WO2020067685A1 - 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2020067685A1
WO2020067685A1 PCT/KR2019/012322 KR2019012322W WO2020067685A1 WO 2020067685 A1 WO2020067685 A1 WO 2020067685A1 KR 2019012322 W KR2019012322 W KR 2019012322W WO 2020067685 A1 WO2020067685 A1 WO 2020067685A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
excluding
hardness
steel
resistant steel
Prior art date
Application number
PCT/KR2019/012322
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
유승호
정영진
조남영
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to JP2021516742A priority Critical patent/JP7240486B2/ja
Priority to CN201980063013.4A priority patent/CN112752861B/zh
Priority to EP19866287.6A priority patent/EP3859040A4/en
Publication of WO2020067685A1 publication Critical patent/WO2020067685A1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-hardness wear-resistant steel and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high-hardness wear-resistant steel that can be used in construction machinery and the like and a method for manufacturing the same.
  • the abrasion resistance and hardness of the thick steel plate are correlated with each other, so it is necessary to increase the hardness in the thick steel plate in which wear is concerned.
  • Patent Literature 1 discloses a method of increasing the C content and increasing the surface hardness by adding a large amount of elements for improving the hardenability such as Cr and Mo.
  • more hardenability elements are added to secure hardenability at the center of the steel sheet, and the production cost increases and weldability and low-temperature toughness are increased by adding a large amount of C and hardenable alloy. There is a problem that this decreases.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1986-166954
  • One aspect of the present invention is to provide a high-hardness wear-resistant steel having high strength and high impact toughness at the same time as having excellent wear resistance and a method for manufacturing the same.
  • the content of the alloy composition described below is% by weight.
  • Carbon (C) is effective in increasing strength and hardness in a steel having a martensite structure and is an effective element for improving hardenability. In order to sufficiently secure the above-described effect, it is preferable to add 0.38% or more, but if the content exceeds 0.50%, there is a problem that the weldability and toughness are inhibited. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of C to 0.38 ⁇ 0.50%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.39%, even more preferably 0.40%, and most preferably 0.41%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.49%, even more preferably 0.48%, and most preferably 0.47%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving strength due to deoxidation and solid solution strengthening.
  • the silicon serves to suppress the formation of cementite (Fe 3 C) and increase the residual austenite content when superheated below Ms (martensitic transformation start temperature) and heat-treated at a constant temperature.
  • Ms cementite
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.6%, even more preferably 0.65%, and most preferably 0.7%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 1.9%, even more preferably 1.8%, and most preferably 1.7%.
  • Manganese (Mn) is an element that suppresses ferrite production and lowers the Ar3 temperature to effectively increase the quenching properties to improve the strength and toughness of the steel.
  • Mn is an element that suppresses ferrite production and lowers the Ar3 temperature to effectively increase the quenching properties to improve the strength and toughness of the steel.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.65%, even more preferably 0.7%, and most preferably 0.75%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.55%, more preferably 1.5%, and most preferably 1.45%.
  • Phosphorus (P) is an element that is inevitably contained in steel and is an element that inhibits the toughness of steel. Therefore, it is preferable to control the P content to be as low as 0.05% or less, but 0% is excluded considering the inevitably contained level.
  • the P content is more preferably 0.03% or less, even more preferably 0.02% or less, and most preferably 0.015% or less.
  • S Sulfur
  • S is an element that inhibits the toughness of steel by forming MnS inclusions in steel. Therefore, it is preferable to control the content of S to be as low as possible to 0.02% or less, but considering the level inevitably contained, 0% is excluded.
  • the S content is more preferably 0.01% or less, even more preferably 0.005% or less, and most preferably 0.003% or less.
  • Aluminum (Al) is a deoxidizing agent for steel and is an effective element to lower the oxygen content in molten steel.
  • the content of Al exceeds 0.07%, there is a problem that the cleanliness of the steel is impaired, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Al to 0.07% or less, and 0% is excluded in consideration of the load during the steelmaking process and an increase in manufacturing cost.
  • the Al content is more preferably 0.06% or less, even more preferably 0.05% or less, and most preferably 0.04% or less.
  • Chromium (Cr) increases the strength of steel by increasing the quenching property, and is an element that is also advantageous in securing hardness.
  • Cr Chromium
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.15%, even more preferably 0.2%, and most preferably 0.25%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 1.4%, even more preferably 1.3%, and most preferably 1.2%.
  • Molybdenum (Mo) increases the quenching properties of steel, and is an effective element for improving the hardness of thick materials. In order to sufficiently obtain the above-described effect, it is preferable to add Mo in an amount of 0.01% or more, but the Mo is also an expensive element, and when its content exceeds 0.8%, not only does the manufacturing cost rise, but also there is a problem that the weldability is inferior. . Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Mo to 0.01 to 0.8%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.015%, even more preferably 0.02%, and most preferably 0.025%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.75%, even more preferably 0.7%, and most preferably 0.65%.
  • Vanadium (V) is an element that is advantageous for securing strength and toughness by suppressing the growth of austenite grains and improving the hardenability of steel by forming VC carbides upon reheating after hot rolling. In order to sufficiently secure the above-described effect, it is preferable to add at least 0.01%, but if the content exceeds 0.08%, it is a factor that increases the manufacturing cost. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of V to 0.01 to 0.08%.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.012%, even more preferably 0.015%, and most preferably 0.017%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.07%, even more preferably 0.065%, and most preferably 0.06%.
  • Boron (B) is an effective element for improving the strength by effectively increasing the quenching properties of steel even with a small amount.
  • the lower limit of the B content is more preferably 2 ppm, more preferably 3 ppm, and most preferably 5 ppm.
  • the upper limit of the B content is more preferably 40 ppm, even more preferably 35 ppm, and most preferably 30 ppm.
  • Co Co + 0.02% or less (excluding 0)
  • Co Co
  • the lower limit of the Co content is more preferably 0.001%, more preferably 0.002% or less, and most preferably 0.003% or less.
  • the upper limit of the Co content is more preferably 0.018%, even more preferably 0.015%, and most preferably 0.013%.
  • the abrasion-resistant steel of the present invention may further include elements advantageous for securing physical properties targeted in the present invention, in addition to the above-described alloy composition.
  • calcium (Ca) may further include one or more selected from the group consisting of 2 to 100 ppm.
  • Nickel (Ni) is generally an effective element for improving toughness and strength of steel. However, if the content exceeds 0.5%, it causes the manufacturing cost to increase. Therefore, when adding Ni, it is preferable to add 0.5% or less.
  • the lower limit of the Ni content is more preferably 0.01%, even more preferably 0.03%, and most preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Ni content is more preferably 0.45%, even more preferably 0.4%, and most preferably 0.35%.
  • Copper (Cu) is an element that improves the quenching properties of steel and improves the strength and hardness of steel by solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Cu content is more preferably 0.01%, even more preferably 0.02%, and most preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Cu content is more preferably 0.4%, even more preferably 0.3%, and most preferably 0.2%.
  • Titanium (Ti) is an element that maximizes the effect of B, which is an effective element for improving the quenching properties of steel.
  • the Ti can be combined with nitrogen (N) to form a TiN precipitate to suppress the formation of BN, thereby increasing the solid solution B to maximize the quenching improvement.
  • N nitrogen
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.002%, even more preferably 0.005%, and most preferably 0.007%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.018%, even more preferably 0.016%, and most preferably 0.015%.
  • Niobium (Nb) is dissolved in austenite to increase the hardenability of austenite and to form carbonitrides such as Nb (C, N) to increase the strength of steel and suppress austenite grain growth.
  • Nb Niobium
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.002%, even more preferably 0.003%, and most preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.04%, even more preferably 0.03%, and most preferably 0.02%.
  • Ca Calcium
  • CaS produced by the addition of Ca has an effect of increasing corrosion resistance under a humid external environment.
  • the lower limit of the Ca content is more preferably 2.5 ppm, even more preferably 3 ppm, and most preferably 3.5 ppm.
  • the upper limit of the Ca content is more preferably 70 ppm, even more preferably 50 ppm, and most preferably 30 ppm.
  • the abrasion-resistant steel of the present invention additionally contains 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) may further include one or more selected from the group.
  • 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 that is effective for improving strength and improving hardness at high temperatures by increasing the quenching property.
  • the contents of As, Sn, and W exceed 0.05%, the manufacturing cost increases, and there is a possibility that the properties of steel are impaired. Therefore, in the present invention, when the As, Sn, and W are additionally included, it is preferable to control their contents to 0.05% or less, respectively.
  • the lower limits of the As, Sn and W contents are more preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and most preferably 0.003%.
  • the upper limits of the As, Sn, and W contents are more preferably 0.04%, more preferably 0.03%, and most preferably 0.02%.
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from the raw material or the surrounding environment may inevitably be mixed, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • the microstructure of the wear-resistant steel of the present invention contains martensite as a matrix structure. More specifically, the abrasion-resistant steel of the present invention preferably contains 85 to 98 area% of martensite, 1 to 10% of bainite and 1 to 10% of retained austenite. Bainite is a hard phase compared to ferrite, but is a soft phase compared to martensite, making it undesirable as the primary structure of giga-grade wear-resistant steel. In the case of the retained austenite, when it is rapidly cooled to room temperature while heat-treating in the austenite region above the Ac3 temperature, it cannot be phase transformed into martensite and is characterized by relatively low carbon content compared to martensite.
  • the martensite includes a martensite phase and a tempered martensite phase, and when the tempered martensite phase is included in this way, the toughness of steel can be more advantageously secured.
  • the lower limit of the martensite fraction is more preferably 86%, more preferably 87%, and most preferably 88%.
  • the upper limit of the martensite fraction is more preferably 97%, more preferably 96%, and most preferably 95%.
  • the bainite and retained austenite serve to further improve the low-temperature impact toughness. If the fraction of bainite is less than 1%, the impact toughness at low temperature is insufficient, and there is a disadvantage that cracking may occur. When it exceeds 10%, hardness is lowered because it is relatively soft compared to martensite. There are disadvantages. When the fraction of the retained austenite is less than 1%, there is also a disadvantage that low-temperature impact toughness falls, and when it exceeds 10%, there is a disadvantage that the low-temperature toughness increases significantly, but the hardness decreases significantly.
  • the lower limit of the fraction of bainite and retained austenite is more preferably 2%, more preferably 3%, and most preferably 4%.
  • the upper limit of the fraction of bainite and retained austenite is more preferably 9%, more preferably 8%, and most preferably 7%.
  • the abrasion-resistant steel of the present invention provided as described above secures the surface hardness at 550 to 650 HB, and has an effect of having a shock absorption energy of 47 J or more at a low temperature of -40 ° C.
  • the HB represents the surface hardness of the steel measured with a Brinell hardness tester.
  • the wear-resistant steel of the present invention has the hardness (HB) and the shock absorption energy (J) satisfying the following relational expression 1.
  • it is characterized by improving low-temperature toughness characteristics in addition to high hardness, and for this, it is preferable to satisfy the following relational expression 1. That is, when only surface hardness is high and impact toughness is inferior and does not satisfy relational expression 1, or impact toughness is excellent but surface hardness does not reach target value and relational expression 1 is not satisfied, ultimate hardness and low temperature toughness characteristics It cannot be guaranteed.
  • the steel slab is heated in a temperature range of 1050 to 1250 ° C. If the slab heating temperature is less than 1050 ° C, re-use of Nb or the like is insufficient, whereas when the temperature exceeds 1250 ° C, there is a fear that austenite grains become coarsened and an uneven structure is formed. Therefore, in the present invention, it is preferable that the heating temperature of the steel slab has a range of 1050 to 1250 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel slab is more preferably 1070 ° C, even more preferably 1080 ° C, and most preferably 1100 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature of the steel slab is more preferably 1230 ° C, even more preferably 1200 ° C, and most preferably 1180 ° C.
  • the reheated steel slab is rough rolled in a temperature range of 950 to 1050 ° C to obtain a rough rolled bar.
  • the temperature is less than 950 ° C. during the rough rolling, there is a fear that the defects such as voids are not removed because deformation is not sufficiently transmitted to the center of the slab thickness direction by increasing the rolling load and being relatively weak.
  • the temperature exceeds 1050 ° C., the grains grow after recrystallization occurs simultaneously with rolling, and there is a fear that the initial austenite particles become too coarse. Therefore, in the present invention, the crude rolling temperature is preferably 950 ⁇ 1050 °C.
  • the lower limit of the crude rolling temperature is more preferably 960 ° C, even more preferably 970 ° C, and most preferably 980 ° C.
  • the upper limit of the crude rolling temperature is more preferably 1040 ° C, more preferably 1030 ° C, and most preferably 1020 ° C.
  • the crude rolled bar is finished hot rolled in a temperature range of 850 to 950 ° C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the finishing hot rolling temperature is less than 850 ° C, there is a possibility that ferrite may be generated in the microstructure due to two-phase rolling, whereas when the temperature exceeds 950 ° C, the final grain size becomes coarse and low-temperature toughness is inferior. there is a problem. Therefore, in the present invention, the finishing hot rolling temperature is preferably 850 ⁇ 950 °C.
  • the lower limit of the finishing hot rolling temperature is more preferably 860 ° C, even more preferably 870 ° C, and most preferably 880 ° C.
  • the upper limit of the finishing hot rolling temperature is more preferably 945 ° C, even more preferably 940 ° C, and most preferably 935 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is accelerated cooled to Ms-50 ° C or lower at a temperature of Ac3 + 30 ° C or higher.
  • the Ac3 is the austenite transformation temperature
  • Ms is the temperature at which transformation of martensite begins. That is, the accelerated cooling is for transforming the microstructure of the hot-rolled steel sheet obtained after hot rolling from austenite to martensite.
  • the cooling initiation temperature is less than Ac3 + 30 ° C, the size of austenite recrystallized after rolling becomes coarse and low-temperature impact toughness is inferior, and as air-cooled ferrite is generated, the final microstructure becomes homogeneous and the strength and hardness are significantly lowered. do.
  • the accelerated cooling start temperature is preferably Ac3 + 30 ° C or higher.
  • the accelerated cooling start temperature is more preferably Ar3 + 50 ° C or higher, more preferably Ar3 + 80 ° C or higher, and most preferably Ar3 + 100 ° C or higher.
  • the driving force for phase transformation becomes insufficient, and as a result, martensite is not generated, and instead, it is relatively soft compared to martensite, such as bainite or acyclic ferrite. As the phase (soft phase) develops, it becomes difficult to secure the microstructure fraction that the present invention seeks to achieve.
  • the accelerated cooling stop temperature is Ms-50 ° C or less.
  • the accelerated cooling stop temperature is more preferably Ms-70 ° C or less, more preferably Ms-100 ° C or less, and most preferably Ms-150 ° C or less.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C / s or more. At this time, the cooling rate is based on a quarter of the thickness of the steel sheet (quarter).
  • the cooling rate during the accelerated cooling is preferably 5 ° C / s or more.
  • the accelerated cooling rate is more preferably 7 ° C or higher, even more preferably 10 ° C or higher, and most preferably 15 ° C or higher.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, and a person skilled in the art can suitably set it in consideration of facility limitations.
  • the cooled hot rolled steel sheet may be subjected to a subsequent heat treatment, such as tempering, if necessary.
  • a subsequent heat treatment such as tempering
  • heat treatment may be performed between 1.3t + 5 minutes and 1.3t + 20 minutes (t: plate thickness).
  • the tempering temperature is less than 350 ° C, embrittlement of tempered martensite occurs, and there is a fear that the strength and toughness of the steel are inferior.
  • the temperature exceeds 600 ° C. the dislocation density in martensite increased through reheating and cooling rapidly decreases, and as a result, the hardness may decrease compared to the target value, which is not preferable.
  • the tempering time exceeds 1.3 t + 20 minutes (t: plate thickness)
  • the high dislocation density in the martensite structure generated after rapid cooling also decreases, resulting in a sharp drop in hardness.
  • the tempering time should be 1.3 t + 5 minutes (t: plate thickness) or more. If the tempering time is less than 1.3t + 5 minutes (t: plate thickness), it cannot be uniformly heat-treated in the width and length directions of the steel sheet, resulting in variation in physical properties for each location.
  • the lower limit of the tempering temperature is more preferably 360 ° C, even more preferably 370 ° C, and most preferably 380 ° C.
  • the upper limit of the tempering temperature is more preferably 580 ° C, even more preferably 560 ° C, and most preferably 550 ° C.
  • the lower limit of the tempering time is more preferably 1.3t + 6 minutes, even more preferably 1.3t + 7 minutes, and most preferably 1.3t + 8 minutes.
  • the upper limit of the tempering is more preferably 1.3t + 18 minutes, even more preferably 1.3t + 16 minutes, and most preferably 1.3t + 15 minutes.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention subjected to the above process conditions may be a thick steel sheet having a thickness of 60 mm or less, more preferably 15 to 60 mm, and even more preferably 20 to 50 mm.
  • the microstructure was cut into specimens of an arbitrary size to produce a mirror surface, and then corroded using a nitrile etching solution, and then a 1 / 4t position was observed based on the thickness direction of the steel sheet using an optical microscope and an electron scanning microscope. .
  • hardness and toughness were measured using a Brinell hardness tester (load 3000kgf, 10mm tungsten inlet) and Charpy impact tester, respectively.
  • surface hardness an average value of those measured three times after 2 mm milling of the plate surface was used.
  • Charpy impact test an average value of those measured three times at -40 ° C was used after taking a specimen at a 1 / 4t position.
  • Comparative examples 4, 7, 9 that do not satisfy the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention also not only do not satisfy the microstructure types and fractions of the present invention, but also the surface hardness, impact toughness, or relational formula desired by the present invention It can be seen that 1 is not satisfied.
  • the alloy composition proposed by the present invention is satisfactory, but Comparative Examples 10, 11, and 12, which do not satisfy the manufacturing conditions of the present invention, do not satisfy the microstructure type and fraction of the present invention, and the present invention seeks to obtain it.
  • the surface hardness or impact toughness cannot be secured, and accordingly, it can be seen that the relational expression 1 is not satisfied.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 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%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법을 제공한다.

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 1에서는 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 요구되며, 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 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): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 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%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 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%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 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; 및 상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법을 제공한다.
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): 0.38~0.50%
탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.38% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.38~0.50%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.39%인 것이 보다 바람직하고, 0.40%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.41%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.49%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.47%인 것이 가장 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5~2.0%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 또한, 실리콘은 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) 이하로 과냉 후 일정 온도에서 열처리 시 시멘타이트(Fe 3C) 형성을 억제하고 잔류 오스테나이트 함량을 증가시키는 역할을 한다. 위와 같은 효과를 유효하기 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 용접성이 열화되므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5~2.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.6%인 것이 보다 바람직하고, 0.65%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.7%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.7%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 0.65%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.75%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.55%인 것이 보다 바람직하고, 1.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.45%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. 상기 P 함량은 0.03% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015% 이하인 것이 가장 바람직하다.
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. 상기 S 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다.
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. 상기 Al 함량은 0.06% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 가장 바람직하다.
크롬(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 슬라브를 만들기 위한 연주 작업 시 냉각 중 크랙이 발생할 확률이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.2%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(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. 상기 Mo 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.025%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.65%인 것이 가장 바람직하다.
바나듐(V): 0.01~0.08%
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 인성을 확보하는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.01~0.08%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.065%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.06%인 것이 가장 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 함량의 하한은 2ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 40ppm인 것이 보다 바람직하고, 35ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm인 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 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다. 상기 Co 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.013%인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 내마모강은 상술한 합금조성 이외에도, 본 발명에서 목표로 하는 물성의 확보에 유리한 원소들을 더 포함할 수 있다. 예를 들면, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외)
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 상기 Ni를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.45%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.35%인 것이 가장 바람직하다.
구리(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. 상기 Cu 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다.
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 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.007%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.016%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 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 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 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 70ppm인 것이 보다 바람직하고, 50ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm인 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 및 W를 추가적으로 포함하는 경우, 그 함량을 각각 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 As, Sn 및 W 함량의 하한은 각각 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003%인 것이 가장 바람직하다. 상기 As, Sn 및 W 함량의 상한은 각각 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 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.
본 발명 내마모강의 미세조직은 마르텐사이트를 기지조직으로 포함하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 본 발명의 내마모강은 85~98면적%의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 베이나이트는 페라이트에 비해서는 경한 상(hard phase)이지만, 마르텐사이트에 비해서는 연질 상(soft phase)이어서 기가급의 내마모강의 주 조직으로는 바람직하지 않다. 잔류 오스테나이트의 경우, Ac3 온도 이상의 오스테나이트 영역에서 열처리 하면서 상온까지 급속히 냉각할 때 미처 마르텐사이트로 상변태(phase transformatoin)되지 못하고 남은 것으로서 마르텐사이트에 비해 탄소량이 상대적으로 적은 것이 특징이다.
상기 마르텐사이트의 분율이 85% 미만이면 목표 수준의 강도 및 경도의 확보가 어려워지는 문제가 있고, 98%를 초과하는 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 단점이 있다. 본 발명에 있어서, 상기 마르텐사이트는 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하며, 이와 같이 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 경우 강의 인성을 보다 유리하게 확보할 수 있다. 상기 마르텐사이트 분율의 하한은 86%인 것이 보다 바람직하고, 87%인 것이 보다 더 바람직하며, 88%인 것이 가장 바람직하다. 상기 마르텐사이트 분율의 상한은 97%인 것이 보다 바람직하고, 96%인 것이 보다 더 바람직하며, 95%인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 베이나이트 및 잔류 오스테나이트는 저온 충격인성을 보다 향상시키는 역할을 한다. 상기 베이나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 저온에서의 충격인성이 충분하지 못하여 크랙이 발생할 수 있는 단점이 있으며, 10%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트에 비교하여 상대적으로 연하기 때문에 경도가 저하되는 단점이 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 역시 저온 충격인성이 떨어지는 단점이 있으며, 10%를 초과하는 경우에는 저온인성은 크게 증가하나 경도가 현저히 감소하게 되는 단점이 있다. 상기 베이나이트와 잔류 오스테나이트 분율의 하한은 각각 2%인 것이 보다 바람직하고, 3%인 것이 보다 더 바람직하며, 4% 인 것이 가장 바람직하다. 상기 베이나이트와 잔류 오스테나이트 분율의 상한은 각각 9%인 것이 보다 바람직하고, 8%인 것이 보다 더 바람직하며, 7%인 것이 가장 바람직하다.
상술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 내마모강은 표면 경도를 550~650HB로 확보하는 동시에, -40℃의 저온에서 47J 이상의 충격흡수에너지를 가지는 효과가 있다. 단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도를 나타낸다.
또한, 본 발명의 내마모강은 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 고경도 외 저온인성 특성을 향상시키는 것을 특징으로 하는데, 이를 위해서는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 즉, 표면 경도만 높고 충격인성이 열위하여 관계식 1을 만족하지 아니하거나, 충격인성은 우수하나 표면 경도가 목표 값에 미치지 못하여 관계식 1을 만족하지 않는 경우, 최종 목표로 하는 고경도 및 저온인성 특성을 보증할 수 없게 된다.
[관계식 1] 0.61 ≤ HB÷J×(1-Vm÷100) ≤ 1.13 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 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 강 슬라브의 가열온도의 하한은 1070℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 상한은 1230℃인 것이 보다 바람직하고, 1200℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1180℃인 것이 가장 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. 따라서, 본 발명에서는 상기 조압연 온도는 950~1050℃인 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 960℃인 것이 보다 바람직하고, 970℃인 것이 보다 더 바람직하며, 980℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1040℃인 것이 보다 바람직하고, 1030℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1020℃인 것이 가장 바람직하다.
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. 따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연온도는 850~950℃인 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 상한은 945℃인 것이 보다 바람직하고, 940℃인 것이 보다 더 바람직하며, 935℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 가속 냉각시킨다. 상기 Ac3는 오스테나이트 변태온도이며, Ms는 마르텐사이트의 변태가 시작되는 온도이다. 즉, 상기 가속 냉각은 열간압연 후 얻어지는 열연강판의 미세조직을 오스테나이트로부터 마르텐사이트로 변태시키기 위한 것이다. 상기 냉각개시온도가 Ac3+30℃ 미만일 경우 압연 후 재결정된 오스테나이트의 크기가 조대화되어 저온충격 인성이 열위해질 뿐만 아니라 공냉 페라이트가 생성됨에 따라 최종 미세조직의 분균질해지고 강도 및 경도가 현저히 떨어지게 된다. 따라서, 상기 가속냉각개시 온도는 Ac3+30℃ 이상인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각개시 온도는 Ar3+50℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, Ar3+80℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+100℃ 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 가속냉각정지온도가 Ms-50℃를 초과할 경우에는 상변태를 위한 구동력이 부족하게 되어 결과적으로 마르텐사이트는 생성되지 않고 대신에 베이나이트 또는 애시큘러 페라이트와 같은 마르텐사이트에 비해 상대적으로 연질 상(soft phase)이 발달하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 가속냉각정지온도는 Ms-50℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각정지온도는 Ms-70℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, Ms-100℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, Ms-150℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 가속 냉각시 냉각속도는 5℃/s 이상인 것이 바람직하다. 이 때, 상기 냉각속도는 강판의 두께 1/4 위치(quarter)가 기준이다. 상기 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 가속냉각정지온도가 Ms-50℃ 이하로 낮다고 해도 상변태를 위한 구동력이 낮아지게 되어 연질상인 베이나이트 또는 애시큘러 페라이트 생성이 불가피하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 가속냉각시 냉각속도는 5℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각속도는 7℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 10℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 15℃ 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 필요에 따라 템퍼링과 같은 후속 열처리를 실시할 수 있다. 보다 상세하세는 상기 냉각된 열연강판을 350~600℃의 온도범위까지 승온한 후 1.3t+5분~1.3t+20분(t: 판 두께)간 열처리할 수 있다. 상기 템퍼링 온도가 350℃ 미만이면 템퍼드 마르텐사이트의 취화 현상이 발생하여 강의 강도 및 인성이 열위할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 600℃를 초과하게 되면 재가열 및 냉각을 통해 높아진 마르텐사이트 내 전위밀도가 급격히 감소하여 결과적으로 경도가 목표 값 대비 하락할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 상기 템퍼링 시간이 1.3t+20분(t: 판 두께)을 초과하게 되면 역시 급속냉각 후 발생한 마르텐사이트 조직 내의 높은 전위 밀도가 낮아지게 되어 결과적으로 경도가 급격히 하락하게 된다. 한편, 상기 템퍼링 시간은 1.3t+5분(t: 판 두께) 이상이 되어야 한다. 상기 템퍼링 시간이 1.3t+5분(t: 판 두께) 미만이 될 경우 강판의 폭과 길이 방향으로 균일하게 열처리 되지 못하여 결과적으로 위치별 물성 편차를 야기할 수 있다. 한편, 상기 열처리 후에는 공냉 처리를 행하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 360℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 580℃인 것이 보다 바람직하고, 560℃인 것이 보다 더 바람직하며, 550℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 하한은 1.3t+6분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+7분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+8분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링의 상한은 1.3t+18분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+16분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+15분인 것이 가장 바람직하다.
상기와 같은 공정조건을 거친 본 발명의 열연강판은 60mm 이하의 두께를 갖는 후강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 15~60mm, 보다 더 바람직하게는 20~50mm의 두께를 가질 수 있다.
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 1 및 2의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브에 대하여 하기 표 3의 조건으로 강 슬라브 가열-조압연-열간압연-가속냉각-(템퍼링)을 실시하여 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 4에 나타내었다.
이때, 상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 강판 두께 방향을 기준으로 1/4t 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 PCTKR2019012322-appb-img-000001
Figure PCTKR2019012322-appb-img-000002
Figure PCTKR2019012322-appb-img-000003
Figure PCTKR2019012322-appb-img-000004
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 9의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하고, 우수한 표면경도와 충격인성을 확보함으로써 관계식 1을 만족하고 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 비교예 1, 2, 3, 5, 6, 8은 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도, 충격인성 또는 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않는 비교예 4, 7, 9 또한 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도, 충격인성 또는 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 비교예 10, 11, 12는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도 또는 충격인성을 확보하지 못하고, 이에 따라, 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 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%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
  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 경도가 550~650HB이고, -40℃에서의 충격흡수에너지가 47J 이상인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도를 나타냄.)
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 내마모강은 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)는 하기 관계식 1을 만족하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    [관계식 1] 0.61 ≤ HB÷J×(1-Vm÷100) ≤ 1.13 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 나타냄.)
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 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%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 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; 및
    상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
  6. 청구항 5에 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.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 가속 냉각된 열연강판을 350~600℃의 온도범위까지 승온한 후 1.3t+5분~1.3t+20분(t: 판 두께)간 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
PCT/KR2019/012322 2018-09-27 2019-09-23 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 WO2020067685A1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021516742A JP7240486B2 (ja) 2018-09-27 2019-09-23 優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板及びその製造方法
CN201980063013.4A CN112752861B (zh) 2018-09-27 2019-09-23 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
EP19866287.6A EP3859040A4 (en) 2018-09-27 2019-09-23 WEAR RESISTANT STEEL WITH EXCELLENT HARDNESS AND IMPACT RESISTANCE AND PROCESS FOR MANUFACTURING THEREOF

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180115157A KR102119959B1 (ko) 2018-09-27 2018-09-27 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR10-2018-0115157 2018-09-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020067685A1 true WO2020067685A1 (ko) 2020-04-02

Family

ID=69950775

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2019/012322 WO2020067685A1 (ko) 2018-09-27 2019-09-23 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3859040A4 (ko)
JP (1) JP7240486B2 (ko)
KR (1) KR102119959B1 (ko)
CN (1) CN112752861B (ko)
WO (1) WO2020067685A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116024490A (zh) * 2021-10-25 2023-04-28 宝山钢铁股份有限公司 一种中碳预硬化锯片钢及其制造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102498150B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498158B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498149B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498147B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498156B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
CN113235005B (zh) * 2021-05-12 2021-12-21 江西耐普矿机股份有限公司 一种半自磨机用铸造贝氏体钢、其制备方法及半自磨机铸造贝氏体钢衬板
CN113528974B (zh) * 2021-06-18 2022-06-21 首钢集团有限公司 一种防护用钢及其制备方法
TWI767815B (zh) * 2021-08-05 2022-06-11 中國鋼鐵股份有限公司 耐磨鋼板及其製造方法
CN115725892B (zh) * 2021-08-25 2023-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种布氏硬度550hb级耐磨钢及其生产方法
EP4423307A1 (en) * 2021-10-28 2024-09-04 ArcelorMittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN115927955A (zh) * 2022-11-04 2023-04-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高均质化大功率风电偏航轴承圈用钢、轴承圈及生产工艺
WO2024105428A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61166954A (ja) 1985-01-18 1986-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性耐摩耗鋼
JPH0841535A (ja) * 1994-07-29 1996-02-13 Nippon Steel Corp 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法
KR20120071615A (ko) * 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 용접성 및 저온인성이 우수한 내마모용 강판 및 그 제조방법
US20160002759A1 (en) * 2013-03-28 2016-01-07 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-toughness low-alloy wear-resistant steel sheet and method of manufacturing the same
KR20160072099A (ko) * 2013-08-30 2016-06-22 라우타루끼 오와이제이 고경도 열간압연된 강 제품 및 이를 제조하는 방법
KR20180073368A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002115024A (ja) * 2000-10-06 2002-04-19 Nkk Corp 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法
CN101353763A (zh) * 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
CN101775543B (zh) * 2009-01-14 2011-07-20 宝山钢铁股份有限公司 Hb400级耐磨钢板及其制造方法
CN102876969B (zh) * 2012-07-31 2015-03-04 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN102747280B (zh) * 2012-07-31 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN102747282B (zh) * 2012-07-31 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高硬度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN104685088A (zh) * 2012-09-19 2015-06-03 杰富意钢铁株式会社 低温韧性和耐腐蚀磨损性优异的耐磨损钢板
CN103205634B (zh) * 2013-03-28 2016-06-01 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高硬度耐磨钢板及其制造方法
CN103205627B (zh) * 2013-03-28 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高性能耐磨钢板及其制造方法
JP6235221B2 (ja) * 2013-03-28 2017-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
JP6540764B2 (ja) * 2016-09-16 2019-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP6583375B2 (ja) * 2016-09-28 2019-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP6607210B2 (ja) * 2017-02-03 2019-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN108004469B (zh) * 2017-12-08 2020-07-03 北京科技大学 一种低合金高韧性q-p-t耐磨钢板及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61166954A (ja) 1985-01-18 1986-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性耐摩耗鋼
JPH0841535A (ja) * 1994-07-29 1996-02-13 Nippon Steel Corp 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法
KR20120071615A (ko) * 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 용접성 및 저온인성이 우수한 내마모용 강판 및 그 제조방법
US20160002759A1 (en) * 2013-03-28 2016-01-07 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-toughness low-alloy wear-resistant steel sheet and method of manufacturing the same
KR20160072099A (ko) * 2013-08-30 2016-06-22 라우타루끼 오와이제이 고경도 열간압연된 강 제품 및 이를 제조하는 방법
KR20180073368A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3859040A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116024490A (zh) * 2021-10-25 2023-04-28 宝山钢铁股份有限公司 一种中碳预硬化锯片钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN112752861A (zh) 2021-05-04
CN112752861B (zh) 2022-05-10
JP2022502569A (ja) 2022-01-11
KR20200035708A (ko) 2020-04-06
EP3859040A1 (en) 2021-08-04
JP7240486B2 (ja) 2023-03-15
EP3859040A4 (en) 2021-10-27
KR102119959B1 (ko) 2020-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020067685A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
US11401572B2 (en) High-hardness wear-resistant steel and method for manufacturing same
KR102031446B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2020067686A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2021091138A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6803987B2 (ja) 高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法
WO2017034216A1 (ko) 고 경도 강판 및 그 제조방법
WO2020111863A1 (ko) 냉간가공성 및 ssc 저항성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법
WO2020111857A1 (ko) 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법
WO2019125076A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2013100625A1 (ko) 인성 및 용접성이 우수한 내마모강
KR102237488B1 (ko) 펀칭 성형성이 우수한 고경도 강판 및 그 제조방법
WO2020130619A1 (ko) 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법
WO2022131540A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131538A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131539A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102560057B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125763A1 (ko) 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법
WO2022131536A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131543A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131542A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131541A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131535A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2023018101A1 (ko) 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19866287

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021516742

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019866287

Country of ref document: EP

Effective date: 20210428