WO2018117481A1 - 고경도 내마모강 및 이의 제조방법 - Google Patents

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WO2018117481A1
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유승호
정문영
정영진
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to wear resistant steel used in construction machinery and the like, and more particularly, to a high hardness wear resistant steel and a method for manufacturing the same.
  • the wear resistance and the hardness of the thick steel sheet are correlated, and in the thick steel sheet which is concerned about wear, it is necessary to increase the hardness.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method of increasing the C content and increasing the surface hardness by adding a large amount of hardenability improving elements such as Cr and Mo.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1996-041535
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1986-166954
  • One aspect of the present invention is to provide a high hardness wear-resistant steel having a high strength and high impact toughness, and a method for producing the same while having excellent wear resistance with respect to a thickness of 40 ⁇ 130t (mm).
  • carbon (C) 0.10 ⁇ 0.32%, silicon (Si): 0.1 ⁇ 0.7%, manganese (Mn): 0.6 ⁇ 1.6%, phosphorus (P): 0.05% or less ( 0 (excluding 0), sulfur (S): 0.02% or less (excluding 0), aluminum (Al): 0.07% or less (excluding 0), chromium (Cr): 0.1 to 1.5%, nickel (Ni): 0.01 to 2.0%, molybdenum (Mo): 0.01-0.8%, boron (B): 50 ppm or less (excluding 0), cobalt (Co): 0.04% or less (excluding 0), copper (Cu): 0.5% Or less (excluding 0), titanium (Ti): 0.02% or less (excluding 0), niobium (Nb): 0.05% or less (excluding 0), vanadium (V): 0.05% or less (excluding 0) and calcium (Ca):
  • the microstructure provides a high hardness wear resistant steel comprising martensite of at least 97% area fraction and bainite at 3% or less.
  • t (V_M97) is the thickness of the steel having a microstructure having a martensite fraction of 97% or more at the center of the steel thickness
  • HI is a Hardenability Index determined by the alloying elements, and is represented by the following component relationship.
  • Another aspect of the invention preparing a steel slab that satisfies the above-described alloy composition; Heating the steel slab in a temperature range of 1050 to 1250 ° C .; Rough rolling the reheated steel slab in a temperature range of 950-1050 ° C .; Manufacturing a hot rolled steel sheet by finishing rolling at a temperature range of 750 to 950 ° C. after the rough rolling; Air-cooling the hot-rolled steel sheet to room temperature, and then reheating and heat-treating it for at least 20 minutes in a temperature range of 850 to 950 ° C .; And cooling the hot rolled steel sheet to 200 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./s or more after the reheating heat treatment.
  • the wear-resistant steel of the present invention ensures the surface hardness of 360 ⁇ 440HB, and also has the effect of having a high hardness of 350HB or more in the center of the sheet thickness.
  • Example 1 shows a microstructure measurement photograph of a plate thickness center part (1 / 2t (mm) point) of Inventive Example 3 according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors have studied in depth the material applicable to construction machinery and the like.
  • the above-described physical properties are optimized by optimizing the content of hardenable elements as an alloy composition and optimizing manufacturing conditions. It was confirmed that the wear-resistant steel having a microstructure advantageous for securing can be provided, and the present invention has been completed.
  • High hardness wear-resistant steel in weight%, carbon (C): 0.10 ⁇ 0.32%, silicon (Si): 0.1 ⁇ 0.7%, manganese (Mn): 0.6 ⁇ 1.6%, phosphorus (P ): 0.05% or less (excluding 0), sulfur (S): 0.02% or less (excluding 0), aluminum (Al): 0.07% or less (excluding 0), chromium (Cr): 0.1 to 1.5%, nickel (Ni): 0.01 to 2.0%, molybdenum (Mo): 0.01 to 0.8%, boron (B): 50 ppm or less (excluding 0), cobalt (Co): 0.04% or less (excluding 0) preferably Do.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an effective element for increasing strength and hardness in steel having a martensitic structure and is an effective element for improving hardenability.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.10 to 0.32%. More preferably, it may contain 0.11-0.29%, More preferably, it may contain 0.12-0.26%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving strength due to deoxidation and solid solution strengthening.
  • Si it is preferable to add Si to 0.1% or more, but if the content exceeds 0.7%, the weldability is deteriorated, which is not preferable.
  • the content of Si it is preferable to control the content of Si to 0.1 to 0.7%. More advantageously it may comprise 0.2 to 0.5%.
  • Manganese (Mn) is an element that suppresses the formation of ferrite and effectively increases the hardenability by lowering the Ar3 temperature to improve the strength and toughness of the steel.
  • the Mn in order to secure the hardness of the thick material, it is preferable to contain the Mn in an amount of 0.6% or more, but when the content exceeds 1.6%, there is a problem of deteriorating weldability.
  • Phosphorus (P) is an element which is inevitably contained in steel, and is an element which inhibits the toughness of steel. Therefore, it is preferable to control the content of P to be 0.05% or less by lowering it as much as possible. However, 0% is excluded in consideration of the inevitable level.
  • S Sulfur
  • S is an element that inhibits toughness of steel by forming MnS inclusions in steel. Therefore, it is preferable to control the content of S to be as low as 0.02% or lower as much as possible, except that 0% is excluded in consideration of inevitable levels.
  • Aluminum (Al) is a deoxidizer of steel and is an effective element for lowering oxygen content in molten steel.
  • Al content exceeds 0.07%, there is a problem that the cleanliness of the steel is hindered, which is not preferable.
  • the Al content it is preferable to control the Al content to 0.07% or less, and 0% is excluded in consideration of load, increase in manufacturing cost, etc. during the steelmaking process.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability and increases the strength of the steel, and is an advantageous element to secure hardness.
  • Nickel (Ni) is an effective element for increasing the hardenability together with the Cr to improve the strength and toughness of the steel.
  • Ni it is preferable to add Ni to 0.01% or more, but if the content exceeds 2.0%, there is a possibility that the toughness of the steel is greatly deteriorated, which causes the manufacturing cost to be increased by expensive elements.
  • Molybdenum (Mo) increases the hardenability of steel, and is an element particularly effective for improving the hardness of thick materials.
  • Mo is added to 0.01% or more in order to sufficiently obtain the above-described effect, but the Mo is also an expensive element, if the content exceeds 0.8%, not only the manufacturing cost increases but also the inferior weldability. .
  • Boron (B) is an element effective in improving the strength by effectively raising the hardenability of steel even with a small amount of addition.
  • the content is excessive, there is a problem of inhibiting the toughness and weldability of the steel, it is preferable to control the content to 50ppm or less, and 0% is excluded.
  • Co Co is an element that is advantageous in securing hardness as well as the strength of steel by increasing the hardenability of steel.
  • Co it is preferable to add Co to 0.04% or less in this invention, and 0% is excluded. More preferably, the content is preferably 0.005 to 0.035%, and even more advantageously 0.01 to 0.03%.
  • the wear-resistant steel of the present invention may further include elements advantageous for securing physical properties targeted by the present invention.
  • copper (Cu): 0.5% or less (excluding 0), titanium (Ti): 0.02% or less (excluding 0), niobium (Nb): 0.05% or less (excluding 0), vanadium (V): 0.05% or less (excluding 0) and calcium (Ca): may be further included one or more selected from the group consisting of 2 to 100ppm.
  • Copper (Cu) is an element that improves the hardenability of steel and improves the strength and hardness of steel by solid solution strengthening.
  • the content of Cu exceeds 0.5%, surface defects occur, and there is a problem of inhibiting hot workability. Therefore, when the Cu content is added, it is preferably added at 0.5% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that maximizes the effect of B, which is an effective element for improving the hardenability of steel. Specifically, Ti is combined with nitrogen (N) to form a TiN precipitate to suppress the formation of BN to increase the solid solution B by maximizing the hardenability improvement.
  • Nb 0.05% or less (excluding 0)
  • Niobium (Nb) is dissolved in austenite to increase the hardenability of austenite, and is effective for forming carbonitrides such as Nb (C, N) to suppress the strength of steel and austenite grain growth.
  • the addition of Nb is preferably added at 0.05% or less.
  • V 0.05% or less (excluding 0)
  • Vanadium (V) is an element that is advantageous in forming VC carbides upon reheating after hot rolling, thereby suppressing the growth of austenite grains, improving the hardenability of steel, and securing strength and toughness.
  • V is an expensive element and its content exceeds 0.05%, it becomes a factor that increases the manufacturing cost.
  • Calcium (Ca) has an effect of suppressing the production of MnS segregated at the center of steel thickness by generating CaS because of its good bonding strength with S.
  • CaS produced by the addition of Ca has the effect of increasing the corrosion resistance in a humid external environment.
  • the content of Ca is preferably controlled to 2 to 100ppm.
  • the present invention provides at least one of arsenic (As): 0.05% or less (excluding 0), tin (Sn): 0.05% or less (excluding 0), and tungsten (W): 0.05% or less (excluding 0). It may further include.
  • As arsenic
  • Sn tin
  • W tungsten
  • W is an element that is effective in increasing hardness and increasing hardness at high temperatures by increasing the hardenability.
  • the content when additionally including As, Sn or W, is preferably controlled to 0.05% or less, respectively.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the wear-resistant steel of the present invention that satisfies the above-described alloy composition preferably includes a martensite phase as a microstructure.
  • the wear-resistant steel of the present invention may include a martensite phase in an area fraction of 97% or more (including 100%), and other structures may include a bainite phase.
  • the bainite phase is preferably 3% or less in area and may be formed at 0%.
  • the martensite phase includes a tempered martensite phase, and thus, when the tempered martensite phase is included, the toughness of the steel can be more advantageously secured.
  • the relationship between the alloy elements involved in the thickness and hardenability satisfies the following relational formula (1).
  • the target hardness can be secured only when the martensite phase is secured to an area fraction of 97% or more to the center of the steel thickness, in order to satisfy the following Equation 1.
  • the martensite phase is not formed over the entire thickness of the steel it is impossible to secure the hardness to the target level.
  • t (V_M97) is the thickness of the steel having a microstructure having a martensite fraction of 97% or more at the center of the steel thickness
  • HI is a Hardenability Index determined by the alloying elements, and is represented by the following component relationship.
  • the present invention can ensure the surface hardness of 360 ⁇ 440HB, the center hardness of 350HB or more, by satisfying the above-described relational expression (1). That is, it may have a hardness of 350HB or more over the entire thickness of the wear-resistant steel provided by the present invention.
  • the 'surface' refers to a region directly below the steel surface portion, for example, 2 mm in the thickness direction from the steel surface, and the 'center' refers to the center portion of the steel thickness, for example, 1 / 2t, 1 / 4t (t means the thickness of the steel (mm)).
  • t means the thickness of the steel (mm)).
  • heating temperature is less than 1050 °C re-use of Nb, etc. is not enough, while if the temperature exceeds 1250 °C austenite grains coarse, there is a fear that a non-uniform structure is formed.
  • the heated steel slab into a hot rolled steel sheet through rough rolling and finish rolling.
  • the heated steel slab is roughly rolled at a temperature range of 950 to 1050 ° C. to produce a bar, and then it is preferable to finish hot rolling at a temperature range of 750 to 950 ° C.
  • the temperature during the rough rolling is less than 950 ° C.
  • the rolling load increases and the pressure decreases relatively, so that deformation may not be sufficiently transmitted to the center of the slab thickness direction, and thus defects such as voids may not be removed.
  • the temperature exceeds 1050 ° C., recrystallization occurs at the same time as rolling, and the particles grow, which may cause the initial austenite particles to be too coarse.
  • finishing temperature range is less than 750 ° C.
  • the two-phase reverse rolling may cause ferrite to be generated in the microstructure.
  • the temperature exceeds 950 ° C., the rolling roll load is severe and the rolling property is inferior.
  • the reheating heat treatment is for inverse transformation of a hot rolled steel sheet composed of ferrite and pearlite into an austenite single phase, and if the temperature is less than 850 ° C. during the reheating heat treatment, the austenitization is not sufficiently performed so that coarse soft ferrite is mixed, thereby causing There is a problem that the hardness is lowered. On the other hand, when the temperature exceeds 950 ° C, the austenite grains are coarsened and the hardenability is increased, but the low temperature toughness of the steel is inferior.
  • the reheating time is less than 20 minutes during the reheating in the above-described temperature range, austenitization does not occur sufficiently, and thus, the phase transformation due to subsequent rapid cooling, that is, the martensite structure cannot be sufficiently obtained.
  • the cooling is preferably water cooling.
  • cooling rate after cooling after the reheating heat treatment is less than 2 °C / s or the cooling end temperature exceeds 200 °C there is a fear that the ferrite phase is formed during cooling or the bainite phase is excessively formed.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, and may be appropriately set in consideration of equipment limitations.
  • the hot-rolled steel sheet that has completed the cooling is to satisfy the above-mentioned relational formula 1, and as the microstructure is formed as intended in the present invention, it is possible to provide a wear resistant steel having excellent strength and hardness.
  • the hot rolled steel sheet having completed the reheating heat treatment and cooling process is preferably a thick steel sheet having a thickness of 40 to 130 mm, and may further perform a tempering process on the thick steel sheet.
  • the present invention in order to secure not only the surface hardness of the steel but also the central hardness, it is preferable to perform the above tempering process for steels containing more than 0.16%, more preferably 0.18% or more of carbon in the steel. However, even if the carbon in the steel is 0.16% or less, there is no problem in performing the tempering process.
  • the reheat heat treatment and the cooled hot rolled steel sheet are heated to a temperature range of 300 to 600 ° C., and then heat treated within 60 minutes.
  • the temperature is less than 300 ° C. during the tempering process, embrittlement of tempered martensite may occur, resulting in inferior strength and toughness of the steel.
  • the temperature exceeds 600 ° C., the strength may drop rapidly due to recrystallization, which is not preferable.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention manufactured according to the above-described manufacturing conditions includes a martensite phase (including tempered martensite) as a main phase as a microstructure, and has an effect of having high hardness over the entire thickness.
  • a martensite phase including tempered martensite
  • Some of the hot rolled steel sheets manufactured according to the above was further subjected to a tempering heat treatment.
  • the microstructure is prepared by cutting a specimen to an arbitrary size, and then corroding it using a nital etching solution, and then using a light microscope and an electron scanning microscope, using the optical microscope and the electron scanning microscope, a thickness direction of 2 mm and a thickness center of 1 / 2t (mm). ) Both positions were observed.
  • Hardness and toughness were measured using a Brinell hardness tester (load 3000kgf, 10mm tungsten indentation sphere) and Charpy impact tester, respectively.
  • the surface hardness was used as the average value of three times after measuring the plate surface 2mm milling, in the case of the cross-sectional hardness was measured three times at the center of the thickness, that is 1 / 2t position after cutting the specimen in the plate thickness direction The mean value was then used.
  • the Charpy impact test results were taken from the average value of three measurements taken at -40 °C after taking the specimen in the 1 / 4t position.
  • Comparative Example 4 using the steel B containing more than a predetermined amount was excessively high surface hardness exceeding 440HB, and in Comparative Example 5, despite the attempt to lower the surface hardness by tempering, the surface hardness was high.
  • Comparative Example 6 which was cooled at a very slow cooling rate during cooling after the reheating heat treatment, a large amount of bainite phase was formed in the center of the steel, and thus the center hardness of 350 HB or more was not satisfied.
  • Comparative Example 7 using the steel C containing more than a certain amount of surface hardness was very high 550HB level due to quenching during cooling after reheating heat treatment
  • Comparative Example 8 to lower the surface hardness by tempering
  • the central hardness was also lowered to satisfy more than 350HB.
  • Comparative Example 9 the surface hardness exceeded 440HB by not tempering.
  • Figure 1 shows the results of observing the central microstructure of Inventive Example 3, it can be seen visually that the martensite phase is formed.

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Abstract

본 발명은 건설기계 등에 사용되는 내마모강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 두께 40~130t(mm)에 대하여 내마모성이 우수함과 동시에 고강도 및 충격인성을 갖는 고경도 내마모강 및 이것을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.

Description

고경도 내마모강 및 이의 제조방법
본 발명은 건설기계 등에 사용되는 내마모강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고경도 내마모강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
건설, 토목, 광산업, 시멘트 산업 등 많은 산업분야에 사용되는 건설기계, 산업기계들의 경우 작업시 마찰에 의한 마모가 심하게 발생됨에 따라 내마모의 특성을 나타내는 소재의 적용이 필요하다.
일반적으로, 후강판의 내마모성과 경도는 상관이 있어, 마모가 염려되는 후강판에서는 경도를 높일 필요가 있다. 보다 안정적인 내마모성을 확보하기 위해서는, 후강판의 표면으로부터 판 두께 내부(t/2 근방, t = 두께)에 걸쳐 균일한 경도를 갖는 것(즉, 후강판의 표면과 내부에서 동일한 정도의 경도를 갖는 것)이 요구된다.
통상, 후강판에서 고경도를 얻기 위해 압연 후 Ac3 이상의 온도로 재가열 후 소입하는 방법이 널리 사용되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1 및 2에서는 C 함량을 높이고, Cr와 Mo 등의 경화능 향상원소를 다량 첨가함으로써 표면경도를 증가시키는 방법을 개시하고 있다.
하지만, 극후물 강판의 제조를 위해서는 강판 중심부의 경화능 확보를 위하여 더 많은 경화능 원소의 첨가가 요구되어 지며, C와 경화능 합금을 다량으로 첨가함에 따라 제조비용이 상승하고 용접성 및 저온인성이 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 경화능의 확보를 위해 경화능 합금 첨가가 불가피한 상황에서, 고경도의 확보로 내마모성이 우수할 뿐만 아니라, 고강도 및 고충격인성을 확보할 수 있는 방안이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1996-041535호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제1986-166954호
본 발명의 일 측면은, 두께 40~130t(mm)에 대하여 내마모성이 우수함과 동시에 고강도 및 고충격인성을 갖는 고경도 내마모강 및 이것을 제조하기 위한 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.32%, 실리콘(Si): 0.1~0.7%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.04% 이하(0은 제외)를 포함하고, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm 중 1종 이상을 더 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직이 면적분율 97% 이상의 마르텐사이트, 3% 이하의 베이나이트를 포함하는 고경도 내마모강을 제공한다.
[관계식 1]
t(V_M97) < 0.55HI
(여기서,　t(V_M97)은 강 두께 중심부에서 마르텐사이트 분율이 97% 이상인 미세조직을 갖는 강의 두께, HI는 합금원소에 의해 결정되는 경화능지수(Hardenability Index)이며, 하기 성분관계로 나타낸다.
[HI = 0.54[C] × (0.73[Si]+1) × (4.12[Mn]+1) × (0.36[Cu]+1) × (0.41[Ni]+1) × (2.15[Cr]+1) × (3.04[Mo]+1) × (1.75[V]+1) × (0.12[Co]+1) × 33], 여기서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 750~950℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉 후, 850~950℃의 온도범위에서 재로시간 20분 이상으로 재가열 열처리하는 단계; 및 상기 재가열 열처리 후 상기 열연강판을 2℃/s 이상의 냉각속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 고경도 내마모강의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 두께 40~130t(mm)의 후물재에 대해 고경도 및 고강도를 갖는 내마모강을 제공하는 효과가 있다.
특히, 본 발명의 내마모강은 표면 경도를 360~440HB로 확보하는 동시에, 판 두께 중심부에서도 350HB 이상의 높은 경도를 가지는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 발명예 3의 판 두께 중심부(1/2t(mm) 지점) 미세조직 측정 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 건설 기계 등에 적합하게 적용할 수 있는 소재에 대하여 깊이 연구하였다. 특히, 핵심적으로 요구되는 물성인 내마모성의 확보를 위해 고경도와 더불어, 고강도 및 고인성을 갖는 강재를 제공하기 위하여, 합금조성으로서 경화능 원소들의 함량을 최적화하는 동시에, 제조조건을 최적화함으로써 위와 같은 물성 확보에 유리한 미세조직을 갖는 내마모강을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고경도 내마모강은 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.32%, 실리콘(Si): 0.1~0.7%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.04% 이하(0은 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 고경도 내마모강의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.10~0.32%
탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다.
상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.10% 이상으로 C를 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.32%를 초과하게 되면 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.10~0.32%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.11~0.29%, 보다 더 바람직하게는 0.12~0.26%로 포함할 수 있다.
Si: 0.1~0.7%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다.
위와 같은 효과를 유효하기 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.7%를 초과하게 되면 용접성이 열화되므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~0.7%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.2~0.5%로 포함할 수 있다.
Mn: 0.6~1.6%
망간(Mn)은 페라이트 생성을 억제하고, Ar3 온도를 낮춤으로써 소입성을 효과적으로 상승시켜 강의 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다.
본 발명에서는 후물재의 경도 확보를 위해서는 상기 Mn을 0.6% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.6%를 초과하게 되면 용접성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.6~1.6%로 제어하는 것이 바람직하다.
P: 0.05% 이하
인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이면서, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.02% 이하
황(S)은 강 중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
Al: 0.07% 이하(0은 제외)
알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 용강 중에 산소 함량을 낮추는데 효과적인 원소이다. 이러한 Al의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 강의 청정성이 저해되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.07% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 제강공정시 부하, 제조비용의 상승 등을 고려하여 0%는 제외한다.
Cr: 0.1~1.5%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 용접성이 열위하며 제조원가를 상승시키는 원인이 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.01~2.0%
니켈(Ni)은 상기 Cr과 함께 소입성을 증가시켜 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 오히려 강의 인성을 크게 해칠 우려가 있으며, 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 원인이 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.01~2.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.01~0.8%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 특히 후물재의 경도 향상에 유효한 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 상기 Mo 역시 고가의 원소로서 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.01~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다.
B: 50ppm 이하(0은 제외)
보론(B)은 소량의 첨가로도 강의 소입성을 유효하게 상승시켜 강도를 향상시키는데에 유효한 원소이다.
다만, 그 함량이 과도하면 오히려 강의 인성 및 용접성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 50ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Co: 0.04% 이하(0은 제외)
코발트(Co)는 강의 소입성을 증가시킴으로써, 강의 강도와 더불어 경도 확보에 유리한 원소이다.
다만, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 강의 소입성이 저하될 우려가 있으며, 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서는 0.04% 이하로 Co를 첨가하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.005~0.035%, 보다 더 유리하게는 0.01~0.03%로 함유하는 것이 바람직하다.
본 발명의 내마모강은 상술한 합금조성 이외에도, 본 발명에서 목표로 하는 물성의 확보에 유리한 원소들을 더 포함할 수 있다.
구체적으로, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cu: 0.5% 이하(0은 제외)
구리(Cu)는 강의 소입성을 향상시키며, 고용강화로 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소이다.
다만, 이러한 Cu의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 표면결함을 발생시키며, 열간가공성을 저해하는 문제가 있으므로, 상기 Cu를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.02% 이하(0은 제외)
티타늄(Ti)은 강의 소입성 향상에 유효한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti은 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성시켜 BN의 형성을 억제함으로써 고용 B를 증가시켜 소입성 향상을 극대화할 수 있다.
다만, 상기 Ti의 함량이 0.02%를 초과하게 되면 조대한 TiN 석출물이 형성되어 강의 인성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 첨가시 0.02% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.05% 이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도 증가 및 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데에 유효하다.
다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되며, 이는 취성파괴의 기점이 되어 인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 첨가시 0.05% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
V: 0.05% 이하(0은 제외)
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 인성을 확보하는데에 유리한 원소이다.
다만, 상기 V은 고가의 원소로 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Ca: 2~100ppm
칼슘(Ca)은 S과의 결합력이 좋아 CaS를 생성함으로써 강재 두께 중심부에 편석되는 MnS의 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 상기 Ca의 첨가로 생성된 CaS는 다습한 외부 환경 하에서 부식 저항을 높이는 효과가 있다.
상술한 효과를 위해서는 2ppm 이상으로 상기 Ca을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 100ppm을 초과하게 되면 제강조업시 노즐 막힘 등을 유발하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ca의 첨가시 그 함량을 2~100ppm으로 제어하는 것이 바람직하다.
나아가, 본 발명은 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외) 중 1종 이상 더 포함할 수 있다.
상기 As는 강의 인성 향상에 유효하며, 상기 Sn은 강의 강도 및 내식성 향상에 유효하다. 또한 W은 소입성을 증가시켜 강도 향상과 더불어 고온에서의 경도 향상에 유효한 원소이다.
다만, 상기 As, Sn 및 W의 함량이 각각 0.05%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 오히려 강의 물성을 해칠 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 As, Sn 또는 W을 추가적으로 포함하는 경우, 그 함량을 각각 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 내마모강은 미세조직으로 마르텐사이트 상을 기지조직으로 포함하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 본 발명의 내마모강은 면적분율 97% 이상(100% 포함)으로 마르텐사이트 상을 포함하며, 그 외 조직으로는 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 상기 베이나이트 상은 면적분율 3% 이하인 것이 바람직하며, 0%로 형성되어도 무방하다.
상기 마르텐사이트 상의 분율이 97% 미만이면 목표 수준의 강도 및 경도의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
본 발명에 있어서, 상기 마르텐사이트 상은 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하며, 이와 같이 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 경우 강의 인성을 보다 유리하게 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 내마모강은 그 두께와 경화능에 관여하는 합금원소들의 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 강 두께 중심까지 마르텐사이트 상을 면적분율 97% 이상으로 확보하여야만 목표로 하는 경도를 확보할 수 있는데, 이를 위해서는 하기 관계식 1을 만족하여야만 한다. 즉, 경화능에 관여하는 합금원소들을 함유하더라도 하기 관계식 1을 만족하지 아니하면, 마르텐사이트 상이 강의 전 두께에 걸쳐 형성되지 못하게 되어 목표로 하는 수준으로 경도를 확보할 수 없게 된다.
[관계식 1]
t(V_M97) < 0.55HI
(여기서,　t(V_M97)은 강 두께 중심부에서 마르텐사이트 분율이 97% 이상인 미세조직을 갖는 강의 두께, HI는 합금원소에 의해 결정되는 경화능지수(Hardenability Index)이며, 하기 성분관계로 나타낸다.
[HI = 0.54[C] × (0.73[Si]+1) × (4.12[Mn]+1) × (0.36[Cu]+1) × (0.41[Ni]+1) × (2.15[Cr]+1) × (3.04[Mo]+1) × (1.75[V]+1) × (0.12[Co]+1) × 33] (이때, 각 원소들은 경화능에 관여하는 합금원소들이며, 각각 중량 함량을 의미한다.))
즉, 본 발명은 상술한 관계식 1을 만족하는 것으로부터, 표면 경도를 360~440HB, 중심 경도를 350HB 이상으로 확보할 수 있다. 즉, 본 발명에서 제공하는 내마모강 전체 두께에 걸쳐 350HB 이상의 경도를 가질 수 있다.
여기서, 상기 '표면'은 강 표면부 예컨대 강 표면으로부터 두께 방향 2mm 직하의 영역을 지칭하며, 상기 '중심'은 강 두께 중심부 예컨대 1/2t, 1/4t(t는 강의 두께(mm)를 의미) 영역을 지칭할 수 있다. 다만, 이에 국한하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인, 고경도 내마모강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히 설명하면, 앞서 서술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 다음, 상기 강 슬라브를 [재가열 - 조압연 - 마무리 압연 - 공냉 - 재가열 열처리 - 냉각]하는 공정을 거쳐 제조하는 것이 바람직하다. 이하에서는 각 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 것이 바람직하다.
상기 가열시 온도가 1050℃ 미만이면 Nb 등의 재고용이 충분하지 못하며, 반면 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 불균일한 조직이 형성될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 강 슬라브의 가열시 1050~1250℃의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 압연을 거쳐 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
우선, 상기 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 바(bar)로 제조한 후, 이것을 750~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 것이 바람직하다.
상기 조압연시 그 온도가 950℃ 미만이면 압연 하중이 증가하여 상대적으로 약압하 됨으로써 슬라브 두께 방향 중심까지 변형이 충분히 전달되지 못하여 공극과 같은 결함이 제거되지 않을 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1050℃를 초과하게 되면 압연과 동시에 재결정이 일어난 후 입자가 성장하게 되어 초기 오스테나이트 입자가 지나치게 조대해질 우려가 있다.
상기 마무리 온도범위가 750℃ 미만이면 2상역 압연이 되어 미세조직 중에 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤 부하가 심해져 압연성이 열위하게 되는 문제가 있다.
상기한 바에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 850~950℃의 온도범위에서 재로시간 20분 이상으로 재가열 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 열처리는 페라이트와 펄라이트로 구성된 열연강판을 오스테나이트 단상으로 역변태시키기 위한 것으로, 상기 재가열 열처리시 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 못하여 조대한 연질 페라이트가 혼재하게 됨으로써 최종 제품의 경도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 강의 저온인성이 열위해지는 문제가 있다.
상술한 온도범위에서 재가열시 재로시간이 20분 미만이면 오스테나이트화가 충분히 일어나지 못하여 후속하는 급속냉각에 의한 상변태 즉, 마르텐사이트 조직을 충분히 얻을 수 없게 된다.
상기 재가열 열처리를 완료한 후, 판 두께 중심부(예컨대 1/2t 지점 (여기서 t는 두께(mm)를 의미))를 기준으로 2℃/s 이상의 냉각속도로 200℃ 이하까지 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 냉각은 수냉인 것이 바람직하다.
상기 재가열 열처리 후 냉각시 냉각속도가 2℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 200℃를 초과하게 되면 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다.
본 발명에서 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다.
상기한 바에 따라, 냉각을 완료한 열연강판은 전술한 관계식 1을 만족하는 것으로서, 미세조직이 본 발명에서 의도하는 바로 형성됨에 따라 강도 및 경도가 우수한 내마모강을 제공할 수 있는 것이다.
한편, 상기 재가열 열처리 및 냉각 공정을 완료한 열연강판은 바람직하게 40~130mm의 두께를 갖는 후강판으로서, 이러한 후강판에 대해 템퍼링(tempering) 공정을 더 행할 수 있다.
본 발명에서는 강의 표면 경도뿐만 아니라 중심부 경도를 목표 수준으로 확보하기 위해서, 강 중 탄소를 0.16% 초과, 보다 바람직하게는 0.18% 이상 함유하는 강에 대해서는 상기 템퍼링 공정을 행하는 것이 바람직하다. 다만, 강 중 탄소가 0.16% 이하이더라도 템퍼링 공정을 행함에는 무리가 없다.
구체적으로, 상기 템퍼링 공정은 상기 재가열 열처리 및 냉각된 열연강판을 300~600℃의 온도범위까지 승온한 후 60분 이내로 열처리하는 것이 바람직하다.
상기 템퍼링 공정시 온도가 300℃ 미만이면 템퍼드 마르텐사이트의 취화 현상이 발생하여 강의 강도 및 인성이 열위할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 600℃를 초과하게 되면 재결정에 의해 강도가 급격히 하락할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
또한, 상기 템퍼링 공정시 그 시간이 60분을 초과하게 되면 켄칭 후 발생한 마르텐사이트 조직 내의 높은 전위 밀도가 낮아지게 되어 결과적으로 경도가 급격히 하락하게 된다.
상술한 제조조건에 따라 제조된 본 발명의 열연강판은 미세조직으로 마르텐사이트 상(템퍼드 마르텐사이트 포함)을 주상으로 포함하며, 전 두께에 걸쳐 고경도를 가지는 효과가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1과 표 2에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 각각의 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열한 후, 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 바(bar)를 제작하였다. 이후, 상기 각각의 바(bar)를 하기 표 3에 나타낸 온도에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조한 후, 상온까지 냉각하였다. 그 다음, 상기 열연강판을 재가열 열처리한 후, 수냉하였다. 이때, 상기 재가열 열처리 및 수냉시 조건은 하기 표 3에 나타내었다.
상기에 따라 제조된 열연강판 중 일부 열연강판에 대해서는 템퍼링 열처리를 더 실시하였다.
이후, 각각의 열연강판에 대해 미세조직 및 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 표층으로부터 두께 방향 2mm 위치와 두께 중심인 1/2t(mm) 위치를 모두 관찰하였다.
그리고, 경도 및 인성은 각각 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입 구) 및 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 이때, 표면 경도는 판 표면을 2mm 밀링 가공한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였으며, 단면 경도의 경우 판 두께 방향으로 시편을 절단한 다음 두께의 중심 즉, 1/2t 위치에서 3회 측정한 후 평균값을 사용하였다. 또한, 샤르피 충격시험 결과는 1/4t 위치에서 시편을 채취한 후 -40℃에서 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.
강종 합금 조성 (중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ni Mo B Co
A 0.127 0.35 1.67 0.012 0.0030 0.031 0.15 0 0 0.0015 0
B 0.254 0.38 0.85 0.008 0.0012 0.035 0 0.21 0.55 0.0002 0
C 0.292 0.21 0.77 0.011 0.0009 0.023 0.84 0.35 0.21 0.0012 0
D 0.245 0.25 0.85 0.007 0.0020 0.046 0.78 0.47 0.36 0.0014 0.01
E 0.151 0.30 1.38 0.008 0.0008 0.024 0.58 0.59 0.65 0.0022 0.01
F 0.163 0.31 1.37 0.007 0.0020 0.025 0.31 1.64 0.38 0.0020 0.01
G 0.125 0.31 1.51 0.007 0.0013 0.026 0.45 0.90 0.49 0.0018 0.01
강종 합금 조성 (중량%) HI값
Cu Ti Nb V Ca As Sn W
A 0.05 0.014 0.041 0.01 0.0002 0 0 0 30.7
B 0.15 0.017 0.025 0 0.0004 0 0 0 79.5
C 0.06 0.006 0.007 0 0.0010 0 0 0 134.1
D 0.01 0.003 0.015 0.01 0.0005 0.003 0.004 0.01 158.3
E 0.01 0.015 0.013 0.05 0.0012 0.002 0.004 0 198.1
F 0.04 0.014 0.004 0.03 0.0003 0.003 0.003 0 150.5
G 0.02 0.016 0.014 0.05 0.0009 0.003 0.004 0.01 144.1
강종 제조조건 두께(mm) 구분
마무리열간압연(℃) 재가열 열처리 냉각 템퍼링
온도(℃) 재로시간(분) 냉각속도(℃/s) 종료온도(℃) 온도(℃) 시간(분)
A 1020 912 94 12.5 130 - - 50 비교예 1
961 860 105 4.6 75 350 50 60 비교예 2
934 935 114 1.3 43 - - 80 비교예 3
B 945 906 120 2.5 35 - - 70 비교예 4
943 868 105 3.1 26 380 25 70 비교예 5
948 899 132 1.1 129 - - 80 비교예 6
C 915 900 92 15.0 36 - - 50 비교예 7
913 902 92 16.7 38 400 82 50 비교예 8
936 901 113 7.4 241 - - 70 비교예 9
D 946 910 131 4.0 27 402 34 80 발명예 1
940 908 134 4.4 32 - - 80 비교예 10
944 879 130 3.1 255 - - 80 비교예 11
E 920 899 95 19.0 239 - - 60 비교예 12
935 901 120 5.8 27 - - 80 발명예 2
944 913 141 2.1 22 - - 100 발명예 3
F 911 934 108 17.8 131 - - 60 발명예 4
936 916 140 3.4 30 354 23 70 발명예 5
948 940 184 2.5 19 - - 80 발명예 6
G 926 866 93 15.5 123 - - 50 발명예 7
944 891 121 4.4 17 - - 60 발명예 8
947 917 138 3.1 18 - - 70 발명예 9
구분 미세조직 (면적분율%) 관계식 1만족여부 기계적 물성
마르텐사이트 베이나이트 표면경도(HB) 중심경도(HB) 충격인성(J)
표층 중심 표층 중심
비교예 1 100 90 0 10 - 405 338 78
비교예 2 98 82 2 18 - 354 296 125
비교예 3 100 64 0 36 - 408 301 116
비교예 4 100 96 0 4 - 516 463 29
비교예 5 98 94 2 6 - 462 414 40
비교예 6 99 71 1 29 - 495 332 31
비교예 7 100 100 0 0 ○ 549 513 23
비교예 8 99 96 1 4 - 422 345 35
비교예 9 99 97 1 3 ○ 461 390 41
발명예 1 99 98 1 2 ○ 398 364 38
비교예 10 100 100 0 0 ○ 504 466 28
비교예 11 100 98 0 2 ○ 477 387 46
비교예 12 100 95 0 5 - 416 336 51
발명예 2 100 99 0 1 ○ 406 355 57
발명예 3 100 98 0 2 ○ 409 364 78
발명예 4 100 99 0 1 ○ 437 391 56
발명예 5 99 98 1 2 ○ 400 369 62
발명예 6 100 98 0 2 ○ 432 363 58
발명예 7 99 98 1 2 ○ 387 355 65
발명예 8 100 100 0 0 ○ 407 360 61
발명예 9 100 99 0 1 ○ 404 369 59
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성, 관계식 1 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 9는 강 두께 중심부에서 마르텐사이트 상이 97% 이상으로 형성되었으며, 고강도 및 고인성과 더불어 표면 및 중심부 경도값이 목표로 하는 수준으로 형성되었다.
강 A를 이용한 비교예 1 내지 3은 표면경도는 본 발명의 수준을 만족하나, 중심부에서 마르텐사이트 상이 불충분하여 중심경도를 350HB 이상으로 확보할 수 없었다.
일정량 이상으로 탄소를 함유하는 강 B를 이용한 비교예 4는 표면경도가 440HB를 초과하여 과도하게 높았으며, 비교예 5에서는 템퍼링을 실시하여 표면경도를 낮추고자 하였음에도 불구하고 표면경도가 높았다. 또한, 재가열 열처리 후 냉각시 매우 느린 냉각속도로 냉각을 행한 비교예 6은 강 중심부에 다량의 베이나이트 상이 생성되어 중심경도 350HB 이상을 만족할 수 없었다.
그리고, 일정량 이상으로 탄소를 함유하는 강 C를 이용한 비교예 7은 재가열 열처리 후 냉각시 급냉으로 인해 표면경도가 550HB 수준으로 매우 높게 나타났으며, 비교예 8에서는 템퍼링을 실시하여 표면경도를 낮추고자 하였으나, 중심경도가 같이 저하되어 350HB 이상을 만족할 수 없었다. 비교예 9의 경우에도 템퍼링을 행하지 않음에 의해 표면경도가 440HB를 초과하였다.
비교예 10 및 11의 경우에도 탄소를 일정량 이상으로 함유하는 강을 이용하였으나 템퍼링을 실시하지 않음에 따라 표면경도가 440HB를 초과하였다.
비교예 12는 재가열 열처리 후 냉각시 냉각종료온도가 200℃를 초과함에 의해 강 중심부에서 마르텐사이트 상 분율이 충분히 형성되지 못하였으며, 이로 인해 중심부 경도가 열위하였다.
도 1은 발명예 3의 중심부 미세조직을 관찰한 결과를 나타낸 것으로서, 마르텐사이트 상이 형성된 것을 육안으로 확인할 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.32%, 실리콘(Si): 0.1~0.7%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.04% 이하(0은 제외)를 포함하고, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm 중 1종 이상을 더 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
    미세조직이 면적분율 97% 이상의 마르텐사이트, 3% 이하의 베이나이트를 포함하는 고경도 내마모강.
    [관계식 1]
    t(V_M97) < 0.55HI
    (여기서,　t(V_M97)은 강 두께 중심부에서 마르텐사이트 분율이 97% 이상인 미세조직을 갖는 강의 두께, HI는 합금원소에 의해 결정되는 경화능지수(Hardenability Index)이며, 하기 성분관계로 나타낸다.
    [HI = 0.54[C] × (0.73[Si]+1) × (4.12[Mn]+1) × (0.36[Cu]+1) × (0.41[Ni]+1) × (2.15[Cr]+1) × (3.04[Mo]+1) × (1.75[V]+1) × (0.12[Co]+1) × 33], 여기서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외) 중 1종 이상 더 포함하는 것인 고경도 내마모강.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 표면 경도가 360~440HB를 만족하고, 중심 경도가 350HB 이상인 고경도 내마모강.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.32%, 실리콘(Si): 0.1~0.7%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.04% 이하(0은 제외)을 포함하고, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm 중 1종 이상을 더 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 750~950℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 상온까지 공냉 후, 850~950℃의 온도범위에서 재로시간 20분 이상으로 재가열 열처리하는 단계; 및
    상기 재가열 열처리 후 상기 열연강판을 2℃/s 이상의 냉각속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 단계
    를 포함하는 고경도 내마모강의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 200℃ 이하까지 냉각한 후 300~600℃의 온도범위까지 승온한 후 60분 이내로 열처리하는 단계를 더 포함하는 것인 고경도 내마모강의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외) 중 1종 이상 더 포함하는 것인 고경도 내마모강의 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 내마모강은 하기 관계식 1을 만족하는 것인 고경도 내마모강의 제조방법.
    [관계식 1]
    t(V_M97) < 0.55HI
    (여기서,　t(V_M97)은 강 두께 중심부에서 마르텐사이트 분율이 97% 이상인 미세조직을 갖는 강의 두께, HI는 합금원소에 의해 결정되는 경화능지수(Hardenability Index)이며, 하기 성분관계로 나타낸다.
    [HI = 0.54[C] × (0.73[Si]+1) × (4.12[Mn]+1) × (0.36[Cu]+1) × (0.41[Ni]+1) × (2.15[Cr]+1) × (3.04[Mo]+1) × (1.75[V]+1) × (0.12[Co]+1) × 33], 여기서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
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