WO2020130619A1 - 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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정영진
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Definitions

  • the present invention relates to a brake disc steel for a vehicle having excellent wear resistance and high temperature strength and a method for manufacturing the same.
  • the brake device of a vehicle refers to a device used to decelerate or stop a vehicle while driving, and releases kinetic energy of the vehicle as thermal energy by using the frictional force generated when the rotating brake disk comes into contact with a pressure pad that is a friction member. Braking is achieved.
  • the brake disc material In order to slow or stop the speed of the brake disc rotating at high speed, the brake disc material has high wear resistance and maintains strength at high temperatures of hundreds of degrees generated during friction so as to withstand the frictional force generated by contact with the pressure pad. It is essential.
  • Patent Document 1 Korean Patent Registration No. 10-0391944
  • One aspect of the present invention is to provide a brake disc steel for a vehicle having excellent wear resistance and high temperature strength and a method for manufacturing the same.
  • the weight of the existing cast material is more than 10% lighter, while the wear resistance is improved by 20% or more, and at the same time, excellent heat resistance, it is possible to provide a vehicle brake disc steel and a method of manufacturing the same.
  • the steel for brake discs of a vehicle excellent in abrasion resistance and high temperature strength of the present invention will be described.
  • the alloy composition of the present invention will be described.
  • 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 0.023%, even more preferably 0.025%, and most preferably 0.030%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.067%, even more preferably 0.065%, and most preferably 0.060%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving strength due to deoxidation and solid solution strengthening. In order to effectively obtain the above effects, it is preferable to add 0.1% or more. However, when the content exceeds 0.5%, it is not preferable because the scale is excessively generated during hot rolling and the weldability of the final product is deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Si content to 0.1 to 0.5%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.012%, even more preferably 0.015%, and most preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.48%, even more preferably 0.45%, and most preferably 0.40%.
  • 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 steel. In order to effectively obtain the above effects, it is preferable to add 0.2% or more. However, when the Mn content exceeds 0.7%, there is a problem of deteriorating weldability. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Mn content to 0.7% or less.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.23%, more preferably 0.25%, and most preferably 0.30%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 0.68%, even more preferably 0.63%, and most preferably 0.60%.
  • 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 in consideration of the inevitably contained level.
  • 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.
  • Aluminum (Al) is a deoxidizing agent for steel and is an effective element to lower the oxygen content in molten steel. However, if the Al content exceeds 0.07%, it is not preferable because there is a problem that the cleanliness of the steel is impaired. 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. Therefore, the content of Al is preferably 0.07% or less (excluding 0). 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 0.12%, even more preferably 0.15%, and most preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.47%, even more preferably 0.45%, and most preferably 0.40%.
  • Molybdenum (Mo) increases the quenching properties of steel and is a very useful element to secure high temperature strength by forming fine carbides (Mo 2 C) at high temperatures.
  • Mo Molybdenum
  • Mo it is a rather expensive element, and when its content exceeds 1.0%, not only does the manufacturing cost increase, but also the weldability is inferior. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Mo to 0.3 to 1.0%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.35%, and even more preferably 0.4%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.9%, and even more preferably 0.8%.
  • V Vanadium (V): 0.05% or less (excluding 0)
  • Vanadium (V) is an element that is advantageous for securing the strength and toughness by suppressing the growth of austenite grains and improving the quenchability of steel by forming VC carbide 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. Therefore, the content of V is preferably 0.05% or less (excluding 0).
  • the V content is more preferably 0.045% or less, even more preferably 0.040% or less, and most preferably 0.035% or less.
  • Boron (B) is an effective element for improving the strength by effectively increasing the quenching properties of steel even with a small amount.
  • the content of B is preferably 50 ppm or less (excluding 0).
  • the B content is more preferably 40 ppm or less, even more preferably 35 ppm or less, and most preferably 30 ppm or less.
  • Nickel (Ni) is generally an effective element for improving toughness as well as strength of steel. For the above-described effect, it is preferable to add Ni in an amount of 0.01% or more, but Ni is an expensive element, and when its content exceeds 0.5%, it causes a increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Ni to 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the Ni content is more preferably 0.05%, even more preferably 0.07%, and most preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Ni content is more preferably 0.47%, even more preferably 0.45%, and most preferably 0.4%.
  • Copper (Cu) is an element that improves the strength and hardness of steel by solid solution strengthening. Moreover, it is an element effective for improving toughness with Ni. However, when the content of Cu exceeds 0.5%, surface defects of the slab are generated when heated at high temperature before hot rolling, and there is a problem of inhibiting hot workability. Do. Therefore, the content of Cu is preferably 0.5% or less (excluding 0). The Cu content is more preferably 0.4% or less, even more preferably 0.35% or less, and most preferably 0.3% or less.
  • 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 Ti content is more preferably 0.019% or less, even more preferably 0.018% or less, and most preferably 0.017% or less.
  • Niobium (Nb) is employed in austenite to increase the hardenability of austenite and to form carbonitrides such as Nb(C,N), which is effective in suppressing an increase in strength of steel and austenite grain growth.
  • Nb exceeds 0.05%, coarse precipitates are formed, which is a starting point of brittle fracture, and there is a problem of inhibiting toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of the Nb to 0.05% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.045% or less, even more preferably 0.04% or less, and most preferably 0.03% or less.
  • Ca Calcium
  • CaS has an excellent 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 2.5 ppm, more preferably 3 ppm, and most preferably 3.5 ppm.
  • the upper limit of the Ca content is more preferably 80 ppm, even more preferably 60 ppm, and most preferably 40 ppm.
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably 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 steel material of the present invention satisfies the following relational expression 1.
  • the following relational expression 1 is to reduce the thickness of the brake disc by increasing the surface hardness compared to the existing cast iron material, and as a result, to secure a light weight effect.
  • the value of the following relational expression 1 is less than 260, there is a disadvantage in that the degree of hardness increase is insignificant compared to the existing cast iron material, so the effect of reducing the thickness (lightening) is small.
  • the use life of the pad is shortened because it becomes too large. Therefore, it is preferable that the value of the following relational expression 1 has a range of 260 to 340.
  • the lower limit of the value of the following relational expression 1 is more preferably 265, even more preferably 270, and most preferably 275.
  • the upper limit of the value of the following relational expression 1 is more preferably 335, even more preferably 330, and most preferably 325.
  • the steel material of the present invention satisfies the following relational expression 2.
  • the following relational expression 2 is to ensure excellent hardness and high temperature strength at the same time.
  • the value of the following relational expression 2 exceeds 0.250, even if the surface hardness secures the target level of 260 to 340 HB of the present invention, the strength of the material is significantly lowered in a high temperature environment in which the vehicle brake system operates, resulting in sufficient braking performance. It cannot be guaranteed. Therefore, it is preferable that the value of the following relational expression 2 is 0.250 or less.
  • the value of the following relational expression 2 is more preferably 0.230 or less, even more preferably 0.200 or less, and most preferably 0.150 or less.
  • the steel material of the present invention has a microstructure including martensite as the main structure.
  • the fraction of the martensite structure is most preferably theoretically 100%, but in the manufacturing operation, inevitably, a bainite structure may be formed, and in the present invention, the upper limit of the fraction of the bainite structure is controlled to 10%. That is, it is preferable that the microstructure of the present invention has a microstructure comprising area%, 90% or more of martensite, and 10% or less of bainite. If the fraction of martensite is less than 90 area%, there is a problem that it is difficult to secure the hardness at the target level.
  • the fraction of martensite is more preferably 92 area% or more, and even more preferably 95 area% or more.
  • the fraction of bainite is more preferably 8 area% or less, and even more preferably 5 area% or less.
  • the steel of the present invention provided as described above may have a Brinell hardness of 260 to 340 HB.
  • the Brinell hardness is less than 260, there is a disadvantage in that the degree of increase in hardness is less than that of the existing cast iron material, and thus the effect of reducing the thickness (lightening) is small.
  • the service life of the pad becomes shorter as it becomes larger. Therefore, the Brinell hardness is preferably in the range of 260 ⁇ 340HB.
  • the lower limit of the Brinell hardness is more preferably 265HB, even more preferably 270HB, and most preferably 275HB.
  • the upper limit of the following Brinell hardness is more preferably 335HB, even more preferably 330HB, and most preferably 325HB.
  • the steel material of the present invention may have a yield strength of 300 MPa or more at 600°C, and when applied to the brake disc through securing excellent strength at high temperatures, it contributes to weight reduction and can increase product life.
  • the steel material of the present invention having excellent hardness and high temperature yield strength as described above exhibits an effect of having excellent heat resistance while improving wear resistance by 20% or more while being lighter than 10% by weight compared to the existing cast material.
  • the steel material of the present invention may have a thickness of 20 mm or less, and through this, it is possible to exert an excellent weight reduction effect compared to the existing cast iron material.
  • the steel slabs satisfying the aforementioned alloy composition and relations 1 and 2 are 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 not sufficient, whereas when it 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 1065°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 1220°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 because the rolling load increases and is 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 1045°C, even more preferably 1040°C, and most preferably 1035°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 is generated in the microstructure due to two-phase rolling, whereas when the temperature exceeds 950°C, bainite is excessive due to a relatively fast cooling rate even during air cooling. It is likely to be generated. 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, 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 880 to 930°C for a reheat time of 1.3 t+10 minutes (t: plate thickness (mm)) or more.
  • the reheating is for reverse transformation of a hot-rolled steel sheet composed of ferrite and pearlite into an austenite single phase, and when the reheating temperature is less than 880°C, austenitization is not sufficiently achieved, so that coarse soft ferrite is mixed, thereby decreasing the hardness of the final product. There is a problem.
  • the reheating temperature is preferably in the range of 880 ⁇ 930 °C.
  • the lower limit of the reheating temperature is more preferably 885°C, more preferably 890°C, and most preferably 895°C.
  • the upper limit of the reheating temperature is more preferably 925°C, even more preferably 920°C, and most preferably 915°C.
  • the reheating time during the reheating is 1.3 t+10 minutes (t: plate thickness (mm)) or more.
  • the reheating time during reheating is more preferably 1.3 t+12 minutes (t: plate thickness (mm)) or more, more preferably 1.3 t+13 minutes (t: plate thickness (mm)) or more, and 1.3 t+ It is most preferable that it is 15 minutes (t: plate thickness (mm)) or more.
  • the upper limit of the ashing time during the reheating is not particularly limited.
  • the reheating time during the reheating is preferably 1.3 t+60 minutes (t: plate thickness (mm)) or less.
  • the reheating time is more preferably 1.3 t+50 minutes (t: plate thickness (mm)) or less, more preferably 1.3 t+40 minutes (t: plate thickness (mm)) or less, and 1.3 t+ Most preferably, it is 30 minutes or less (t: plate thickness (mm)).
  • the reheated hot-rolled steel sheet is cooled to 150° C. or less at a cooling rate of 10° C./s or more based on the center of the sheet thickness (for example, 1/2 t point (t: sheet thickness (mm)). It is preferable that rapid cooling through water cooling, if the cooling rate is less than 10° C./s or the cooling end temperature exceeds 150° C., a ferrite phase may be formed during cooling or the bainite phase may be excessively formed.
  • the cooling is preferably performed at a cooling rate of 10° C./s or more to 150° C.
  • the cooling rate is more preferably 12° C./s or more, more preferably 15° C./s or more, and more preferably 20° C./s or more Most preferably, the faster the cooling rate is, the better the formation of the microstructure to be obtained in the present invention is, so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention, and those skilled in the art are appropriate considering the facility limitations.
  • the cooling end temperature is more preferably 125° C. or less, more preferably 100° C. or less, and most preferably 50° C. or less.
  • the steel slab After preparing a steel slab having the alloy composition of Tables 1 and 2, the steel slab was subjected to the steel slab heating-crude rolling-hot rolling-cooling (room temperature)-reheating-quenching 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. On the other hand, in the case of the conventional example, it was prepared by pouring molten metal into a die and cooling at a cooling rate of about 1°C/s.
  • 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 observed at a 1/2t position in the center of the thickness using an optical microscope and an electron scanning microscope.
  • Hardness and high temperature strength were measured using Brinell hardness tester (load 3000kgf, 10mm tungsten inlet) and high temperature tensile tester, respectively. At this time, as the hardness, an average value of those measured 3 times after 2 mm milling of the plate surface was used. In addition, the high temperature tensile test value was used as the average value of two measurements while maintaining the temperature for 5 minutes after raising the temperature to 10°C per minute after mounting the tensile specimen using a dedicated chamber.
  • the alloy composition and relations 1 and 2 proposed by the present invention are satisfactory, but in the case of Comparative Example 10 that 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 It can be seen that it is low.
  • the conventional example which is a conventional cast iron material
  • it has a pearlite structure
  • the surface hardness is 204HB
  • the yield strength at 600°C is 160 MPa, which is lower than that of the invention examples.

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.2~0.7%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 바나듐(V): 0.05%이하(0은 제외), 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 칼슘(Ca): 2~100ppm을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 면적%로, 90% 이상의 마르텐사이트와 10% 이하의 베이나이트를 포함하는 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340 [관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250 (단, 상기 관계식 1 및 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)

Description

내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법
본 발명은 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
차량의 브레이크 장치는 주행 중의 자동차를 감속 또는 정지시키기 위해 사용되는 장치를 말하며, 회전 중인 브레이크 디스크가 마찰부재인 가압패드와 접촉함으로써 발생되는 마찰력을 이용하여 차량의 운동에너지를 열에너지로 방출시켜 차량의 제동이 이뤄지게 된다. 고속으로 회전하는 브레이크 디스크의 속도를 늦추거나 멈추게 하기 위해서는 가압패드와 접촉하여 발생하는 마찰력을 견딜 수 있도록 상기 브레이크 디스크 소재가 높은 내마모성을 가짐과 함께 마찰시 발생하는 수 백도의 고온에서 강도를 유지하는 것이 필수적이다.
연비절감이 주요 이슈인 자동차 분야에서는 최근 들어 차대(chassis) 소재의 강도를 기가급으로 높임으로써 두께를 줄이는 경량화 노력을 지속적으로 수행하고 있다. 한편, 차량 하부에 위치하고 있는 브레이크 디스크의 경우, 지난 수 십년간 특허문헌 1과 같은 주물재를 사용하고 있어 이에 대한 경량화 및 타 금속재료로의 대체 연구가 자동차 제조사를 중심으로 활발히 진행 중이다. 브레이크 디스크 소재로 사용 중인 주철재의 대체재로 양산에 근접해 있는 것은 알루미늄 합금에 SiC를 20% 분산시킨 듀랄켄(Duralcan) 복합재료가 있으나, 열간압연 강재를 활용한 차량용 브레이크 디스크 개발은 거의 없는 실정이다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-0391944호
본 발명의 일측면은, 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.2~0.7%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 바나듐(V): 0.05%이하(0은 제외), 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 칼슘(Ca): 2~100ppm을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 면적%로, 90% 이상의 마르텐사이트와 10% 이하의 베이나이트를 포함하는 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재를 제공한다.
[관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340
[관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250
(단, 상기 관계식 1 및 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)
중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.2~0.7%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 바나듐(V): 0.05%이하(0은 제외), 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 칼슘(Ca): 2~100ppm을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계; 상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분(t: 판 두께(mm)) 이상으로 재가열하는 단계; 및 상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340
[관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250
(단, 상기 관계식 1 및 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 기존 주물재 대비 중량이 10% 이상 가벼우면서도 내마모성은 20% 이상 향상됨과 동시에 우수한 내열성을 갖는, 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재의 일 실시형태에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%이다.
탄소(C): 0.02~0.07%
탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.02% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 만일 그 함량이 0.07%를 초과하게 되면 후술하는 관계식 1을 만족하기 어려울 뿐만 아니라 용접성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.02~0.07%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.023%인 것이 보다 바람직하고, 0.025%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.030%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.067%인 것이 보다 바람직하고, 0.065%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.060%인 것이 가장 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~0.5%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 위와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간 압연 시 스케일이 과다하게 생성될 뿐만 아니라 최종 제품의 용접성이 열화되므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.20%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.40%인 것이 가장 바람직하다.
망간(Mn): 0.2~0.7%
망간(Mn)은 페라이트 생성을 억제하고, Ar3 온도를 낮춤으로써 소입성을 효과적으로 상승시켜 강의 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다. 위와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.2% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mn 함량이 0.7%를 초과하게 되면 용접성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.7% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.30%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 0.68%인 것이 보다 바람직하고, 0.63%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.60%인 것이 가장 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하(0은 제외)
인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이면서, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.02% 이하(0은 제외)
황(S)은 강 중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외)
알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 용강 중에 산소 함량을 낮추는데 효과적인 원소이다. 다만, 상기 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. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.07% 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 Al 함량은 0.06% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 가장 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.5%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접성이 열위하며 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.20%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.40%인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 고온에서 미세한 탄화물(Mo 2C)을 형성시킴으로써 고온강도를 확보하는데 매우 유용한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mo을 0.3% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mo의 경우 다소 고가의 원소로서 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.3~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 더 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. 따라서, 상기 V의 함량은 0.05%이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 V 함량은 0.045% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.035% 이하인 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. 따라서, 상기 B의 함량은 50ppm 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 B 함량은 40ppm 이하인 것이 보다 바람직하고, 35ppm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm 이하인 것이 가장 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~0.5%
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 Ni을 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, Ni은 고가의 원소로 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.01~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4%인 것이 가장 바람직하다.
구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외)
구리(Cu)는 고용강화로 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ni와 함께 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 다만, 이러한 Cu의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간압연 전 고온 가열 시 슬라브의 표면결함을 발생시키며, 열간가공성을 저해하는 문제가 있으므로, 상기 Cu를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.5% 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3% 이하인 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 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량은 0.019% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.018% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017% 이하인 것이 가장 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도의 증가 및 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데에 유효하다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되며, 이는 취성파괴의 기점이 되어 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량은 0.045% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.04% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03% 이하인 것이 가장 바람직하다.
칼슘(Ca): 2~100ppm
칼슘(Ca)은 S과의 결합력이 우수하여 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 상기 Ca을 2ppm 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 100ppm을 초과하게 되면 제강조업시 노즐 막힘 등을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ca의 함량을 2~100ppm으로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 2.5ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 80ppm인 것이 보다 바람직하고, 60ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 40ppm인 것이 가장 바람직하다.
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.
아울러, 본 발명의 강재는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 기존 주철재 대비 표면경도를 높임으로써 브레이크 디스크의 두께를 감소시켜 결과적으로 경량화 효과를 확보하기 위한 것이다. 하기 관계식 1의 값이 260 미만인 경우에는 기존 주철재 대비 경도 증가 정도가 미미하여 두께 감소(경량화) 효과가 적은 단점이 있으며, 340을 초과하는 경우에는 과도하게 높은 경도로 인해 제동시 브레이크 패드와의 마찰력이 지나치게 커져 패드의 사용 수명이 짧아지는 단점이 있다. 따라서, 하기 관계식 1의 값은 260~340의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1의 값의 하한은 265인 것이 보다 바람직하고, 270인 것이 보다 더 바람직하며, 275인 것이 가장 바람직하다. 하기 관계식 1의 값의 상한은 335인 것이 보다 바람직하고, 330인 것이 보다 더 바람직하며, 325인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340
(단, 상기 관계식 1의 [C]는 중량%임.)
또한, 본 발명의 강재는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2는 우수한 경도와 고온 강도를 동시에 확보하기 위한 것이다. 하기 관계식 2의 값이 0.250을 초과하게 되면 표면경도가 본 발명의 목표 수준인 260~340HB를 확보한다고 하더라도 차량의 브레이크 시스템이 작동하는 고온 환경 하에서 소재의 강도가 현저히 낮아지게 되어 결과적으로 충분한 제동 성능을 보증할 수 없게 된다. 따라서, 하기 관계식 2의 값은 0.250 이하인 것이 바람직하다. 하기 관계식 2의 값은 0.230이하인 것이 보다 바람직하고, 0.200 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.150 이하인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250
(단, 상기 관계식 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)
더하여, 본 발명의 강재는 마르텐사이트를 주조직으로 포함하는 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명의 강재는 우수한 경도를 확보할 수 있다. 상기 마르텐사이트 조직의 분율은 이론적으로는 100%인 것이 가장 바람직하나, 제조 조업시 불가피하게 베이나이트 조직이 형성될 수 있으며, 본 발명에서는 상기 베이나이트 조직의 분율 상한을 10%로 제어한다. 즉, 본 발명의 미세조직은 면적%로, 90% 이상의 마르텐사이트와 10% 이하의 베이나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 만일, 상기 마르텐사이트의 분율이 90면적% 미만이면 목표 수준의 경도의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 상기 마르텐사이트의 분율은 92면적% 이상인 것이 보다 바람직하고, 95면적% 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율은 8면적% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5면적%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 브리넬 경도가 260~340HB일 수 있다. 상기 브리넬 경도가 260 미만인 경우에는 기존 주철재 대비 경도 증가 정도가 미미하여 두께 감소(경량화) 효과가 적은 단점이 있으며, 340을 초과하는 경우에는 과도하게 높은 경도로 인해 제동시 브레이크 패드와의 마찰력이 지나치게 커져 패드의 사용 수명이 짧아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 브리넬 경도는 260~340HB의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 브리넬 경도의 하한은 265HB인 것이 보다 바람직하고, 270HB인 것이 보다 더 바람직하며, 275HB인 것이 가장 바람직하다. 하기 브리넬 경도의 상한은 335HB인 것이 보다 바람직하고, 330HB인 것이 보다 더 바람직하며, 325HB인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명의 강재는 600℃에서의 항복강도가 300MPa 이상일 수 있으며, 이와 같이 고온에서의 우수한 강도 확보를 통해 브레이크 디스크에 적용될 경우, 경량화에 기여하며, 제품 수명을 증가시킬 수 있다.
상기와 같이 우수한 경도 및 고온 항복강도를 갖는 본 발명의 강재는 기존 주물재 대비 중량이 10% 이상 가벼우면서도 내마모성은 20% 이상 향상됨과 동시에 우수한 내열성을 갖는 효과를 발휘한다.
더하여, 본 발명의 강재는 20mm 이하의 두께를 가질 수 있으며, 이를 통해 기존 주철재 대비 우수한 경량화 효과를 발휘할 수 있다.
이하, 본 발명의 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1050℃ 미만이면 Nb 등의 재고용이 충분하지 못하며, 반면 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 1065℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 상한은 1220℃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 약압하됨으로써 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 1045℃인 것이 보다 바람직하고, 1040℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1035℃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 공냉 중에도 상대적으로 빠른 냉각속도로 인해 베이나이트가 과다하게 생성될 우려가 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, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분(t: 판 두께(mm)) 이상으로 재가열한다. 상기 재가열은 페라이트와 펄라이트로 구성된 열연강판을 오스테나이트 단상으로 역변태시키기 위한 것으로, 상기 재가열 온도가 880℃ 미만이면 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 못하여 조대한 연질 페라이트가 혼재하게 됨으로써 최종 제품의 경도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 930℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 대량 생산 시 열효율 측면에서 불리한 면이 있다. 따라서, 상기 재가열온도는 880~930℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도의 하한은 885℃인 것이 보다 바람직하고, 890℃인 것이 보다 더 바람직하며, 895℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열온도의 상한은 925℃인 것이 보다 바람직하고, 920℃인 것이 보다 더 바람직하며, 915℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 재가열시 재로시간이 1.3t+10분(t: 판 두께(mm)) 미만이면 오스테나이트화가 충분히 일어나지 못하여 후속하는 급속냉각에 의한 상변태 즉, 마르텐사이트 조직을 충분히 얻을 수 없게 된다. 따라서, 상기 재가열시 재로시간은 1.3t+10분(t: 판 두께(mm)) 이상인 것이 바람직하다. 상기 재가열시 재로시간은 1.3t+12분(t: 판 두께(mm)) 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+13분(t: 판 두께(mm)) 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+15분(t: 판 두께(mm)) 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 재가열 시 재로시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 재가열 시 재로시간이 1.3t+60분(t: 판 두께(mm))을 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 상대적으로 생산성이 떨어지는 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 재가열 시 재로시간은 1.3t+60분(t: 판 두께(mm)) 이하인 것이 바람직하다. 상기 재가열 시 재로시간은 1.3t+50분(t: 판 두께(mm)) 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+40분(t: 판 두께(mm)) 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+30분(t: 판 두께(mm)) 이하인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 열연강판을 판 두께 중심부(예컨대 1/2t 지점(t: 판 두께(mm))를 기준으로 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각한다. 이 때, 상기 냉각은 수냉을 통한 급속냉각인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 150℃를 초과하게 되면 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 따라서, 상기 냉각은 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도는 12℃/s 이상인 것이 보다 바람직하고, 15℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 20℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도는 빠르면 빠를수록 본 발명에서 얻고자 하는 미세조직 형성에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 냉각 속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다. 상기 냉각종료온도는 125℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 100℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 50℃ 이하인 것이 가장 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-급냉을 실시하여 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 4에 나타내었다. 한편, 종래예의 경우에는 용탕을 틀(die)에 부은 뒤 약 1℃/s의 냉각속도로 냉각시킴으로써 제조하였다.
이때, 상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 두께 중심인 1/2t 위치에서 관찰하였다.
경도 및 고온강도는 각각 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구) 및 고온 인장시험기를 이용하여 측정하였다. 이 때, 경도는 판 표면을 2mm 밀링 가공한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다. 또한, 고온 인장시험 값은 전용 챔버(chamber)를 사용하여 인장시편을 장착한 후 600℃까지 분당 10℃로 승온시킨 후 5분간 유지한 상태에서 2회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ni Mo
비교강1 0.123 0.35 1.42 0.011 0.002 0.03 0.51 0.04 0.25
비교강2 0.017 0.15 0.9 0.015 0.003 0.03 0.02 0.01 0.12
비교강3 0.056 0.25 0.65 0.012 0.001 0.02 0.32 0.72 0.01
발명강1 0.068 0.32 0.46 0.011 0.002 0.02 0.23 0.01 0.53
발명강2 0.023 0.28 0.60 0.012 0.001 0.03 0.45 0.37 0.41
발명강3 0.048 0.31 0.53 0.009 0.003 0.02 0.16 0.01 0.69
종래강 3.105 1.65 1.32 0.096 0.095 - - - -
구분 합금조성(중량%) 관계식 1 관계식 2
B Cu Ti Nb V Ca
비교강1 0.0017 0.01 0.018 0.005 0.05 0.0005 389.5 0.492
비교강2 0.0002 0.01 0.001 0.001 0.01 0.0002 246.0 0.142
비교강3 0.0020 0.21 0.017 0.015 0.01 0.0009 298.8 5.600
발명강1 0.0013 0.03 0.020 0.013 0.02 0.0004 315.1 0.128
발명강2 0.0015 0.02 0.016 0.014 0.01 0.0006 254.1 0.056
발명강3 0.0018 0.02 0.012 0.012 0.04 0.0007 288.0 0.070
종래강 - - - - - - 5161.8 -
[관계식 1] 1589×[C]+228[관계식 2] [C]/[Mo]
구분 강종No. 슬라브가열온도(℃) 조압연온도(℃) 마무리열간압연온도(℃) 재가열온도(℃) 재가열재로시간(분) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃) 두께(mm)
비교예1 비교강1 1165 1023 871 911 36 57 28 12
비교예2 1157 1035 890 910 35 48 113 15
비교예3 1158 1034 915 921 45 47 23 20
비교예4 비교강2 1126 1043 923 906 43 49 22 20
비교예5 1134 1010 872 916 32 53 25 15
비교예6 1145 989 886 915 35 56 43 15
비교예7 비교강3 1146 1041 864 920 27 65 27 10
비교예8 1154 1032 920 924 43 61 211 15
비교예9 1160 1060 938 927 51 58 32 20
발명예1 발명강1 1154 1021 911 916 41 55 23 16
비교예10 1150 1027 899 867 70 58 29 16
발명예2 1129 1034 823 921 38 51 22 20
비교예11 발명강2 1141 1030 884 909 16 60 44 12
발명예3 1124 1016 901 911 37 55 21 15
발명예4 1135 1021 917 906 43 57 20 16
발명예5 발명강3 1146 1024 879 910 32 59 38 12
발명예6 1151 1036 932 908 50 47 30 15
비교예12 1121 1029 928 912 37 56 336 15
종래예 종래강 - - - - - - - -
구분 미세조직(면적%) 표면경도(HB) 항복강도(MPa, @600℃)
M 기타
비교예1 99 B: 1 401 247
비교예2 96 B: 4 387 232
비교예3 98 B: 2 405 252
비교예4 98 B: 2 223 121
비교예5 99 B: 1 245 109
비교예6 99 B: 1 239 114
비교예7 99 B: 1 302 126
비교예8 84 B: 16 229 113
비교예9 97 B: 3 295 120
발명예1 98 B: 2 305 331
비교예10 67 B: 25, AF: 8 234 348
발명예2 99 B: 1 311 347
비교예11 87 B: 11, AF: 2 221 321
발명예3 98 B: 2 260 319
발명예4 97 B: 3 252 330
발명예5 99 B: 1 285 402
발명예6 99 B: 1 292 375
비교예12 76 B: 24 208 363
종래예 - P:100 204 160
M: 마르텐사이트, B: 베이나이트, AF: 애시큘러 페라이트, P: 펄라이트
상기 표 1 내지 4에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 및 2, 그리고 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명의 미세조직 분율을 만족함은 물론, 우수한 경도와 고온 항복강도를 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 제조조건을 대부분 만족하나 합금조성, 관계식 1 또는 관계식 2를 만족하지 않는 비교예 1 내지 9의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 경도와 고온 항복강도 수준에 미치지 못하고 있음을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 및 2는 만족하나, 제조조건 중 재가열 온도를 만족하지 않는 비교예 10의 경우에는 본 발명이 제안하는 미세조직 종류 및 분율을 확보하지 못하였으며, 표면 경도 또한 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 및 2는 만족하나, 제조조건 중 재가열 재로시간을 만족하지 않는 비교예 11의 경우에는 본 발명이 제안하는 미세조직 종류 및 분율을 확보하지 못하였으며, 표면 경도 또한 낮은 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 및 2는 만족하나, 제조조건 중 냉각속도를 만족하지 않는 비교예 12의 경우에는 본 발명이 제안하는 마르텐사이트 분율을 확보하지 못하였으며, 이로 인해 표면 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
한편, 종래의 주철재인 종래예의 경우에는 펄라이트 조직을 가지고, 표면경도가 204HB이며, 600℃에서의 항복강도가 160MPa로, 발명예들에 비하여 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.2~0.7%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 바나듐(V): 0.05%이하(0은 제외), 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 칼슘(Ca): 2~100ppm을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 관계식 1 및 2를 만족하고,
    미세조직은 면적%로, 90% 이상의 마르텐사이트와 10% 이하의 베이나이트를 포함하는 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재.
    [관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340
    [관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250
    (단, 상기 관계식 1 및 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 브리넬 경도가 260~340HB인 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 600℃에서의 항복강도가 300MPa 이상인 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.2~0.7%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 바나듐(V): 0.05%이하(0은 제외), 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외), 칼슘(Ca): 2~100ppm을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
    상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 880~930℃의 온도범위에서 재로시간 1.3t+10분(t: 판 두께(mm)) 이상으로 재가열하는 단계; 및
    상기 재가열된 열연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재의 제조방법.
    [관계식 1] 260 ≤ 1589×[C]+228 ≤ 340
    [관계식 2] [C]/[Mo] ≤ 0.250
    (단, 상기 관계식 1 및 2의 [C] 및 [Mo]는 중량%임.)
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