WO2017104995A1 - 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법 - Google Patents

인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법 Download PDF

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high hardness
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김용진
김성규
강상덕
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Definitions

  • the present invention relates to a high hardness wear resistant steel excellent in toughness and cut crack resistance and a method of manufacturing the same.
  • the present invention is based on the Republic of Korea Patent Application No. 10-2015-0179009 as a priority claim, the entire contents of which are incorporated herein by reference.
  • Abrasion resistant steels should have a high surface hardness. Martensitic high hardness steels have high yield strength and tensile strength as well as high hardness and are widely used for structural materials and transportation / construction machinery.
  • martensitic steels contain a large amount of carbon and alloy elements therein, they not only adversely affect weldability and low-temperature toughness, but also have resistance to cracks generated in cuts when cutting steel to a desired size. There is a problem that the crack resistance is poor.
  • One aspect of the present invention provides a high hardness wear resistant steel having high toughness and cutting crack resistance while relatively reducing the addition amount of alloying elements such as C, which adversely affects toughness and the like as wear resistant steel.
  • Another aspect of the present invention provides one manufacturing method capable of efficiently producing the above-mentioned high hardness wear resistant steel.
  • the high hardness wear resistant steel according to one aspect of the present invention has a weight ratio of Mn: 2.1 to 4.0%, C: 0.15 to 0.2%, Si: 0.02 to 0.5%, Cr: 0.2 to 0.7%, balance Fe and other unavoidable. It has a composition containing impurities, has an austenite grain size of 25 ⁇ m or less, has a microstructure in which martensite is a main structure, and satisfies the condition that Ac3-Ac1 is 100 ° C or less.
  • the present invention increases the Mn content instead of optimizing the C content in the steel, and by minimizing the crystal grains, it is possible to provide a steel material having high toughness and cutting crack resistance while maintaining the hardness of the steel at 450HB grade. Can be.
  • FIG. 1 is a view showing the results of the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) analysis for the heat affected zone formed during gas cutting;
  • Figure 2 is a micrograph observing the tissue of Inventive Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2 obtained in Example 1.
  • the present invention in order to secure the low temperature toughness of the wear-resistant steel, to adjust the appropriate range of the C content of the steel and to add a large amount of Mn to secure the hardenability. In addition, to control the alloying components to ensure the cutting crack resistance.
  • the composition of the present invention will be described.
  • the wear-resistant steel of the present invention has a composition containing a weight ratio of Mn: 2.1 to 4.0%, C: 0.15 to 0.2%, Si: 0.02 to 0.5%, Cr: 0.2 to 0.7%, balance Fe and other unavoidable impurities. Can be. It is to be noted that the content of each component in the present invention is expressed by weight unless otherwise indicated.
  • Mn is an element added to stabilize martensite and to obtain high surface hardness.
  • Mn is added 2.1% or more. If the content of Mn is insufficient, ferrite or bainite may be easily formed, thereby making it difficult to obtain high surface hardness. However, when the content exceeds 4.0%, not only the weldability and the crack resistance may be significantly reduced, but also the manufacturing cost of the steel may be reduced. Therefore, in the present invention, the Mn content is added in the range of 2.1 to 4.0%.
  • C is an element necessary for securing the surface layer hardness of steel.
  • the amount is excessive, there is a problem of deteriorating the toughness and weldability, so it is necessary to control within the appropriate range.
  • C is added to 0.15% or more to secure sufficient hardness of the surface layer, but if excessively added, toughness or weldability deteriorates, so the upper limit of the content is limited to 0.20%.
  • Si acts as a deoxidizer and acts as an element to enhance the strength due to solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content is set to 0.02%. However, if the content is excessively high, since the toughness of the base material as well as the weld is limited to 0.5% or less.
  • Cr is an element that increases the hardenability of the steel when included in the steel, and facilitates securing martensite during quenching.
  • the wear-resistant steel of the present invention as the content thereof increases, the low temperature impact toughness is improved, and the gap between the phase transformation temperatures Ac1 and Ac3 serves to increase cutting crack resistance.
  • the content is advantageously included 0.2% or more.
  • the upper limit of the Cr content may be set to 0.7%.
  • the wear-resistant steel of the present invention may further comprise Nb: 0.1% or less, B: 0.02% or less, Ti: 0.1% or less in addition to the alloying elements described above.
  • Nb is an element that increases the strength of steel through solid solution and precipitation hardening effect, and refines grains to improve impact toughness, and may be added as necessary. However, when the content is excessive, coarse precipitates are formed, which deteriorates the hardness and impact toughness, so that the content may be limited to 1.0% or less.
  • B is an element which effectively increases the hardenability of the material even with a small amount of addition, and has an effect of suppressing grain boundary fracture through strengthening of grain boundaries, and can be added and used as necessary.
  • the content is excessive, the toughness and weldability are reduced due to the formation of coarse precipitates, and the content thereof is preferably limited to 0.02% or less.
  • N An impurity element that is inevitably included in steel is N.
  • N has a bad effect of reducing the effect of B in combination with B.
  • Ti is an element that is effective in maximizing the effect of adding B by suppressing the effect of B on N.
  • Ti reacts with N present in the steel to form TiN, thereby suppressing BN formation.
  • TiN has an effect of inhibiting grain coarsening by pinning austenite grains. Therefore, in this invention, Ti can be added to steel as needed. However, when the amount of Ti is excessive, coarse precipitates are formed, which may reduce toughness or weldability, and thus the content may be limited to 0.1% or less.
  • the remaining component of the present invention is Fe.
  • the wear-resistant steel of the present invention is not particularly excluded. Since those skilled in the art can know these kinds, the kind and content thereof are not particularly limited in the present invention.
  • the wear-resistant steel of the present invention may have an Ac3-Ac1 value of 100 ° C. or less in addition to the above-described component system in order to increase cutting crack resistance.
  • the cleavage crack generated at the time of gas cutting is a kind of hydrogen organic crack, which is characterized by the higher residual stress generated in the heat affected zone (particularly, the ICHAZ zone). Therefore, reducing the residual stress of the heat affected zone may be one means of increasing the crack resistance of the well, the present invention proposes to control the value of Ac3-Ac1 for this purpose.
  • Ac3 refers to the temperature at which ferrite priming occurs in austenite during cooling
  • Ac1 refers to the temperature at which the tissue completely transforms into ferrite.
  • FIG. 1 shows the results of an EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) analysis on the heat affected zone formed during gas cutting.
  • the upper portion of the figure shows a Kernal average Misorientation map observing the weld heat affected zone structure. Shows the residual stress concentration area.
  • the inventors found that the ICHAZ region appeared to be the darkest, and thus it was found that the residual stress was concentrated in the ICHAZ region. Therefore, when the Ac3-Ac1 value, which is effective in reducing the size of the ICHAZ section, is controlled to 100 ° C. or less, excellent cracking resistance is obtained.
  • the value of Ac3-Ac1 may be limited to 100 ° C or less.
  • the wear-resistant steel according to another aspect of the present invention has an internal structure in which the austenite grain size is 25 ⁇ m or less on the surface, and martensite is included as the main structure.
  • the term "main organization" refers to an organization having the highest occupancy in the area fraction.
  • the wear resistant steel of the present invention may contain 95% or more of martensite structure as an area fraction.
  • the martensite structure having a fine particle size has an effect of improving low temperature toughness.
  • the fraction of martensite is preferably 95% or more.
  • the old austenite grain size can be used by observing the structure corroded by picric acid corrosion solution with an optical microscope (for example, a magnification of 200 times) and using a value obtained based on the provisions of JIS G0551.
  • the wear-resistant steel of the present invention has excellent grain toughness due to its fine grain size, and does not require an additional tempering process to secure toughness, and thus, the martensitic structure of the wear-resistant steel of the present invention is a carbide-based product formed as a result of tempering. Precipitate is substantially absent. Therefore, it should be noted that in the present invention, the martensite structure does not include carbide-based precipitates, meaning that it does not include 'substantially'.
  • the thickness of the steel sheet may be in the range of 80 mm or less to secure the central hardness up to 400HB. As the thickness becomes thinner, cooling is easier and advantageous to securing the hardness, so the lower limit of the thickness is not particularly determined. However, according to one embodiment of the present invention, considering that the wear-resistant steel is manufactured by hot rolling, the thickness of the wear-resistant steel may be determined to be 3 mm or more.
  • the wear-resistant steel of the present invention that satisfies such conditions may have a value of 420 to 480 on the basis of Brinell hardness, and may have excellent toughness of Charpy impact energy of 35J or more at -40 ° C.
  • the wear-resistant steel of the present invention for example, after cutting a steel sheet manufactured to 11 mm thickness at 400 mm or more under a condition not preheated during gas cutting and a cutting speed condition of 500 mm / min. After more than a week it may have a resistance to cutting cracks that do not generate a crack.
  • the wear-resistant steel of the present invention can not only have high wear resistance without substantially adding alloy elements such as Mo and Ni, which are usually added to increase wear resistance, and have excellent toughness and cutting crack resistance. Has the effect.
  • the production method of the wear-resistant steel of the present invention is produced by hot rolling the steel immediately after quenching (quenching) to obtain a martensite structure, then heating it to the austenite temperature range and then quenching again Can be.
  • quenching quenching
  • the hot rolling process can be carried out by conventional methods.
  • the hot rolling end temperature may be set in the range of Ar3 ⁇ 900 °C based on the surface portion to be suitable for the subsequent quenching process. That is, when hot rolling is performed to a temperature below Ar3, the ferrite may be excessively formed inside the steel, and thus, a problem may occur that an intended structure cannot be obtained in a subsequent quenching process, and thus the hot rolling end temperature may be higher than Ar3. .
  • the hot rolling end temperature may be set to 800 ° C or higher.
  • the hot rolling end temperature when the hot rolling end temperature is too high, the austenitic grain size before quenching becomes coarse, so that the packet size of the martensitic structure obtained may also be difficult to be sufficiently refined, and thus the hot rolling end temperature may be set to 900 ° C. or less. .
  • the steel is quenched immediately after hot rolling.
  • immediately means that quenching is started without the surface temperature of the steel falling below the austenite region.
  • Quenching immediately after hot rolling of the present invention may be performed by quenching at a cooling rate of 3 ° C./sec or more until the central temperature of the steel becomes 200 ° C. or less (according to one embodiment, to any temperature from room temperature to 200 ° C.). Can be.
  • the cooling rate may be set to 50 ° C / sec or less.
  • the hot rolled and quenched steel is then subjected to a reheating process.
  • Heating a steel containing martensite tissue to the austenite temperature range causes the austenite nucleation to occur at many locations because the boundaries of the internal packets of the martensite tissue already formed act as nucleation sites for the austenite tissue.
  • the resulting austenite grains can be very fine in size.
  • the quenched steel it is necessary to heat the quenched steel to a temperature higher than Ac3 based on the center.
  • the heating temperature is too high, the austenite grain size may increase again, so the upper limit of the heating temperature may be set to 960 ° C.
  • the heat treatment time also referred to as aging time
  • the time may vary slightly depending on the thickness of the steel sheet, and may be maintained for a longer time if the thickness of the steel sheet is thick.
  • the austenitic steels obtained by the preceding process are cooled to a temperature of 200 ° C. or less (in one embodiment, any temperature between room temperature and 200 ° C.) at a cooling rate of 3 ° C./sec or more.
  • the martensite structure having a fine particle size is formed in an area fraction of 95% or more in the wear-resistant steel of the present invention.
  • the austenite structure immediately before the second quenching may have a grain size of 25 ⁇ m or less.
  • the packet size of the final martensite tissue obtained by miniaturizing the austenite tissue immediately before secondary quenching can also be controlled very finely.
  • the size of the austenite structure immediately before the second quenching can be confirmed by measuring the former austenite grain size of the steel material finally obtained.
  • the upper limit of the cooling rate in the secondary quenching process is not particularly limited, but in one embodiment of the present invention may be limited to 50 ° C / sec or less.
  • the wear-resistant steel produced by the manufacturing method of the present invention is a condition of not preheating, for example, when cutting the steel sheet manufactured to a thickness of 11.8mm and cutting speed of 500mm / min After cutting 400 mm or more under the conditions, even after a week or more, the cutting crack may not have a cutting crack.
  • the steel sheet is reheated to a temperature of 910 ° C based on the center of gravity, and maintained for 60 minutes after the center reaches Ac3, followed by secondary quenching to 200 ° C at a cooling rate of 20 ° C / sec based on the center of gravity.
  • the product was obtained.
  • inventive example 1 shows inventive example 1, comparative example 2 all have 95% or more martensite is formed therein (specifically, inventive example 1 is 96%, comparative examples 1, 2 are 100% based on the area) Martensite is formed), and the former austenite grain size (particle size of the region divided by a solid line in the drawing) is 20 ⁇ m in the case of Inventive Example 1, but the conditions of the present invention are met. It was confirmed that the austenite grain sizes were 31 m and 28 m, which were out of the conditions defined in the present invention.
  • Brinell hardness of invention example 1, comparative example 1, and comparative example 2 showed sufficient hardness value as 460, 462, 455.
  • all of the results of testing the crack resistance showed good results.
  • Example 1 of the invention shows that Charpy impact energy at -40 ° C is 42J, while low temperature toughness is shown, while Comparative Example 1 and Comparative Example 2 have Charpy impact energy at -40 ° C of only 20J and 22J, respectively. It could be confirmed that it did not meet the toughness level required by. Therefore, the effect of the manufacturing method according to one embodiment of the present invention was confirmed.
  • the slab having the composition shown in Table 1 was prepared under the same conditions as in Example 1 of Example 1 to obtain a wear-resistant steel, and the analysis results for the obtained wear-resistant steel are shown in Table 2.
  • Comparative Example 7 of Table 2 shows the analysis results for the case where a slab having the same composition as inventive example 7 was manufactured in the same manner as in Comparative Example 2 of Example 1.
  • cutting cracks tend to occur during gas cutting, under preheating (no preheating) conditions, faster cutting speeds, and thicker steel sheets, which may cause residual stresses formed in the cutting heat affected zone during cutting. Due to the increase in the above conditions.
  • the cleavage cracks are characterized by hydrogen delay cracks that occur after a period of up to one week after cleavage.
  • the impact toughness in Table 2 means Charpy impact energy measured at -40 °C.
  • Comparative Example 3 in which the C and Mn contents were lower than the value defined in the present invention, was determined that Brinell hardness of the surface portion is only 410, which does not have the abrasion resistance required by the present invention.
  • Comparative Example 4 was not only favorable to secure the toughness but also when Cr was added at all, which narrows the gap between Ac1 and Ac3 to increase the cleavage resistance, resulting in a very low impact toughness of 67J.
  • Comparative Example 5 is a case in which C is excessively added and its hardness is sufficient, but the low-temperature toughness is very poor because the Charpy impact energy is only 22J.
  • Comparative Example 6 the C content is only 0.14%, Brinell hardness is only 408 did not meet the level required by the present invention.
  • Comparative Example 7 the composition of the steel meets the conditions of the present invention, but when the steel is air-cooled after hot rolling, coarse grains are formed with the former austenite grain size of 38 ⁇ m, resulting in a low temperature toughness.
  • Comparative Example 4 and Comparative Example 6 when the value of Ac3-Ac1 exceeded 100 °C did not meet the conditions of the present invention, the results of cutting crack resistance test 1 week after cutting under the given conditions Post-crack cracks were obtained.
  • Comparative Example 5 although the temperature range of Ac3-Ac1 was narrow, the cleavage cracking occurred because the Brinell hardness was excessively high, so that the cutting conditions used in this measuring method were harsh compared to the hardness.
  • the steel material specified in the present invention must meet the low temperature toughness and abrasion resistance as well as cutting crack resistance.

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Abstract

본 발명은 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 한가지 측면에 따른 고경도 내마모강은 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 구 오스테나이트 결정립도가 25㎛ 이하이며, 마르텐사이트가 주조직인 미세구조를 가지며, Ac3-Ac1이 100℃ 이하인 조건을 충족한다.

Description

인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법
본 발명은 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 대한민국 특허출원 10-2015-0179009호를 우선권 주장의 기초로 하며, 그 내용 전체를 여기에 참고로 편입한다.
반드시 이로 제한하는 것은 아니지만, 광산용 덤프트럭, 건설용 중장비, 토건장비 등의 산업기기를 생산하는 분야에서는 브리넬 경도 기준으로 450 이상의 높은 경도를 가지는 내마모강에 대한 수요가 높다.
내마모강은 기본적으로 표면경도가 높아야 하는데, 마르텐사이트계 고경도강은 높은 경도 뿐만 아니라 높은 항복강도 및 인장강도를 가지고 있어 구조재 및 운송/건설기계 등의 용도로 널리 사용되고 있다.
그런데, 일반적으로 마르텐사이트계 고경도강을 제조하기 위해서는 소위 말하는 소입성(quenchability)를 확보하기 위해 고탄소에 합금원소를 다량 포함하는 성분계를 가지고 있으며, 제조공정에서 담금질 과정이 필수적으로 포함된다.
그러나, 종래의 마르텐사이트 강은 내부에 탄소와 합금원소를 다량 포함하고 있기 때문에, 용접성과 저온인성에 나쁜 영향을 줄 뿐만 아니라, 원하는 사이즈로 강재를 절단할 때 절단부에 발생하는 균열에 대한 저항성 즉, 절단균열저항성이 나빠진다는 문제가 있다.
본 발명의 한가지 측면은 내마모강으로서 인성 등에 나쁜 영향을 미치는 C 등의 합금원소의 첨가량을 상대적으로 감소시키면서도 높은 인성과 절단균열저항성을 가지는 고경도 내마모강을 제공한다.
본 발명의 또 한가지 측면은 상술한 고경도 내마모강을 효율적으로 제조할 수 있는 한가지 제조방법을 제공한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 명세서의 전체적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어떠한 어려움도 없을 것이다.
본 발명의 한가지 측면에 따른 고경도 내마모강은 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 구 오스테나이트 결정립도가 25㎛ 이하이며, 마르텐사이트가 주조직인 미세구조를 가지며, Ac3-Ac1이 100℃ 이하인 조건을 충족한다.
본 발명의 또한가지 측면에 따른 고경도 내마모강의 제조방법은 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 슬라브를 열간압연하여 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 3℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도까지 담금질하는 단계; 상기 급냉된 강판을 오스테나이트 온도 영역으로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강판을 3℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도까지 2차 담금질하는 단계를 포함한다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 강 중의 C 함량을 적정화하는 대신에 Mn 함량을 높이고, 결정립을 초미세화함으로써, 강의 경도는 450HB 급으로 유지한 채로, 높은 인성과 절단균열저항성을 가지는 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 상술한 내용으로 한정하지 않으며, 본 발명의 추가적인 효 과는 명세서의 추가적인 내용으로부터 충분히 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 가스 절단시 형성되는 열영향부에 대하여 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 분석을 실시한 결과를 나타낸 도면, 그리고
도 2는 실시예1에서 얻어진 발명예1, 비교예1 및 비교예2의 조직을 관찰한 현미경 사진이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서는 내마모강의 저온인성을 확보하기 위해 강재의 C 함량을 적정범위를 조정하고 Mn을 다량 첨가하여 소입성을 확보한다. 또한, 합금성분을 적절히 제어하여 절단균열저항성을 확보하고자 한다. 이하, 본 발명의 조성에 대하여 설명한다.
본 발명의 내마모강은 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다. 본 발명에서 각 성분의 함량은 특별히 다른 기준으로 표시하지 않는 한 중량을 기준으로 하여 나타낸 것이라는 것에 유의할 필요가 있다.
Mn: 2.1~4.0%
Mn은 마르텐사이트를 안정화시키고, 높은 표면 경도를 얻기 위해서 첨가되는 원소이다. 본 발명에서는 이러한 효과를 얻기 위해서 Mn을 2.1% 이상 첨가한다. Mn의 함량이 부족할 경우에는 페라이트 또는 베이나이트가 쉽게 생성되어 높은 표층부 경도를 얻기 힘들 수 있다. 다만, 그 함량이 4.0%를 초과하는 경우에는 용접성 및 절단균열저항성이 현저히 감소될 수 있을 뿐만 아니라, 강재의 제조원가가 감소하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn 함량을 2.1~4.0%의 범위로 첨가한다.
C: 0.15~0.2%
C는 Mn과 함께 강재의 표층부 경도확보를 위해 필요한 원소이다. 다만, 그 양이 과다할 경우에는 인성 및 용접성을 저하시키는 문제가 있으므로 적절한 범위 내로 제어할 필요가 있다. 본 발명에서는 충분한 표층부 경도확보를 위하여 C를 0.15% 이상 첨가하되, 지나치게 첨가할 경우에 인성이나 용접성 등이 열화되므로 그 함량의 상한은 0.20%로 제한한다.
Si: 0.02~0.5%
Si는 탈산제로서 역할을 하고 고용강화에 따른 강도를 향상시키는 원소로 작용한다. 또한, 제조공정상 극소량까지 함량을 감소시킬 수 없으므로 Si 함량의 하한을 0.02%로 정한다. 다만, 그 함량이 과도하게 높을 경우에는 용접부는 물론 모재의 인성을 저하시키게 되므로 0.5% 이하로 제한한다.
Cr: 0.2~0.7%
Cr은 강에 포함되면 강의 경화능을 상승시키는 역할을 하는 원소로서 담금질(quenching)시 마르텐사이트 확보를 용이하게 한다. 또한, 본 발명의 내마모강에서는 그 함량이 증가할수록 저온충격인성을 향상시키고, 상변태 온도인 Ac1과 Ac3 사이의 간격을 좁혀서 절단균열저항성을 높이는 역할을 한다. 이와 같은 Cr의 유리한 효과를 얻기 위해서는 그 함량은 0.2% 이상 포함되는 것이 유리하다. 다만, 그 양이 과다할 경우에는 용접성을 저하시키고 제조원가를 상승시킬 우려가 있으므로 Cr 함량의 상한은 0.7%로 정할 수 있다.
또한, 본 발명의 내마모강은 상술한 합금원소 이외에 Nb: 0.1% 이하, B: 0.02% 이하, Ti: 0.1% 이하를 더 포함할 수도 있다.
Nb: 0.1% 이하
Nb는 고용, 석출경화 효과를 통해 강재의 강도를 증가시키며, 결정립을 미세화시켜 충격인성을 향상시키는 원소로서, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 조대한 석출물이 형성되어 오히려 경도 및 충격인성을 열화시키므로 그 함량을 1.0% 이하로 제한할 수 있다.
B: 0.02% 이하
B는 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 증대시키는 원소이며, 결정립계 강화를 통하여 입계파괴를 억제하는 효과가 있어, 필요에 따라 첨가하여 사용할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우에는 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키므로 그 함량은 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.1% 이하
강재에 불가피하게 포함되는 불순물 원소로서 N을 들 수 있는데, N은 B와 결합하여 B의 효과를 감소시키는 악영향을 미친다. Ti는 이러한 N에 의한 B의 효과감소를 억제하여 B의 첨가효과를 최대화 시키는데 효과가 있는 원소이다. 즉, Ti는 강 중에 존재하는 N과 반응하여 TiN을 형성함으로써 BN 형성을 억제하는 작용을 행한다. 그 뿐만 아니라, TiN은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는 효과도 가진다. 따라서, 본 발명에서는 필요에 따라 Ti를 강 중에 첨가할 수 있다. 다만, Ti의 첨가량이 과도할 경우에는 조대한 석출물이 형성되어 인성이나 용접성을 저하시킬 우려가 있으므로 그 함량은 0.1% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 Fe이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 본 발명의 내마모성강에서는 이를 특별히 배제하지는 않는다. 이들의 종류에 대해서는 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 종류와 함량을 본 발명에서 특별히 제한하지는 않는다.
본 발명의 내마모강은 절단균열저항성을 높이기 위해 상술한 성분계 외에 Ac3-Ac1의 값이 100℃ 이하일 수 있다. 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 가스 절단시에 발생하는 절단균열은 일종의 수소유기균열로서 열영향부(특히, ICHAZ 부)에 생성되는 잔류응력이 클수록 잘 발생하는 특징이 있다. 따라서, 열영향부의 잔류응력을 감소시키는 것이 잘단균열 저항성을 높이는 한가지 수단이 될 수 있는데, 본 발명에서는 이를 위하여 Ac3-Ac1의 값을 조절할 것을 제안한다. 즉, Ac3는 냉각시 오스테나이트에서 페라이트 초정이 발생하기 시작하는 온도를 의미하며, Ac1은 조직이 완전히 페라이트로 변태하는 온도를 의미하는데, 본 발명자들의 연구결과에 따르면 Ac3-Ac1의 값을 조절할 경우에 ICHAZ(InterCritical Heat Affected Zone)의 잔류 응력을 크게 줄일 수 있어 이 부분에서의 균열발생을 줄일 수 있게 된다. 그 이유는, Ac3-Ac1 값이 크다는 것은 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 이상역 온도구간이 넓다는 것을 의미하며, 그로 인하여 절단 후 냉각시에 오스테나이트와 마르텐사이트 조직의 두가지 조직이 존재하는 ICHAZ 구역이 커지게 되고, 그로 인하여 두 상간의 부피변화 차이로 내부에 응력이 크게 잔류할 수 있기 때문이다. 도 1은 가스 절단시 형성되는 열영향부에 대하여 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 분석을 실시한 결과를 나타낸 것인데, 도면의 상부에는 용접 열영향부 조직을 관찰한 Kernal average Misorientation map을 나타내었으며, 그 아래에는 잔류응력 집중영역을 나타내었다. 본 발명자는 도면에서 볼 수 있듯이, ICHAZ 영역이 가장 진하게 나타난다는 것을 발견하였으며, 따라서 잔류응력이 ICHAZ 영역에 집중되어 있다는 것을 알 수 있었다. 따라서, ICHAZ 구간의 크기를 줄이는데 효과가 있는 Ac3-Ac1 값을 100℃ 이하로 제어할 경우에는 우수한 절단균열저항성이 얻어지게 되는 것이다.
그러므로, 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 Ac3-Ac1의 값을 100℃ 이하로 제한할 수 있다.
또한, 본 발명의 또 한가지 측면에 따른 내마모강은 표면에 구오스테나이트 입도가 25㎛ 이하이고, 마르텐사이트 조직이 주조직으로 포함되는 내부구조를 가진다. 본 발명에서 '주조직'이라 함은 면적분율로 점유율이 가장 높은 조직을 의미한다. 한가지 구현례에 따르면 본 발명의 내마모강은 마르텐사이트 조직을 면적분율로 95% 이상 포함될 수 있다. 즉, 미세한 입도의 마르텐사이트 조직은 저온인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또한, 높은 경도와 우수한 내마모성을 갖추기 위해서는 마르텐사이트의 분율은 95% 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에서 구 오스테나이트 결정립도는 피크르산 부식액으로 부식한 조직을 광학 현미경(예를 들면 배율 200배의 것)으로 관찰하고, JIS G0551의 규정에 의거하여 구한 값을 이용할 수 있다.
특히 본 발명의 내마모강은 결정립도가 미세하여 우수한 인성을 가지는 것으로서, 인성확보를 위하여 추가적인 뜨임(tempering) 공정이 필요 없으며, 따라서 본 발명의 내마모강의 마르텐사이트 조직에는 뜨임의 결과 형성되는 탄화물계 석출물이 실질적으로 존재하지 않는다. 따라서, 본 발명에서 마르텐사이트 조직이 탄화물계 석출물을 포함하지 않는다는 것은 '실질적으로' 포함하지 않는다는 것을 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다.
본 발명의 한가지 구현례에서 강판의 두께는 중심부 경도를 400HB까지 확보할 수 있는 80mm 이하의 범위로 할 수 이다. 두께가 얇아질수록 냉각이 용이하여 경도 확보에 유리하므로, 두께의 하한은 특별히 정하지 않는다. 다만,본 발명의 한가지 구현례에 따르면 내마모강이 열간압연에 의해 제조된다는 점을 고려한다면 내마모강의 두께는 3 mm 이상으로 정할 수도 있다.
이와 같은 조건을 충족시키는 본 발명의 내마모강은 브리넬 경도 기준으로 420~480의 값을 가질 수 있으며, -40℃에서 샤르피 충격에너지가 35J 이상으로 우수한 인성을 가질 수 있다. 또한, 본 발명의 또한가지 구현례에 따르면 본 발명의 내마모강은 예를 들면 11mm 두께로 제조한 강판을 가스절단 시에 예열하지 않는 조건 및 500mm/min의 절단속도 조건으로 400mm 이상 절단한 후에 일주일 이상 지난 후에도 절단균열이 발생하지 않는 절단균열저항성을 가질 수 있다. 특히, 본 발명의 내마모강은 내마모강에서 마모성을 높이기 위해 통상 첨가되는 Mo, Ni 등의 합금원소를 실질적으로 첨가하지 않고서도 높은 내마모성을 가질 수 있을 뿐만 아니라, 인성과 절단균열저항성이 우수하다는 효과를 가진다.
반드시 이로 제한하는 것은 아니나, 본 발명의 내마모강을 제조하기 위한 한가지 유리한 방법을 제안하면 다음과 같다. 즉, 본 발명의 내마모강의 제조방법은 강재를 열간압연한 후, 바로 담금질(quenching)을 수행하여 마르텐사이트 조직을 얻은 후, 이를 오스테나이트 온도 영역까지 가열한 후 다시 담금질하는 과정에 의해 제조될 수 있다. 각 과정을 보다 상세하게 설명하면 다음과 같다.
열간압연 과정
열간압연과정은 통상의 방법에 의해 수행될 수 있다. 다만, 후속하는 담금질 공정에 적합도록 열간압연 종료온도는 표면부 기준으로 Ar3 ~ 900℃의 범위로 정해질 수 있다. 즉, Ar3 미만의 온도까지 열간압연이 수행되면 강재 내부에 페라이트가 과도하게 형성되어 후속되는 담금질 공정에서 의도하는 조직을 얻을 수 없다는 문제가 발생할 수 있으므로, 열간압연 종료온도는 Ar3 이상으로 할 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 열간압연 종료온도는 800℃ 이상으로 정할 수도 있다. 또한, 열간압연 종료온도가 너무 높을 경우에는 담금질 전의 오스테나이트 결정립 크기가 조대하게 되어 얻어지는 마르텐사이트 조직의 패킷 사이즈 역시 충분하게 미세화되기 어려울 수 있으므로, 상기 열간압연 종료온도는 900℃ 이하로 정할 수 있다.
열간압연 직후 담금질(Direct quenching)
본 발명에서는 열간압연 직후에 강재를 바로 담금질한다. 여기서 '바로'라는 것은 강재의 표면온도가 오스테나이트 영역 아래로 떨어지지 않은 상태에서 담금질을 개시한다는 것을 의미한다. 본 발명과 같이 열간압연 직후에 담금질을 수행할 경우에는 열간압연에 의해 결정립이 미세화된 상태에서 마르텐사이트 변태가 일어나게 되므로 얻어지는 마르텐사이트 조직이 미세화 될 수 있다는 장점이 있다. 본 발명의 열간압연 직후의 담금질은 강재의 중심온도가 200℃ 이하로 될 때까지(한가지 구현례에 따르면 상온~200℃ 중 임의의 온도까지) 3℃/초 이상의 냉각속도로 담금질하는 것으로 수행될 수 있다. 냉각속도는 빠르면 빠를수록 유리하기 때문에 냉각속도의 상한을 특별히 정할 필요가 없으나, 통상적인 담금질 과정을 고려한다면 냉각속도를 50℃/초 이하의 범위로 정할 수도 있다. 상술한 과정에 의해 열간압연된 강재는 그 조직이 오스테나이트에서 마르텐사이트 조직으로 변태된다.
재가열
상기 열간압연되고 담금질된 강재는 이후 재가열과정을 겪게 된다. 마르텐사이트 조직을 포함하는 강재를 오스테나이트 온도 영역으로 가열하면 이미 형성된 마르텐사이트 조직의 내부 패킷의 경계가 모두 오스테나이트 조직의 핵생성 장소로 작용하기 때문에, 많은 위치에서 오스테나이트 핵생성이 일어나게 되고 그 결과 얻어지는 오스테나이트 결정립은 그 크기가 매우 미세할 수 있다.
이를 위해서는 담금질된 강재를 중심부 기준으로 Ac3 이상의 온도로 가열할 필요가 있다. 다만, 가열온도가 너무 높을 경우에는 오스테나이트 입도가 다시 증가할 우려가 있으므로 가열온도의 상한은 960℃로 정할 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면 강판 중심부가 Ac3 온도에 도달한 이후의 열처리 시간(숙열시간이라고도 함)을 120분 이하로 유지되도록 하는 것이 바람직하다. 충분한 열처리 효과를 고려할 때에는 20분 이상의 시간이 필요할 수도 있다. 다만, 상기 시간은 강판의 두께에 따라 약간씩 달라질 수 있으며, 강판의 두께가 두꺼우면 조금더 오랜 시간 동안 유지될 수도 있다.
2차 담금질
앞선 과정에 의하여 오스테나이트화 된 강재는 중심부가 다시 3℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도(한가지 구현례에 따르면 상온~200℃ 사이의 임의의 온도)로 냉각된다. 이와 같은 과정을 통하여 본 발명의 내마모강에는 미세한 입도의 마르텐사이트 조직이 면적분율로 95% 이상의 비율로 형성되게 된다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 2차 담금질 직전의 오스테나이트 조직은 25㎛ 이하의 결정립도를 가질 수 있다. 2차 담금질 직전의 오스테나이트 조직을 미세하게 함으로써 얻어지는 최종 마르텐사이트 조직의 패킷 크기도 매우 미세하게 제어될 수 있다. 본 발명에서 2차 담금질 직전의 오스테나이트 조직의 크기는 최종적으로 얻어지는 강재의 구 오스테나이트(prior austenite) 결정립도를 측정함으로써 확인할 수 있다.
또한, 상기 2차 담금질 과정에서 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 본 발명의 한가지 구현례에서는 50℃/초 이하로 제한할 수도 있다.
상술한 과정에 의하여 브리넬 경도 기준으로 420~480의 값을 가질 수 있으며, -40℃에서 샤르피 충격에너지가 35J 이상으로 우수한 인성을 가지는 내마모강을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 또한가지 구현례에 따르면 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 내마모강은 예를 들면 11.8mm 두께로 제조한 강판을 가스절단 시에 예열하지 않는 조건 및 500mm/min의 절단속도 조건으로 400mm 이상 절단한 후에 일주일 이상 지난 후에도 절단균열이 발생하지 않는 절단균열저항성을 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 대하여 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위와 이로부터 합리적으로 유추되는 사안에 의하여 정해지는 것이기 때문이다.
실시예1
발명예1
본 발명의 제조방법의 효과를 확인하기 위해 중량비율로 0.19%C-2.6%Mn-0.2%Si-0.4%Cr-0.04%Nb-0.01%Ti-0.002%B의 조성을 가지고, Ac3-Ac1이 91℃인 두께 70mm의 슬라브를 Ar3 온도 이상인 800℃에서 압연 종료하여 두께 11.8mm의 강판을 얻은 다음, 즉시 고압의 물로 200℃까지 담금질 하였다. 이때 냉각속도는 20℃/초로 나타났으며, 강판에는 면적비율로 96%의 마르텐사이트 조직이 형성되었다.
이후, 상기 강판을 중심부 기준으로 910℃의 온도까지 재가열하되, 중심부가 Ac3에 도달한 후의 시간이 60분이 되도록 유지한 후, 중심부 기준으로 20℃/초의 냉각속도로 200℃까지 2차 담금질하여 최종 제품을 얻었다.
비교예1
열간압연한 후 담금질을 수행하는 과정까지는 상기 발명예1과 동일하게 하나, 추가적인 재가열 및 2차 담금질을 생략하고 최종 제품을 얻었다.
비교예2
열간압연 후 급냉하지 않고 상온까지 공냉한 것을 제외하고는 상기 발명예1과 동일하게 하여 최종 제품을 얻었다.
상기 발명예1, 비교예1, 비교예2의 조직을 현미경으로 관찰한 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2 중 (a)는 발명예1, (b)는 비교예1, (c)는 비교예2을 나타낸다. 도면에서 볼 수 있듯이, 발명예1, 비교예1, 비교예2 모두 내부에 95% 이상의 마르텐사이트가 형성되어 있으나(구체적으로 면적기준으로 발명예1은 96%, 비교예1, 2는 100%의 마르텐사이트가 형성됨), 구 오스테나이트 결정립도(도면에서 실선으로 구분되는 영역의 입도)는 발명예1의 경우에는 20㎛로서 본 발명의 조건을 충족하나, 비교예1과 비교예2는 각각 구 오스테나이트 결정립도가 31㎛와 28㎛로서 본 발명에서 규정하는 조건을 벗어나고 있는 것을 확인할 수 있었다.
그 결과, 발명예1, 비교예1 및 비교예2 모두 브리넬 경도는 460, 462, 455로서 충분한 경도치를 나타내었다. 또한, 본 발명의 한가지 구현례에 따라 절단균열저항성을 시험한 결과 모두 양호한 결과를 나타내었다. 다만, 발명예1은 -40℃에서의 샤르피 충격에너지가 42J로서 높은 저온인성을 나타내는 반면, 비교예1과 비교예2는 -40℃에서의 샤르피 충격에너지가 각각 20J과 22J에 불과하여 본 발명에서 요구하는 인성수준을 충족하지 못하는 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에 따른 제조방법의 효과를 확인할 수 있었다.
실시예2
하기 표 1에 기재된 조성을 가지는 슬라브를 상기 실시예1의 발명예1과 동일한 조건으로 제조하여 내마모강을 얻었으며, 얻어진 내마모강에 대한 분석결과를 표 2에 나타내었다. 표 2의 비교예7은 발명예7과 동일한 조성의 슬라브를 상기 실시예1의 비교예2와 동일한 방식으로 제조한 경우에 대한 분석결과를 나타낸다. 특히, 절단 균열은 가스 절단 시에, 무예열(예열없음) 조건에서, 절단 속도가 빠를 수록, 강판의 두께가 두꺼울수록 발생하는 경향이 있으며 이는 절단시에 절단부 열영향부에 형성되는 잔류응력이 위 조건에서 증가함에 기인한다. 또한 이러한 절단 균열은 절단 후 일주일 정도 까지의 시간이 경과한 후에 발생하는 수소지연균열의 특징을 가진다. 따라서 절단균열저항성을 평가하기 위해서 11.8mm 두께로 제조한 강판을 예열하지 않은 상태에서 가스절단 시에 500mm/min의 절단속도 조건으로 400mm 이상 절단한 후에 일주일 이상 지난 후에도 절단균열이 발생여부를 판단하였으며, 절단균열이 발생한 경우를 - 로 발생하지 않은 경우를 O로 표시하였다. 또한, 표 2에서 충격인성은 -40℃에서 측정한 샤르피 충격에너지를 의미한다.
강종 C(중량%) Mn(중량%) Si(중량%) Cr(중량%) Nb(중량%) Ti(중량%) B(중량%)
비교예3 0.13 2 0.14 0.2 0.04 0.01 0.002
발명예2 0.18 2.2 0.15 0.2 0.04 0.01 0.002
발명예3 0.2 2.4 0.15 0.2 0.04 0.01 0.002
발명예4 0.19 2.6 0.2 0.4 0.04 0.01 0.002
발명예5 0.18 3 0.3 0.4 0.04 0.01 0.002
발명예6 0.16 3.9 0.25 0.5 0.04 0.01 0.002
발명예7 0.18 2.2 0.5 0.7 0.04 0.01 0.002
비교예4 0.18 2.2 0.15 0 0.04 0.01 0.002
비교예5 0.24 2.2 0.15 0.3 0.04 0.01 0.002
비교예6 0.14 2.6 0.15 0.3 0.04 0.01 0.002
강종 마르텐사이트 분율(면적%) 오스테나이트입도(㎛) 브리넬경도 충격인성 Ac3-Ac1(℃) 절단균열저항성(균열미발생)
비교예3 92 20 410 36 95 O
발명예2 95 20 460 35 95 O
발명예3 95.4 22 478 38 85 O
발명예4 96 19 472 38 73 O
발명예5 100 20 461 42 90 O
발명예6 100 24 442 38 93 O
발명예7 100 18 457 45 93 O
비교예4 100 25 449 28 101 -
비교예5 100 18 530 22 67 -
비교예6 100 23 408 45 105 -
비교예7 100 38 462 20 93 O
표 2의 분석을 위하여 시험에 적당한 형태의 시편을 제조하였다. 미세조직 분석에는 광학현미경 및 주사전자현미경(SEM)을 이용하였으며, 표층부 경도는 표면에서 2mm 정도의 깊이를 연삭한 후 브리넬 경도기를 이용하여 측정하였다.
우선, 내마모성과 저온인성 측면에서 검토하면 C 및 Mn 함량이 본 발명에서 규정하는 값보다 낮았던 비교예3은 표면부 브리넬 경도가 410에 불과하여 본 발명에서 요구하는 내마모성을 갖추지 못하는 것으로 판단되었다. 또한, 비교예4는 인성 확보에 유리할 뿐만 아니라 Ac1과 Ac3 사이의 간격을 좁혀서 절단균열저항성을 높이는 역할을 하는 Cr이 전혀 첨가되지 않았던 경우로서 그 결과 충격인성이 67J로서 매우 낮게 나타나고 있었다. 비교예5는 C를 과도하게 첨가한 경우로서 경도는 충분하나 샤르피 충격에너지가 22J에 불과하여 저온인성이 매우 불량하였다. 비교예6은 C 함량이 0.14%에 불과한 경우로서, 브리넬 경도가 408에 불과하여 본 발명에서 요구하는 수준을 충족하지 못하였다. 비교예7은 강재의 조성은 본 발명의 조건을 충족하나, 열간압연 후 공냉한 경우로서, 구 오스테나이트 결정립도가 38㎛로서 조대한 결정립이 형성되어 저온인성이 저하되는 결과가 얻어졌다.
또한, 절단균열저항성 측면에서도 비교예4와 비교예6은 Ac3-Ac1의 값이 100℃를 상회하여 본 발명의 조건을 충족하지 못하였던 경우로서, 절단균열저항성 시험결과 주어진 조건에서 절단 후 1주일 후 절단균열이 발생한 결과가 얻어졌다. 비교예 5의 경우, Ac3-Ac1의 온도구간이 좁은데 불구하고 절단균열이 발생하였는데, 그 이유는 브리넬 경도가 과도하게 높아 본 측정방법에서 사용한 절단조건이 경도 대비 가혹한 조건이었기 때문이다.
따라서, 본 발명에서 규정하는 강재의 조건을 충족시켜야 저온인성과 내마모성은 물론이고 절단균열저항성까지 겸비할 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (10)

  1. 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고,
    구 오스테나이트 결정립도가 25㎛ 이하이며, 마르텐사이트가 주조직인 미세구조를 가지며,
    Ac3-Ac1이 100℃ 이하인 조건을 충족하는 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강.
  2. 제 1 항에 있어서, 중량비율로, Nb: 0.1% 이하, B: 0.02% 이하 및 Ti: 0.1% 이하를 더 포함하는 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 마르텐사이트 조직이 면적분율로 95% 이상 포함되는 인성과 절단균열저항성이 우수한 내마모강.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 브리넬 경도가 420~480이고 -40℃에서의 샤르피 충격에너지가 35J 이상인 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 마르텐사이트는 내부에 탄화물을 포함하지 않는 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강.
  6. 중량비율로, Mn: 2.1~4.0%, C: 0.15~0.2%, Si: 0.02~0.5%, Cr: 0.2~0.7%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 슬라브를 열간압연하여 강판을 얻는 단계;
    상기 강판을 3℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도까지 담금질하는 단계;
    상기 급냉된 강판을 오스테나이트 온도 영역으로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강판을 3℃/초 이상의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도까지 2차 담금질하는 단계를 포함하는 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 중량비율로, Nb: 0.1% 이하, B: 0.02% 이하 및 Ti: 0.1% 이하를 더 포함하는 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 열간압연의 종료온도는 Ar3 이상인 인성과 절단균열저항성이 우수한 내마모강의 제조방법.
  9. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 재가열하는 단계의 가열 온도는 Ar3~960℃인 인성과 절단균열저항성이 우수한 내마모강의 제조방법.
  10. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 2차 담금질되는 강판의 오스테나이트 결정립도는 25㎛ 이하인 인성과 절단균열저항성이 우수한 내마모강의 제조방법.
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