WO2021125763A1 - 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

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조남영
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant steel material in which cracks do not occur even after cutting by gas or the like, and a method for manufacturing the same.
  • wear-resistant steel In the case of construction machines and industrial machines used in many industrial fields such as construction, civil engineering, mining industry, and cement industry, it is necessary to apply a material that exhibits abrasion resistance characteristics as wear due to friction occurs severely during work. In general, the wear resistance and hardness of a thick steel plate are correlated with each other, so it is necessary to increase the hardness in a thick steel plate concerned about wear, and such a thick steel plate is usually called wear-resistant steel.
  • Wear-resistant steel with high hardness is generally manufactured by hot rolling, reheating to a temperature of Ac3 or higher, and then quenching.
  • the wear-resistant steel manufactured through this process has a microstructure called martensite, which is a unique feature of steel that can be obtained through phase transformation.
  • martensite is a unique feature of steel that can be obtained through phase transformation.
  • wear-resistant steel having such martensite as the main structure it contains a large amount of carbon and alloying elements inside, so there is a problem in that the actual material is cut into a desired size or shape and cracks occur easily.
  • Patent Document 1 Korean Patent Application No. 10-2015-0179009
  • One embodiment of the present invention is to provide a wear-resistant steel material having high hardness and excellent cut crack resistance and a method for manufacturing the same.
  • the microstructure is an area fraction, including 90% or more tempered martensite, 10% or less bainite and 2% or less martensite, and a Brinell hardness in the range of 360 to 440 HB, abrasion resistance provide steel.
  • It provides a method for manufacturing abrasion-resistant steel, comprising the step of heat-treating the cooled steel sheet at a temperature of 450 ⁇ 650 °C for 15 minutes or more.
  • One aspect of the present invention is
  • carbon (C) 0.25 to 0.50%, silicon (Si): 0.15 to 0.5%, manganese (Mn): 0.6 to 1.6%, phosphorus (P): 0.05% or less (excluding 0), sulfur ( S): 0.02% or less (excluding 0), Aluminum (Al): 0.07% or less (excluding 0), Chromium (Cr): 0.1 to 1.5%, Molybdenum (Mo): 0.1 to 0.8%, Niobium (Nb) : 0.08% or less (excluding 0), vanadium (V): 0.05 to 0.5%, boron (B): 50 ppm or less (excluding 0), in addition, titanium (Ti): 0.02% or less (excluding 0) ), Nickel (Ni): 0.5% or less (excluding 0), Copper (Cu): 0.5% or less (excluding 0), and Calcium (Ca): 2 to 100ppm or less selected from the group consisting of 2 to 100ppm , the balance Fe and other una
  • the microstructure is an area fraction, including 90% or more tempered martensite, 10% or less bainite and 2% or less martensite, and a Brinell hardness in the range of 360 to 440 HB, abrasion resistance provide steel.
  • Carbon (C) is effective for increasing hardness in steel having martensite as a main structure and is an effective element for improving hardenability.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.26%, even more preferably 0.28%, and most preferably 0.29%.
  • 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 strength improvement due to deoxidation and solid solution strengthening. In order to effectively obtain the above effects, it is preferable to add 0.15% or more. However, if the content exceeds 0.5%, scale may be excessively generated during hot rolling, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Si to 0.15 to 0.5%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.16%, even more preferably 0.18%, and most preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.48%, even more preferably 0.46%, and most preferably 0.45%.
  • Manganese (Mn) is an element that improves the strength and toughness of steel by suppressing the formation of ferrite and effectively increasing the hardenability by lowering the Ar3 temperature. In order to effectively obtain the above effects, it is preferable to add 0.6% or more. However, when the Mn content exceeds 1.6%, there is a problem in that MnS segregation zones are easily formed in the center of the thickness, and thus cracks are easily generated. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Mn content to 1.6% or less.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.63%, even more preferably 0.65%, and most preferably 0.70%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.58%, even more preferably 1.55%, and most preferably 1.50%.
  • Phosphorus (P) is an element that is unavoidably contained in steel and inhibits the toughness of steel. Therefore, it is preferable to control the P content to be as low as possible to 0.05% or less, and more preferably, the upper limit of the P content may be 0.03%, and most preferably 0.015%. However, in consideration of the unavoidably contained level, 0% may be excluded as the P content, or the lower limit of the P content may be 0.001%.
  • S Sulfur
  • S is an element that inhibits the toughness of steel by forming MnS inclusions in the steel. Therefore, it is preferable to control the S content to 0.02% or less by lowering the S content as much as possible, and more preferably, the upper limit of the S content may be 0.009%. However, in consideration of the unavoidably contained level, 0% may be excluded as the S content, or the lower limit of the S content may be 0.0005%.
  • Aluminum (Al) is an effective element for lowering the oxygen content in molten steel as a deoxidizer of steel.
  • 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 Al content to 0.07% or less, more preferably, the upper limit of the Al content may be 0.06%, and even more preferably, the upper limit of the Al content may be 0.05%, , most preferably the upper limit of the Al content may be 0.04%.
  • 0% may be excluded as the Al content in consideration of the increase in load and manufacturing cost during the steelmaking process, or the lower limit of the Al content may be 0.005%.
  • Chromium (Cr) increases the strength of steel by increasing hardenability, and is an element advantageous for 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 1.4%, even more preferably 1.3%, and most preferably 1.2%.
  • Molybdenum (Mo) is a very useful element to increase the hardenability of steel, and to secure strength at a high temperature of 500 °C or more by forming fine carbide (Mo 2 C) at high temperature.
  • Mo Mo
  • the Mo content may be more preferably 0.2% or more, and even more preferably 0.3%.
  • the Mo content may be more preferably 0.7% or less, and even more preferably 0.63%.
  • Niobium (Nb) is dissolved in austenite to increase the hardenability of austenite, to form carbonitrides such as Nb (C,N) at high temperature to increase the strength of steel and inhibit austenite grain growth.
  • Nb Niobium
  • C,N carbonitrides
  • the Nb content may be more preferably 0.07% or less, even more preferably 0.06% or less, and most preferably 0.05% or less.
  • the Nb content may exclude 0% (ie, more than 0%). However, more preferably, the Nb content may be 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and most preferably 0.01% or more.
  • V Vanadium (V): 0.05-0.5%
  • Vanadium (V) is an element advantageous for inhibiting the growth of austenite grains and securing strength by improving hardenability of steel by forming VC carbide upon reheating after hot rolling. In order to sufficiently obtain the above-described effects, it is preferable to add V in an amount of 0.05% or more. However, in the case of V, as a rather expensive element, when the content exceeds 0.5%, there is a problem in that the manufacturing cost increases. Therefore, in the present invention, when V is added, it is preferable to control the content to 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Mo content is more preferably 0.06%, even more preferably 0.07%, most preferably 0.08%. The upper limit of the V content is more preferably 0.4% or less, even more preferably 0.35% or less, and most preferably 0.3% or less.
  • B Boron
  • B is an element effective in improving the strength by effectively increasing the hardenability of steel even with a small amount of addition. Since B exhibits the above-described effect even with a small amount of addition, 0% as the B content may be excluded (ie, more than 0%), and more preferably, the lower limit of the B content may be 0.0005%. However, if the B content is excessive, there is a problem in that the toughness and weldability of the steel are rather impaired, so it is preferable to control the content to 50 ppm or less (0.005% or less). Therefore, 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.
  • the wear-resistant steel material according to an aspect of the present invention may further include one or more elements additionally selected from among the following elements in addition to the above elements.
  • Titanium (Ti) is an element that maximizes the effect of B, which is an effective element for improving hardenability of steel. Specifically, Ti is combined with nitrogen (N) to form TiN precipitates to suppress the formation of BN, thereby increasing solid solution B, thereby maximizing quenchability improvement.
  • N nitrogen
  • 0% may be excluded as the Ti content, and more preferably, the lower limit of the Ti content may be 0.005%.
  • the content of Ti exceeds 0.02%, there is a problem in that the toughness of the steel is inferior due to the formation of coarse TiN precipitates. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Ti to 0.02% or less. Alternatively, more preferably, the Ti content may be 0.017% or less, more preferably 0.015%, most preferably 0.012%.
  • Nickel (Ni) is generally an effective element for improving toughness as well as strength of steel. Therefore, 0% may be excluded as the Ni content in order to secure the above-described effect, and more preferably, the lower limit of the Ni content may be 0.01%. However, Ni is an expensive element, and when its content exceeds 0.5%, it causes an increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the upper limit of Ni is preferably controlled to 0.5%, more preferably the Ni content may be 0.47% or less, even more preferably 0.45% or less, most preferably 0.42% may be below.
  • 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 together with Ni.
  • 0% may be excluded as the Cu content, and more preferably, the lower limit of the Cu content may be 0.01%.
  • the upper limit of the Cu content may be more preferably 0.4%, even more preferably 0.35%, most preferably 0.3%.
  • Calcium (Ca) has an effect of suppressing the generation of MnS segregated in the center of the thickness of the steel material by generating CaS due to its excellent bonding strength with S. As a result, Ca addition reduces the mechanical anisotropy of the material.
  • 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 80 ppm, even more preferably 60 ppm, and most preferably 40 ppm.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel material satisfies the following relational expression (1).
  • the steel material according to the present invention contains V, Nb and Mo as essential components, and if any one of these components is not included, the desired effect of the present invention cannot be obtained.
  • the composition of the steel according to the present invention satisfies the following relational expression 1, the effect of excellent cut crack resistance desired in the present invention can be exhibited.
  • the value of ([V] ⁇ [Nb])/[Mo] defined in the following relation 1 is It may be 0.008 or more and 0.025 or less.
  • the following relation 1 is a value obtained empirically, a unit may not be separately determined, and it is sufficient if each unit (ie, weight %) of the following [V], [Nb] and [Mo] is satisfied in the present specification.
  • the microstructure of the steel includes tempered martensite as a main structure (that is, 50% or more of tempered martensite in area%, and more preferably 90% or more of tempered martensite ) is preferable.
  • tempered martensite as a main structure (that is, 50% or more of tempered martensite in area%, and more preferably 90% or more of tempered martensite ) is preferable.
  • the steel of the present invention can secure high hardness and, at the same time, cut-crack resistance that does not cause cracks after cutting by gas or the like, and, in particular, high hardness and excellent cutting even in thick steel materials of 60 mm or more Crack resistance can be ensured.
  • the tempering process has not been performed because cut cracks are relatively less likely to occur in wear-resistant steel with a thin thickness.
  • the thickness of such wear-resistant steel becomes thicker than 60 mm, the occurrence of cut cracks occurs more easily.
  • thick steel materials having a thickness of 60 mm or more the effect of excellent hardness and cut crack resistance without pre-heating or post-heating work is obtained. There was no compatibility. Accordingly, the present inventors have completed the present invention by finding that excellent hardness and cut crack resistance can be secured even in thick steel materials with a thick thickness by controlling the microstructure while satisfying the alloy composition described above.
  • the bainite structure of the Control the upper fraction limit to 10%. That is, the microstructure of the present invention preferably includes 90% or more tempered martensite, 10% or less bainite, and 2% or less martensite as an area fraction.
  • the fraction of tempered martensite is less than 90 area%, there is a problem in that it is difficult to sufficiently secure crack resistance after gas cutting, and the lower limit of the tempered martensite fraction is more preferably 92 area% or more, 95 area % or more is even more preferable.
  • the fraction of bainite is more preferably 8 area% or less, and even more preferably 5 area% or less.
  • the tempered martensite structure is an area fraction, more preferably 90% or more and 98% or less, and the bainite structure is preferably 2% or more and 10% or less.
  • the steel material includes 90% or more tempered martensite and 10% or less bainite as an area% as a microstructure, and further includes the remainder martensite as other phases.
  • the steel material as a microstructure in area%, tempered martensite 90% or more and 98% or less, bainite 2% or more and 10% or less, and martensite 2% or less (0 % included).
  • the steel of the present invention may include fine carbides, and these fine carbides can improve the strength of steel and hydrogen embrittlement resistance at the same time.
  • hydrogen introduced into the material through gas cutting causes delayed fracture, which usually goes through a certain incubation period of 24 to 48 hours, and fine carbide increases resistance to such delayed fracture.
  • the fine carbides directly or indirectly act as a trapping site for hydrogen, and carbides such as Nb, Ti, V, and Mo exhibit hydrogen embrittlement resistance in steels having tempered martensite as a matrix structure.
  • carbides such as Nb, Ti, V, and Mo exhibit hydrogen embrittlement resistance in steels having tempered martensite as a matrix structure.
  • the size of the above-described fine carbide has a size of several to several tens of nm, and the size is slightly different depending on the added element.
  • the fine carbide it is preferable to have a Nb, V series fine carbide.
  • the Brinell hardness of the wear-resistant steel is to have a grade of about 360 to 440HB, and by meeting the Brinell hardness range of 360 to 440HB, which is the desired hardness range as a wear-resistant steel, it is intended in the present invention. It is possible to obtain a steel material in which the effects of excellent hardness and crack resistance are compatible.
  • Another embodiment of the present invention heating the steel slab having the above-described alloy composition in a temperature range of 1050 ⁇ 1250 °C;
  • It provides a method for manufacturing abrasion-resistant steel, comprising the step of heat-treating the cooled steel sheet at a temperature of 450 ⁇ 650 °C for 15 minutes or more.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably in the range of 1050 ⁇ 1250 °C.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel slab is more preferably 1065 °C, even more preferably 1080 °C, 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, 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 of the rough rolling is less than 950° C., the rolling load is increased and the pressure is relatively weak, so that the deformation is not sufficiently transmitted to the center in the thickness direction of the slab, and there is a fear that defects such as voids may not be removed.
  • the temperature exceeds 1050° C. the grains grow after recrystallization occurs at the same time as rolling, and there is a risk that the initial austenite grains become too coarse. Therefore, in the present invention, the rough rolling temperature is preferably 950 ⁇ 1050 °C.
  • the lower limit of the rough rolling temperature is more preferably 960°C, even more preferably 970°C, and most preferably 980°C.
  • the upper limit of the rough rolling temperature is more preferably 1045°C, even more preferably 1040°C, and most preferably 1035°C.
  • the rough-rolled bar is hot-rolled in a temperature range of 850 to 950° C. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the 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 if the hot rolling temperature exceeds 950 °C, bainite is excessive due to a relatively fast cooling rate even during air cooling there is a risk of being created. Therefore, in the present invention, the hot rolling temperature is preferably 850 ⁇ 950 °C.
  • the lower limit of the hot rolling temperature is more preferably 860°C, even more preferably 870°C, and most preferably 880°C.
  • the upper limit of the hot rolling temperature is more preferably 940°C, even more preferably 930°C, and most preferably 920°C.
  • the method may further include air-cooling the hot-rolled steel sheet obtained from the hot rolling. Subsequently, based on the surface temperature of the hot-rolled steel sheet, it may include reheating to a temperature of Ac+30° C. or higher (more preferably, in the range of 890 to 920° C.). At this time, the reheating time may be in the range of 100 to 160 minutes (more preferably, 106 to 151 minutes).
  • the cooling start temperature of Ac3+30°C or higher at the cooling start temperature of Ac3+30°C or higher, at an average cooling rate of 3°C/s or more (preferably 3-20°C) until the cooling end temperature of Ms-50°C or less /s, more preferably 3.2 to 10.1 °C/s) is cooled.
  • the cooling is rapid cooling using water of 30° C. or less.
  • the cooling is preferably performed to Ms-50°C or less at an average cooling rate of 3°C/s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, and a person skilled in the art may appropriately set it in consideration of the equipment limit.
  • the cooling end temperature is Ms-80°C or less (more preferably Ms-100°C or less, most preferably Ms -150° C. or less).
  • the hot-rolled steel sheet subjected to the rapid cooling heat treatment is subjected to subsequent heat treatment at 450 to 650° C. in order to secure the final target hardness and cut crack resistance. That is, through the subsequent heat treatment, usually referred to as tempering, it is possible to secure a target hardness of 360 to 440 HB.
  • the hot-rolled steel sheet rapidly cooled before the subsequent heat treatment exceeds the upper hardness limit value of 440HB targeted in the present invention due to the high carbon content, and cutting crack resistance cannot be secured either. Therefore, in the present invention, by reducing the dislocation density inside the material through the tempering heat treatment, the hardness is lowered, and also by precipitating fine carbides of alloying elements such as Nb and V added in trace amounts, it is possible to secure cut crack resistance.
  • the subsequent heat treatment is preferably carried out at 450 ⁇ 650 °C.
  • the subsequent heat treatment temperature is more preferably 460°C or higher for fine carbide precipitation, more preferably 480°C or higher, and most preferably 489°C or higher.
  • the subsequent heat treatment temperature is more preferably 640 °C or lower, even more preferably 620 °C or lower, and most preferably 600 °C or lower.
  • the reheating time during the subsequent heat treatment is 15 minutes or more. If the ash time is less than 15 minutes, the temperature does not rise sufficiently to the center considering the thickness of the material, so the effect of reducing dislocation density and fine carbide precipitation is insufficient. become unsatisfied
  • the time for the subsequent heat treatment is 15 to 50 minutes.
  • the reheating time is more preferably 16 minutes or longer, even more preferably 17 minutes or longer, and most preferably 19 minutes or longer.
  • the reheating time is more preferably 48 minutes or less, still more preferably 45 minutes or less, and most preferably 41 minutes or less.
  • the microstructure was observed at the 1/2t position, the center of thickness, using an optical microscope and an electron scanning microscope after a mirror surface was prepared by cutting a specimen to an arbitrary size and then etched using a nital etchant.
  • the hardness was measured using a Brinell hardness tester (load 3000 kgf, 10 mm tungsten indentation hole), and the average value of the three measurements after sufficiently removing the decarburized layer by milling the plate surface in the thickness direction by 2 mm was used.
  • the occurrence of cut cracks is determined by preparing a hot-rolled steel sheet having the alloy composition shown in Tables 1 and 2 and having the thickness shown in Table 3 below, and then, in the non-preheating (no preheating) condition, a normal gas using oxygen gas. After cutting, the cut material was left at room temperature for 48 hours. This is to check whether delayed destruction, which is not observed immediately after cutting, occurs due to hydrogen flowing into the cutting part during cutting. The presence or absence of cutting cracks was evaluated by first checking the cut surface with the naked eye and then reconfirming the microcracks through an optical microscope, and the results are shown in Table 4.

Abstract

본 발명은 가스 등의 방법으로 절단한 후에도 균열이 발생하지 않는 내마모 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 가스 등의 방법으로 절단한 후에도 균열이 발생하지 않는 내마모 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
건설, 토목, 광산업, 시멘트 산업 등 많은 산업분야에 사용되는 건설기계, 산업기계들의 경우 작업시 마찰에 의한 마모가 심하게 발생됨에 따라 내마모의 특성을 나타내는 소재의 적용이 필요하다. 일반적으로, 후강판의 내마모성과 경도는 서로 상관이 있어, 마모가 염려되는 후강판에서는 경도를 높일 필요가 있으며 통상 이러한 후강판을 내마모강이라 부른다.
경도가 높은 내마모강은 일반적으로 열간압연 후 Ac3 이상의 온도로 재가열 후 급냉하는 방식으로 제조된다. 이러한 과정을 거쳐 제조된 내마모강은 마르텐사이트라는 미세조직을 갖게 되며, 이는 상변태를 통해 얻을 수 있는 철강 고유의 특징이다. 이러한 마르텐사이트를 주 조직으로 갖는 내마모강의 경우 내부에 다량의 탄소와 합금원소를 함유하고 있어 실제 소재를 원하는 크기나 모양으로 절단하고서 균열이 잘 일어난다는 문제가 있다.
절단 후 발생되는 균열은 절단 시 소재 내부에 침투한 수소에 기인한 것이며, 이러한 수소취성에 대한 저항성을 높여야만 소재의 신뢰성 확보가 가능하다. 이를 위해 통상적으로 절단 전 두께에 따라 다소 차이가 나지만 100℃이상으로 소재를 예열하는 작업이 반드시 필요하다. 하지만, 이렇게 소재를 예열하기 위해서는 상당 시간이 소요되며 균일한 온도를 확보 및 유지하는 것이 매우 어렵다. 그 밖에,절단 균열을 방지하기 위해 절단면에 예열과 유사하게 후열 작업을 실시하기도 하지만 작업성 측면에서는 효율적이지 못하다.
(특허문헌 1) 대한민국 특허출원 10-2015-0179009호
본 발명의 일 실시형태는, 경도가 높으면서도 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 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): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재를 제공한다.
[관계식 1]
([V]×[Nb])/[Mo]≥ 6×10 -3
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [V]는 강재 내 V의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Nb]은 강재 내 Nb의 평균 중량% 함량을 나타내며, 상기 [Mo]는 강재 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 전술한 합금 조성을 갖는 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 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ms-50℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 평균 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 450~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태에 의하면, 경도가 높으면서도 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명의 다른 실시형태에 의하면, 두께 60mm 이상의 후물 강재에 대해서도 고경도 및 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 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): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재를 제공한다.
[관계식 1]
(V×Nb)/Mo≥ 6×10 -3
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [V]는 강재 내 V의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Nb]은 강재 내 Nb의 평균 중량% 함량을 나타내며, 상기 [Mo]는 강재 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
이하에서는 본 발명에서 제공하는 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재의 합금조성을 전술한 바와 같이 한정하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한, 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한다.
탄소(C): 0.25~0.50%
탄소(C)는 마르텐사이트를 주 조직으로 갖는 강에서 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.25% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 만일 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 후판 제조 공정 중, 재가열 단계에서 슬라브가열로 내에서 파단되는 위험성이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.25~0.50%로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 C 함량의 하한은 0.26%인 것이 보다 바람직하고, 0.28%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.29%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): 0.15~0.5%
실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 상기와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.15% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간 압연 시 스케일이 과다하게 생성될 수 있어 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.15~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.16%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.20%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.46%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%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. 위와 같은 효과를 유효하게 얻기 위해서는 0.6% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mn 함량이 1.6%를 초과하게 되면 두께 중심부에 MnS 편석대가 생기기 쉽고 이로 인해 크랙이 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.6% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.63%인 것이 보다 바람직하고, 0.65%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.70%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.58%인 것이 보다 바람직하고, 1.55%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.50%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 바람직하고, 보다 바람직하게는 상기 P 함량의 상한은 0.03%일 수 있고, 가장 바람직하게는 0.015%일 수 있다. 다만, 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 상기 P 함량으로서 0%는 제외할 수 있고, 혹은 상기 P 함량의 하한은 0.001%일 수 있다.
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 바람직하고, 보다 바람직하게는 상기 S 함량의 상한은 0.009%일 수 있다. 다만, 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 상기 S 함량으로서 0%는 제외할 수 있고, 혹은 상기 S 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다.
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 바람직하고, 보다 바람직하게 상기 Al 함량의 상한은 0.06%일 수 있고, 보다 더 바람직하게 상기 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있으며, 가장 바람직하게 상기 Al 함량의 상한은 0.04%일 수 있다. 다만, 제강 공정 시 부하, 제조비용의 상승 등을 고려하여 Al 함량으로서 0%는 제외할 수 있고, 혹은 상기 Al 함량의 하한은 0.005%일 수 있다.
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 경화능이 과도하게 커지게 되어 연주(Casting)중 주편 표면에 크랙이 발생할 확률이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~1.5%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 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.1~0.8%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 고온에서 미세한 탄화물(Mo 2C)을 형성시킴으로써 500℃ 이상의 고온에서 강도를 확보하는데 매우 유용한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mo을 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mo의 경우 다소 고가의 원소로서 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.1~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Mo 함량은 보다 바람직하게는 0.2% 이상일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 0.3%이 수 있다. 또한, 상기 Mo 함량은 보다 바람직하게 0.7% 이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게 0.63%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 고온에서 Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도를 증가시키며 및 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.08%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되며, 이는 취성파괴의 기점이 되어 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.08% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Nb 함량은 보다 바람직하게 0.07% 이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게 0.06% 이하일 수 있으며, 가장 바람직하게 0.05% 이하일 수 있다.
한편, 본 발명은 Nb 첨가에 의해 전술한 효과의 확보가 가능하므로, Nb 함량은 0%를 제외(즉, 0% 초과)할 수 있다. 다만, 보다 바람직하게 Nb 함량은 0.001% 이상일 수 있고, 보다 더 바람직하게 0.005% 이상일 수 있으며, 가장 바람직하게 0.01% 이상일 수 있다.
바나듐(V): 0.05~0.5%
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 V를 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 V의 경우 다소 고가의 원소로서 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Mo 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.08%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3% 이하인 것이 가장 바람직하다.
보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)
보론(B)은 소량의 첨가로도 강의 소입성을 유효하게 상승시켜 강도를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. B는 소량의 첨가로도 전술한 효과가 발휘되므로 B 함량으로서 0%는 제외(즉, 0% 초과)할 수 있고, 보다 바람직하게는 상기 B 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다. 다만, B 함량이 과도하면 오히려 강의 인성 및 용접성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 50ppm 이하(0.005% 이하)로 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.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 내마모 강재는 전술한 원소 외에도 이하의 원소들 중 추가적으로 선택된 1종 이상의 원소를 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 Ti는 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성시켜 BN의 형성을 억제함으로써 고용 B를 증가시켜 소입성 향상을 극대화할 수 있다. 전술한 효과의 확보를 위해, Ti 함량으로서 0%를 제외할 수 있고, 보다 바람직하게는 Ti 함량의 하한은 0.005%일 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. 혹은, 보다 바람직하게 상기 Ti 함량은 0.017% 이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게 0.015%일 수 있고, 가장 바람직하게 0.012%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외)
니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 따라서, 전술한 효과의 확보를 위해 Ni 함량으로서 0%를 제외할 수 있고, 보다 바람직하게는 Ni 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, Ni은 고가의 원소로 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 상한은 0.5%로 제어하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 상기 Ni 함량은 0.47% 이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 0.45% 이하일 수 있으며, 가장 바람직하게는 0.42% 이하일 수 있다.
구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외)
구리(Cu)는 고용강화로 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ni와 함께 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 전술한 효과의 확보를 위해, Cu 함량으로서 0%를 제외할 수 있고, 보다 바람직하게 Cu 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 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. 혹은, 상기 Cu 함량의 상한은 보다 바람직하게 0.4%일 수 있고, 보다 더 바람직하게 0.35%일 수 있고, 가장 바람직하게 0.3%일 수 있다.
칼슘(Ca): 2~100ppm
칼슘(Ca)은 S과의 결합력이 우수하여 CaS를 생성함으로써 강재 두께 중심부에 편석되는 MnS의 생성을 억제하는 효과가 있다. 결과적으로 Ca 첨가는 소재의 기계적 이방성(anisotropy)을 줄여주는 역할을 한다. 상술한 효과를 위해서는 상기 Ca을 2ppm 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 100ppm을 초과하게 되면 제강조업 시 노즐 막힘 등을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ca의 함량을 2~100ppm(즉, 0.0002~0.01%)으로 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.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 하기 관계식 1을 충족한다. 본 발명에 따른 강재는 V, Nb 및 Mo을 필수 성분으로서 포함하고, 이들 성분 중 어느 하나라도 포함하지 않는 경우에는 본 발명의 목적하는 효과를 얻을 수 없다. 뿐만 아니라, 본 발명에 따른 강재의 조성이 하기 관계식 1을 충족함으로써, 본 발명에서 목적하는 우수한 절단 균열 저항성의 효과가 발휘될 수 있다.
[관계식 1]
([V]×[Nb])/[Mo]≥ 6×10 -3
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [V]는 강재 내 V의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Nb]은 강재 내 Nb의 평균 중량% 함량을 나타내며, 상기 [Mo]는 강재 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 절단 균열 저항성을 보다 개선하고자 하는 견지에서, 보다 바람직하게는, 하기 관계식 1에 정의된 ([V]×[Nb])/[Mo]의 값이 0.008 이상 0.025 이하일 수 있다. 이 때, 하기 관계식 1은 경험적으로 얻어지는 값이므로 별도로 단위를 정하지 않을 수 있고, 본 명세서에서 하기 [V], [Nb] 및 [Mo]의 각 단위(즉, 중량%)를 충족하면 충분하다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 강재의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로 포함(즉, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트를 50% 이상 포함하고, 보다 바람직하게는 90% 이상 포함함)하는 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명의 강재는 높은 경도를 확보함과 동시에, 가스 등의 방법으로 절단한 후에 균열이 발생하지 않는 절단 균열 저항성을 확보할 수 있고, 특히 60mm 이상인 후물 강재에 있어서도 높은 경도 및 우수한 절단 균열 저항성을 확보할 수 있다.
즉, 절단 균열은 통상 두께가 얇은 내마모강에서는 상대적으로 발생할 확률이 낮아 종래에는 템퍼링 공정을 실시하지 않았다. 그러나, 이러한 내마모강의 두께가 60 mm 이상으로 두꺼워지면 절단 균열의 발생이 보다 쉽게 일어나는데, 종래에는 이렇게 두께가 60mm 이상으로 두꺼운 후물 강재에 있어서 예열 또는 후열 작업 없이 우수한 경도 및 절단 균열 저항성의 효과를 양립하는 것은 존재하지 않았다. 이에, 본 발명자들은 예의 검토한 결과, 전술한 합금 조성을 만족하면서, 미세조직을 제어함으로써 두께가 두꺼운 후물 강재에서도 우수한 경도 및 절단 균열 저항성을 확보할 수 있음을 발견하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직의 분율은 제조 조업 상 소재 두께로 인해 급속냉각 중 불가피하게 일부 영역에서 베이나이트 조직이 형성될 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 베이나이트 조직의 분율 상한을 10%로 제어한다. 즉, 본 발명의 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.
만일, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 90면적% 미만이면, 가스 절단 후 균열 저항성을 충분히 확보하기 어려워지는 문제가 있고, 템퍼드 마르텐사이트 분율의 하한은 92면적% 이상인 것이 보다 바람직하고, 95면적% 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 또한, 상기 베이나이트의 분율은 8면적% 이하인 것이 보다 바람직하고, 5면적% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직은 면적분율로, 90% 이상 98% 이하인 것이 보다 바람직하고, 상기 베이나이트 조직은 2% 이상 10% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 베이나이트를 포함하고, 이외에 기타상으로서 잔부인 마르텐사이트를 더 포함할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 98% 이하, 베이나이트를 2% 이상 10% 이하, 마르텐사이트를 2% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강재는 미세 탄화물을 포함할 수 있고, 이러한 미세탄화물은 강의 강도와 함께 수소취성 저항성을 동시에 향상시킬 수 있다. 즉, 가스절단을 통해 소재 내부에 유입된 수소는 통상 24~48시간의 일정 잠복기를 거치는 지연 파괴를 야기하는데, 미세 탄화물은 이러한 지연 파괴 저항성을 높여준다.
보다 자세하게는, 미세 탄화물이 직접 또는 간접적으로 수소의 트래핑 사이트(trapping site)로 작용하는 것이며, Nb, Ti, V, Mo 등의 탄화물이 템퍼드 마르텐사이트를 기지 조직으로 갖는 강재에서 수소취성 저항성을 증가시키는데 효과적이다. 참고로, 상기 기술한 미세 탄화물의 크기는 수~수십 nm 크기를 가지며 첨가 원소에 따라 그 크기는 다소 차이를 보인다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 미세 탄화물로서는 Nb, V 계열의 미세 탄화물을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 내마모 강재의 브리넬 경도는 360~440HB 정도의 그레이드를 가진 것이고, 내마모 강재로서 목적하는 경도 범위인 브리넬 경도 360~440HB 범위를 충족함으로써, 본 발명에서 의도하는 우수한 경도 및 균열 저항성의 효과가 양립하는 강재를 얻을 수 있다.
본 발명의 다른 실시형태는, 전술한 합금 조성을 갖는 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 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ms-50℃ 이하까지 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 450~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명의 절단균열항성이 우수한 고경도 내마모 강재 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성을 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 바(bar)를 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 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간압연 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 되어 미세조직 중에 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 열간압연 온도가 950℃를 초과하게 되면 공냉 중에도 상대적으로 빠른 냉각속도로 인해 베이나이트가 과다하게 생성될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 열간압연 온도는 850~950℃인 것이 바람직하다. 한편, 상기 열간압연 온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 열간압연 온도의 상한은 940℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간압연으로부터 얻어진 열연강판을 공냉하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이어서, 상기 열연강판의 표면 온도를 기준으로, Ac+30℃ 이상의 온도로(보다 바람직하게는, 890~920℃ 범위) 재가열하는 단계를 포함할 수 있다. 이 때, 상기 재가열의 재로 시간은 100~160분 범위(보다 바람직하게는, 106~151분)일 수 있다.
이후, 상기 열연강판의 표면 온도를 기준으로, (Ac3+30℃ 이상의 냉각 개시 온도에서) Ms-50℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로(바람직하게는 3~20℃/s, 보다 바람직하게는 3.2~10.1℃/s) 냉각한다. 이 때, 상기 냉각은 30℃ 이하의 물을 사용한 급속 냉각인 것이 바람직하다.
상기 냉각 시, 상기 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이거나 냉각 종료 온도가 Ms-50℃를 초과하게 되면 냉각 중 페라이트 상이 형성되거나 베이나이트 상이 과다하게 형성될 우려가 있다. 따라서, 상기 냉각은 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 Ms-50℃ 이하까지 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 빠르면 빠를수록 본 발명에서 얻고자 하는 미세조직 형성에 유리하지만 두께가 60mm 이상으로 두꺼워지면 소재 내부의 냉각속도는 물리적으로 감소할 수 밖에 없다. 한편, 본 발명에서는 상기 냉각 속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 시, 보다 바람직하게 상기 냉각 종료 온도는 Ms-80℃ 이하(보다 더 바람직하게는 Ms-100℃ 이하, 가장 바람직하게는 Ms-150℃ 이하)일 수 있다.
상기 급속냉각 열처리 된 열연강판은 최종 목표로 하는 경도 및 절단 균열 저항성을 확보하기 위해, 450~650℃에서 후속 열처리를 실시한다. 즉, 통상 템퍼링(Tempering)이라 일컫는 상기 후속 열처리를 통해, 목표로 하는 360~440HB 경도를 확보할 수 있다.
구체적으로, 후속 열처리 전에 급속냉각된 열연강판은 높은 탄소 함량으로 인해 본 발명에서 목표로 하는 경도 상한 값 440HB를 상회하게 되며, 절단 균열 저항성 역시 확보할 수 없게 된다. 이에, 본 발명에서는 템퍼링 열처리를 통해 소재 내부의 전위밀도를 감소시킴으로써 경도를 하향 조정하고 더불어 미량 첨가된 Nb와 V과 같은 합금원소의 미세 탄화물을 석출시킴으로써 절단 균열 저항성 확보가 가능하게 된다.
따라서, 상기 후속 열처리는 450~650℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 후속 열처리 온도는 미세 탄화물 석출을 위해 460℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 480℃ 이상인 것이 더 바람직하며, 489℃ 이상인 것이 가장 바람직하다.
또한, 상기 후속 열처리 온도는 640℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 620℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 600℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 일측면에 따르면, 상기 후속 열처리 시 재로시간은 15분 이상인 것이 바람직하다. 만약, 재로시간이 15분 미만이면 소재의 두께를 감안할 때 중심부까지 충분히 온도가 올라가지 않아 전위밀도 감소 및 미세 탄화물 석출 효과가 부족하고, 재로시간이 50분을 초과하면 경도 저하가 현저히 일어나 목표 수준을 만족할 수 없게 된다.
따라서, 상기 후속 열처리의 재로 시간은 15~50분으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 재로시간은 16분 이상인 것이 보다 바람직하며, 17분 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 19분 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 상기 재로시간은 48분 이하인 것이 보다 바람직하며, 45분 이하인 것이 보다 더 바람직하고, 41분 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; 공냉)-재가열-냉각-후속열처리를 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 위치에서 관찰하였다.
경도는 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구)를 이용하여 측정하였으며, 판 표면을 두께 방향으로 2mm 밀링 가공하여 탈탄층을 충분히 제거한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.
한편, 절단 균열의 발생 여부는 하기 표 1, 2에 기재된 합금조성을 가지고, 하기 표 3에 기재된 두께를 가지는 열연강판을 준비한 후, 무예열(예열 없음) 조건에서, 산소 가스를 사용하는 통상의 가스절단을 행하여 절단 소재를 상온에서 48시간 방치하였다. 이는 절단시 절단부에 유입된 수소로 인해 절단 직후에는 관찰되지 않는 지연파괴 발생 여부를 확인하기 위함이다. 절단 크랙 유무는 육안으로 절단면을 우선 확인한 후 광학현미경을 통해 미세 크랙을 재확인하는 방법으로 평가하였고, 그 결과를 표 4에 나타내었다.
[표 1]
Figure PCTKR2020018392-appb-img-000001
[표 2]
Figure PCTKR2020018392-appb-img-000002
[표 3]
Figure PCTKR2020018392-appb-img-000003
Ac3* = 910 - 203×C 1/2 - 15.2×Ni + 44.7×Si + 104×V + 31.5×Mo + 13.1×WMs* = 539-423×C-30.4×Mn-17.7×Ni-12.1×Cr-7.5×Mo
[표 4]
Figure PCTKR2020018392-appb-img-000004
상기 표 1 내지 4에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나라도 만족하지 못하는 비교예 1~15의 경우, 표면경도가 본 발명에서 목적하는 범위인 브리넬경도 360~440HB를 벗어나서 본 발명에서 의도하는 그레이드(grade)의 경도를 갖는 강재를 얻을 수 없거나, 및/또는 절단 균열이 발생하였다.반면, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건을 모두 충족하는 발명예 1 내지 9의 경우, 모두 본 발명에서 목적하는 경도 범위인 브리넬경도 360~440HB를 충족하였고, 동시에 절단 균열이 발생하지 않았다. 따라서, 본 발명에서 규정하는 합금조성 및 제조조건을 모두 충족하는 경우에는 두께가 60mm 이상인 두꺼운 후물 강재에 있어서도 목적하는 우수한 경도 특성을 가짐과 동시에, 우수한 절단 균열 저항성의 특성이 양립할 수 있음을 확인하였다.

Claims (6)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 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): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 충족하고, 미세조직은 면적분율로, 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 10% 이하의 베이나이트 및 2% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 브리넬경도가 360~440HB 범위인, 내마모 강재.
    [관계식 1]
    ([V]×[Nb])/[Mo]≥ 6×10 -3
    (상기 관계식 1에 있어서, 상기 [V]는 강재 내 V의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Nb]은 강재 내 Nb의 평균 중량% 함량을 나타내며, 상기 [Mo]는 강재 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 미세조직으로서 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 98% 이하, 베이나이트를 2% 이상 10% 이하, 마르텐사이트를 2% 이하(0% 포함)로 포함하는, 내마모 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 두께는 60mm 이상인 것인, 내마모 강재.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 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): 0.1~0.8%, 니오븀(Nb): 0.08% 이하(0은 제외), 바나듐(V): 0.05~0.5%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 충족하는 합금 조성을 갖는 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 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ms-50℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 450~650℃의 온도에서 15분 이상 열처리하는 단계를 포함하는, 내마모 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    (V×Nb)/Mo≥ 6×10 -3
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 열처리하는 단계는 15분 이상 50분 이하 동안 실시하는 것인, 내마모 강재의 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 열처리하는 단계는 489~600℃의 온도에서 실시하는 것인, 내마모 강재의 제조방법.
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