KR20210079218A - Austenite based steel material for disc brake having execellent strength at high temparature and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an austenitic steel material for disc brakes having excellent high-temperature strength and a method for manufacturing the same.
날로 심각해져 가는 지구 온난화의 문제를 해결하기 위하여, 이산화탄소 배출에 대한 규제가 강화되고 있다. 특히, 자동차 분야에서는 이와 같은 노력은 연비 규제로 이어지고 있으며, 그 결과 차체의 중량을 감소시키고자 하는 노력이 이루어지고 있다.In order to solve the increasingly serious problem of global warming, regulations on carbon dioxide emissions are being strengthened. In particular, in the automobile field, such efforts are leading to fuel efficiency regulations, and as a result, efforts are being made to reduce the weight of the vehicle body.
이와 같은 중량 감소를 위한 노력은 다각도로 이루어지고 있어서 어떠한 부품이라도 동일한 성능을 유지하는 한도내에서는 가능한 한 두께가 감소되고 있는 추세이다. 이러한 노력은 디스크 브레이크 분야에서도 충분히 고려해 볼 필요가 있는 것으로서, 제동 성능 등 차체의 안전에 영향을 미치지 않는다면 디스크 브레이크의 두께를 감소시키는 것이 차체 중량 감소에 유리하다.Efforts to reduce such weight are being made from various angles, so the thickness of any part is being reduced as much as possible within the limit of maintaining the same performance. Such efforts need to be sufficiently considered in the disc brake field, and if the safety of the vehicle body, such as braking performance, is not affected, reducing the thickness of the disk brake is advantageous in reducing the vehicle body weight.
그러나, 디스크 브레이크는 브레이크 패드와의 접촉 마찰에 따른 제동 작용을 하는 차량 부재로서, 반복 마찰에 의하여 그 두께가 감소될 수 있으므로 충분한 사용 수명 내에서 제동에 문제가 발생하지 않도록 내마모성을 가질 필요가 있다. 그 뿐만 아니라, 디스크 브레이크는 그 특성상 마찰열에 노출될 수 있으며, 이에 따라 브레이크 패드와 접촉하는 표면은 국부적으로 고온으로 가열될 수 있는데, 이로 인해 강도가 감소할 우려가 있으며, 고온강도가 충분하지 못할 경우 안전상의 치명적인 문제를 야기할 수 있다.However, the disc brake is a vehicle member that performs a braking action according to contact friction with the brake pad, and since its thickness may be reduced by repeated friction, it is necessary to have abrasion resistance so as not to cause a problem in braking within a sufficient service life. . In addition, disc brakes may be exposed to frictional heat due to their characteristics, and accordingly, the surface in contact with the brake pads may be locally heated to a high temperature, which may cause a decrease in strength, and the high temperature strength may not be sufficient. In this case, it may cause fatal safety problems.
본 발명의 일측면은, 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.An aspect of the present invention is to provide an austenitic steel material for a disc brake having excellent high-temperature strength and a method for manufacturing the same.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 아니한다. 본 발명의 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 아무런 어려움이 없을 것이다.The object of the present invention is not limited to the above-described content. Those of ordinary skill in the art will not have any difficulty in understanding the additional subject matter of the present invention from the overall content of the present specification.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 망간(Mn): 8~25%, 탄소(C): 0.2~1.8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 3면적% 이상의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 결정립계에 존재하는 탄화물은 전체 탄화물 대비 80면적% 이상이고, 상기 결정립계에 존재하는 탄화물은 필름 형태를 가지며, 상기 필름 형태를 갖는 탄화물의 두께는 0.5㎛이상인 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법를 제공한다.One embodiment of the present invention includes, by weight%, manganese (Mn): 8-25%, carbon (C): 0.2-1.8%, the balance Fe and other unavoidable impurities, 3 area% or more of carbides and balance austenite has a microstructure comprising a, the carbide present at the grain boundary is at least 80 area% of the total carbide, the carbide present at the grain boundary has a film form, and the thickness of the carbide having the film form is 0.5 μm or more. Provided are an excellent austenitic steel for disc brake and a method for manufacturing the same.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 망간(Mn): 8~25%, 탄소(C): 0.2~1.8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 700℃ 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 10℃/초 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법의 제조방법을 제공한다.Another embodiment of the present invention by weight %, manganese (Mn): 8 to 25%, carbon (C): 0.2 to 1.8%, heating the slab containing the balance Fe and other unavoidable impurities at 1050 ~ 1200 ℃ ; finishing rolling the heated slab at 700° C. or higher to obtain a hot-rolled steel sheet; and cooling the hot-rolled steel sheet at a cooling rate of 10°C/sec or less.
본 발명의 일측면에 따르면, 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide an austenitic steel material for a disc brake excellent in high-temperature strength and a method for manufacturing the same.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 3의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 3 according to an embodiment of the present invention observed under an optical microscope.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명 강재의 합금조성에 대하여 설명한다. Hereinafter, an austenitic steel material for a disc brake excellent in high-temperature strength according to an embodiment of the present invention will be described. First, the alloy composition of the steel material of the present invention will be described.
망간(Mn): 8~25중량%Manganese (Mn): 8-25 wt%
Mn은 본 발명과 같은 고망간강에 첨가되는 가장 중요한 원소로서, 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 주조직으로서 오스테나이트를 얻기 위해서는 망간이 8중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 즉, Mn의 함량이 8중량% 미만인 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하여 충분한 분율의 오스테나이트를 확보할 수 없다. 반면, Mn의 함량이 25중량%를 초과하는 경우에는 Mn의 과도한 첨가로 인해 내식성이 저하될 수 있고, 제조 공정상의 어려움 및 제조단가 상승 등의 문제점이 있으며, 인장강도를 감소시켜 가공 경화 효과가 감소되는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 8~25중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 10중량%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 20중량%인 것이 보다 바람직하다.Mn is the most important element added to high manganese steel as in the present invention, and serves to stabilize austenite. In order to obtain austenite as the main structure in the present invention, it is preferable that 8 wt% or more of manganese is included. That is, when the content of Mn is less than 8% by weight, the stability of austenite is reduced, and thus a sufficient fraction of austenite cannot be secured. On the other hand, when the content of Mn exceeds 25% by weight, corrosion resistance may be lowered due to excessive addition of Mn, and there are problems such as difficulties in the manufacturing process and increase in manufacturing cost, and the work hardening effect is reduced by reducing the tensile strength. It has the disadvantage of being reduced. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 8 to 25% by weight. The lower limit of the Mn content is more preferably 10% by weight. The upper limit of the Mn content is more preferably 20% by weight.
탄소(C): 0.2~1.8중량%Carbon (C): 0.2 to 1.8 wt%
C는 오스테나이트를 안정화시켜 상온에서 오스테나이트 조직을 얻을 수 있도록 하는 원소로서, 강재의 강도를 증가시키며, 특히 오스테나이트 내부에 고용되어 가공 경화를 증가시키거나 결정립계에 석출하여 높은 내마모성을 확보하거나 오스테나이트 상에 기인하는 비자성을 확보하기 위한 중요한 원소이다. 이를 위해서는 상기 C의 함량은 0.2중량% 이상인 것이 바람직하다. 특히, 본 발명의 경우 C는 결정립계에 탄화물을 형성시키는 원소이다. 탄화물이 안정하게 결정립계에 형성되는 온도 구간은 약 400~950℃로서, 상기 온도 구간은 고온 강도 즉, 고온 내마모성이 요구되는 디스크 브레이크 등과 같은 제품의 브레이크 작동에 따른 마모가 발생하는 온도 구간과 일치한다. 상기 온도구간에서의 탄화물 존재는 강재의 고온강도 즉, 내마모성을 높여 디스크 브레이크 등과 같은 제품의 성능을 현저히 개선하는 효과가 있다. 통상적으로 C를 활용한 고망간 오스테나이트계 제품의 경우, 과다한 C 첨가 및 이로 인한 결정립계에서의 탄화물 석출은 강재의 인성을 저하시켜 취화를 유발한다고 알려져 있다. 하지만, 본 발명의 경우, 결정립계에 탄화물을 다량 형성시킴으로써 고온강도를 증가시키는 것을 특징으로 한다. 상기 C의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하고 고용 탄소의 부족으로 높은 내마모성을 얻기 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 1.8중량%를 초과하는 경우에는 과도한 탄화물 석출로 인해 강재의 제조를 어렵게 만들 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.2~1.8중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.5중량%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 1.5중량%인 것이 보다 바람직하다.C is an element that stabilizes austenite to obtain an austenite structure at room temperature, and increases the strength of steel. In particular, it is dissolved in austenite to increase work hardening or precipitate at grain boundaries to secure high wear resistance or austenite. It is an important element for securing the non-magnetism resulting from the nite phase. For this, the content of C is preferably 0.2% by weight or more. In particular, in the present invention, C is an element that forms carbides at grain boundaries. The temperature range in which carbides are stably formed at the grain boundary is about 400 to 950 ° C, and the temperature range corresponds to the temperature range in which wear occurs due to brake operation of products such as disc brakes that require high temperature strength, that is, high temperature wear resistance. . The presence of carbide in the temperature range has the effect of significantly improving the performance of products such as disc brakes by increasing the high-temperature strength of the steel, that is, the wear resistance. In general, in the case of high manganese austenitic products using C, it is known that excessive C addition and thus carbide precipitation at grain boundaries decrease the toughness of steel and cause embrittlement. However, in the case of the present invention, it is characterized in that the high-temperature strength is increased by forming a large amount of carbides at the grain boundaries. When the content of C is less than 0.2% by weight, the stability of austenite is reduced and it is difficult to obtain high wear resistance due to the lack of solid solution carbon. On the other hand, when the content of C exceeds 1.8 wt%, it may be difficult to manufacture a steel material due to excessive carbide precipitation. Therefore, the content of C is preferably in the range of 0.2 to 1.8% by weight. The lower limit of the C content is more preferably 0.5% by weight. The upper limit of the C content is more preferably 1.5% by weight.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.In addition to the above-described steel composition, the remainder may include Fe and unavoidable impurities. Inevitable impurities may be unintentionally mixed in a typical steel manufacturing process, and this cannot be entirely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning. In addition, the present invention does not entirely exclude the addition of a composition other than the above-mentioned steel composition.
한편, 본 발명의 강재는 크롬(Cr), 몰리브데늄(Mo) 및 텅스텐(W) 중 1종 이상을 그 합계량이 8중량%이하가 되도록 추가로 포함할 수 있다. 일반적으로 Mn은 강재의 내식성을 저하시키는 원소이며, 전술한 범위의 Mn 함량에서는 일반 탄소강에 비해 내식성이 저하될 수 있다. 그러나, 본 발명에서는 Cr, Mo 및 W 중 1종 이상을 추가적으로 포함함으로써 내식성 향상 효과를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 고용강화 효과를 얻을 수도 있다. 특히, Cr, Mo 및 W은 탄화물을 형성하는 원소로써 결정립계에 석출하여 고온강도를 증가시켜 주는데 도움을 줄 수 있다. 다만, 상기 Cr, Mo 및 W 중 1종 이상의 합계량이 8중량%를 초과하는 경우 제조원가의 상승을 가져올 뿐 아니라 페라이트가 생성되어 오스테나이트 주조직을 얻을 수 없는 단점이 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 Cr, Mo 및 W 중 1종 이상의 합계량의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 내식성 향상 효과를 보다 우수한 수준으로 얻기 위하여, 상기 Cr, Mo 및 W 중 1종 이상의 합계량은 2중량% 이상일 수 있다.On the other hand, the steel of the present invention may further include at least one of chromium (Cr), molybdenum (Mo) and tungsten (W) so that the total amount thereof is 8 wt% or less. In general, Mn is an element that reduces the corrosion resistance of steel, and in the Mn content in the above range, the corrosion resistance may be lower than that of general carbon steel. However, in the present invention, by additionally including at least one of Cr, Mo, and W, it is possible to obtain not only the effect of improving corrosion resistance but also the effect of strengthening the solid solution. In particular, Cr, Mo and W are elements that form carbides and precipitate at grain boundaries to help increase high-temperature strength. However, when the total amount of at least one of Cr, Mo, and W exceeds 8% by weight, not only the manufacturing cost increases, but also ferrite is generated and an austenite main structure cannot be obtained. Meanwhile, in the present invention, the lower limit of the total amount of at least one of Cr, Mo and W is not particularly limited, but in order to obtain a more excellent corrosion resistance improvement effect, the total amount of at least one of Cr, Mo and W is 2 weight % or more.
이하, 본 발명 강재의 미세조직에 대하여 설명한다.Hereinafter, the microstructure of the steel material of the present invention will be described.
본 발명자들은 특히 디스크 브레이크 등과 같이 고온강도가 요구되는 부품에 사용될 수 있는 강재에 대해서 연구한 결과, 오스테나이트계 강재가 높은 강도를 가지고 있어서, 디스크 브레이크에 적합하다는 것을 확인할 수 있었다. 펄라이트, 페라이트 혹은 마르텐사이트계 미세조직을 가지는 강재는 반복적인 제동에 의해 디스크 표면에서의 상변태로 인해 우수한 제동성능을 보이기에는 부족한 면이 있다. 반면, 오스테나이트계 미세조직을 갖는 강재의 경우, 고온에서 상변태가 일어나지 않으므로, 상온 뿐만 아니라 고온에서도 높은 강도를 가질 수 있다. 다만, 우수한 수준의 고온강도를 얻기 위해서는, 미세조직을 오스테나이트로 하는 것만으로는 충분하지 않고, 내부에 탄화물을 적절한 형태와 분포로 형성시킬 필요가 있다. 통상의 오스테나이트계 강재는 연성과 충격인성의 하락을 억제하기 위해 결정립계에 존재하는 탄화물의 양을 제한하는 것이 일반적이다. 그러나, 본 발명은 이와는 반대로 결정립계에 탄화물의 형성을 조장함으로써 고온에서 강재의 내마모성을 향상시킬 수 있다는 식견 하에 본 발명을 완성하게 되었다.As a result of research on steels that can be used for parts requiring high-temperature strength, such as disc brakes, in particular, the present inventors confirmed that austenitic steels have high strength and are suitable for disc brakes. Steel materials having a pearlite, ferrite or martensitic microstructure are insufficient to show excellent braking performance due to phase transformation on the disk surface by repeated braking. On the other hand, in the case of a steel material having an austenitic microstructure, since the phase transformation does not occur at a high temperature, it can have high strength not only at room temperature but also at high temperature. However, in order to obtain an excellent level of high-temperature strength, it is not enough just to make the microstructure austenite, and it is necessary to form carbides in an appropriate shape and distribution. Conventional austenitic steels generally limit the amount of carbides present at grain boundaries in order to suppress the decline in ductility and impact toughness. However, the present invention, on the contrary, has been completed under the knowledge that the wear resistance of steel at high temperatures can be improved by promoting the formation of carbides at grain boundaries.
즉, 본 발명의 강재는 오스테나이트계 강재로서 결정립계를 따라 탄화물이 다량 형성되는 것을 특징으로 한다. 보다 구체적으로는, 본 발명의 오스테나이트계 강재의 미세조직은 오스테나이트를 주조직으로 포함하며, 3면적% 이상의 탄화물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 탄화물의 분율이 3면적% 미만인 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 고온강도를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 상기 탄화물의 분율은 5면적% 이상인 것이 보다 바람직하다. 상기 탄화물의 분율이 높을수록 고온 강도 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 그 상한에 대해서 특별하지 않으나, 하기 설명되는 합금조성 또는 제조공정을 고려할 때, 상기 탄화물의 분율은 20면적%를 초과하기는 쉽지 않다. 또한, 본 발명에서는 상기 탄화물의 종류에 대해서도 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, M23C6, M7C3, M3C 등일 수 있다. 한편, 상기 미세조직은 불순조직으로서 α'-마르텐사이트 및 ε-마르텐사이트 중 1종 이상을 포함할 수 있다. 상기 불순조직은 가능한 형성되지 않는 것이 유리하고, 이론적으로는 0%인 것이 바람직하다. 다만, 상기 불순조직은 제조공정상 불가피하게 형성될 수 있으므로, 본 발명에서는 얻고자 하는 고온강도 확보에 큰 영향을 미치지 않는 수준인 10면적%를 그 상한으로 제한한다.That is, the steel of the present invention is characterized in that a large amount of carbide is formed along the grain boundary as an austenitic steel. More specifically, the microstructure of the austenitic steel of the present invention includes austenite as a main structure, and preferably includes 3 area% or more of carbides. When the fraction of the carbide is less than 3 area%, it may be difficult to sufficiently obtain the high-temperature strength desired by the present invention. The fraction of the carbide is more preferably 5 area% or more. Since the higher the fraction of the carbide is advantageous in securing high-temperature strength, in the present invention, the upper limit is not special, but considering the alloy composition or manufacturing process described below, the fraction of the carbide is easy to exceed 20 area% not. Also, in the present invention, the type of the carbide is not particularly limited, and may be, for example, M 23 C 6 , M 7 C 3 , M 3 C or the like. Meanwhile, the microstructure may include at least one of α′-martensite and ε-martensite as an impure structure. It is advantageous that the impurity tissue is not formed as much as possible, and in theory, it is preferable that it is 0%. However, since the impure tissue may inevitably be formed during the manufacturing process, in the present invention, the upper limit is 10 area%, which is a level that does not significantly affect the high-temperature strength to be obtained.
한편, 앞서 언급한 바와 같이, 본 발명의 강재는 결정립계에 탄화물이 다량 분포되는 것을 특징으로 하고, 이 때, 결정립계에 존재하는 탄화물의 분율은 전체 탄화물 대비 80면적% 이상인 것이 바람직하다. 상기 결정립계에 존재하는 탄화물의 분율이 전체 탄화물 대비 80면적% 미만인 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 고온강도를 충분히 얻을 수 없다. 상기 결정립계에 존재하는 탄화물의 분율은 전체 탄화물 대비 85면적% 이상인 것이 보다 바람직하고, 90면적% 이상인 것이 보다 바람직하며, 95면적% 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 결정립계에 존재하는 탄화물이 많을수록 고온강도 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 결정립계에 존재하는 탄화물의 분율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. On the other hand, as mentioned above, the steel material of the present invention is characterized in that a large amount of carbides are distributed at the grain boundaries, and in this case, the fraction of carbides present at the grain boundaries is preferably 80 area% or more compared to the total carbides. When the fraction of carbides present at the grain boundaries is less than 80 area % of the total carbides, the high-temperature strength desired by the present invention cannot be sufficiently obtained. The fraction of carbides present at the grain boundaries is more preferably 85 area% or more, more preferably 90 area% or more, and most preferably 95 area% or more, relative to the total carbides. On the other hand, the more carbides present at the grain boundaries, the more advantageous it is to secure high-temperature strength, so the present invention does not specifically limit the upper limit of the fraction of carbides present at the grain boundaries.
또한, 상기 결정립계에 존재하는 탄화물은 필름 형태를 가지고, 상기 필름 형태를 갖는 탄화물의 두께는 0.5㎛이상인 것이 바람직하다. 상기 탄화물의 두께가 0.5㎛ 미만인 경우에는 고온강도를 충분히 확보하기 곤란할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 탄화물의 두께의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 탄화물의 크기 등을 고려하면, 그 두께는 40㎛ 이하일 수 있다. 상기 탄화물 두께의 하한은 1㎛인 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 언급한 필름 형태란 미세조직의 단면 관찰시 오스테나이트 결정립계를 따라 상기 언급한 두께를 가진 탄화물이 선형으로 분포하는 있는 형태를 의미한다.In addition, the carbide present in the grain boundary has a film form, it is preferable that the thickness of the carbide having the film form is 0.5㎛ or more. When the thickness of the carbide is less than 0.5 μm, it may be difficult to sufficiently secure high temperature strength. Meanwhile, in the present invention, the upper limit of the thickness of the carbide is not particularly limited, but considering the size of the carbide, the thickness may be 40 μm or less. The lower limit of the thickness of the carbide is more preferably 1 µm. On the other hand, the above-mentioned film form means a form in which the carbide having the above-mentioned thickness is linearly distributed along the austenite grain boundary when the cross-section of the microstructure is observed.
이하, 본 발명 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing a steel material of the present invention will be described.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1200℃에서 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 탄소가 오스테나이트 내부로 완전히 재고용되지 못하며, 압연 마무리 온도가 본 발명에서 제한하는 온도 보다 낮아지는 단점이 있으며, 1200℃를 초과하는 경우에는 용융온도가 낮은 일부 탄화물이 액체 상태로 존재하여 압연 시 크랙을 유발할 뿐만 아니라, 과도한 가열로 인해 경제적이지 못하다는 단점이 있다.First, the slab having the above-described alloy composition is heated at 1050 ~ 1200 ℃. If the slab heating temperature is less than 1050 ℃, carbon cannot be completely re-dissolved into the austenite, and there is a disadvantage that the rolling finishing temperature is lower than the temperature limited in the present invention, and when it exceeds 1200 ℃, the melting temperature is low The carbide exists in a liquid state, which not only causes cracks during rolling, but also has disadvantages in that it is not economical due to excessive heating.
이후, 상기 가열된 슬라브를 700℃ 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 너무 과도하여 압연성이 열위하며 압연 중 탄화물 석출에 의해 압연재 표면 품질이 열위해지는 등의 단점이 있다. 상기 마무리 압연온도는 800℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 본 발명에서는 마무리 압연이 무리없이 이루어질 수 있다면, 상기 마무리 압연 온도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 950℃ 이하일 수 있다.Thereafter, the heated slab is finish-rolled at 700° C. or higher to obtain a hot-rolled steel sheet. When the finish rolling temperature is less than 700° C., the rolling load is too excessive, so that the rolling property is inferior, and the surface quality of the rolled material is deteriorated due to carbide precipitation during rolling. The finish rolling temperature is more preferably 800 ℃ or higher. In the present invention, if the finish rolling can be performed without unreasonableness, the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly limited, but may be, for example, 950° C. or less.
이후, 상기 열연강판을 10℃/초 이하의 냉각속도로 냉각한다. 본 발명에서는 결정립계에 탄화물을 다량 석출시키기 위하여, 느린 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다. 상기 냉각속도가 10℃/초를 초과하는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 탄화물을 확보하기 곤란할 수 있다. 상기 냉각속도는 7℃/초 이하인 것이 보다 바람직하다.Thereafter, the hot-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of 10° C./sec or less. In the present invention, in order to precipitate a large amount of carbides at the grain boundaries, it is characterized in that the cooling is performed at a slow cooling rate. When the cooling rate exceeds 10° C./sec, it may be difficult to secure the carbide to be obtained by the present invention. The cooling rate is more preferably 7°C/sec or less.
한편, 본 발명의 제조방법은 결정립계에 탄화물을 다량 형성시키기 위하여, 상기 냉각하는 단계 후, 냉각된 열연강판을 400~950℃로 재가열한 뒤, 10분 이상 유지하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 400~950℃의 온도 범위는 탄화물이 안정하게 결정립계에 형성되는 구간이다. 상기 재가열 온도가 400℃ 미만인 경우에는 탄화물이 충분히 형성되지 않을 수 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 탄화물 형성 온도를 초과하는 구간이므로 탄화물이 충분히 형성되지 않는 단점이 있을 수 있다. 상기 유지시간이 10분 미만인 경우에는 탄화물이 충분히 형성되지 않을 수 있다. 상기 재가열 온도의 하한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 상한은 900℃인 것이 보다 바람직하다. Meanwhile, the manufacturing method of the present invention may further include, after the cooling step, the step of reheating the cooled hot-rolled steel sheet to 400 ~ 950 ° C. and maintaining it for 10 minutes or more in order to form a large amount of carbides at the grain boundaries. . The temperature range of 400 to 950 ° C. is a section in which carbides are stably formed at grain boundaries. If the reheating temperature is less than 400 ℃, the carbide may not be sufficiently formed, and if it exceeds 950 ℃, there may be a disadvantage in that the carbide is not sufficiently formed because it is a section exceeding the carbide formation temperature. If the holding time is less than 10 minutes, carbides may not be sufficiently formed. The lower limit of the reheating temperature is more preferably 500°C, and the upper limit is more preferably 900°C.
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.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through examples. However, it is necessary to note that the examples described below are for illustrative purposes only and not for limiting the scope of the present invention. This is because the scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and matters reasonably inferred therefrom.
(실시예)(Example)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 1150℃에서 가열한 뒤, 900℃에서 마무리 압연하고, 하기 표 2에 기재된 조건으로 냉각하거나 냉각 후 재가열 처리하여 강재를 제조하였다. 이와 같이 제조된 강재에 대하여 미세조직 및 내마모성을 측정한 뒤, 하기 표 3에 기재하였다. 한편, 비교예 1의 경우에는 일반적인 디스크 브레이크용으로 많이 사용되는 회주철이며, 주조에 의해 제조되므로 전술한 슬라브 가열, 압연 및 냉각 공정을 거치지 않았다.After heating the slab having the alloy composition shown in Table 1 at 1150 ° C., finish rolling at 900 ° C., cooling to the conditions described in Table 2 below, or reheating after cooling to prepare steel. After measuring the microstructure and abrasion resistance of the steel material prepared in this way, it is shown in Table 3 below. On the other hand, in the case of Comparative Example 1, gray cast iron is widely used for general disc brakes, and since it is manufactured by casting, the above-described slab heating, rolling and cooling processes were not performed.
미세조직의 분율, 전체 탄화물 대비 결정립계에 존재하는 탄화물 분율 및 결정립계에 존재하는 탄화물의 두께는 강재를 에칭한 후 광학현미경을 사용하며 미세조직 사진을 촬영한 뒤, 디지털 이미지 분석을 통해 측정하였다.The fraction of microstructure, the fraction of carbide present at the grain boundary compared to the total carbide, and the thickness of the carbide present at the grain boundary were measured through digital image analysis after etching the steel and taking microstructure photos using an optical microscope.
내마모성은 상기 강재를 브레이크 모듈로 제작한 후, 50km/h의 속도에서의 제동 성능을 시험 평가한 뒤, 마찰계수를 측정하여 평가하였다. 마찰계수가 클수록 제동 성능이 우수하다.Abrasion resistance was evaluated by manufacturing the steel material as a brake module, testing and evaluating braking performance at a speed of 50 km/h, and then measuring the friction coefficient. The larger the coefficient of friction, the better the braking performance.
존재하는 탄화물 분율(면적%)Compared to the total carbide, at the grain boundary
Carbide fraction present (area %)
비교예 1의 경우에는 일반적인 디스크 브레이크용으로 많이 사용되는 회주철이며, 주조에 의해 제조됨에 따라 주조조직을 가지며, 0.3 수준의 마찰계수를 가짐을 알 수 있다.In the case of Comparative Example 1, it can be seen that gray cast iron widely used for general disc brakes, has a cast structure as manufactured by casting, and has a coefficient of friction of 0.3 level.
비교예 2는 오스테나이트계 스테인리스강인 310S 강재이며, 100% 오스테나이트 조직을 가짐에 따라 높은 열팽창으로 인해 제동 성능 평가시 소재의 변형으로 인해 마찰계수를 측정할 수 없었다.Comparative Example 2 is an austenitic stainless steel 310S steel, and as it has a 100% austenitic structure, the friction coefficient could not be measured due to deformation of the material when evaluating braking performance due to high thermal expansion.
비교예 3 및 4는 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하나, 과도하게 빠른 냉각속도로 인해 본 발명이 얻고자 하는 수준의 탄화물 분율을 얻지 못하였으며, 이로 인해 마찰계수가 비교예 1에 비하여 낮은 수준임을 알 수 있다.Comparative Examples 3 and 4 satisfy the alloy composition proposed by the present invention, but the carbide fraction desired by the present invention was not obtained due to an excessively fast cooling rate, and due to this, the friction coefficient was lower than that of Comparative Example 1. can be known
이에 반해, 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족함에 따라, 본 발명이 목표로 하는 미세조직 분율과 탄화물 구성을 확보함에 따라, 비교예 1에 비하여 우수한 수준의 마찰계수를 가지고 있음을 알 수 있다.On the other hand, in the case of Invention Examples 1 to 6, the alloy composition and manufacturing conditions suggested by the present invention are satisfied, and the microstructure fraction and the carbide composition targeted by the present invention are secured, which is superior to that of Comparative Example 1. It can be seen that the coefficient of friction of
도 1은 발명예 3의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 3의 경우, 오스테나이트와 탄화물로 구성되는 미세조직을 가지고 있으며, 이 때, 탄화물은 대부분 결정립계에 존재할 뿐만 아니라, 필름 형태로 존재하는 것을 확인할 수 있다.1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 3 observed under an optical microscope. As can be seen from FIG. 1 , in the case of Inventive Example 3, it has a microstructure composed of austenite and carbide.
Claims (5)
3면적% 이상의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
결정립계에 존재하는 탄화물은 전체 탄화물 대비 80면적% 이상이고,
상기 결정립계에 존재하는 탄화물은 필름 형태를 가지며,
상기 필름 형태를 갖는 탄화물의 두께는 0.5㎛이상인 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법.
By weight %, manganese (Mn): 8-25%, carbon (C): 0.2-1.8%, the balance includes Fe and other unavoidable impurities,
It has a microstructure containing 3 area% or more of carbides and residual austenite,
The carbide present at the grain boundary is more than 80 area% of the total carbide,
The carbide present at the grain boundary has a film form,
The thickness of the carbide having the above film form is 0.5㎛ or more, an austenitic steel material for disc brake excellent in high-temperature strength and a method for manufacturing the same.
상기 강재는 크롬(Cr), 몰리브데늄(Mo) 및 텅스텐(W) 중 1종 이상을 그 합계량이 8중량%이하가 되도록 추가로 포함하는 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법.
The method according to claim 1,
The steel material is an austenitic steel material for disc brake excellent in high-temperature strength, which further contains at least one of chromium (Cr), molybdenum (Mo), and tungsten (W) so that the total amount thereof is 8% by weight or less, and its manufacturing method.
상기 가열된 슬라브를 700℃ 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 10℃/초 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법의 제조방법.
By weight%, manganese (Mn): 8 to 25%, carbon (C): 0.2 to 1.8%, heating the slab containing the balance Fe and other unavoidable impurities at 1050 ~ 1200 ℃;
finishing rolling the heated slab at 700° C. or higher to obtain a hot-rolled steel sheet; and
Cooling the hot-rolled steel sheet at a cooling rate of 10° C./sec or less; an austenitic steel material for disc brake excellent in high temperature strength, and a method for manufacturing the same.
상기 슬라브는 크롬(Cr), 몰리브데늄(Mo) 및 텅스텐(W) 중 1종 이상을 그 합계량이 8중량%이하가 되도록 추가로 포함하는 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법의 제조방법.
4. The method according to claim 3,
The slab is an austenitic steel material for a disc brake excellent in high-temperature strength that further contains at least one of chromium (Cr), molybdenum (Mo) and tungsten (W) so that the total amount thereof is 8% by weight or less, and its Manufacturing method of manufacturing method.
상기 냉각하는 단계 후, 냉각된 열연강판을 400~950℃로 재가열한 뒤, 10분 이상 유지하는 단계를 추가로 포함하는 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법의 제조방법.
4. The method according to claim 3,
After the cooling step, after reheating the cooled hot-rolled steel sheet to 400 ~ 950 ℃, and further comprising the step of maintaining for at least 10 minutes, an austenitic steel material for disc brake excellent in high-temperature strength and a method of manufacturing the same.
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