WO2020067686A1 - 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2020067686A1
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유승호
정영진
조남영
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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 Documents 1 and 2 disclose 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. 1996-041535
  • Patent Document 2 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.
  • niobium (Nb): 0.05% or less excluding 0
  • vanadium (V): 0.05% or less excluding 0)
  • 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.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.34%, even more preferably 0.35%, and most preferably 0.36%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.40%, even more preferably 0.39%, and most preferably 0.38%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving strength due to deoxidation and solid solution strengthening. In order to obtain the above effects effectively, it is preferable to add at least 0.1%, but if the content exceeds 0.7%, it is not preferable because the weldability deteriorates. 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%, even more preferably 0.15%, and most preferably 0.2%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.5%, even more preferably 0.45%, and most preferably 0.4%.
  • 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 0.70%, and most preferably 0.75%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.55%, even more preferably 1.50%, 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 0.01% 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 0.05% or less, even more preferably 0.04% or less, and most preferably 0.03% or less.
  • Nickel (Ni) is generally an effective element for improving toughness and strength of steel. For the above-described effect, it is preferable to add Ni at 0.55% or more, but when the content exceeds 5.0%, it causes a manufacturing cost to rise with expensive elements. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Ni to 0.55 ⁇ 5.0%.
  • the lower limit of the Ni content is more preferably 0.6%, even more preferably 0.7%, and most preferably 0.8%.
  • the upper limit of the Ni content is more preferably 4.5%, even more preferably 4.0%, and most preferably 3.5%.
  • Copper (Cu) is an element that can simultaneously increase the strength and toughness of steel together with Ni.
  • the lower limit of the Cu content is more preferably 0.05%, even more preferably 0.10%, and most preferably 0.15%.
  • the upper limit of the Cu content is more preferably 1.2%, even more preferably 1.0%, and most preferably 0.8%.
  • 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 0.1%, even more preferably 0.15%, and most preferably 0.2%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.75%, even more preferably 0.70%, and most preferably 0.65%.
  • Molybdenum (Mo) increases the quenching properties of steel, and is an effective element for improving the hardness of thick materials.
  • Mo Molybdenum
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.1%, even more preferably 0.12%, and most preferably 0.15%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.75%, even more preferably 0.72%, and most preferably 0.70%.
  • 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.
  • elements advantageous for securing physical properties targeted in the present invention in addition to the above-described alloy composition.
  • calcium (Ca) 2 to 100ppm may further include one or more selected from the group consisting of.
  • 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 0.005%, even more preferably 0.007%, and most preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.019%, even more preferably 0.017%, 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 0.040%, more preferably 0.035%, and most preferably 0.030%.
  • V Vanadium (V): 0.05% or less (excluding 0)
  • 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.
  • V is an expensive element, and when its content exceeds 0.05%, it is a factor that increases manufacturing cost. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content to 0.05% or less when the V is added.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.002%, even more preferably 0.003%, and most preferably 0.005%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.045%, even more preferably 0.042%, and most preferably 0.040%.
  • Ca Calcium
  • CaS has a good binding force with S, thereby generating CaS, thereby suppressing the formation of MnS segregated in the center of the steel thickness.
  • 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 3 ppm, more preferably 4 ppm, and most preferably 5 ppm.
  • the upper limit of the Ca content is more preferably 80 ppm, even more preferably 60 ppm, and most preferably 40 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.
  • C and Ni satisfy the following relational expression 1 among the alloy compositions described above.
  • it is characterized by securing not only ultra-high hardness but also excellent low-temperature toughness.
  • it is preferable to satisfy the following relational expression 1.
  • the value of [C] x [Ni] is 0.231 or more.
  • the value of [C] ⁇ [Ni] is more preferably 0.396 or more, even more preferably 0.792 or more, and most preferably 1 or more.
  • the higher the value of [C] ⁇ [Ni] the more advantageous the effect is. Therefore, the upper limit of the value of [C] ⁇ [Ni] is not particularly limited in the present invention.
  • the microstructure of the wear-resistant steel of the present invention contains martensite as a matrix structure. More specifically, it is preferable that the abrasion-resistant steel of the present invention contains at least 95% (including 100%) martensite in an area fraction. If the fraction of martensite is less than 95%, there is a problem in that it is difficult to secure a target level of strength and hardness.
  • the microstructure of the wear-resistant steel of the present invention may further include bainite of 5 area% or less, through which it is possible to further improve low-temperature impact toughness.
  • the fraction of martensite is more preferably 96% or more, and even more preferably 97% or more.
  • the fraction of bainite is more preferably 4% or less, and even more preferably 3% or less.
  • the abrasion-resistant steel of the present invention provided as described above secures a surface hardness of 550 to 650 HB, and has an effect of having a shock absorption energy of 21 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 abrasion-resistant steel of the present invention preferably has a hardness (HB) and an impact absorption energy (J) satisfying the following relational expression 2.
  • HB hardness
  • J impact absorption energy
  • the present invention 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 2. That is, if only the surface hardness is high and the impact toughness is inferior and does not satisfy the relational expression 2, or the impact toughness is excellent but the surface hardness does not reach the target value and the relational expression 2 is not satisfied, the final target high 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 1060 ° C, even more preferably 1070 ° C, and most preferably 1080 ° 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, even more preferably 1020 ° C, and most preferably 1000 ° 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 940 ° C, even more preferably 930 ° C, and most preferably 920 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is air-cooled to room temperature, and then reheated in a temperature range of 860 to 950 ° C for a reheat time of 1.3t + 10 minutes to 1.3t + 60 minutes (t: plate thickness).
  • the reheating is for reverse transformation of a hot-rolled steel sheet composed of ferrite and pearlite into an austenite single phase, and if the reheating temperature is less than 860 ° C, austenitization is not sufficiently achieved, and coarse soft ferrite is mixed, thereby deteriorating the hardness of the final product. There is a problem.
  • the reheating temperature is 860 to 950 ° C.
  • the lower limit of the reheating temperature is more preferably 870 ° C, even more preferably 880 ° C, and most preferably 890 ° C.
  • the upper limit of the reheating temperature is more preferably 940 ° C, more preferably 930 ° C, and most preferably 920 ° C.
  • the reheating time during the reheating is preferably from 1.3t + 10 minutes to 1.3t + 60 minutes (t: plate thickness).
  • the lower limit of the reheating time is more preferably 1.3t + 12 minutes, even more preferably 1.3t + 15 minutes, and most preferably 1.3t + 20 minutes.
  • the upper limit of the reheating time during the reheating is more preferably 1.3t + 50 minutes, even more preferably 1.3t + 45 minutes, and most preferably 1.3t + 40 minutes.
  • the reheated hot-rolled steel sheet is water-cooled to 150 ° C. or less based on a plate surface layer portion (for example, an area from the surface to 1/8 t (t: plate thickness (mm)).
  • a plate surface layer portion for example, an area from the surface to 1/8 t (t: plate thickness (mm)
  • the water cooling stop temperature is preferably 150 ° C. or less, and the water cooling stop temperature is more preferably 100 ° C. or less, and more preferably 70 ° C. or less It is more preferable, and most preferably 40 ° C or less.
  • the water cooling rate is preferably 10 ° C / s or more.
  • the cooling rate is less than 10 ° C / s, a ferrite phase may be formed during cooling or the bainite phase may be excessively formed.
  • the cooling rate is more preferably 15 ° C / s or more, and even more preferably 20 ° C / s or more.
  • the higher the cooling rate the more advantageous, so 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 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 8 to 50 mm, and even more preferably 12 to 40 mm. Meanwhile, in the present invention, it is preferable not to perform a tempering process on the thick steel sheet.
  • the steel slab After preparing the steel slab having the alloy composition of Tables 1 and 2, the steel slab was subjected to the steel slab heating-rough rolling-hot rolling-cooling (room temperature) -reheating-water cooling to perform the hot-rolled steel sheet. It was prepared. After measuring the microstructure and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet, it is shown in Table 4 below.
  • the microstructure was cut to a random size to prepare a mirror surface, and then corroded using a nitrile etching solution, and then the optical center and the electron scanning microscope were used to observe the 1 / 2t position of the center of thickness.
  • 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.
  • the alloy composition proposed by the present invention and the relational expression 1 are satisfactory, but in the case of Comparative Example 13, which does not satisfy the reheating temperature among the manufacturing conditions, the type and fraction of the microstructure proposed by the present invention was not secured, and the surface hardness was also low. Can be seen.

Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.33~0.42%, 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), 니켈(Ni): 0.55~5.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 크롬(Cr): 0.01~0.8%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 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 및 Ni은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 미세조직은 마르텐사이트: 95면적% 이상 및 베이나이트: 5% 이하(0%를 포함)를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] [C]×[Ni] ≥ 0.231

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 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 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): 0.33~0.42%, 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), 니켈(Ni): 0.55~5.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 크롬(Cr): 0.01~0.8%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 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 및 Ni은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 미세조직은 마르텐사이트: 95면적% 이상 및 베이나이트: 5% 이하(0%를 포함)를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강을 제공한다.
[관계식 1] [C]×[Ni] ≥ 0.231
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.33~0.42%, 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), 니켈(Ni): 0.55~5.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 크롬(Cr): 0.01~0.8%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 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 및 Ni은 하기 관계식 1의 조건을 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, 860~950℃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] ≥ 0.231
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): 0.33~0.42%
탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.33% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.42%를 초과하게 되면 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있어 템퍼링과 같은 추가 열처리 작업이 불가피하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.33~0.42%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.34%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.36%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.40%인 것이 보다 바람직하고, 0.39%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.38%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, 0.2%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.5%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4%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, 0.70%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.75%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.55%인 것이 보다 바람직하고, 1.50%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, 0.01% 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 0.05% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.04% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03% 이하인 것이 가장 바람직하다.
니켈(Ni): 0.55~5.0%
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.55% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 5.0%를 초과하게 되면 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.55~5.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.6%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 4.5%인 것이 보다 바람직하고, 4.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5%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 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.10%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 1.2%인 것이 보다 바람직하고, 1.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~0.8%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 용접성이 열위하며 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.01~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.70%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.65%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 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.72%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.70%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, 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 함량의 하한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.010%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.019%인 것이 보다 바람직하고, 0.017%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 0.040%인 것이 보다 바람직하고, 0.035%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.030%인 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 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하고, 0.042%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.040%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 3ppm인 것이 보다 바람직하고, 4ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 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 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.
한편, 본 발명의 내마모강은 전술한 합금조성 중 C 및 Ni이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 초고경도 뿐만 아니라, 우수한 저온인성을 확보하는 것을 특징으로 하는데, 이를 위해서는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 만일, 하기 관계식 1을 만족하지 않을 경우에는 경도 및 저온인성을 모두 우수한 수준으로 향상시키는 것이 어려울 수 있다. 따라서, [C]×[Ni]의 값은 0.231 이상인 것이 바람직하다. 상기 [C]×[Ni]의 값은 0.396 이상인 것이 보다 바람직하며, 0.792 이상인 것이 보다 더 바람직하고, 1 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 [C]×[Ni]의 값은 높으면 높을수록 유리한 효과를 구현하므로, 본 발명에서는 상기 [C]×[Ni]의 값의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
[관계식 1] [C]×[Ni] ≥ 0.231
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. 상기 마르텐사이트의 분율은 96% 이상인 것이 보다 바람직하고, 97% 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율은 4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 3% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
상술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 내마모강은 표면 경도를 550~650HB로 확보하는 동시에, -40℃의 저온에서 21J 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 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 ≤ 31.0 (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 강 슬라브의 가열온도의 하한은 1060℃인 것이 보다 바람직하고, 1070℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1080℃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, 1020℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1000℃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 940℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 860~950℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분~1.3t+60분(t: 판 두께)간 재가열한다. 상기 재가열은 페라이트와 펄라이트로 구성된 열연강판을 오스테나이트 단상으로 역변태시키기 위한 것으로, 상기 재가열 온도가 860℃ 미만이면 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 못하여 조대한 연질 페라이트가 혼재하게 됨으로써 최종 제품의 경도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 강의 저온인성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 재가열온도는 860~950℃인 것이 바람직하다. 상기 재가열온도의 하한은 870℃인 것이 보다 바람직하고, 880℃인 것이 보다 더 바람직하며, 890℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열온도의 상한은 940℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.
한편, 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 재로시간이 1.3t+60분(t: 판 두께)을 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 그로 인해 저온인성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 재가열시 재로시간은 1.3t+10분~1.3t+60분(t: 판 두께)인 것이 바람직하다. 상기 재가열시 재로시간의 하한은 1.3t+12분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+15분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+20분인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열시 재로시간의 상한은 1.3t+50분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+45분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+40분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 열연강판을 판 표층부(예컨대 표면으로부터 1/8t까지의 영역(t: 판 두께(mm))를 기준으로 150℃ 이하까지 수냉한다. 상기 수냉정지온도가 150℃를 초과할 경우에는 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 따라서, 상기 수냉정지온도는 150℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 수냉정지온도는 100℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 70℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 40℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 수냉 속도는 10℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 상기 수냉시 냉각속도는 15℃/s 이상인 것이 보다 바람직하며, 20℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 냉각속도가 빠를수록 유리하므로 상기 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다.
상기와 같은 공정조건을 거친 본 발명의 열연강판은 60mm 이하의 두께를 갖는 후강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 8~50mm, 보다 더 바람직하게는 12~40mm의 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 1 및 2의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브에 대하여 하기 표 3의 조건으로 강 슬라브 가열-조압연-열간압연-냉각(상온)-재가열-수냉을 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 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.
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Figure PCTKR2019012325-appb-img-000002
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Figure PCTKR2019012325-appb-img-000004
상기 표 1 내지 4에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1, 그리고 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명의 미세조직 분율을 만족함은 물론, 우수한 경도와 저온 충격인성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
*반면, 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나 합금조성 또는 관계식 1을 만족하지 않는 비교예 1 내지 12의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 경도와 저온 충격인성 수준에 미치지 못하고 있음을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식 1은 만족하나, 제조조건 중 재가열 온도를 만족하지 않는 비교예 13의 경우에는 본 발명이 제안하는 미세조직 종류 및 분율을 확보하지 못하였으며, 표면 경도 또한 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식 1은 만족하나, 제조조건 중 냉각 종료 온도를 만족하지 않는 비교예 14의 경우에는 본 발명이 제안하는 마르텐사이트 분율은 확보하였으나, 잔류 오스테나이트가 형성되었으며, 이로 인해 표면 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식 1은 만족하나, 제조조건 중 냉각속도를 만족하지 않는 비교예 15의 경우에는 본 발명이 제안하는 마르텐사이트 분율을 확보하지 못하였으며, 이로 인해 표면 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.33~0.42%, 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), 니켈(Ni): 0.55~5.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 크롬(Cr): 0.01~0.8%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 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 및 Ni은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며,
    미세조직은 마르텐사이트: 95면적% 이상 및 베이나이트: 5% 이하(0%를 포함)를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    [관계식 1] [C]×[Ni] ≥ 0.231
  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 550~650HB로 확보하는 동시에, -40℃의 저온에서 21J 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 2를 만족하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
    [관계식 2] HB÷J ≤ 31.0 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값을 나타냄.)
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 내마모강은 60mm 이하의 두께를 갖는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.33~0.42%, 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), 니켈(Ni): 0.55~5.0%, 구리(Cu): 0.01~1.5%, 크롬(Cr): 0.01~0.8%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 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 및 Ni은 하기 관계식 1의 조건을 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, 860~950℃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] ≥ 0.231
  7. 청구항 6에 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.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 수냉시 냉각속도는 10℃/s 이상인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102498144B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498141B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498142B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2023073406A1 (en) * 2021-10-28 2023-05-04 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102474002B1 (ko) * 2021-11-23 2022-12-05 대동중공업주식회사 내마모성 향상을 위해 하드페이싱 처리된 수평식 믹서의 리본스크류

Citations (7)

* 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
JP2011214120A (ja) * 2010-04-02 2011-10-27 Jfe Steel Corp 低温焼戻脆化割れ性に優れた耐摩耗鋼板
KR101271792B1 (ko) * 2010-12-07 2013-06-07 주식회사 포스코 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
US20140193667A1 (en) * 2011-07-27 2014-07-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof
KR20150038590A (ko) * 2012-09-19 2015-04-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저온 인성 및 내부식 마모성이 우수한 내마모 강판
KR20180073368A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11158579A (ja) * 1997-11-26 1999-06-15 Daido Steel Co Ltd プラスチック成形金型用鋼
JP2002020837A (ja) * 2000-07-06 2002-01-23 Nkk Corp 靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
KR101271888B1 (ko) * 2010-12-23 2013-06-05 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법
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
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
JP6007847B2 (ja) * 2013-03-28 2016-10-12 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
SI2789699T1 (sl) * 2013-08-30 2017-06-30 Rautaruukki Oyj Utrjeni vroče valjani jekleni proizvod in metoda za proizvodnjo le-tega
KR101696094B1 (ko) * 2015-08-21 2017-01-13 주식회사 포스코 고 경도 강판 및 그 제조방법
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
CN106498294A (zh) * 2016-11-08 2017-03-15 东北大学 一种nm600高级别低合金耐磨钢及其应用
KR101899687B1 (ko) * 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
CN108950421B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 硬度600hb浆体疏浚管用耐磨蚀钢板及其生产方法
CN108950422B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 硬度550hb浆体疏浚管用耐磨蚀钢板及其生产方法

Patent Citations (7)

* 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
JP2011214120A (ja) * 2010-04-02 2011-10-27 Jfe Steel Corp 低温焼戻脆化割れ性に優れた耐摩耗鋼板
KR101271792B1 (ko) * 2010-12-07 2013-06-07 주식회사 포스코 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
US20140193667A1 (en) * 2011-07-27 2014-07-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof
KR20150038590A (ko) * 2012-09-19 2015-04-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저온 인성 및 내부식 마모성이 우수한 내마모 강판
KR20180073368A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법

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