WO2019125076A1 - 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2019125076A1
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant steel having a high hardness and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a wear-resistant steel having a high hardness and a method of manufacturing the same.
  • Construction machines and industrial machines used in many industrial fields such as construction, civil engineering, mining industry, and cement industry require abrasion due to abrasion at work.
  • the abrasion resistance and hardness of the steel sheet are correlated with each other, and it is necessary to increase the hardness of the steel sheet after abrasion is a concern.
  • it is necessary to have a uniform hardness from the surface of the post-steel sheet through the inside of the sheet thickness (t / 2 vicinity, t thickness) (that is, Is required.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method of increasing the surface hardness by increasing the C content and adding a large amount of elements for improving hardenability such as Cr and Mo.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method of increasing the surface hardness by increasing the C content and adding a large amount of elements for improving hardenability such as Cr and Mo.
  • it is required to add more hardenable elements in order to secure the hardenability at the center of the steel sheet.
  • the addition of a large amount of C and the hardenable alloy increases the manufacturing cost, There is a problem that the toughness is deteriorated.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1996-041535
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1986-166954
  • An aspect of the present invention is to provide a wear-resistant steel having high hardness and high impact resistance and excellent wear resistance and wear resistance, and a method for manufacturing the same.
  • An embodiment of the present invention is a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.19 to 0.28% of carbon (C), 0.1 to 0.7% of silicon (Si), 0.6 to 1.6% of manganese (Mn) (Excluding 0), sulfur (S): not more than 0.02% (excluding 0), aluminum (Al): not more than 0.07% (excluding 0), chromium (Cr): 0.01 to 0.5% (Except for 0) and not more than 0.02% of boron (B): not more than 50 ppm (excluding 0) and cobalt (Co): not more than 0.02% (Excluding 0) and not more than 0.05% (excluding 0) of titanium (Ti): not more than 0.02% (excluding 0), niobium (Nb): not more than 0.05% ): 2 to 100 ppm, and the balance Fe and other unavoidable impurities, wherein C, Ni and Cu satisfy the following relational expression 1 and the microstructure is
  • a method of manufacturing a semiconductor device which comprises 0.19 to 0.28% carbon (C), 0.1 to 0.7% silicon (Si), 0.6 to 1.6% manganese (Mn) (Excluding 0), sulfur (S): not more than 0.02% (excluding 0), aluminum (Al): not more than 0.07% (excluding 0), chromium (Cr): 0.01 to 0.5% (Except for 0) and not more than 0.02% of boron (B): not more than 50 ppm (excluding 0) and cobalt (Co): not more than 0.02% (Excluding 0) and not more than 0.05% (excluding 0) of titanium (Ti): not more than 0.02% (excluding 0), niobium (Nb): not more than 0.05% ): 2 to 100 ppm, and the balance Fe and other unavoidable impurities, and the C, Ni and Cu satisfy the following relational expression 1 at a temperature of
  • the content of the alloy composition described below is% by weight.
  • Carbon (C) is effective for increasing strength and hardness in steel with martensite structure and is an effective element for improving hardenability. In order to sufficiently secure the above-mentioned effect, it is preferable to add 0.19% or more. However, if the content exceeds 0.35%, the weldability and toughness are deteriorated and additional heat treatment such as tempering is inevitable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of C to 0.19 to 0.35%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.20%, still more preferably 0.21%, most preferably 0.22%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.275%, still more preferably 0.27%, most preferably 0.265%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving strength by deoxidation and solid solution strengthening. In order to obtain the above effect, it is preferable to add 0.1% or more, but if the content exceeds 0.7%, the weldability deteriorates, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Si content to 0.1 to 0.7%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.12%, still more preferably 0.15%, most preferably 0.18%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.65%, still more preferably 0.60%, most preferably 0.50%.
  • Manganese (Mn) is an element which suppresses ferrite formation and lowers the Ar3 temperature, thereby effectively increasing the ingot property and improving the strength and toughness of the steel.
  • the Mn content is 0.6% or more in order to secure the hardness of the post-material, but if the content exceeds 1.6%, the weldability is deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Mn content to 0.6 to 1.6%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.62%, still more preferably 0.65%, most preferably 0.70%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.63%, further preferably 1.60%, and most preferably 1.55%.
  • Phosphorus (P) is an element that is inevitably contained in the steel, but inhibits the toughness of the steel. Therefore, it is preferable to control the content of P to 0.05% or less by minimizing the content of P, and 0% is excluded considering the level that is inevitably contained.
  • S Sulfur
  • S is an element which inhibits toughness of steel by forming MnS inclusions in steel. Therefore, it is preferable to control the content of S to 0.02% or less by minimizing the content of S, but 0% is excluded considering the level that is inevitably contained.
  • Aluminum (Al) is a deoxidizing agent for steel and is an effective element for lowering oxygen content in molten steel. If the content of Al exceeds 0.07%, there is a problem that the cleanliness of the steel is deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Al content to 0.07% or less, and 0% is excluded in consideration of an increase in load and manufacturing cost in the steelmaking process.
  • Chromium (Cr) increases the strength of the steel by increasing the incombustibility and is an element favorable for securing hardness.
  • Cr Chromium
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, and most preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.47%, still more preferably 0.45%, most preferably 0.40%.
  • Nickel (Ni) is generally an element effective for improving toughness as well as strength of steel. For the above-mentioned effect, it is preferable to add Ni at 0.01% or more, but if the content exceeds 3.0%, the cost increases due to expensive elements. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Ni content to 0.01 to 3.0%.
  • the lower limit of the Ni content is more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, most preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Ni content is more preferably 2.95%, still more preferably 2.9%, most preferably 2.85%.
  • Copper (Cu) is an element that can simultaneously increase the strength and toughness of steel with Ni. In order to obtain the above effect, it is preferable to add Cu at 0.01% or more. However, if the content of Cu exceeds 1.5%, not only the possibility of surface defects is increased but also the hot workability is deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Cu content to 0.01 to 1.5%.
  • the lower limit of the Cu content is more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, most preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Cu content is more preferably 1.45%, further preferably 1.43%, and most preferably 1.4%.
  • Molybdenum (Mo) increases the ingot penetration of steel, and is an effective element especially for improving the hardness of the post material. In order to sufficiently obtain the above-mentioned effect, it is preferable to add Mo at a content of 0.01% or more. However, when Mo is also an expensive element and its content exceeds 0.5%, not only the manufacturing cost is increased but also the weldability is poor . Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Mo content to 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.48%, and still more preferably 0.45%.
  • B Boron
  • the B content is more preferably 40 ppm or less, still more preferably 35 ppm or less, and most preferably 30 ppm or less.
  • Co Co + 0.02% or less (excluding 0)
  • Co Co is an element favorable for securing hardness together with steel strength by increasing the ingot penetration of steel.
  • the Co content is more preferably 0.018% or less, still more preferably 0.015% or less, and most preferably 0.013% or less.
  • the wear-resistant steel of the present invention may further contain, in addition to the alloy composition described above, elements which are advantageous for securing the desired physical properties in the present invention.
  • elements which are advantageous for securing the desired physical properties in the present invention.
  • vanadium (V) 2 to 100 ppm by weight.
  • Titanium (Ti) is an element that maximizes the effect of B, which is an element effective for improving the ingotability of steel. Specifically, the Ti bonds with nitrogen (N) to form TiN precipitates, thereby suppressing the formation of BN, thereby increasing solubility B and maximizing the improvement of the ingotability.
  • N nitrogen
  • the Ti content is more preferably 0.019% or less, still more preferably 0.018% or less, and most preferably 0.017% or less.
  • Niobium (Nb) is dissolved in austenite to increase the hardenability of austenite, and to form carbonitride such as Nb (C, N), thereby increasing the strength of steel and inhibiting the growth of austenite grains.
  • Nb Niobium
  • C, N carbonitride
  • the Nb content is more preferably 0.045% or less, still more preferably 0.04% or less, and most preferably 0.03% or less.
  • Vanadium (V) is a favorable element for securing strength and toughness by inhibiting the growth of austenite grains and enhancing the ingotability of steel by forming VC carbide upon reheating after hot rolling.
  • the V is an expensive element, and if it exceeds 0.05%, the production cost is increased. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of V when it is added to 0.05% or less.
  • the V content is more preferably 0.045% or less, still more preferably 0.040% or less, and most preferably 0.035% or less.
  • Ca Calcium
  • Ca has an effect of inhibiting the formation of MnS segregated at the center of the steel material thickness by producing CaS because of its strong binding force with S.
  • the CaS generated by the addition of Ca has an effect of increasing the corrosion resistance under a humid environment.
  • Ca is preferably added in an amount of 2 ppm or more, but if it exceeds 100 ppm, clogging of the nozzle may occur during the steelmaking operation, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Ca when added to 2 to 100 ppm.
  • the lower limit of the Ca content is more preferably 2.5 ppm, still more preferably 3 ppm, most preferably 3.5 ppm.
  • the upper limit of the Ca content is more preferably 80 ppm, still more preferably 60 ppm, and most preferably 40 ppm.
  • the wear-resistant steel of the present invention may further contain not more than 0.05% (excluding 0), tin (Sn): not more than 0.05% (excluding 0) and tungsten (W) in addition to the above- : Not more than 0.05% (excluding 0), may be further included.
  • the As is effective for improving the toughness of the steel, and the Sn is effective for improving the strength and corrosion resistance of the steel.
  • W is an element effective for improving the hardness at high temperature in addition to the strength improvement by increasing the incombustibility.
  • the content of As, Sn and W exceeds 0.05%, not only the manufacturing cost increases but also the physical properties of the steel may be deteriorated. Therefore, in the present invention, in the case of additionally containing As, Sn or W, the content thereof is preferably controlled to 0.05% or less.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • C, Ni and Cu among the above-mentioned alloy components satisfy the following relational expression 1 in the wear-resistant steel of the present invention. If the following relational expression (1) is not satisfied, it is difficult to secure both the hardness to be obtained and the low-temperature impact toughness of the present invention.
  • the microstructure of the wear-resistant steel in the present invention preferably contains martensite as a matrix. More specifically, it is preferable that the wear-resistant steel of the present invention contains martensite in an area fraction of 95% or more (including 100%). If the fraction of martensite is less than 95%, there is a problem that it becomes difficult to secure strength and hardness at the target level. Meanwhile, the microstructure of the wear-resistant steel in the present invention may further include bainite of 5% or less by area, thereby improving the impact resistance at low temperatures.
  • the average packet size of the martensite is 20 m or less.
  • the average packet size of the martensite is more preferably 15 ⁇ m or less, and further preferably 10 ⁇ m or less.
  • the martensite packet means a cluster of lath and block martensite having the same crystal orientation.
  • the wear-resistant steel of the present invention provided as described above has a surface hardness of 460 to 540 HB and an impact absorption energy of 47 J or more at a low temperature of -40 ⁇ .
  • the wear resistance steel of the present invention preferably has hardness (HB) and impact absorption energy (J) satisfying the following relational expression (2).
  • the present invention is characterized by improving low temperature toughness properties other than high hardness.
  • it is preferable to satisfy the following relational expression (2).
  • the surface hardness is high and the impact toughness is not satisfied to satisfy the relational expression 2, or the impact toughness is excellent but the surface hardness is less than the target value, and the relation 2 is not satisfied, the final target hardness and low temperature toughness characteristics Can not be assured.
  • the steel slab is heated in a temperature range of 1050 to 1250 ⁇ ⁇ . If the slab heating temperature is less than 1050 ° C, reuse of Nb or the like is not sufficient. If the temperature exceeds 1250 ° C, the austenite grains may be coarsened and uneven structure may be formed. Therefore, in the present invention, it is preferable that the heating temperature of the steel slab is in the range of 1050 to 1250 ° C.
  • the reheated steel slab is rough-rolled in the temperature range of 950 to 1050 ° C to obtain a rough-rolled bar. If the temperature is less than 950 DEG C during the rough rolling, the rolling load is increased and relatively weakly pressed, so that the deformation is not sufficiently transferred to the center of the slab thickness direction, so that defects such as voids may not be removed. On the other hand, if the temperature exceeds 1050 DEG C, the particles grow after the recrystallization occurs at the same time as rolling, so that the initial austenite grains may become too coarse.
  • the rough-rolled bar is subjected to finish hot rolling in the temperature range of 850 to 950 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet. If the finish hot rolling temperature is lower than 850 DEG C, there is a concern that ferrite is formed in the microstructure due to the two-phase rolling, whereas when the temperature exceeds 950 DEG C, the grain size of the final structure becomes coarse, there is a problem.
  • the hot-rolled steel sheet is air-cooled to room temperature, and then reheated at a temperature of 880 to 930 ⁇ for a time of 1.3 t + 10 min (t: sheet thickness). If the reheating temperature is less than 880 DEG C, the austenitization is not sufficiently performed and the coarse soft ferrite is mixed, so that the hardness of the final product is lowered There is a problem. On the other hand, if the temperature exceeds 930 ° C, the austenite grains become coarse and the effect of increasing the entrapment is increased, but the low-temperature toughness of the steel is inferior.
  • the time of reheating is less than 1.3t + 10 minutes (t: sheet thickness)
  • the austenitization does not sufficiently take place, so that the phase transformation by subsequent rapid cooling, that is, the martensite structure, can not be obtained sufficiently.
  • the upper limit of the time of reheating is 1.3t + 60 minutes (t: plate thickness). If the value exceeds 1.3t + 60 minutes (t: plate thickness), there is an effect that the austenite grains become coarse and the entanglement becomes large, but there is a problem that the low-temperature toughness is weakened.
  • the reheated hot-rolled steel sheet is subjected to water cooling to a temperature of 150 ° C or lower based on the center of the plate thickness (for example, 1 / 2t point t (plate thickness (mm)).
  • a temperature of 150 ° C or lower based on the center of the plate thickness (for example, 1 / 2t point t (plate thickness (mm)).
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited,
  • the cooling rate during water cooling is more preferably 5 ° C / s or more, and more preferably 7 ° C / s or more.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention subjected to the above process conditions may be a steel sheet having a thickness of 60 mm or less, more preferably 5 to 50 mm, and still more preferably 5 to 40 mm. Meanwhile, in the present invention, it is preferable not to perform the tempering process on the rear steel plate.
  • a steel slab having the alloy composition shown in the following Table 1 was prepared, and then the steel slab was subjected to steel slab heating-rough rolling-hot rolling-cooling (room temperature) -reheating-water cooling under the conditions shown in Table 2 below to produce a hot- .
  • the hot-rolled steel sheet was measured for microstructure, martensite packet size, and mechanical properties, and is shown in Table 3 below.
  • the microstructures were cut into arbitrary sizes, and the specimens were made into a specular surface. Then, the specimens were corroded with a detaching etchant, and then a 1 / 2t position was observed using an optical microscope and an electron scanning microscope.
  • the hardness and toughness were measured using a Brinell hardness tester (load 3000 kgf, 10 mm tungsten pressure inlet) and a Charpy impact tester. At this time, the average value of the surface hardness measured three times after 2 mm milling of the plate surface was used. In addition, the Charpy impact test results were obtained by taking an average of three measurements at -40 ° C after sampling the specimen at the 1 / 4t position.
  • Comparative Example 1 Comparative River 1 1068 965 820 912 25 32.5 130 10 Comparative Example 2 1131 1084 961 860 38 24.6 75 20 Comparative Example 3 1142 985 934 935 62 11.3 43 40 Comparative Example 4 Comparative River 2 1132 1050 945 906 35 32.5 35 19 Comparative Example 5 1165 979 943 868 48 23.1 26 25 Comparative Example 6 1127 975 948 899 49 11.1 129 28 Comparative Example 7 Comparative Steel 3 1155 1002 915 900 37 26.9 36 20 Comparative Example 8 1124 986 913 902 59 16.7 138 35 Comparative Example 9 1130 977 936 901 65 7.4 24 40 Comparative Example 10 Comparative Steel 4 1271 1067 926 866 21

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.28%, 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): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Ni 및 Cu는 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 95면적% 이상의 마르텐사이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] C × Ni × Cu ≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)

Description

우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
본 발명은 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 건설기계 등에 사용될 수 있는 고경도 내마모강 및 그 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 서로 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 강판의 중심부에 경화능의 확보를 위하여 더 많은 경화능 원소의 첨가가 요구되어지며, 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.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1996-041535호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제1986-166954호
본 발명의 일측면은 내마모성이 우수함과 동시에 고강도 및 고충격인성을 갖는 고경도 내마모강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.28%, 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): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Ni 및 Cu는 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 95면적% 이상의 마르텐사이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강을 제공한다.
[관계식 1] C × Ni × Cu ≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.28%, 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): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Ni 및 Cu는 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계; 상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분~1.3t+60분(t: 판 두께)간 재가열하는 단계; 및 상기 재가열된 열연강판을 150℃ 이하까지 수냉하는 단계를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] C × Ni × Cu ≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 두께 60mm 이하이면서 고경도 및 우수한 저온인성을 갖는 내마모강을 제공하는 효과가 있다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%이다.
탄소(C): 0.19~0.28%
탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.19% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.35%를 초과하게 되면 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있어 템퍼링과 같은 추가 열처리 작업이 불가피하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.19~0.35%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.20%인 것이 보다 바람직하고, 0.21%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.22%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.275%인 것이 보다 바람직하고, 0.27%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.265%인 것이 가장 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~0.7%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 위와 같은 효과를 유효하기 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 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. 상기 Si 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.65%인 것이 보다 바람직하고, 0.60%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.50%인 것이 가장 바람직하다.
망간(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. 상기 Mn 함량의 하한은 0.62%인 것이 보다 바람직하고, 0.65%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.70%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.63%인 것이 보다 바람직하고, 1.60%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.55%인 것이 가장 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하(0은 제외)
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.
황(S): 0.02% 이하(0은 제외)
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.
알루미늄(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.
크롬(Cr): 0.01~0.5%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접성이 열위하며 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.40%인 것이 가장 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~3.0%
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.01~3.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.10%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 2.95%인 것이 보다 바람직하고, 2.9%인 것이 보다 더 바람직하며, 2.85%인 것이 가장 바람직하다.
구리(Cu): 0.01~1.5%
구리(Cu)는 Ni과 더불어 강의 강도와 인성을 동시에 증가시킬 수 있는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하나, Cu의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 표면결함을 발생 가능성이 커질 뿐만 아니라 열간가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cu의 함량을 0.01~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.10%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 1.45%인 것이 보다 바람직하고, 1.43%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.4%인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%
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 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.01~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하다.
보론(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 바람직하다. 상기 B 함량은 40ppm 이하인 것이 보다 바람직하고, 35ppm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm 이하인 것이 가장 바람직하다.
코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)
코발트(Co)는 강의 소입성을 증가시킴으로써, 강의 강도와 더불어 경도 확보에 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 소입성이 저하될 우려가 있으며, 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 0.02% 이하로 Co를 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Co 함량은 0.018% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.015% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.013% 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 내마모강은 상술한 합금조성 이외에도, 본 발명에서 목표로 하는 물성의 확보에 유리한 원소들을 더 포함할 수 있다. 예를 들면, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
티타늄(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. 상기 Ti 함량은 0.019% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.018% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017% 이하인 것이 가장 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도의 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. 상기 Nb 함량은 0.045% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.04% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03% 이하인 것이 가장 바람직하다.
바나듐(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 확보하는데 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. 상기 V 함량은 0.045% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.035% 이하인 것이 가장 바람직하다.
칼슘(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. 상기 Ca 함량의 하한은 2.5ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 80ppm인 것이 보다 바람직하고, 60ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 40ppm인 것이 가장 바람직하다.
이에 더하여, 본 발명의 내마모강은 상술한 합금원소 외에 부가적으로 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 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.
한편, 본 발명 내마모강은 전술한 합금성분들 중, C, Ni 및 Cu가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 만일, 하기 관계식 1을 만족하지 않는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 경도와 저온 충격인성을 동시에 확보하기 곤란하다.
[관계식 1] C × Ni × Cu ≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)
본 발명 내마모강의 미세조직은 마르텐사이트를 기지조직으로 포함하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 본 발명의 내마모강은 면적분율로 95% 이상(100% 포함)의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트의 분율이 95% 미만이면 목표 수준의 강도 및 경도의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 한편, 본 발명 내마모강의 미세조직은 5면적% 이하의 베이나이트를 추가로 포함할 수 있으며, 이를 통해 저온 충격인성을 보다 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명에서는 상기 마르텐사이트의 평균 패킷 크기가 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기와 같이 마르텐사이트의 평균 패킷 크기를 20㎛ 이하로 제어함으로써 경도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있다. 상기 마르텐사이트의 평균 패킷 크기는 15㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 10㎛ 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 마르텐사이트의 평균 패킷 크기는 작을수록 물성 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 마르텐사이트의 평균 패킷 크기의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 여기서, 마르텐사이트 패킷이란 결정 방위가 동일한 래스 및 블락 마르텐사이트의 군집을 의미한다.
상술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 내마모강은 표면 경도를 460~540HB로 확보하는 동시에, -40℃의 저온에서 47J 이상의 충격흡수에너지를 가지는 효과가 있다.
또한, 본 발명의 내마모강은 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 고경도 외 저온인성 특성을 향상시키는 것을 특징으로 하는데, 이를 위해서는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 즉, 표면 경도만 높고 충격인성이 열위하여 관계식 2를 만족하지 아니하거나, 충격인성은 우수하나 표면 경도가 목표 값에 미치지 못하여 관계식 2를 만족하지 않는 경우, 최종 목표로 하는 고경도 및 저온인성 특성을 보증할 수 없게 된다.
[관계식 2] HB×J ≥ 25000 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값을 나타냄.)
이하, 본 발명 내마모강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 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 상기 강 슬라브의 가열온도가 1050~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는다. 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 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열연압연 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 되어 미세조직 중에 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 최종 조직의 입도가 조대하게 되어 저온인성이 열위하게 되는 문제가 있다.
이후, 상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분(t: 판 두께) 이상 재가열한다. 상기 재가열은 페라이트와 펄라이트로 구성된 열연강판을 오스테나이트 단상으로 역변태시키기 위한 것으로, 상기 재가열 온도가 880℃ 미만이면 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 못하여 조대한 연질 페라이트가 혼재하게 됨으로써 최종 제품의 경도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 930℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 강의 저온인성이 열위해지는 문제가 있다. 상기 재가열시 재로시간이 1.3t+10분(t: 판 두께) 미만이면 오스테나이트화가 충분히 일어나지 못하여 후속하는 급속냉각에 의한 상변태 즉, 마르텐사이트 조직을 충분히 얻을 수 없게 된다. 한편, 상기 재가열시 재로시간의 상한은 1.3t+60분(t: 판 두께)인 것이 바람직하다. 1.3t+60분(t: 판 두께)을 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 그로 인해 저온인성이 열위해지는 문제가 있다.
상기 재가열된 열연강판을 판 두께 중심부(예컨대 1/2t 지점(t: 판 두께(mm))를 기준으로 150℃ 이하까지 수냉한다. 상기 수냉 속도는 2℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 2℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 150℃를 초과하게 되면 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 본 발명에서 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다. 한편, 상기 수냉시 냉각속도는 5℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 7℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같은 공정조건을 거친 본 발명의 열연강판은 60mm 이하의 두께를 갖는 후강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 5~50mm, 보다 더 바람직하게는 5~40mm의 두께를 가질 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 후강판에 대해 템퍼링(tempering) 공정을 행하지 않는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브에 대하여 하기 표 2의 조건으로 강 슬라브 가열-조압연-열간압연-냉각(상온)-재가열-수냉을 실시하여 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판에 대하여 미세조직, 마르텐사이트 패킷 크기 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 두께 중심인 1/2t 위치를 관찰하였다.
그리고, 경도 및 인성은 각각 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구) 및 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 이때, 표면 경도는 판 표면을 2mm 밀링 가공한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다. 또한, 샤르피 충격시험 결과는 1/4t 위치에서 시편을 채취한 후 -40℃에서 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.
Figure PCTKR2018016525-appb-T000001
구분 강종No. 슬라브가열온도(℃) 조압연온도(℃) 마무리열간압연온도(℃) 재가열온도(℃) 재가열재로시간(분) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃) 두께(mm)
비교예1 비교강1 1068 965 820 912 25 32.5 130 10
비교예2 1131 1084 961 860 38 24.6 75 20
비교예3 1142 985 934 935 62 11.3 43 40
비교예4 비교강2 1132 1050 945 906 35 32.5 35 19
비교예5 1165 979 943 868 48 23.1 26 25
비교예6 1127 975 948 899 49 11.1 129 28
비교예7 비교강3 1155 1002 915 900 37 26.9 36 20
비교예8 1124 986 913 902 59 16.7 138 35
비교예9 1130 977 936 901 65 7.4 24 40
비교예10 비교강4 1271 1067 926 866 21 35.5 323 12
비교예11 1169 988 944 891 38 24.4 17 20
비교예12 1157 990 947 917 116 13.1 18 35
발명예1 발명강1 1125 1041 894 910 31 54.0 27 15
발명예2 1123 1017 925 908 48 34.4 32 25
비교예13 1164 980 944 839 72 13.1 255 45
비교예14 발명강2 1150 1034 912 988 48 41.4 29 20
발명예3 1142 1010 935 901 65 25.8 27 40
발명예4 1138 987 944 913 80 15.1 22 50
발명예5 발명강3 1119 1027 868 921 27 47.8 31 10
발명예6 1134 997 936 916 58 23.4 30 35
발명예7 1125 968 938 925 92 12.5 19 60
구분 미세조직(면적%) 마르텐사이트 패킷 크기(㎛) 표면경도(HB) 충격인성(J, @-40℃) 관계식 2
마르텐사이트 베이나이트
비교예1 96 4 22.1 449 67 30083
비교예2 97 3 24.6 432 58 25056
비교예3 99 1 20.3 451 71 32021
비교예4 100 0 13.5 514 30 15420
비교예5 96 4 13.2 520 21 10920
비교예6 99 1 13.4 516 22 11352
비교예7 100 0 7.7 572 13 7436
비교예8 98 2 8.0 586 9 5274
비교예9 98 2 7.9 580 15 8700
비교예10 92 8 9.6 487 37 18019
비교예11 99 1 9.8 528 20 10560
비교예12 98 2 10.0 520 21 10920
발명예1 99 1 12.4 481 86 41366
발명예2 100 0 12.5 490 70 34300
비교예13 93 7 11.9 435 63 27405
비교예14 100 0 14.3 509 42 21378
발명예3 100 0 11.7 502 56 28112
발명예4 99 1 11.9 521 51 26571
발명예5 100 0 10.2 519 88 45672
발명예6 99 1 10.1 525 82 43050
발명예7 100 0 10.6 517 78 40326
[관계식 2] HB×J(단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값을 나타냄.)
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1, 그리고 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우에는 본 발명의 미세조직 분율과 마르텐사이트 패킷 크기를 만족함은 물론, 우수한 경도와 저온 충격인성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 관계식 1을 만족하지 않고, 제조조건 또한 만족하지 않는 비교예 1, 2, 3, 5, 10, 12의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 경도와 저온 충격인성 수준에 미치지 못하고 있음을 알 수 있다. 아울러, 비교예 1 내지 3의 마르텐사이트 패킷 크기를 만족하지 않아 표면 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
아울러, 비교예 4, 6, 7, 8, 9, 11의 경우에는 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 합금조성 또는 관계식 1을 만족하지 않아 우수한 수준의 경도 및 저온 충격인성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.
비교예 13 및 14의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1을 만족하나, 제조조건 중 재가열온도 또는 냉각종료온도를 만족하지 못한 경우로서, 본 발명이 목표로 하는 경도와 저온 충격인성 수준에 미치지 못하고 있음을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.28%, 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): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Ni 및 Cu는 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직은 95면적% 이상의 마르텐사이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    [관계식 1] C × Ni × Cu ≥≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 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)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 내마모강은 5% 이하의 베이나이트를 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 평균 패킷의 크기가 20㎛ 이하인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 내마모강은 경도가 460~540HB이고, -40℃에서의 충격흡수에너지가 47J 이상인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도를 나타냄.)
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 내마모강은 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)는 하기 관계식 2를 만족하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    [관계식 2] HB×J ≥ 25000 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값을 나타냄.)
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.28%, 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): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~3.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Ni 및 Cu는 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
    상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분~1.3t+60분(t: 판 두께)간 재가열하는 단계; 및
    상기 재가열된 열연강판을 150℃ 이하까지 수냉하는 단계를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
    [관계식 1] C × Ni × Cu ≥ 0.05 (단, 상기 C, Ni 및 Cu의 함량은 중량%임.)
  8. 청구항 7에 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)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 수냉시 냉각속도는 2℃/s 이상인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
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