WO2011021751A1 - 내마모성이 우수한 무크롬 철계 경면처리 합금 - Google Patents

내마모성이 우수한 무크롬 철계 경면처리 합금 Download PDF

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WO2011021751A1
WO2011021751A1 PCT/KR2009/007578 KR2009007578W WO2011021751A1 WO 2011021751 A1 WO2011021751 A1 WO 2011021751A1 KR 2009007578 W KR2009007578 W KR 2009007578W WO 2011021751 A1 WO2011021751 A1 WO 2011021751A1
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alloy
iron
carbide
boro
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PCT/KR2009/007578
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김선진
이재건
김기남
김지희
박명철
신경수
조재환
Original Assignee
한양대학교 산학협력단
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    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a mirror-treated alloy, which does not contain Cr, which is harmful to the human body, but by appropriately controlling the contents of C and B to form iron-boride carbides, similar to or superior in hardness and wear resistance to mirror-treated alloys including Cr. It relates to a chromium-free iron-based mirror surface alloy having a.
  • Hardfacing is a process of fusing and welding parts that are worn out because they have a lot of contact with the outside to increase the lifespan of metals, which are more resistant to corrosion, heat, abrasion, and impact than base metal. Can be extended and high quality parts manufactured and repaired at low cost. In addition, the maintenance time is short, the downtime due to the repair is short, and the use of inexpensive base materials can be used to reduce the overall cost.
  • Hardfacing is performed by domestic steel and steel companies, and it is applied to blast furnace equipment of steel mills, slab production equipment, plate equipment, and various rolls and equipment of hot rolling and cold rolling mills. Recently, the field of application is expanding to thermal power plants, cement plants, paper mills, and semiconductors due to technological advances and applications. It can also be applied to pump impeller housing, bucket teeth, auger, crusher, etc., flux cored arc welding, shielded metal arc welding, etc. It is carried out by the method of.
  • a special alloy such as cemented carbide, stellite (about 30% chromium, 20% tungsten, 0.1 to 0.3% carbon, or other cobalt alloy) is welded on the surface of the metal material, and the surface is treated with tungsten carbide (WC).
  • WC tungsten carbide
  • Korean Patent Publication No. 2007-0106978 (2007.11.06) has a micro structure substantially containing austenite and M 7 C 3 carbide in the non-heat treatment state to precipitate hard carbide within the process composition range , Discloses an alloy having excellent wear resistance in which martensite is formed at an interface between precipitates and matrix phases.
  • the chromium carbide-based welding material such as the prior art contains a high content of Cr in order to obtain the required properties, which provides a cause of the generation of a large amount of toxic Cr vapor in the welding process.
  • Cr vapor is not only a carcinogen that can cause laryngeal cancer and lung cancer, but also an element known to cause industrial disasters such as nasal septum perforation in the cartilage of the nasal cartilage.
  • the price of welding materials containing expensive Cr is inevitable.
  • US Patent Publication No. 20040206726 (October 21, 2004) is a weight%, C: 0.45 ⁇ 0.8%, B: 3.5 ⁇ 4.5%, Nb: 4.5 ⁇ 6.5%, Ni: 2.0 ⁇ 2.5%, Mn: 0.8 ⁇ 25%, Si: 0.6 ⁇ 0.8%, remainder Fe and other unavoidable impurity and suggest a wear-resistant welding alloy having boride and process structure with excellent wear resistance, the content of C is 0.45 ⁇ 0.8% Low carbon-based, the B content is 3.5 ⁇ 4.5% of the alloy using the boride itself to improve the hardness, which is incompatible with the component system and composition range intended in the present invention, and economic efficiency is low.
  • the composition of C, Mn, B, Si, etc. is properly controlled, and iron boron carbide (Fe boro-carbide) is used, which is similar to Cr-based mirror-treated alloys without containing Cr, and has no hardness and wear resistance. It is intended to provide a chromium iron-based mirror surface alloy.
  • iron boron carbide Fe boro-carbide
  • the present invention provides an iron-based mirror-treated alloy containing, in weight percent, C: 2 to 4.0%, Mn: 1 to 5%, B: 0.05 to 0.7% or less, Si: 0.2 to 2.0%, balance Fe and other unavoidable impurities. do.
  • the alloy preferably contains iron boro-carbide.
  • the alloy structure may be one of subprocess structures, process structures, and hyperprocess structures.
  • the structure of the alloy preferably includes at least one of eutectic iron-boride carbide and primary iron-boride carbide in the case of overprocessing.
  • the form of the primary iron-boride carbide when the content of Mn is 2.5 to 3.5% by weight, preferably in the form of a block (block) and the average diameter of the primary iron-boride carbide ranges from 10 to 80 ⁇ m, aspect ratio is 1: It is preferable that it is the range of 0.33-1.
  • the volume fraction of the total iron-boride carbide in the alloy is 50 to 70%.
  • the volume fraction of primary iron-boride carbide in the alloy is 40 to 60%.
  • the iron-boride carbide is preferably Fe 3 C 0.3 B 0.7 .
  • the alloy is preferably abrasion amount of 20 ⁇ 50mg as a result of a dry sand & rubber wheel test.
  • the hardness of the said alloy is 45-65HRc.
  • the present invention does not use expensive Cr, W, Nb, etc., and is excellent in economic efficiency, and in particular, it is possible to prevent harmful Cr gas generated during welding because it does not contain Cr.
  • Fe boro-carbide was formed to increase the hardness of the material itself. It is possible to prevent cracking of hard precipitates and to increase the weldability of the material by including Si.
  • Fig. 1 (a) is an electron micrograph of a subprocess structure of Inventive Example 1
  • Fig. 1 (b) is an electron micrograph of a process structure of Inventive Example 2
  • Fig. 1 (c) is an electron microscope structure of an overprocess of Invention Example 3 Picture;
  • Figure 2 (a) is an optical micrograph of Example 10
  • Figure 2 (b) is an optical micrograph of Example 11
  • Figure 2 (c) is an optical micrograph of Example 3
  • Figure 2 (d) is an Invention Example 8, optical micrograph;
  • Example 3 is a microscopic histogram of Inventive Example 3.
  • Figure 6 is a graph showing the hardness and wear according to the change in the content of Mn
  • Figure 7 is a graph showing the hardness and wear amount according to the change in the content of B;
  • FIG. 9 (a) is an optical micrograph of the wear surface of Inventive Example 1
  • FIG. 9 (b) is an optical micrograph of the wear surface of Inventive Example 2
  • FIG. 9 (c) is an optical microscope picture of the wear surface of Inventive Example 3 ;
  • FIG. 10 is an optical micrograph of a wear surface of Comparative Example 5.
  • the present invention may exhibit hardness and wear resistance similar to that of high Cr mirrored alloys including iron boro-carbide, and in particular, the content of C, Mn, B, and Si may be appropriately controlled and overprocessed.
  • Hard iron-boride carbide prevents the process from being swept away by abrasion, thereby improving hardness and wear resistance.
  • C is an element that forms carbide and serves to improve the hardness and wear resistance of the material by precipitation strengthening and interstitial solid solution hardening effect.
  • the content of C absolutely contributes to the wear resistance. It is preferable that it is 2.0 weight% or more in order to achieve the said effect.
  • the content of C exceeds 4.0% by weight, the brittleness is excessively increased and segregation of C which is not completely dissolved occurs, which is not only easily damaged by a small external impact, but also due to the increase of the content of C having a low density.
  • the content of C is preferably limited to 2.0 to 4.0% by weight.
  • the hardness and wear amount of the alloy of the present invention according to the content of C is shown in FIG.
  • Mn is an element capable of stabilizing austenite, and in the case of a growth welding material, Mn is added to prevent brittle fracture caused by high hardness. And, as can be seen in Figure 2, according to the Mn content to form a rod-shaped super (block) in the form of a block (block) to prevent the micro-cracks that may occur during external impact or scratch wear can improve the wear resistance have.
  • the content of Mn is less than 1% by weight, the above effects are insignificant and it is preferable to add 1% by weight or more.
  • the content of Mn is preferably limited to 1 to 5% by weight.
  • the content of Mn is more preferably limited to 2.5 to 3.5% by weight, and rod-shaped super phases in the above range may be made in a block form.
  • the hardness and wear amount of the alloy of the present invention according to the content of Mn is shown in FIG.
  • B generally exhibits a strengthening effect at 0.002% by weight or less. When added in excess of the content, grain boundary segregation may occur, and coarse pores or voids are formed in the cast structure. It is known to have a problem.
  • the content of B is preferably limited to 0.05 to 0.7% by weight.
  • the hardness and wear amount of the alloy of the present invention according to the content of B is shown in FIG.
  • Si is dissolved in Fe to increase hardness and abrasion resistance, and it contains Si, which increases the flowability of the melt, reduces defects such as incomplete castings during casting, and increases the spreadability of the weld bead, thereby making the work more efficient. It is possible to improve weldability and castability. It is also possible to reduce the amount of C added by reducing the process C content.
  • the content of Si is less than 0.2% by weight, the low hardness does not contribute to the improvement of abrasion resistance. If the content of Si exceeds 2.0% by weight, spherical graphite is precipitated and the wear resistance rapidly deteriorates. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.2 to 2.0% by weight.
  • the hardness and wear amount of the alloy of the present invention according to the content of Si is shown in FIG.
  • the alloy of the present invention may comprise a boride carbide, iron boro-carbide (Fe boro-carbide) may be present in the form of Fe 3 C 0.3 B 0.7 .
  • the iron-boride carbide may improve the wear resistance of the alloy by preventing the process structure from being washed out.
  • the structure of the alloy of the present invention can be represented as sub-process structure, process structure, hyper-process structure according to the component system and composition range.
  • 1 (a), (b) and (c) are photographs showing subprocess structures, process structures, and hyperprocess structures, respectively.
  • the alloy structure When the alloy structure is hyper-processed, it may include primary iron-boride carbide.
  • the primary iron-boride carbide can play a role of supporting the process is not easily wiped out by the external wear in the over-process, as can be seen in Figures 1 and 9.
  • the super-normal is not formed integrally, but appears in a discontinuous form broken several times in the middle. This shape prevents the propagation of cracks that can occur in hard boride carbides by external impacts when worn.
  • the form of the primary iron-boride carbide is characterized in that the block (block) form, the average diameter of the primary iron-boride carbide is in the range of 10 ⁇ 80 ⁇ m, It is preferable that ratio (aspect ratio) of the long axis and short axis is 0.33-1.
  • the volume fraction of the total iron boride carbide in the alloy is preferably 50 to 70%. And it is more preferable that the volume fraction of primary iron-boride carbide is 40 to 60%.
  • the total iron-boride carbide includes the process iron-boride carbide and primary iron-boride carbide.
  • the wear amount in the dry sand & rubber wheel test is 20mg, it can be used as an excellent hardened alloy, and the alloy having a wear amount in the range of 20 ⁇ 50mg is suitable as a mirrored alloy.
  • the mirror-treated alloy of the present invention exhibits abrasion amount within the above range.
  • the hardness of the alloy of this invention shows 45-65HRc.
  • An alloy specimen having the component system and composition shown in Table 1 was prepared by using a high frequency induction heating method in an argon atmosphere. In order to measure the wear resistance, the specimens were processed to 75 mm long, 24 mm long and 5 mm high, respectively, and the surface was ground using # 320 SiC abrasive paper.
  • the grinding wear test equipment used for the experiment was a dry sand & rubber wheel test manufactured according to ASTM G 65-94 (Standard Test Equipment) standard. Experimental conditions are sand ejection speed 300 ⁇ 400g / min, applied load 130N, rotational speed 200rpm and the wear test was carried out for 10 minutes and the amount of wear after the test is shown in Table 1 below.
  • FIG. 10 In addition, electron micrographs of Inventive Examples 1 to 3 are shown in Fig. 1, and photographs of wear surfaces are shown in Fig. 9. And, in order to observe the tissue according to the content of Mn electron micrographs of Inventive Examples 10, 11, 3, 8 are shown in FIG. Regarding the iron boride carbide, micrographs and transmission electron micrographs of Inventive Example 3 are shown in FIGS. 3 and 4. In order to observe the shape of the conventional chromium carbide, an optical micrograph of Comparative Example 5 is shown in FIG. 10.
  • the content of C should be more than the content that can absolutely contribute to the wear resistance
  • Comparative Example 1 is the content of C is 1.5% by weight
  • the hardness value is less than the content of C intended for the present invention
  • Inventive Examples 1 to 18 It is similar to, but wear amount is 76mg, it can be confirmed that the wear resistance is poor.
  • Comparative Example 2 the C content is 5% by weight, so that the brittleness is excessively large and the segregation of C, which is not completely dissolved, is easily damaged by small external shocks, and the volume is increased due to the increase of the C content having a low density. There is a problem in that the manufacturing cost incurred in the production of welding wire and product to increase to have a certain component content.
  • Comparative Example 3 when the content of Si is less than 0.2% by weight does not contribute to the improvement of wear resistance, Comparative Example 3 does not include Si, it can be seen that the wear amount is 91mg. And Comparative Example 4 is not the improvement of wear resistance as the case in which the present invention exceeds the content of Si intended.
  • Comparative Example 5 is a conventional high Cr-based mirror surface alloy, the hardness and the wear amount was 59 and 18.
  • Comparative Example 6 since the content of B is high and other expensive elements are added, it shows a hardness and abrasion similar to that of the present invention, but the economy is inferior.
  • Inventive Examples 1 to 18 having a component system controlled by the present invention show that the hardness and wear amount are 45 to 67 and 20 to 48, and thus have a hardness value and wear amount similar to those of the conventional high Cr-based mirror-treated alloy.

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Abstract

본 발명은 Cr을 포함하지 않으며, C, Mn, B, Si 등의 성분계를 적절히 제어하고 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)을 이용한 무크롬 철계 경면처리 합금에 관한 것이다. 고가의 Cr, W, Nb등을 사용하지 않아서 경제성이 우수하며, 특히, Cr을 함유하지 않아 용접시 발생하는 유해 Cr 가스를 미연에 방지할 수 있다. C와 B의 함량을 적절히 제어하여 철-붕화탄화물을 형성하여 합금 자체의 경도를 증가시켰으며, Mn의 함유를 통해 초정상의 형상을 변화시켜 외부 충격에 의해 발생할 수 있는 고경도 석출물의 크랙(cracking)현상을 방지할 수 있고 Si를 포함시켜 합금의 용접성을 증가시키는 효과가 있다.

Description

내마모성이 우수한 무크롬 철계 경면처리 합금
본 발명은 경면처리 합금에 관한 것으로서, 인체에 유해한 Cr을 함유하지 않지만, C와 B의 함량을 적절히 제어하여 철-붕화탄화물을 형성하여 종래의 Cr을 포함한 경면처리 합금과 유사하거나 우수한 경도 및 내마모성을 갖는 무크롬 철계 경면처리 합금에 관한 것이다.
경면처리(Hardfacing)란 금속의 수명을 증가시키기 위하여 외부와 접촉이 많아 마모된 부분을 모재(Base metal)보다 내부식성, 내열성, 내마모성, 내충격성 등이 강한 금속으로 육성용접하는 것으로서, 부품의 수명을 연장하고 고품질의 부품을 낮은 비용으로 제작, 보수할 수 있다. 더불어, 보수시간이 짧아 보수로 인한 휴지기간이 짧으며, 저렴한 모재의 사용이 가능하여 전체적인 비용이 감소되는 이점이 있다.
국내의 제철, 제강업체에서 경면처리(Hardfacing)를 수행하고 있으며, 제철소 용광로의 고로설비, 슬라브를 생산하는 연주설비, 후판설비 및 열연공장/냉연공장의 각종 롤(Roll)류 및 설비등에 적용되며, 최근에는 기술발전과 응용으로 화력발전소 및 시멘트공장, 제지공장, 반도체등으로 적용분야가 확대되고 있다. 또한, 펌프 임펠러 하우징, 버켓 티스(bucket teeth), 오거(auger), 크러셔(crusher) 등에 적용할 수 있으며, 플럭스 코어 아크 용접(flux cored arc welding), 실드메탈 아크 용접(shielded metal arc welding) 등의 방법에 의하여 실시된다.
그리고 금속재료의 표면에 초경합금, 스텔라이트(약 30％ 크롬, 20％ 텅스텐, 0.1~0.3％ 탄소, 그외는 코발트의 합금)등, 특수합금을 용착시켜서 경면처리하거나, 강의 표면에 텅스텐카바이드(WC)와 같은 초경탄화물을 1000~1100℃의 환원성 분위기 중에서 침투시키는 방법이 있는데 다이스, 펀치 등의 공구에 적용된다.
WEAR 265(2008), M. Kirchgaβer, E. Badisch, F. Franek, P772~779에서 연마와 충격에 강한 철계 하드페이싱 합금의 행동에 관하여 제시하고 있는데, 상세하게는 Cr을 첨가하지 아니하고 C: 1중량%이하, B: 4중량% 및 기타원소를 포함하며 경질 공정조직을 포함하는 합금에 대하여 개시하였으나, 상기 발명은 붕화탄화물을 이용한 것이 아니라 붕화물 자체를 이용한 것으로서, 고가의 B를 사용하므로 경제성이 떨어진다.
또한, 한국특허공개공보 제2007-0106978호(2007.11.06)에서는 비열처리 상태에서 오스테나이트 및 M7C3 탄화물을 실질적으로 포함하는 마이크로 구조를 보유하고 공정조성 범위내에서 경질의 탄화물을 석출시키고, 석출물과 기지상 계면에 마르텐사이트를 형성한 내마모성이 우수한 합금에 관하여 개시하고 있으나, Cr의 함량이 매우 높아서 문제가 된다. 상기 종래기술과 같은 크롬카바이드계 용접재료는 요구되는 특성을 얻기 위하여 높은 함량의 Cr을 함유하고 있는데, 이는 용접 과정에서 다량의 유독한 Cr 증기의 발생 원인을 제공한다. Cr 증기는 후두암 및 폐암을 유발할 수 있는 발암물질일 뿐만 아니라 콧속 연골에 구멍이 뚫리는 비중격천공과 같은 산업재해를 유발하는 것으로 알려진 원소로서, Cr 증기 발생 제조품에 대한 무역규제가 강화되고 있으며, Cr의 인체유해성에 대한 국제적인 관심이 고조되고 있는 상황이다. 또한 국제 자원가격의 향상으로 인해 고가의 Cr이 함유된 용접재료의 가격상승이 불가피하다.
또한, 미국특허공개공보 제20040206726호 (2004.10.21)에서는 중량%로, C: 0.45~0.8%, B: 3.5~4.5%, Nb: 4.5~6.5%, Ni: 2.0~2.5%, Mn: 0.8~1.25%, Si: 0.6~0.8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고 붕화물(Boride)과 공정조직을 갖는 내마모성이 우수한 육성용접 합금에 관하여 제시하고 있는데, C의 함량이 0.45~0.8%로 저탄소계이며, B의 함량이 3.5~4.5%로서 경도향상을 위하여 붕화물 자체를 이용한 합금이며, 이는 본 발명에서 의도하고자하는 성분계 및 조성범위와 상하며, 경제성이 떨어진다.
그리고, 미국특허공개공보 제20060163217호 (2006.07.27)에서는 기판에 복합 오버레이 화합물을 형성하는 방법으로써, Ti, Cr, W, V, Nb, Mo 중 1종이상과 C, B 중 1종이상 및 Si, Ni, Mn 중 1종이상을 포함하고, 카바이드 및 붕소화물 중 1종 이상을 포함하는 경질 입자와 매트릭스가 야금 접합으로 융합되는 기판 물질에 관하여 제시하고 있는데, Ti, Cr, W, V, Nb, Mo 중 1종이상을 5~50중량% 포함하여야 하므로 고가의 금속을 포함하므로 경제성이 떨어진다.
고가의 금속을 사용하지 않아 경제성이 우수하고, 환경에 유해한 Cr을 사용하지 않지만, 종래의 경면처리 합금과 비교하여 경도 및 마모성이 유사 또는 우수한 경면처리 합금이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명은 C, Mn, B, Si 등의 성분계를 적절히 제어하고 철 붕화탄화물(Fe boro-carbide)을 이용하여 Cr을 포함하지 않으면서도 Cr계 경면처리 합금과 유사하거나 우수한 경도 및 내마모성을 갖는 무크롬 철계 경면처리 합금을 제공하고자 한다.
본 발명은 중량%로, C: 2~4.0%, Mn: 1~5%, B: 0.05~0.7%이하, Si: 0.2~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 철계 경면처리 합금을 제공한다.
상기 합금은 철 붕화탄화물(Fe boro-carbide)을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 합금의 조직은 아공정조직, 공정조직 및 과공정조직 중 1종일 수 있다.
상기 합금의 조직은 과공정조직인 경우 공정 철-붕화탄화물 및 초정 철-붕화탄화물 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 초정 철-붕화탄화물의 형태는, Mn의 함량이 2.5~3.5 중량%일 때, 블록(block) 형태인 것이 바람직하고 상기 초정 철-붕화탄화물의 평균직경은 10~80㎛ 범위이고, 종횡비는 1: 0.33~1 범위인 것이 바람직하다.
상기 합금 중 총 철-붕화탄화물의 부피 분율이 50~70% 인 것이 바람직하다.
상기 합금 중 초정 철-붕화탄화물의 부피 분율이 40~60%인 것이 바람직하다.
상기 철-붕화탄화물은 Fe3C0.3B0.7인 것이 바람직하다.
상기 합금은 ASTM G-65(130N, 2000Cy)규격에 따라 연삭마모테스트(dry sand & rubber wheel test)한 결과 마모량이 20~50mg인 것이 바람직하다.
상기 합금의 경도는 45~65HRc 인 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Cr, W, Nb등을 사용하지 않아서 경제성이 우수하며, 특히, Cr을 함유하지 않아 용접시 발생하는 유해 Cr 가스를 미연에 방지할 수 있다. C와 B의 함량을 적절히 제어하여 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)을 형성하여 재료 자체의 경도를 증가시켰으며, Mn의 함유를 통해 초정상의 형상을 변화시켜 외부 충격에 의해 발생할 수 있는 고경도 석출물의 크랙(cracking) 현상을 방지할 수 있고 Si를 포함시켜 재료의 용접성을 증가시키는 효과가 있다.
도1(a)는 발명예 1의 아공정 조직의 전자 현미경 사진, 도1(b)는 발명예2의 공정 조직의 전자 현미경 사진 및 도1(c)는 발명예 3의 과공정의 전자 현미경 조직사진;
도2(a)는 발명예 10의 광학 현미경 사진, 도2(b)는 발명예 11의 광학 현미경 사진, 도2(c)는 발명예 3의 광학 현미경 사진 및 도2(d)는 발명예 8의 광학 현미경 사진;
도3은 발명예 3의 현미경 조직사진;
도4는 발명예 3의 투과 전자 현미경 조직사진;
도5는 C의 함량변화에 따른 경도와 마모량을 나타낸 그래프;
*도6은 Mn의 함량변화에 따른 경도와 마모량을 나타낸 그래프;
도7은 B의 함량변화에 따른 경도와 마모량을 나타낸 그래프;
도8은 Si의 함량변화에 따른 경도와 마모량을 나타낸 그래프;
도9(a)는 발명예 1의 마모면의 광학현미경 사진, 도9(b)는 발명예 2의 마모면의 광학 현미경 사진 및 도9(c)는 발명예 3의 마모면의 광학 현미경 사진; 및
도10은 비교예 5의 마모면의 광학 현미경 사진.
본 발명은 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)을 포함하여 고Cr 경면처리 합금과 유사한 경도 및 내마모성을 나타낼 수 있으며, 특히, C, Mn, B, Si의 함량을 적절히 제어하고, 과공정상에서 단단한 철-붕화탄화물에 의하여 공정상이 마모에 의하여 쓸려내려가는 현상을 방지하여 경도 및 내마모성을 향상시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 철계 경면처리 합금의 성분계 및 조성범위에 대하여 상세히 설명한다.
C: 2.0~4.0 중량%
C는 탄화물을 형성하고 석출강화 및 침입형 고용 강화(interstitial solid solution hardening)효과로 재료의 경도 및 내마모성을 향상시키는 역할을 하는 원소로서, 본 발명에서 C의 함량은 내마모성에 절대적으로 기여한다. 상기 효과를 달성하기 위하여 2.0중량% 이상인 것이 바람직하다.
그러나, C의 함량이 4.0중량%를 초과하는 경우에는 취성이 지나치게 증가되고 완벽하게 고용되지 못한 C의 편석이 발생하여 작은 외부충격에도 쉽게 손상될 뿐만 아니라 낮은 밀도를 갖고 있는 C의 함량 증가에 따른 부피가 증가하여 일정 성분 함량을 갖기 위해서 용접와이어 및 제품생산에서 발생하는 제조 비용이 증가하는 문제점이 있다. 따라서 상기 C의 함량은 2.0~4.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 더불어 C의 함량에 따른 본 발명의 합금의 경도 및 마모량을 도5에 도시하였다.
Mn: 1~5 중량%
Mn은 오스테나이트를 안정화시킬 수 있는 원소로서 육성용접재료의 경우 Mn을 첨가하여 높은 경도에 의하여 발생하는 취성 파괴현상을 방지할 수 있다. 그리고, 도2에서 확인할 수 있듯이, Mn 함량에 따라 막대(rod)형 초정상을 블록(block) 형태로 만들어서 외부의 충격 또는 긁힘 마모시에 발생할 수 있는 미세 균열을 방지하여 마모저항성을 향상시킬 수 있다.
그리고, Mn의 함량이 1중량% 미만인 경우에는 상기의 효과가 미미하여 1중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Mn의 함량이 5중량%를 초과하는 경우에는 미세한 공정조직이 나타나 마모저항성을 감소시킨다. 따라서, Mn의 함량은 1~5중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 효과가 극대화되기 위하여 Mn의 함량은 2.5~3.5중량%로 한정하는 것이 보다 더 바람직하며, 상기 범위에서 막대(rod)형 초정상을 블록(block) 형태로 만들수 있다. 더불어 Mn의 함량에 따른 본 발명의 합금의 경도 및 마모량을 도6에 도시하였다.
B: 0.05~0.7중량%
B은 일반적으로 0.002중량% 이하에서 강화효과를 나타내는데 상기 함량을 초과하여 첨가하는 경우 결정립계 편석(Grain boundary segregation)이 발생할 수 있고 주조 조직 내에 조대한 기공(void, pore)이 형성되거나 취성이 증가하는 문제점이 있는 것으로 알려져 있다.
그러나 본 발명이 갖는 성분계 및 조성의 범위에서는 도3에서 확인할 수 있듯이, B를 첨가하는 경우 B가 붕화물의 석출상을 형성하지 않고 C와 함께 철-붕화탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시킨다. 다만, 다량의 B 첨가는 합금의 취성을 증가시킬 뿐만 아니라, C에 비해 높은 가격으로 인한 재료가격 상승을 초래하여 바람직하지 않다. 그러므로 B의 함량은 0.05~ 0.7중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 더불어 B의 함량에 따른 본 발명의 합금의 경도 및 마모량을 도7에 도시하였다.
Si: 0.2~2.0중량%
Si은 Fe에 고용되어 경도와 내마모성을 증가시키며 Si를 함유함으로써 용탕의 유동성이 증가되고 주조시 발생하는 불완전 주물과 같은 결함을 줄일 수 있으며 용접 비드(bead)의 퍼짐성이 증가되어 작업을 효율적으로 진행하게 하여 용접성 및 주조성을 향상시킬 수 있다. 또한, 공정 C 함량을 감소시켜 C의 첨가량을 감소시킬 수 있다.
Si의 함량이 0.2중량% 미만일 경우에는 낮은 경도로 인하여 내마모성 향상에 기여하지 못하고 2.0중량%를 초과하는 경우에는 구상흑연을 석출시켜 마모저항성이 급격하게 나빠진다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.2~2.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 더불어 Si의 함량에 따른 본 발명의 합금의 경도 및 마모량을 도8에 도시하였다.
본 발명의 합금은 붕화탄화물을 포함할 수 있는데, 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)은 Fe3C0.3B0.7의 형태로 존재할 수 있다. 상술한 바와 같이 상기 철-붕화탄화물은 공정조직이 쓸려내려가는 것을 방지하여 합금의 내마모성을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 합금의 조직은 성분계 및 조성범위에 따라서 아공정조직, 공정조직, 과공정조직으로 나타날 수 있다. 도1(a), (b), (c)는 각각 아공정조직, 공정조직, 과공정조직을 나타내는 사진이다.
합금의 조직이 과공정조직일 경우, 초정 철-붕화탄화물을 포함할 수 있다. 이 때, 초정 철-붕화탄화물은 도1 및 9에서 확인할 수 있는 바와 같이, 과공정상에서 공정상이 외부의 마모에 의하여도 쉽게 쓸려내려가지 않도록 지지해 주는 역할을 할 수 있다. 또한, 초정상이 일체로 형성되는 것이 아니라, 중간에서 여러차례 끊긴 불연속적인 형태로 나타난다. 이러한 형태로 인하여 마모시 외부충격에 의해서 단단한 붕화탄화물에서 발생할 수 있는 균열의 전파를 막을 수 있다.
Mn의 함량이 2.5~3.5중량%의 범위일 때, 상기 초정 철-붕화탄화물의 형태는 블록(block) 형태인 것이 특징이며, 상기 초정 철-붕화탄화물의 평균직경은 10~80㎛ 범위이고, 장축과 단축의 비(종횡비)1: 0.33~1 범위인 것이 바람직하다.
합금 중 총 철 붕화탄화물의 부피분율은 50~70%인 것이 바람직하다. 그리고 초정 철-붕화탄화물의 부피분율은 40~60%인 것이 더욱 바람직하다. 상기 총 철-붕화탄화물은 공정 철-붕화탄화물과 초정 철-붕화탄화물을 포함하는 것이다.
일반적으로 연삭마모테스터(dry sand & rubber wheel test)에서 마모량이 20mg인 경우 우수한 경면처리 합금으로 사용할 수 있으며, 20~50mg의 범위의 마모량을 갖는 합금은 경면처리 합금으로 적합하다. 본 발명의 경면처리 합금은 상기 범위내의 마모량을 나타낸다. 또한, 본 발명의 합금의 경도는 45~65HRc를 나타낸다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.
(실시예)
아르곤 분위기에서 고주파 유도 가열법을 사용하여 하기 표1에 기재되어 있는 성분계 및 조성을 갖는 합금시편을 제조하였다. 마모저항성을 측정하기 위하여 상기 시편을 각각 가로 75mm, 세로 24mm 및 높이 5mm의 규격으로 가공하였으며 시험 전 표면은 #320 SiC 연마지를 사용하여 연마하였다. 실험을 위하여 사용된 연삭마모실험 장비로는 ASTM G 65-94(Standard Test Equipment)규격에 따라 제작된 연삭마모테스터(dry sand & rubber wheel test)를 사용하였다. 실험조건은 모래분출속도 300~400g/min, 인가하중 130N, 회전속도 200rpm이고 10분 동안 마모실험을 실시하였으며 실험 후 마모량을 측정하여 하기 표1에 나타내었다.
또한, 발명예1 내지3의 전자 현미경 사진을 도1에 나타내었고, 마모면의 사진을 도9에 나타내었다. 그리고, Mn의 함량에 따른 조직을 관찰하기 위하여 발명예10, 11, 3, 8의 전자 현미경 사진을 도2에 나타내었다. 철-붕화탄화물을 관하여 발명예3의 현미경 사진과 투과전자 현미경 사진을 도3 및4에 나타내었다. 종래의 크롬탄화물의 형태를 관찰하기 위하여 비교예5의 광학 현미경 사진을 도10에 나타내었다.
표 1
구분 C(중량%) Mn(중량%) B(중량%) Si(중량%) 경도(HRc) 마모량(mg)
비교예1 1.5 3 0.5 1 65 76
발명예1 2 3 0.5 1 64 42
발명예2 2.7 3 0.5 1 65 27
발명예3 3 3 0.5 1 64 20
발명예4 3.5 3 0.5 1 63 20
발명예5 4 3 0.5 1 64 20
비교예2 5 3 0.5 1 42 -
발명예6 2.4 5 0.5 1 60 37
발명예7 2.7 5 0.5 1 67 26
발명예8 3 5 0.5 1 61 27
발명예9 3.5 5 0.5 1 67 32
발명예10 3 1 0.5 1 45 45
발명예11 3 2 0.5 1 55 36
발명예12 3 4 0.5 1 62 21
발명예13 3 3 0.05 1 50 45
발명예14 3 3 0.3 1 53 43
발명예15 3 3 0.65 1 63 21
비교예3 3 3 0.5 0 54 91
발명예16 3 3 0.5 0.6 63 21
발명예17 3 3 0.5 1.6 63 30
발명예18 3 3 0.5 2 61 31
비교예4 3 3 0.5 3.5 54 71
비교예5 C:4, Mn:1.3, Cr:24 59 18
비교예6 C:1, B:4, 기타(Mo,W,Ti,Ni): 1.5 58 22
C의 함량은 내마모성에 절대적으로 기여할 수 있는 함량 이상이 되어야하는데, 비교예1은 C의 함량이 1.5중량%로서, 본 발명이 의도하고자하는 C의 함량에 미치지 못하여 경도 값은 발명예1 내지 18과 유사하지만, 마모량이 76mg으로서 내마모성이 불량함을 확인할 수 있다.
그리고 비교예2는 C함량이 5중량%로서, 취성이 지나치게 크고 완벽하게 고용되지 못한 C의 편석이 발생하여 작은 외부충격에도 쉽게 손상 될뿐만 아니라 낮은 밀도를 갖고 있는 C의 함량 증가에 따른 부피가 증가하여 일정 성분 함량을 갖기 위해서 용접와이어 및 제품생산에서 발생하는 제조 비용이 증가하는 문제점이 있다.
또한, Si의 함량이 0.2중량% 미만일 경우에는 내마모성 향상에 기여하지 못하는데, 비교예3은 Si을 포함하지 않고 있으며, 이로 인하여 마모량이 91mg으로 나타남을 확인할 수 있다. 그리고 비교예4는 본 발명이 의도하고자 하는 Si의 함량을 초과한 경우로서 내마모성의 향상을 확인할 수 없다.
비교예5는 종래의 고Cr계 경면처리 합금으로서 경도 및 마모량이 59 및 18을 나타냈다. 비교예6은 B의 함량이 높고 기타 고가의 원소가 첨가되므로, 본 발명과 유사한 경도 및 마모량을 나타내지만 경제성이 떨어진다.
본 발명이 제어하는 성분계를 갖는 발명예1 내지 18은 경도 및 마모량이 45~67 및 20~48을 나타내어 종래의 고Cr계 경면처리 합금과 유사한 경도값 및 마모량을 갖는 것을 확인할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 2~4.0%, Mn: 1~5%, B: 0.05~0.7%이하, Si: 0.2~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한 철계 경면처리 합금.
  2. 제1항에 있어서, 상기 합금은 철 붕화탄화물(boro-carbide)을 포함하는 철계 경면처리 합금.
  3. 제1항에 있어서, 상기 합금의 조직은 아공정조직, 공정조직 및 과공정조직 중 1종인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  4. 제1항에 있어서, 상기 합금의 조직은 과공정조직이며, 공정 철-붕화탄화물 및 초정 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide) 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  5. 제4항에 있어서, 상기 초정 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)의 형태는, 상기 Mn의 함량이 2.5~3.5 중량%일 때, 블록(block) 형태인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  6. 제5항에 있어서, 상기 초정 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)의 평균직경은 10~80㎛ 범위이고, 종횡비는 1: 0.33~1 범위인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  7. 제4항에 있어서, 상기 합금 중 총 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)의 부피 분율이 50~70% 인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  8. 제4항에 있어서, 상기 합금 중 초정 철-붕화탄화물(Fe boro-carbide)의 부피 분율이 40~60%인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  9. 제4항에 있어서, 상기 철-붕화탄화물은 Fe3C0.3B0.7인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  10. 제1항에 있어서, 상기 합금은 ASTM G-65(130N,2000Cy)규격에 따라 연삭마모테스트(dry sand & rubber wheel test)한 결과 마모량이 20~50mg인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
  11. 제1항에 있어서, 상기 합금의 경도는 45~65HRc 인 것을 특징으로 하는 철계 경면처리 합금.
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