KR20120071614A - 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 포크레인, 불도져, 굴삭기 및 분쇄기 등에 이용되는 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 전 두께에 대하여 내마모성이 우수함과 동시에 저온인성도 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로 C:0.19~0.30%, Si:0.15~0.3%, Mn:0.5~2.0%, Cr:0.1~1.5%, Mo:0.1~0.5%, Ni:0.1~0.5wt%, V:0.01~0.2wt%, B:0.0005~0.0050%, Sol.Al:0.005~0.1%, P:0.015%이하, 및 S:0.010%이하를 포함하고, 추가로 Cu:0.1~1.0wt%, Ti:0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 조성되고, H값[ H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 ]이 120 이상이고; 그리고 초정 오스테나이트 결정립 입도(AGS)가 ASTM E112 기준으로 7 이상으로 평균 30㎛이하이고, 기지 미세조직은 내부에 미세한 탄/질화물을 포함하고 있는 80부피% 이상 마르텐사이트를 포함하고, 전두께 경도값이 브리넬 경도값으로 360HB 이상인 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 극한지와 같은 가혹한 환경에서도 중장비등의 사용을 가능하게 해 준다.

Description

저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법{Thick Plate Having Excellent Wear Resistant And Low-Temperature Toughness, And Method For Manufacturing The Same}
본 발명은 포크레인, 불도져, 굴삭기 및 분쇄기 등에 이용되는 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 합금설계와 제어압연 및 가속냉각의 적용을 통하여 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
건설, 토목, 광산업, 시멘트 산업 등 많은 산업분야에 사용되는 중장비들의 경우 작업 시 마찰에 의한 마모가 심하게 발생됨에 따라 내마모의 특성을 나타내는 소재의 적용이 필요하다.
또한, 최근 상기 중장비들의 대형화에 따라 사용 중 마모량의 증가가 커짐으로 장비 사용수명의 연장을 위하여 극후물 내마모강의 적용에 대한 요구가 증가하고 있으며, 이와 함께 사용환경의 가혹화가 진행됨에 따라 용도상 강도, 경도, 내마모성과 함께 우수한 저온충격인성 특성을 필요로 한다.
일반적으로 내마모성은 경도가 높아질수록 향상되므로 포크레인, 불도져, 굴삭기 및 착암기에 적용되는 소재의 경우 브리넬 경도 기준으로 360HB 이상의 경도값이 요구된다.
이러한 고경도를 얻기 위해서 압연 후 Ac3 이상의 온도로 재가열 후 소입하는 방법이 일반적으로 널리 사용되고 있다.
이와 관련하여 일본 특개평 2-179842호, 일본 특개평8-41535호 및 일본 특개소 61-166954호등에서는 높은 C함량과 Cr, Mo등의 경화능 향상원소를 다량 첨가함으로써 표면경도를 증가시키는 방법을 개시하고 있다.
그러나, 극후물 강판의 제조를 위해서는 강판의 중심부에 경화능의 확보를 위하여 더 많은 경화능 원소의 첨가가 요구되어 지며 C과 경화능 합금을 다량으로 첨가함에 따라 제조비용이 상승하고 용접성 및 저온인성이 저하되는 문제점이 있다.
또한, 근래에는 중장비의 사용환경이 가혹해 짐에 따라 저온충격인성의 요구 사항이 엄격해지고 있다.
이러한 저온충격인성 요구를 만족시키기 위한 하나의 방법으로서 일본 특개평 10-102185 등에는 재가열 소입 후 저온 소려 (약 200℃~550℃)를 통하여 강판의 잔류응력제거로 강판의 인성을 부여하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이러한 방법의 경우에는 현장 적용시 열처리로의 온도를 올리고 내리는 처리에 많은 시간이 소요됨에 따라 생산성이 급격히 감소하는 문제점이 있고, 또한 최적 소려 조건을 적용하지 못하여 지나치게 높은 온도에서 소려처리할 경우 경도 및 내마모성의 감소를 가져오게 되고, 소려온도가 너무 낮거나 또는 소려시간이 충분하지 못할 경우 잔류응력을 제거하지 못하여 인성이 저하되는 등 최적 소려조건의 도출이 힘들다는 문제점이 있다.
또한, 합금성분 조절 외 제조방법의 조정에 의하여 저온인성을 확보하는 방법의 예로서 일본 특개 2002-20837 호등이 있는데, 이 방법에서는 압연종료 후 오스테나이트 온도로 재가열 하여 재압연을 실시하는 오스포밍 법을 적용함으로서 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 개선하는 방법이 개시되었으나 현장 적용시 재가열 압연하는 방법의 적용이 어렵다는 문제점이 있다.
본 발명은 전 두께에 대하여 내마모성이 우수함과 동시에 저온인성도 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.19~0.30%, Si:0.15~0.3%, Mn:0.5~2.0%, Cr:0.1~1.5%, Mo:0.1~0.5%, Ni:0.1~0.5wt%, V:0.01~0.2wt%, B:0.0005~0.0050%, Sol.Al:0.005~0.1%, P:0.015%이하, 및 S:0.010%이하를 포함하고, 추가로 Cu:0.1~1.0wt%, Ti:0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 조성되고, H값[ H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 ]이 120 이상이고; 그리고 초정 오스테나이트 결정립 입도(AGS)가 ASTM E112 기준으로 7 이상으로 평균 30㎛이하이고, 기지 미세조직은 내부에 미세한 탄/질화물을 포함하고 있는 80부피% 이상 마르텐사이트를 포함하고, 전두께 경도값이 브리넬 경도값으로 360HB 이상인 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판이 제공된다.
상기 기지 미세조직은 80부피% 이상 마르텐사이트 조직과 20부피%이하의 베이나이트 조직으로 이루어질 수 있다.
상기 탄/질화물은 100nm 이하의 미세한 M3X, M2X 및 MX [M=Fe, Cr, Mo, Ti, Nb; X=C, N] 탄/질화물 중의 1종 또는 2종 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 측면에 의하면, 중량%로, C:0.19~0.30%, Si:0.15~0.3%, Mn:0.5~2.0%, Cr:0.1~1.5%, Mo:0.1~0.5%, Ni:0.1~0.5wt%, V:0.01~0.2wt%, B:0.0005~0.0050%, Sol.Al:0.005~0.1%, P:0.015%이하, S:0.010%이하를 포함하고, 추가로 Cu:0.1~1.0wt%, Ti:0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 조성되고; 그리고 H값[ H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 ]이 120 이상인 슬라브를 1100℃~1250℃의 온도로 가열하고, Tnr~Ar3 사이의 온도에서 40% 이상의 누적압연 후 Ar3 이상에서 열간압연을 종료한 다음, 바로 400℃ 이하의 온도로 중심부의 냉각속도 5℃/s이상으로 가속냉각을 실시하고 이를 다시 880℃~930℃ 온도로 재가열 후 1.6t + 10~30분(t는 강재의 두께)동안 유지한 다음, 중심부의 냉각속도 10℃/s 이상으로 300℃이하의 온도로 냉각하는 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판의 제조방법이 제공된다.
상기 Tnr 및 Ar3 는 다음과 같이 정의된다.
Tnr = 887 + 464C + 890Ti + 363Al - 357Si + (6445Nb - 644(Nb)1/2) + (732V - 230(V)1/2)
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0.35(t-8) [t=판두께 (mm)]
본 발명에 의하면, 전 두께에 대하여 내마모성이 우수함과 동시에 저온인성도 우수한 내마모용 극후물 강판을 제공함으로써 극한지와 같은 가혹한 환경에서도 중장비등의 사용을 가능하게 해 준다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
(강의 성분 및 조직)
C: 0.19 ~ 0.30중량%(이하, 단순히 "%"라고도 칭함)
상기 C는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유익한 원소이나, 그 함량이 높을 경우 용접성 및 인성을 저하시키므로, 용접성 및 인성을 저하시키지 않고 본 발명에서 요구하는 경도를 확보하기 위해, 그 함량은 0.19~0.30%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.15 ~ 0.3%
상기 Si는 탈산과 고용강화에 따른 강도증가를 나타내는 원소이나, 그 함량이 높을 경우 용접성 감소 및 용접부 인성저하는 물론 모재의 인성을 저하시키므로, 그 함량은 0.15 ~ 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005 ~0.1%
상기 Al은 강한 탈산제로 용강중에 산소함량을 낮추어 청정강 제조에 효과적이나 0.1% 이상 첨가 시 제조원가가 상승함으로 0.005~0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5 ~2.0%
상기 Mn은 페라이트 생성을 억제하고 Ar3온도를 낮춤으로써 소입성을 효과적으로 상승시켜 재료의 강도를 증가시키는 원소이므로 극후물재 중심부 경도 확보를 위해서 많은 량을 첨가 하는 것이 좋으나, 탄소당량을 높여 재료의 용접성을 저하시키므로 그 함량은 0.5 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1 ~ 1.5%
상기 Cr은 소입성을 증가시켜 재료의 강도를 증가시키며 미세한 탄화물과 질화물을 형성하여 조직을 미세화시켜 강도, 경도 등을 향상시키는 원소이나, 과도한 첨가시 용접성을 저하시키며 원가상승의 요인이 되므로, 그 함량은 0.1 ~ 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.1 ~ 0.5%
상기 Mo는 Cr과 같이 재료의 소입성을 증가시키며 미세한 탄화물을 형성하여 강도, 경도를 증가시키는데 매우 효과적인 원소이나, 고가의 원소로 다량 첨가시 제조비용이 상승하고 용접성을 저하시키므로, 그 함량은 0.1 ~ 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.1 ~0.5%
상기 Ni은 소입성을 향상시키며 고용강화 효과로 강도,경도를 증가시킴에도 불구하고 저온인성을 크게 향상시키는 원소이나 고가의 원소이므로 지나친 첨가시 제조원가의 상승요인이 되므로, 그 함량은 0.1 ~ 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.01 ~ 0.2%
상기 V은 본 발명에서 중요한 원소중의 하나로 열간압연 후 재가열 시 VC 탄화물을 형성함으로 인하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고 재료의 소입성을 향상시켜 저온인성을 향상시키는 원소이지만, 고가의 원소이므로 지나친 첨가시 제조원가의 상승요인이 되므로, 그 함량은 0.01 ~ 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005 ~ 0.0050%
상기 B은 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 상승시켜 강도를 증가시키며, Mo, V, Ti과의 복합첨가에서 그 효과가 매우 큰 원소이나, 과도한 첨가시 인성 및 용접성을 저하시키므로, 그 함량은 0.0005 ~ 0.0050%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.1 ~ 1.0%
상기 Cu는 재료의 소입성을 향상시키며 고용강화로 인하여 강도와 경도를 향상시키는 원소이나 과도한 첨가시 표면결함을 발생시키며 열간가공성을 저해하므로, 그 함량은 0.1 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.01 ~ 0.03%
상기 Ti은 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화 하는 원소로 Ti은 TiN의 형성에 의하여 BN 형성을 억제하므로서 고용 B를 증가시켜 B에 의한 소입성 향상을 극대화시키며, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립에 피닝(Pining)됨에 의하여 결정립의 조대화를 억제시키는 효과를 나타내지만, 과도한 첨가시 Ti 석출물의 조대화에 의하여 인성의 저하와 제강시 편석 및 산화물 형성의 문제가 있어, 그 함량은 0.01 ~ 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01 ~ 0.05%
상기 Nb은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb(C,N)등의 탄질화물을 석출시킴으로써 강도의 증가와 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 중요한 원소이나, 다량으로 첨가할 경우 조대한 석출상의 형성으로 취성파괴의 기점이 되어 인성을 감소시키므로, 그 함량은 0.01 ~ 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.015% 이하
상기 P는 저온인성을 저하시키는 원소로 그 함량을 낮게 제어해야 하나 제거를 위한 공정이 까다로워 과다한 비용이 소요되므로, 그 함량은 0.015% 이하의 범위로 관리하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하
상기 S는 P와 같이 저온인성을 감소시키는 원소로 강중 MnS 개재물을 형성하여 강의 물성을 저하시키므로 낮게 관리해야 하나 제거공정이 까다로워 과다한 비용이 소요되므로, 그 함량은 0.01% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
H값: 120이상
H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 으로 정의되는 H값을 120 이상으로 제한하는 이유는 H값이 120미만일 경우 50mmt 이상의 강판을 제조시 중심부에서 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 확보할 수 없으므로 360HB 이상의 경도값을 얻을 수가 없어 내마모 특성이 저하되기 때문이다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.
상기와 같이 조성되는 강을 일반압연 후 공냉한 다음 재가열 소입처리를 실시할 경우 일반적으로 조대한 초정 오스테나이트 결정립 (AGS)을 갖는 마르텐사이트 조직을 얻음으로 인하여 저온인성이 저하되게 된다.
이에, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강을 후술하는 바와 같이 적절한 제어압연과 가속냉각에 의하여 강판의 중심부까지 ASTM E112 기준으로 7 이상으로 평균 30㎛ 이하의 미세한 초정 오스테나이트 결정립크기를 갖는 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 갖는 후강판을 제공한다.
여기서, 초정 오스테나이트는 변태 전의 오스테나이트를 의미하는 것이다.
상기 후강판은 80부피% 이상의 마르텐사이트와 나머지 베이나이트 조직으로 이루어질 수 있다.
그리고 상기 강판의 내부조직 즉, 결정립 내부에는 미세한 탄/질화물이 형성되어 있다.
상기 탄/질화물로는 100nm 이하의 미세한 M3X, M2X 및 MX [M=Fe, Cr, Mo, Ti, Nb; X=C, N] 탄/질화물 중 1종 또는 2종이상을 들수 있다.
상기와 같이 열간압연시 제어압연과 가속냉각을 이유는 제어압연을 통하여 미세한 오스테나이트 조직을 형성시키며 곧 바로 가속냉각을 실시함으로 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하며 이와 함께 VC 석출을 최대한 억제하여 재가열 열처리 시 가속냉각으로 형성된 미세한 침상 페라이트 결정립 또는 베이나이트 내 미세한 탄/질화물로부터 오스테나이트 상이 형성됨으로 미세한 오스테나이트 결정립을 얻을 수 있으며 재가열 중 형성된 VC 탄화물이 오스테나이트 결정립계에 형성되어 결정립의 성장을 억제시킴으로 최종적으로 미세한 오스테나이트 결정립의 형성을 가능하게 하여 저온인성의 향상을 얻을 수 있으며 열처리 완료된 조직에 미세한 탄/질화물이 잔류함에 따른 강도 및 경도의 상승효과를 얻을 수 있다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 가열하는데, 가열온도는 1100℃~1250℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 강 슬라브의 가열온도를 1100~1250℃로 설정하는 이유는 상기 강 슬라브의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 Nb등 용질원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하기 어렵기 때문이다.
이후, 열간압연은 Tnr~Ar3 사이의 온도에서 40% 이상의 누적압연 후 열간압연을 종료한다.
Tnr~Ar3 사이에서 압연을 실시하는 이유는 Tnr 온도 이상에서 압연을 종료할 경우 오스테나이트 재결정의 발생으로 오스테나이트 결정립의 조대화가 발생될 수 있으며, Ar3이하의 온도에서 압연을 종료할 경우 압연중 페라이트상이 형성됨에 따라 균일한 재질을 확보하기 어려우며 강도의 저하가 발생될 수 있기 때문이다.
Tnr = 887 + 464C + 890Ti + 363Al - 357Si + (6445Nb - 644(Nb)1/2) + (732V - 230(V)1/2)
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0.35(t-8) [t=판두께 (mm)]
또한, 누적압하율이 40% 이하일 경우 극후물 제조시 중심부까지 균일한 압연조직을 얻을 수 없어 두께 방향으로 재질의 불균일이 발생할 수 있으며 오스테나이트 결정립의 미세화를 얻을 수 없다.
상기 방법으로 열간압연된 강판을 압연종료 후 곧바로 400℃ 이하의 온도로 강판의 중심부 냉각속도가 5℃/s이상으로 가속냉각을 실시한다.
가속냉각을 실시하는 이유는 가속냉각을 실시하지 않을 경우 제어압연을 통하여 미세화된 오스테나이트 결정립이 공냉과정에서 조대화가 발생하여 최종적으로 미세한 결정립을 얻을 수 없기 때문이다.
가속냉각 시 냉각속도를 5℃/s이상으로 제한하는 이유는 냉각속도가 5℃/s 미만일 경우 미세한 침상의 페라이트 또는 베이나이트 조직을 얻을 수 없어 재가열 소입처리후 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없기 때문이다.
제어압연 및 가속냉각 종료 후 냉각된 강판을 880 ~ 930℃ 온도로 1.6t +(10~30분)[단,t는 강재의 두께(mm)]동안 재가열 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 300℃ 이하의 온도까지 소입처리를 실시한다.
재가열 온도가 880℃ 보다 낮을 경우 고용원소들의 재고용이 어려워 강도확보가 어려워지고 냉각 후 균일한 탄화물의 확보가 어려우며, 930℃보다 높아질 경우 결정립 성장이 일어나 인성의 저하를 유발하게 된다.
또한, 재가열 시간을 1.6t +(10~30분)[단,t는 강재의 두께(mm)]으로 제한하는 이유는 상기 시간보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고 그 이상의 유지시간에서는 생산성이 저해되기 때문이다.
또한, 냉각속도를 10℃/s 이상으로 제한하는 이유는 10℃/s 이하의 냉각속도에서는 극후물재의 중심부까지 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직의 확보가 어렵기 때문이다.
상기 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강판은 50mmt이상 극후물 강판의 전 두께에서 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 갖고 결정립 내부에는 미세한 탄/질화물을 형성하여 전 두께에서 360HB 이상의 경도값을 가지며, ASTM E112 기준으로 7 이상으로 평균 30㎛ 이하의 미세한 초정 오스테나이트 결정립 크기를 가짐으로 -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 40J 이상을 만족하여 우수한 내마모성 및 저온인성을 확보할 수 있다.
상기 미세조직은 80부피% 이상 마르텐사이트 조직과 20부피%이하의 베이나이트 조직으로 이루어질 수 있다.
상기 탄/질화물은 100nm 이하의 미세한 M3X, M2X 및 MX [M=Fe, Cr, Mo, Ti, Nb; X=C, N] 탄/질화물 중의 1종 또는 2종 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 화학조성을 갖는 슬라브를 제작한 후 1100℃~1250℃의 온도범위에서 가열하고 하기 표 2와 같은 조건으로 압연 및 가속냉각을 실시한 후 910℃에서 재가열 소입처리를 실시하여 강판을 제조하였다.
하기 조건으로 제조된 강판에 대하여 초정 오스테나이트 결정립 크기(AGS) 및 강판의 경도 및 샤르피 충격인성값을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
경도측정은 ISO-6506 규격에 준하여 브리넬 경도계로 측정하고, 강판의 1/2t 지점을 절단하여 연마 후 측정하였다. 측정값은 랜덤하게 5회를 측정하여 평균치를 이용한 것이다.
초정 오스테나이트 결정립 크기(AGS)는 강판의 1/2t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고 이것을 AGS 부식용액으로 에칭 후 광학현미경을 이용하여 500배로 관찰하고 화상해석에 의하여 결정립 크기를 측정하여 평균을 구한 것이다.
모재의 저온인성은 강판의 1/2t 부위로부터 시편을 채취하여 V 노치 시험편을 제작 후 -40℃에서 샤르피 충격시험을 5회 실시하여 평균을 구한 것이다.
강종
 화학성분(중량%) Ceq
 H
C Si Mn P S Al Cr Ni Cu V B Ti Nb Mo


발
명
강		 A 0.19 0.3 1.6 0.01 0.002 0.03 0.5 0.3 0.2 0.05 0.0020 0.015 0.02 0.3 0.66 182
B 0.22 0.3 1.5 0.01 0.002 0.03 0.5 0.2 0.2 0.05 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.65 150
C 0.25 0.2 1.3 0.01 0.002 0.03 0.4 0.3 0.2 0.05 0.0020 0.015 0.02 0.3 0.65 146
D 0.2 0.3 1.5 0.01 0.002 0.03 0.5 0.3 0.2 0.1 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.64 161
E 0.22 0.3 1.4 0.01 0.002 0.03 0.5 0.3 0.2 0.1 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.65 160
F 0.24 0.2 1.3 0.01 0.002 0.03 0.4 0.3 0 0.1 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.62 130
G 0.24 0.3 0.85 0.006 0.001 0.05 0.8 0.5 0 0.02 0.0020 0.015 0.015 0.3 0.64 166
H 0.25 0.3 1.4 0.01 0.002 0.03 0.4 0.3 0 0.02 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.63 135
I 0.23 0.3 1.6 0.01 0.002 0.03 0.4 0.3 0 0.02 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.64 144
J 0.27 0.2 1.2 0.01 0.002 0.03 0.5 0.3 0 0.02 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.63 126


비
교
강		 K 0.15 0.3 1.2 0.010 0.001 0.035 0.4 0.3 0 0 0.0014 0.015 0.02 0.2 0.49 89
L 0.14 0.4 1.3 0.010 0.009 0.03 0.1 0 0 0.01 0.0040 0.02 0.02 0.15 0.41 53
M 0.12 0.3 1.1 0.011 0.001 0.05 1.0 0.05 0 0.01 0.0015 0.02 0.015 0.2 0.57 112
N 0.16 0.2 1.1 0.011 0.001 0.10 0.6 0 0 0 0.0020 0 0.02 0.2 0.50 84
O 0.15 0.3 1.3 0.015 0.002 0.04 0.3 0 0 0 0.0010 0.01 0 0 0.43 46
P 0.1 0.3 1.3 0.008 0.002 0.03 0.5 0 0 0 0.0020 0.015 0.02 0.2 0.46 75
Q 0.35 0.2 1.1 0.008 0.002 0.03 0.5 0.3 0.2 0 0.0020 0 0 0.2 0.71 130
시편No. 강종 판두께
(mm)		 Tnr
(℃)		 Ar3
(℃)		 압연종료
온도(℃)		 가속냉각
속도
(℃/s)		 AGS
(㎛)		 경도값
[1/2t]
(HB)		 vE[-40℃]
(J)
발명재1 A 80 915 665 800 5 29 405 45
발명재2 B 50 929 677 750 10 25 396 59
발명재3 C 50 979 672 750 8 25 387 68
발명재4 D 70 935 678 800 7 30 395 53
발명재5 E 60 945 654 800 10 24 401 55
발명재6 F 60 989 687 800 10 26 375 58
발명재7 G 80 923 698 750 5 30 384 49
발명재8 H 50 940 676 750 10 23 378 56
발명재9 I 60 931 666 800 8 26 381 57
발명재10 J 50 976 690 750 10 22 375 68
비교재1 K 70 913 723 1050 - 85 240 12
비교재2 L 50 860 743 1000 - 70 260 18
비교재3 M 80 874 745 1020 - 90 320 13
비교재4 N 50 964 741 980 - 68 290 22
비교재5 O 50 873 749 950 - 65 210 28
비교재6 P 50 888 745 1000 - 72 270 15
비교재7 Q 80 989 663 1030 - 92 370 10
비교재8 A 80 915 665 1000 - 75 398 8
비교재9 E 50 945 654 1020 - 63 394 11
비교재10 K 70 913 723 800 5 30 234 34
비교재11 Q 80 989 663 750 5 29 372 28
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 비교재(1-6)의 경우에는 C, Ni, V 등의 첨가량이 적고 경화능 향상 원소의 첨가 부족으로 H값이 120 이하로 설계되어 소입처리 후에도 강판의 중심부의 경화능을 확보하지 못하여 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 확보하지 못하고 대부분 영역에서 베이나이트 조직을 얻음으로서 360HB 이상의 경도를 얻을 수 없었으며, 일반압연의 적용으로 압연종료온도가 Tnr 이상에서 종료함에 따라 냉각 중 오스테나이트 결정립의 성장이 발생하여 재열처리 소입처리 후 조대한 AGS를 갖음에 따라 우수한 저온인성을 얻을 수 없다.
또한, 비교재(7-9)의 경우에는 H값이 120 이상으로 설계되었으나 일반압연의 적용으로 오스테나이트 결정립 미세화에 따른 저온인성의 향상 효과를 얻을 수 없다.
또한, 비교재(10)의 경우에는 Tnr~Ar3 온도에서 제어압연을 적용하고 가속냉각을 실시함에 따라 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있으나, H값이 120이하로 설계됨에 따라 극후물 제조시 중심부 경화능을 확보하지 못하여 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 얻지 못하고 대부분 영역에서 베이나이트 조직을 얻음으로써 360HB 이상의 경도와 우수한 저온충격인성을 얻을 수 없다.
또한, 비교강(11)의 경우에는 H값이 120이상으로 설계되었으며, Tnr~Ar3 온도에서 제어압연을 적용하고 가속냉각을 실시하여 오스테나이트 미세화 효과를 얻었으나 C함량이 본 발명 범위를 초과하여 첨가됨에 따라 우수한 저온충격인성을 얻을 수 없다.
이에 반하여, 발명재(1-10)의 경우에는 본 발명에서 제어하는 성분계를 모두 만족하며 Tnr~Ar3 온도범위에서 제어압연을 실시하고 3℃/s이상의 냉각속도로 냉각을 실시하고 재가열 소입처리를 실시함에 따라 강판의 중심부 80부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 확보할 수 있어 우수한 경도값을 얻음과 동시에 오스테나이트 미세화 효과에 의하여 저온충격인성이 매우 우수한 것을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C:0.19~0.30%, Si:0.15~0.3%, Mn:0.5~2.0%, Cr:0.1~1.5%, Mo:0.1~0.5%, Ni:0.1~0.5wt%, V:0.01~0.2wt%, B:0.0005~0.0050%, Sol.Al:0.005~0.1%, P:0.015%이하, 및 S:0.010%이하를 포함하고, 추가로 Cu:0.1~1.0wt%, Ti:0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 조성되고, H값[ H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 ]이 120 이상이고; 그리고
    초정 오스테나이트 결정립 입도(AGS)가 ASTM E112 기준으로 7 이상으로 평균 30㎛이하이고, 기지 미세조직은 내부에 미세한 탄/질화물을 포함하고 있는 80부피% 이상 마르텐사이트를 포함하고, 전두께 경도값이 브리넬 경도값으로 360HB 이상인 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 기지 미세조직은 80부피% 이상 마르텐사이트 조직과 20부피%이하의 베이나이트 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 탄/질화물은 100nm 이하의 미세한 M3X, M2X 및 MX [M=Fe, Cr, Mo, Ti, Nb; X=C, N] 탄/질화물 중의 1종 또는 2종 이상인 것을 특징으로 하는저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판.
  4. 중량%로, C:0.19~0.30%, Si:0.15~0.3%, Mn:0.5~2.0%, Cr:0.1~1.5%, Mo:0.1~0.5%, Ni:0.1~0.5wt%, V:0.01~0.2wt%, B:0.0005~0.0050%, Sol.Al:0.005~0.1%, P:0.015%이하, S:0.010%이하를 포함하고, 추가로 Cu:0.1~1.0wt%, Ti:0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 조성되고; 그리고 H값[ H값 = 2(0.024C)1/2ⅹ(Si + 1)ⅹ(3.5Mn + 1)ⅹ(2Cr + 1)ⅹ(0.5Ni + 1)ⅹ(3.0Mo + 1) ⅹ(1.8V + 1)ⅹ1.3 ]이 120 이상인 슬라브를 1100℃~1250℃의 온도로 가열하고, Tnr[Tnr = 887 + 464C + 890Ti + 363Al - 357Si + (6445Nb - 644(Nb)1/2) + (732V - 230(V)1/2) ] ~ Ar3 [Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0.35(t-8) (t=판두께 (mm))]사이의 온도에서 40% 이상의 누적압연 후 Ar3 이상에서 열간압연을 종료한 다음, 바로 400℃ 이하의 온도로 중심부의 냉각속도 5℃/s이상으로 가속냉각을 실시하고 이를 다시 880℃~930℃ 온도로 재가열 후 1.6t + 10~30분(t는 강재의 두께)동안 유지한 다음, 중심부의 냉각속도 10℃/s 이상으로 300℃이하의 온도로 냉각하는 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판의 제조방법.
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