후의 냉각 과정에서 강 중에 매우 경질의 Nb·Ti계 탄화물 입자를 형성하고, 내마모성, 특히 내연마 마모성의 향상에 기여한다. 상기 작용을 충분히 발휘시키기 위해 0.10% 이상의 Nb 함유량을 확보한다. 단, Nb를 다량으로 첨가하면 Nb·Ti계 탄화물 입자의 생성량이 과대해져, 인성을 해치는 요인이 된다. 다양하게 검토한 결과, Nb 함유량은 0.50% 이하로 제한할 필요가 있다. 0.45% 이하로 관리해도 좋다.
Ti는, Nb와 동일하게, 주조 후의 냉각 과정에서 강 중에 매우 경질의 Nb·Ti계 탄화물 입자를 형성하여, 내마모성의 향상에 기여한다. 따라서, 필요에 따라 Ti를 첨가할 수 있다. 그 경우 0.01% 이상의 Ti 함유량으로 하는 것이 보다 효과적이다. 단, Ti를 다량으로 첨가하면 인성을 해치는 요인이 된다. 다양하게 검토한 결과, Ti를 첨가하는 경우에는 0.50% 하기 함유량 범위로 행할 필요가 있다. 0.30% 하기 Ti 함유량으로 관리해도 좋다.
Mo, V 및 Ni는, 모두 인성 향상에 유효한 원소이다. 따라서 필요에 따라 이들 중 1종 이상을 첨가할 수 있다. 그 경우, Mo는 0.10% 이상, V는 0.10% 이상, Ni는 0.10% 이상의 함유량으로 하는 것이 보다 효과적이다. 이들 원소를 과잉으로 첨가하여도 비용에 걸맞는 인성 향상 효과는 기대할 수 없다. Mo는 0.50% 이하, V는 0.50% 이하, Ni는 2.00% 하기 함유량 범위로 억제하는 것이 바람직하다.
[금속 조직]
본 발명에서는, 소입 소려나 오스템퍼(austemper)로 대표되는 상 변태를 이용한 조직 조정(이른바 조질 열처리)를 실시하고 있지 않은, 비조질재에서의 내마모성과 인성의 양립을 의도하고 있다. 따라서, 본 발명에 따른 강판은, 금속 소지(매트릭스)가 페라이트상이다. 그 금속 소지 중에 구상화 시멘타이트 입자와, Nb·Ti계 탄화물 입자가 분산되어 있다.
이 강판은, 냉간 압연 공정에서 Nb·Ti계 탄화물 입자의 근방에 생성되는 보이드의 존재량이 적다. 구체적으로는, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)에 있어서 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도가 1250개/㎟ 이하,보다 바람직하게는 1000개/㎟ 이하로 억제되어 있다. 이런 종류의 보이드 중 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드는, 비조질재인 강판의 인성을 저하시키는 큰 요인이 되는 것을 알 수 있었다. Nb 함유량 및 Ti 함유량이 상술한 적정 범위로 억제되어 있으면, 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드 개수 밀도를 1250개/㎟ 이하로 제한함으로써, 인성의 현저한 개선 효과를 얻을 수 있다. 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드 개수 밀도는 1000개/㎟ 이하인 것이 보다 바람직하다. 보이드의 생성이 적을수록 인성 개선에는 유리해지지만, 과잉으로 보이드를 제한하는 것은 적절한 판 두께의 냉간 압연 제품을 얻는데 공정상의 제약을 초래하는 요인이 된다. 통상, 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드 개수 밀도는 300개/㎟ 이상의 범위로 하면 좋다. 이 보이드 개수 밀도의 저감은, 예를 들면, 비교적 경압연율에서의 중간 냉간 압연 공정을 삽입한 제조 방법(후술)에 의해 실현할 수 있다.
Nb·Ti계 탄화물 입자는, 내마모성을 향상시키는 기능을 발휘한다. 특히, L 단면에 있어서, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도가 3000 내지 9000개/㎟로 조정되어 있는 것이 보다 효과적이다. Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도는, 주조시의 냉각 속도나 열간 압연 전의 주편 가열 온도를 적정화하는 공지의 수법(예를 들면 특허문헌 5에 개시된 기술)에 의해 컨트롤 가능하다.
[제조 방법]
본 발명에 따른 내마모성 강판은 예를 들면 하기 공정으로 제조할 수 있다.
주조→주편 가열→열간 압연→(열연판 소둔)→중간 냉간 압연→중간 소둔→마무리 냉간 압연→(변형 보정 소둔)
이 경우, 「중간 냉간 압연→중간 소둔」의 부분의 공정은 1회 또는 여러 번 행할 수 있다. 본 명세서에서는, 1회 또는 여러 번 행하는 「중간 냉간 압연→중간 소둔」의 공정이 「중간 냉연 소둔 공정」으로 지칭된다. 또한, 필요에 따라 산세 등의 스케일 제거 공정이 삽입된다. 이하, 상기 각 공정에 대해 설명한다.
[주조·주편 가열]
주조 공정에서는 냉각 과정에 있어서 Nb·Ti계 탄화물을 생성시킨다. Nb·Ti계 탄화물의 형성 사이즈는 주편의 냉각 속도 및 주편 가열 온도에 의해 컨트롤할 수 있다. 예를 들면, 용강이 액상선 온도에서부터 고상선 온도까지 냉각하는 동안의 냉각 속도를 5 내지 20℃/min으로 제어하고, 1500℃에서 900℃까지의 온도역의 체류 시간을 30분 이상 확보하고, 얻어진 주편을 1200 내지 1350℃로 0.5 내지 4.0시간 가열 유지하는 수법이 유효하다. 이 주편의 가열 처리는, 열간 압연 전의 주편 가열을 이용해서 행하면 좋다.
[열간 압연·(열연판 소둔)]
열간 압연 조건은 예를 들면 마무리 압연 온도 800 내지 900℃, 권취 온도 750℃ 이하로 할 수 있다. 필요에 따라 열연판 소둔을 행할 수 있다. 열연판 소둔을 행하는 경우에는, 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도역에 예를 들면 10 내지 50시간 가열 유지하는 조건을 채용할 수 있다. 상기의 주조·주편 가열 조건, 및 열간 압연 조건에 의해, 강판 L 단면에서의 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도를 3000 내지 9000개/㎟로 할 수 있다. 이 단계에서의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도는, 마무리 냉간 압연 후의 강판에 대부분 반영된다.
[중간 냉간 압연]
상기의 중간 제품 판재에 압연율 35% 하기 비교적 경도의 냉간 압연을 실시한다. 이 냉간 압연은, 최종적인 마무리 냉간 압연보다도 전에 행하므로, 본 명세서에서는 「중간 냉간 압연」으로 지칭된다. 중간 냉간 압연율이 35% 이하인 경우에는, 마무리 냉간 압연시에 보이드의 성장이 생기기 어려워지는 것을 알 수 있었다. 그 메커니즘에 대해서는 아직 충분히 해명되고 있지 않지만, 이하와 같은 것을 생각할 수 있다. 즉, Nb·Ti계 탄화물 입자는 매우 경질이라 소성 변형되지 않기 때문에, 냉간 압연시에 Nb·Ti계 탄화물 입자의 주위에 보이드가 발생하지만, 소둔에 있어서 미세한 보이드는 소멸하기 때문에, 발생한 보이드가 충분히 작은 경우에는 인성은 열화되지 않는다. 그러나, 중간 냉간 압연율이 35%를 초과하면 소둔으로 소멸하지 않는 조대한 보이드가 발생하고, 마무리 냉간 압연에서 이 보이드가 성장함으로써 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도가 증가하여 인성이 열화되는 경우가 있었다. 또한, 중간 냉간 압연율이 커짐에 따라 이 영향은 커지고, 특히 중간 냉간 압연율이 45%를 초과하면 인성의 열화가 현저했다. 또한, 중간 냉간 압연율이 35% 초과 45% 하기 범위라도, 중간 냉간 압연과 중간 소둔을 여러 번 반복하는 경우에는, 중간 소둔으로 소멸하지 않은 보이드의 잔류와 냉간 압연시의 보이드의 성장이 반복됨으로써 인성이 현저하게 열화되는 경우가 확인되었다. 따라서, 중간 냉간 압연은 Nb·Ti계 탄화물 입자의 주위에 발생한 보이드가 소둔으로 충분히 소멸하도록, 압연율 35% 하기 범위에서 행한다. 단, 중간 냉간 압연에서는 예를 들면 10% 이상의 압연율을 확보하는 것이 효율적이며, 15% 이상의 압연율로 관리해도 좋지만, 너무 낮으면 이 공정을 마련하는 효과를 충분히 누릴 수 없다.
[중간 소둔]
상기 중간 냉간 압연을 마친 강판에 대해 소둔을 실시한다. 이 소둔은 마무리 냉간 압연보다 전에 행하므로, 본 명세서에서는 「중간 소둔」으로 지칭된다. 중간 소둔의 가열 유지 온도는 500℃ 이상 Ac1 점 미만으로 한다. 이 온도에서 유지함으로써, 중간 냉간 압연에서 발생한 보이드의 소멸이 충분히 진행된다. 또한, 시멘타이트의 구상화도 진행한다. 500℃ 미만에서는 보이드의 소멸이 불충분하다. 또한, 시멘타이트의 구상화가 불충분해지는 경우도 있다. 한편, Ac1점 이상으로 승온하면 오스테나이트상이 생성되고, 금속 소지가 페라이트상인 조직 상태를 얻을 수 없다. 중간 소둔의 가열 유지 시간(재료 온도가 500℃ 이상 Ac1점 미만의 범위에 있는 시간)은 10 내지 50시간으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 「중간 냉간 압연→중간 소둔」의 공정은 필요에 따라 여러 번 행하여도 좋다. 이 경우에도 각 중간 냉간 압연에서의 압연율은 35% 이하로 하고, 각 중간 소둔에서의 가열 유지 온도 및 가열 유지 시간도 상술한 바와 같이 한다.
[마무리 냉간 압연]
중간 소둔 후의 강판에 냉간 압연을 실시한다. 이 냉간 압연은 최종적인 목표 판 두께로 줄이는 공정이므로, 본 명세서에서는 「마무리 냉간 압연」으로 지칭된다. 마무리 냉간 압연율은 60% 이하로 할 필요가 있다. 이것보다 압연율이 커지면, 상술한 중간 냉간 압연 및 중간 소둔을 적정 조건으로 행한 것이라도, 보이드가 과도하게 생성되기 쉽다. 즉, 강판의 인성을 안정적으로 개선하는 것이 어려워진다. 한편, 이 마무리 냉간 압연은 강판의 최종적인 형상(평탄성)을 개선하기 위해서도 유효하다. 이를 위해서는 예를 들면 10% 이상의 압연율을 확보하는 것이 바람직하다. 최종 판 두께는 예를 들면 0.2 내지 4.0mm의 범위에서 설정할 수 있다.
[변형 보정 소둔]
마무리 냉간 압연 후에는 필요에 따라 변형 보정 소둔을 행할 수 있다. 화학 조성 및 마무리 냉간 압연율에 따라 가열 온도, 유지 시간을 컨트롤함으로써, 강도 레벨을 조정할 수 있다. 변형 보정 소둔의 가열 온도는 300 내지 500℃의 범위로 설정한다. 중간 소둔의 가열 유지 시간(재료 온도가 300℃ 이상 500℃ 이하 범위에 있는 시간)은 1 내지 5시간으로 하는 것이 바람직하다.
실시예
표 1에 나타내는 화학 조성의 강을 용제하고, 주조→주편 가열→열간 압연→중간 냉간 압연→중간 소둔→마무리 냉간 압연→변형 보정 소둔의 공정에서 공시재의 강판을 얻었다.
주조시에는 용강이 액상선 온도에서부터 고상선 온도까지 냉각하는 동안의 냉각 속도를 5 내지 20℃/min으로 제어하여 주편을 얻었다. 주편을 1250 내지 1350℃에서 1시간 가열 유지한 후 추출하여, 열간 압연을 행하였다. 열간 압연 조건은, 마무리 압연 온도(열간 압연 최종 패스의 압연 온도) 850℃, 권취 온도 590℃로 하고, 판 두께 7.0mm의 열연 강판을 얻었다. 후공정에서 마무리 냉간 압연율을 부여한 실험을 행할 때에 얻어지는 공시재의 판 두께를 맞추기 위해, 열연 강판을 연삭 가공하여, 판 두께 3.1mm(40% 압영용), 4.2mm(55% 압연용), 또는 6.3mm(70% 압연용)로 조정한 중간 제품 판재를 준비하였다.
각 중간 제품 판재에, 압연율 20%의 중간 냉간 압연을 실시한 후, 550℃×17시간의 중간 소둔을 실시하였다. 중간 소둔 후의 판재에 표 2 중에 기재한 압연율로 마무리 냉간 압연을 실시하여 판 두께 1.5mm의 냉연 강판을 얻었다. 그 후, 조성 및 마무리 냉간 압연율에 따라, 경도가 32±2HRC가 되도록 300 내지 450℃의 범위로 설정한 온도에서 3시간 유지하는 변형 보정 소둔을 실시하여, 공시재로 하였다.
Figure pct00001
각 공시재에 대해, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)의 금속 조직 관찰을 행하였다. 그 결과, 모두 금속 소지가 페라이트상이며, 금속 소지 중에 구상화 시멘타이트 입자와, Nb·Ti계 탄화물 입자가 분산되어 있는 금속 조직을 갖고 있었다.
또한, 각 공시재의 L 단면을 공초점 레이저 현미경(OLYMPUS사 제조; OLS3000)에 의해 관찰하고, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도, 및 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도를 측정하였다. 이러한 측정은, 각각 위에 게시한 「Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도를 구하는 법」 및 「보이드의 개수 밀도를 구하는 법」에 따랐다. 또한, 각 공시재에 대해, 하기 방법으로 내마모성 시험 및 충격 시험을 행하였다.
[내마모성 시험]
공시재로부터 마찰면이 직경 10mm의 원형이 되는 시험편을 잘라내어, 핀 온 디스크형 마모 시험기에 의해 시험을 행하였다. 마모재로서 JIS R6001의 규정에 의한 입도가 #3000인 WA(알루미나) 지립(砥粒; 연마입자)을 준비하였다. 이 지립을 50g당 물 300mL와 혼합하여, 연마액을 조제하였다. 시험편을 시료 홀더에 고정하여, 강제의 원판 표면에 버프 연마포를 부착한 회전체의 편평한 표면 위에, 충분한 양의 연마액을 공급하면서, 시험편 표면을 시험 하중 F=5N으로 꽉 눌러서, 마찰 속도 0.4m/s, 마찰 거리 L=750m의 조건에서 마모 시험을 행하였다. 시험 전후의 시료 판 두께차로부터 마모에 의해 소실된 재료의 체적을 산출하고, 이것을 마모 감량 W(mm3)로 하였다. 그리고, 하기 (2)식에 의해 비마모량 C(mm3/(Nm))를 구하였다.
비마모량 C=마모 감량 W/(시험 하중 F×마찰 거리 L) … (2)
상기 지립의 경도는 약 1600HV이다. 이 마모 시험은 미세한 모래의 혼입에 의한 연마(abrasive) 마모를 모의(模擬)하고 있다. 경도가 32±2HRC로 조정된 강재에 있어서, 이 시험에 의한 비마모량 C가 5.0×10-4mm3/Nm 이하이면 우수한 내마모성을 갖고 있다고 판단할 수 있다. 따라서, 비마모량 C가 5.0×10-4mm3/(Nm) 이하인 것을 합격(내마모성; 양호)이라고 판정하였다.
[충격 시험]
각 공시재로부터, 2mmU 노치 충격 시험편(시험편 길이: 55mm, 시험편 높이: 10mm, 시험편 폭: 판 두께=1.5mm, 충격 방향: 압연 방향)을 제작하고, JIS Z2242: 2005에 따른 방법으로 상온(23℃)의 샤르피(Charpy) 충격값을 측정하였다. 여기서는 시험 수 n=5로 하고, 그것들 중 가장 낮은 값(성적이 나쁜 값)을 당해 공시재의 충격값으로서 채용하였다. 비조질재가 적용 가능한 고속 회전 날붙이(농산물 수확용 둥근 톱 등)의 소재로서 사용하는 것을 고려한 경우, 이 시험에 의한 충격값이 50J/㎠ 이상일 것이 요망된다. 따라서, 이 충격값이 50J/㎠ 이상인 것을 합격(인성; 양호)이라고 판정하였다.
Figure pct00002
본 발명예의 것은 보이드가 적고 인성이 우수하다. 내마모성도 우수하다. 즉, 비조질재에서도, 우수한 내마모성과 인성을 구비한 비조질재가 실현되었다.
이에 대해, 비교예인 No.5, 10, 13는 마무리 냉간 압연율이 높으므로 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드가 많아지고 인성이 나빴다. 비교예 14 내지 16은 Nb를 함유하지 않는 강을 사용하였으므로 경질의 Nb·Ti계 탄화물의 생성이 없고, 내마모성이 나빴다. 비교예 17 내지 19는 C 함유량이 적은 강을 사용하였으므로, 경질의 Nb·Ti계 탄화물의 생성이 부족하여 내마모성의 향상이 불충분하였다. No. 20, 21은 Ti 함유량이 과잉인 강, No. 22, 23은 Nb 함유량이 과잉인 강을 각각 사용하였으므로, 이들은 Nb·Ti계 탄화물의 생성량이 많고, 그에 따라 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드가 많아졌다. 그 결과, 인성을 개선할 수 없었다.

Claims (4)

  1. 질량%로, C: 0.60 내지 1.25%, Si: 0.50% 이하, Mn: 0.30 내지 1.20%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30 내지 1.50%, Nb: 0.10 내지 0.50%, Ti: 0 내지 0.50%, Mo: 0 내지 0.50%, V: 0 내지 0.50%, Ni: 0 내지 2.00%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 화학 조성을 갖고, 페라이트상의 금속 소지 중에, 시멘타이트 입자와, Nb, Ti 중 1종 이상을 함유하는 탄화물(이하 「Nb·Ti계 탄화물」이라고 함)의 입자가 분산된 금속 조직을 갖고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(L 단면)에서, 원 상당 지름 0.5㎛ 이상의 Nb·Ti계 탄화물 입자의 개수 밀도가 3000 내지 9000개/㎟이고 원 상당 지름 1.0㎛ 이상의 보이드의 개수 밀도가 1250개/㎟ 이하인, 강판.
  2. 제1항에 따른 강판의 제조 방법으로서,
    용강이 액상선 온도에서부터 고상선 온도까지 냉각하는 동안의 냉각 속도를 5 내지 20℃/min으로 제어하여 주편을 제조하는 공정(주조 공정),
    주편을 1200 내지 1350℃에서 0.5 내지 4시간 가열 보지하는 공정(주편 가열 공정),
    열간 압연을 실시하는 공정(열연 공정),
    압연율 35% 이하의 냉간 압연을 실시하고, 이어서 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도에서 10 내지 50시간 보지한 후 냉각하는 순서를 1회 이상 행하는 공정(중간 냉연 소둔 공정),
    압연율 60% 이하의 냉간 압연을 실시하는 공정(마무리 냉연 공정)
    을 상기 순서로 갖는, 강판의 제조 방법.
  3. 제2항에 있어서, 상기 열연 공정과 중간 냉연 소둔 공정 사이에
    열연 공정에서 얻은 열연 강판에 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도에서 10 내지 50시간 보지한 후 냉각하는 소둔을 실시하는 공정(열연판 소둔 공정)
    을 갖는, 강판의 제조 방법.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 마무리 냉연 공정 후에
    300 내지 500℃에서 1 내지 5시간 보지하는 소둔을 실시하는 공정(변형 보정 소둔 공정)
    을 갖는, 강판의 제조 방법.
KR1020207008415A 2017-08-25 2017-08-25 인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법 KR20200044879A (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/030614 WO2019038923A1 (ja) 2017-08-25 2017-08-25 靭性に優れる耐摩耗性鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20200044879A true KR20200044879A (ko) 2020-04-29

Family

ID=65438607

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020207008415A KR20200044879A (ko) 2017-08-25 2017-08-25 인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20200199702A1 (ko)
EP (1) EP3674432A4 (ko)
KR (1) KR20200044879A (ko)
CN (1) CN111373064A (ko)
WO (1) WO2019038923A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114737131B (zh) * 2022-03-30 2023-05-16 鞍钢股份有限公司 一种极薄、极宽、高强、耐磨热连轧钢板的生产方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6082647A (ja) 1983-10-12 1985-05-10 Kawasaki Steel Corp 丸鋸用クラツド鋼板
JPH10137888A (ja) 1996-11-13 1998-05-26 Toa Steel Co Ltd 耐摩耗性に優れた熱間鍛造部品の製造方法
JP2003201536A (ja) 2002-01-07 2003-07-18 Kobe Steel Ltd 耐摩耗性に優れた熱間加工用非調質鋼及び熱間加工品
JP2010138453A (ja) 2008-12-11 2010-06-24 Nisshin Steel Co Ltd 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法
JP2011195858A (ja) 2010-03-18 2011-10-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 直接切削用熱間圧延鋼材およびその製造方法
JP2013136820A (ja) 2011-12-28 2013-07-11 Nisshin Steel Co Ltd 疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材およびその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4159009B2 (ja) * 1999-08-20 2008-10-01 日新製鋼株式会社 疲労特性に優れた打抜き部品用鋼板
JP5197076B2 (ja) * 2008-03-11 2013-05-15 日新製鋼株式会社 加工性に優れた中・高炭素鋼板およびその製造方法
JP4903839B2 (ja) * 2009-07-02 2012-03-28 新日本製鐵株式会社 打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板及びその製造方法
EP2690189B1 (en) * 2011-03-25 2020-05-06 Nippon Steel Nisshin Co., Ltd. Steel plate with excellent durability for band-shaped die-cutting blade, and band-shaped die-cutting blade
AU2012233197B8 (en) * 2011-03-29 2015-07-30 Jfe Steel Corporation Abrasion resistant steel plate or steel sheet excellent in resistance to stress corrosion cracking and method for manufacturing the same
CN103173685B (zh) * 2013-01-07 2015-06-03 宝钢集团新疆八一钢铁有限公司 一种高强度锯片钢卷的生产方法
JP6017341B2 (ja) * 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP6117140B2 (ja) * 2014-03-28 2017-04-19 日新製鋼株式会社 繊維機械部品用鋼板およびその製造方法
JP6180984B2 (ja) * 2014-03-28 2017-08-16 日新製鋼株式会社 チェーンソー部品用素材鋼板およびチェーンソー部品
JP6600996B2 (ja) * 2015-06-02 2019-11-06 日本製鉄株式会社 高炭素鋼板及びその製造方法
KR20180015726A (ko) * 2015-07-16 2018-02-13 닛신 세이코 가부시키가이샤 섬유 기계 부품용 강판 및 그 제조 방법
JP6615039B2 (ja) * 2016-04-13 2019-12-04 日鉄日新製鋼株式会社 靭性に優れる耐摩耗性鋼板

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6082647A (ja) 1983-10-12 1985-05-10 Kawasaki Steel Corp 丸鋸用クラツド鋼板
JPH10137888A (ja) 1996-11-13 1998-05-26 Toa Steel Co Ltd 耐摩耗性に優れた熱間鍛造部品の製造方法
JP2003201536A (ja) 2002-01-07 2003-07-18 Kobe Steel Ltd 耐摩耗性に優れた熱間加工用非調質鋼及び熱間加工品
JP2010138453A (ja) 2008-12-11 2010-06-24 Nisshin Steel Co Ltd 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法
JP2011195858A (ja) 2010-03-18 2011-10-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 直接切削用熱間圧延鋼材およびその製造方法
JP2013136820A (ja) 2011-12-28 2013-07-11 Nisshin Steel Co Ltd 疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3674432A1 (en) 2020-07-01
WO2019038923A1 (ja) 2019-02-28
EP3674432A4 (en) 2020-12-16
US20200199702A1 (en) 2020-06-25
CN111373064A (zh) 2020-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6615039B2 (ja) 靭性に優れる耐摩耗性鋼板
JP6515332B2 (ja) 被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板及びその製造方法
JP5231101B2 (ja) 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼
JP5484103B2 (ja) 高強度機械部品用素材鋼板およびその製造方法並びに高強度機械部品製造方法
JP6880245B1 (ja) 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
WO2015125915A1 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
TW201708558A (zh) 鋼板及其製造方法
KR20200039611A (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
JP5280324B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JP4465057B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JP5871085B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼
JP2011111668A (ja) 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材
EP3336206A1 (en) Method for manufacturing product member, and product member
JP4266341B2 (ja) 冷間鍛造性及び肌焼処理時の耐粗粒化特性に優れた球状化焼鈍省略肌焼用鋼及びその製造方法
JP5207743B2 (ja) 耐摩耗性および靭性に優れた刃物用鋼材
JP5687944B2 (ja) 被削性に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法
JP6690792B1 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
KR20200044879A (ko) 인성이 우수한 내마모성 강판 및 제조법
JP4556770B2 (ja) 浸炭用鋼およびその製造方法
JP4159009B2 (ja) 疲労特性に優れた打抜き部品用鋼板
JP7336685B2 (ja) 調質熱処理用鋼材及び部品
JP5706765B2 (ja) 被削性に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法
JP7288177B2 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
TW201912811A (zh) 韌性優異的耐磨耗性鋼板及製造法
WO2020136991A1 (ja) 鋼材及び部品