WO2013100612A1 - 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 - Google Patents

피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 Download PDF

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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to austenitic steels that can be used for various applications, and more particularly, to austenitic wear resistant steels having excellent machinability and toughness of weld heat affected zones, and a method of manufacturing the same.
  • Austenitic steels are used for various purposes because of their properties such as work hardening and nonmagnetic properties. Particularly, as carbon steel mainly composed of ferrite or martensite, which is mainly used, exhibits limitations in its characteristics, its application is increasing as an alternative material to overcome these disadvantages.
  • a non-magnetic structural material of the superconducting ungyong apparatus and general electrical equipment such as nuclear fusion, mining of the mining industry, "transporting a steel product for use as, a steel product for accuracy tolerance pipe, slurry pipes steel product for,
  • the demand for austenitic steels is steadily increasing in sour, oil and gas industries, in industries requiring ductility, abrasion resistance, and hydrogen embrittlement, such as mining, transportation, and storage steels.
  • Conventional nonmagnetic steels include AISI304 (18Cr-), an austenitic stainless steel. 8Ni system).
  • the headfield steel is an austenitic steel and has a high hardness by transforming into martensite when the steel is deformed.
  • the tissues of various types of austenitic steels such as austenite, the manganese content and the carbon content are increased.
  • network-type carbides are formed at high temperature along the austenite grain boundary, so that the physical properties of the steel, particularly ductile Decreases rapidly.
  • the carbide is more severely formed not only in the base material but also in the weld heat affected zone heated to a high temperature and then cooled, thereby significantly reducing the toughness of the weld heat affected zone.
  • a method of producing high manganese steel by solution treatment at high temperature or by rapid heating to room temperature after hot working has been proposed.
  • the thickness of the steel is thick, not only the effect of carbide suppression by quenching is insufficient, but also there is a problem in that carbide precipitation in the heat affected zone of the welding which is subjected to heat history cannot be prevented.
  • austenite-based high manganese steel is inferior in machinability due to high work hardening, which reduces the cutting tool life and thereby reduces the production cost such as an increase in tool cost and an increase in downtime associated with tool replacement.
  • One aspect of the present invention is to solve the problem of deterioration of toughness generated in the heat affected zone, and to provide an austenitic steel having both machinability and corrosion resistance.
  • the problem to be solved by the present invention is not limited to the above-mentioned problem, another task that is not mentioned will be clearly understood by those skilled in the art from the following description.
  • one aspect of the present invention in terms of weight%, manganese (Mn): 15-25%, carbon (C): 0.8-1.8%, 0.7C-0.56 (%) ⁇ Cu ⁇ -40 ° C Charpy of weld heat affected zone, containing 5% copper (Cu), balance Fe and other unavoidable impurities It provides a wear-resistant austenitic steel having excellent machinability and toughness of weld heat affected zone having a lamination value of 100 J or more.
  • Another aspect of the present invention is an increase in%, manganese (Mn): 15-25%, carbon (C): 0.8-1.8%, 0.7C-0.56 (%) ⁇ 1 ⁇ 3 ⁇ 4 copper (Cu), 1, reheating a steel slab having a composition containing the balance Fe and other unavoidable impurities at a temperature of 1050-1250 ° C; It provides a method for producing a wear-resistant austenitic steel having excellent machinability and weld heat affected zone toughness, including finishing the reheated slab at a temperature of 800 ⁇ 105 (C).
  • C means the content of carbon in weight%.
  • the present invention it is possible to prevent the formation of carbides in the heat affected zone after welding to prevent degradation of the toughness of the welded heat affected zone, and to improve machinability, thereby improving cutting processability, and improving corrosion resistance for long time use in a corrosive environment.
  • Possible austenitic steels can be provided.
  • 1 is a graph showing the relationship between manganese and carbon content according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph observing the welding heat affected zone microstructure according to an embodiment of the present invention.
  • 3 is a graph showing the relationship between sulfur content and machinability according to an embodiment of the present invention.
  • the present invention is added to the manganese and carbon to secure the austenite structure, in order to minimize the formation of carbides by carbon when the steel receives a heat cycle such as welding, as well as adjusting the carbon content according to the content of manganese
  • the toughness of the welded heat affected zone is secured, and the content of the chest and sulfur is controlled to derive the composition of the steel which significantly improves the machinability of the austenitic high manganese steel.
  • the steel of the present invention is a weight%, manganese (Mn): 15-25%, carbon (C): 0.8-1.8%, 0.7C-0.56 (%) ⁇ Cu ⁇ 5%, copper (Cu), It may have a composition including the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • the reason for numerical limitation of each said component is as follows. Hereinafter, it should be noted that the content unit of each component is weight% unless otherwise specified.
  • Manganese is the most important element added to the high manganese steel as in the present invention and is an element that serves to stabilize austenite. In order to obtain austenite as the main tissue in the present invention, it is preferable that manganese is included in 15% or more as shown in FIG. 1. That is, when the content of manganese is less than 15%, the stability of the austenite is reduced and sufficient low temperature toughness cannot be secured. In addition, when the content of manganese exceeds 25%, there are problems such as deterioration of corrosion resistance due to the addition of manganese, difficulty in the manufacturing process, increase in manufacturing cost, and decreases the tensile strength to reduce work hardening. Carbon (C): 0.8-1.8%
  • Carbon is an element that stabilizes austenite to obtain austenite structure at room temperature, and increases the strength of steels, and is particularly employed in austenite to increase work hardening to obtain high abrasion resistance or due to austenite phase. It is an important element to secure nonmagnetic properties.
  • the content of carbon is preferably 0.8% by weight or more, as shown in FIG. If the carbon content is too low, the stability of austenite is reduced and high wear resistance is difficult to obtain due to the lack of solid solution carbon. On the contrary, when the carbon content is excessive, it is particularly difficult to suppress carbide formation in the weld heat affected zone. Therefore, in the present invention, carbon is preferably added at 0.8-1.8 weight 3 ⁇ 4>. More preferred range of carbon is 1.0-1.8% by weight. Copper (Cu): 0.7C-0.56 (%) ⁇ Cu ⁇ 5%
  • Copper tends to concentrate at the austenite and carbide interface because of its very low solid solubility in carbides and slow diffusion in austenite. As a result, when the nuclei of fine carbides are generated, they are enclosed around them, thereby slowing the growth of carbides due to the further diffusion of carbon, and eventually suppressing the generation and growth of carbides. Therefore, in this invention, copper is added in order to acquire such an effect.
  • the amount of copper added is not independently determined, but is preferably determined according to the tendency of carbide generation, in particular, the tendency of carbide generation in the weld heat affected zone during welding. In other words, the copper content is set to 0.7O0.56 % by weight or more, which is advantageous for suppressing carbide formation.
  • the copper content is less than 0.7C—0.56 weight, it is difficult to suppress carbide formation by carbon. If the copper content is more than 5 weight%, there is a problem of lowering the hot workability of the steel, so the upper limit is 5 weight. It is desirable to limit to%. In particular, when considering the carbon content added to improve the wear resistance in the present invention in order to obtain a sufficient effect of inhibiting the carbide production
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • steel materials of the present invention may further include sulfur (S) and calcium (Ca) in order to improve machinability in addition to the above components.
  • Sulfur is generally known as an element which is added together with manganese to form a compound manganese sulfide, which is easily cut and separated during cutting to improve machinability. Melting by the cutting heat reduces the friction between the chip and the cutting tool. Therefore, the tool surface lubrication has the effect of reducing the cutting tool wear, preventing the cutting edge scale on the cutting tool, thereby increasing the life of the cutting tool.
  • the upper limit is preferably 0.1% and less than 0.03%.
  • the lower limit is preferably 0.03% because there is no effect of improving the machinability.
  • Sword is an element mainly used to control the shape of manganese sulfide. Since it has a large affinity for sulfur, it forms calcium sulfide and is dissolved in manganese sulfide, and manganese sulfide is crystallized by using this sulfide nucleus as a nucleus, and thus it maintains spherical shape by suppressing stretching of manganese sulfide during hot processing. To improve machinability. However, since the effect is saturated even if it contains more than 0.01% and calcium has a low mistake rate, it is not preferable in terms of manufacturing cost because a large amount of addition is required in order to increase content. If it is less than 0.001%, the effect is minimal. It is preferable to limit the minimum to 0.00. Steel materials of the present invention may further comprise a crem (Cr) in addition to the above components. Cr: 8% or less (excluding 0%)
  • manganese is an element that lowers the corrosion resistance of the steel, there is a disadvantage that the corrosion resistance is lower than that of ordinary carbon steel in the manganese content of the above range, in the present invention is improved corrosion resistance by adding chromium. In addition, strength can also be improved through the addition of crems in the above range.
  • the content exceeds 8% by weight, not only will increase the manufacturing cost, but also carbide along the grain boundary with carbon dissolved in the material to form carbides, especially ductile oils, which reduce cracking resistance, and ferrite is formed to form austenite. Since the main structure cannot be obtained, the upper limit is preferably limited to 8% by weight.
  • the corrosion resistance is improved by addition of chromium, so that it can be widely applied to steel for slurry pipes or sour steel.
  • high yield strength of 450 MPa or more can be stably obtained when adding the crème.
  • the steel of the composition described above has an austenitic structure and is excellent in the toughness of the weld heat affected zone.
  • the steel material of the present invention may have a Sharpa impact value at 40 t: of the weld heat affected zone of 100 J or more.
  • Steel of the composition of the present invention described above is an austenitic steel material means a steel structure containing austenitic 95% or more of the austenitic microstructure of the heat affected zone.
  • the steel in the present invention does not simply mean a steel as a material, but also means a steel included in a welded state in the final product.
  • the austenite may be used in various applications as described above. In addition to the austenite may include some inevitable impurities such as martensite, bainite, pearlite, ferrite, and the like. In this case, it is necessary to note that the content of each tissue does not include precipitates such as carbides, and the content of the sum of the phases of the steels is 100%.
  • the microstructure of the weld heat affected zone is preferably 5% or less by volume fraction (based on the total volume) of carbides. This is because it is possible to minimize the problem of deterioration of the weld heat affected zone due to carbide.
  • Steels having the advantageous conditions of the present invention described above can be produced by a conventional steel production method, so it is not mentioned in detail in the present invention.
  • the conventional steel manufacturing method may include a conventional hot rolling method of rough rolling and finishing rolling after reheating the slab. However, if one preferred embodiment will be described as follows. Reheating temperature: 1050-1250 r
  • Hot rolling is performed on the steel having the above-described composition range, wherein the rolling temperature is
  • the upper limit should be 1050 ° C
  • the lower limit of reheating temperature may be included, and the angular velocity is not particularly limited.
  • Reheat slab that satisfies the component system and composition range described in Table 1 below at 1150 ° C
  • the yield strength of the base metal, the microstructure, and the carbide ratio of the base metal were measured and shown in Table 2 below.
  • the carbide volume fraction of the weld heat affected zone (HAZ) and the Charpy lamella at -40 ° C. of the heat affected zone were also measured.
  • HAZ weld heat affected zone
  • Charpy lamella at -40 ° C. of the heat affected zone were also measured.
  • the structure of the heat-affected zone was able to obtain a target microstructure with a carbide of 5% or less by volume fraction.
  • the content units of each component in Table 1 are by weight.
  • Comparative Examples A1 and A2 the content of manganese does not fall within the range controlled by the present invention. Carbide precipitated in the form of a network in the weld heat affected zone due to excessive carbon content, and the volume fraction was 5% or more in the weld heat affected zone. The low temperature toughness of is very low.
  • Comparative Example A3 does not precipitate carbide due to the low content of carbon, but the content of manganese does not fall within the range controlled by the present invention, and thus lacks austenite stability, and thus very low low temperature toughness due to organic transformation into martensite at low temperatures. Value It is shown.
  • Comparative Example A4 since the carbon content is added beyond the range controlled by the present invention, carbides precipitate at least 5%, causing deterioration of low temperature toughness.
  • Comparative Example A5 has a low low temperature toughness value because the content of carbon and manganese falls within the range controlled by the present invention, but the amount of copper does not fall within the range controlled by the present invention, which does not effectively inhibit carbide precipitation. have.
  • Comparative Example A6 while the contents of manganese and carbon fall within the range controlled by the present invention, copper is added beyond the range controlled by the present invention, so that the hot workability of the material is rapidly deteriorated, causing severe cracks during hot working.
  • Inventive Examples A1 to A6 are steel grades satisfying both the component system and the composition range controlled by the present invention, and the addition of copper effectively suppresses grain boundary carbide precipitation in the weld heat affected zone, and the volume fraction thereof is 5% or less. It can be seen that the low temperature toughness is excellent due to the control. Specifically, it can be seen that carbides are effectively suppressed by the addition of copper even at a high carbon content, so that target microstructures and physical properties can be obtained. In particular, Inventive Examples A5 to A6 in the corrosion evaluation experiments as additional chromium is added It can be seen that the corrosion rate is lowered and the corrosion resistance is improved.
  • FIG. 2 shows a microstructure photograph of the weld heat affected zone of the steel sheet prepared according to Inventive Example A2. It can be confirmed that carbides do not exist even at high carbon contents by the addition of copper within the range controlled by the present invention.
  • the content unit of each component of 4 is weight%.
  • the carbon and manganese contents satisfy both the component system and the composition range controlled by the present invention, and the addition of copper effectively suppresses grain boundary carbide precipitation in the weld heat affected zone, and the volume fraction is 5%.
  • the low temperature toughness is excellent. Specifically, even at a high carbon content, carbides were effectively suppressed by the addition of copper, thereby obtaining a target microstructure and physical properties.
  • Comparative Example B5 and Inventive Example B7 can be seen that the corrosion rate is slow in the corrosion evaluation experiment as the addition of the additional cracks to improve the corrosion resistance.
  • the yield strength is enhanced by solid solution strengthening, it can be confirmed that the 450MPa or more.
  • Comparative Examples B1 to B5 can be confirmed that the machinability is inferior due to no addition of sulfur and scabbard or outside the range controlled by the present invention.
  • Inventive Examples B1 to B7 are steel grades in which the addition amount of sulfur and calcium satisfies both the component system and the composition range controlled by the present invention.
  • inventive examples B2 to B4 can be seen that the machinability is more improved due to the increase in the sulfur content when the sulfur content is changed.
  • Figure 3 shows the machinability according to the sulfur content. It can be seen that machinability increases with increasing sulfur content.

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Description

【명세서】
【발명의 명칭】
피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
【기술분야】
본 발명은 다양한 용도로 사용가능한 오스테나이트계 강재에 관한 것으로서, 특히， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 오스테나이트계 내마모 강재 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
【배경기술】
오스테나이트계 강재는， 그 자체가 가지고 있는 가공경화능， 비자성 등의 성질로 인하여 다양한 용도로 사용되고 있다. 특히, 기존에 주로 사용되던 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주조직으로 하는 탄소강이 그 특성에 한계를 나타냄에 따라 이들의 단점을 극복하는 대체재로 그 적용이 증가하고 있는 추세이다. 오스테나이트계 강재의 적용분야로서는 리니어 모터카 궤도, 핵융합로 등의 초전도 웅용 기기 및 일반 전기기기의 비자성 구조용 재료, 광산 산업의 채굴', 수송용 강재 , 확관용 파이프용 강재 , 슬러리 파이프용 강재 , 내 사워 (sour) 강재 , 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)에서 채굴, 수송， 저장용 강재 등 연성， 내마모성 및 내수소취성 등이 필요한 산업분야에서 오스테나이트계 강재의 수요가 꾸준히 증가하고 있다. 종래의 대표적인 비자성 강재로는 오스테나이트계 스테인레스강인 AISI304(18Cr- 8Ni계)가 있다. 그러나, 항복강도가 낮아 구조 재료로 적용하기에는 문제점이 있으며 고가의 원소인 Cr, Ni을 다량 함유하여 비경제적이며 특히， 하증에 따른 비자성 특성이 안정적으로 요구되는 구조재의 경우 이러한 강재는 가공유기변태에 의해 강자성상인 페라이트상이 유기 변태되어 자성을 나타내므로 그 용도 및 적용에 한계가 존재한다. 또한, 광산 산업, 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)의 성장에 따라 채굴, 수송, 및 정제 과정에서 사용 강재의 마모가 큰 문제점으로 대두되고 있다. 특히 최근 석유를 대체할 화석 연료로 오일 샌드 (Oil Sands)에 대한 개발이 본격화됨에 따라 오일， 자갈， 모래 등이 포함된 슬러리에 의한 강재 마모는 생산 비용의 증가를 일으키는 중요한 원인으로 지적되고 있으며 이에 따라 내마모성이 우수한 강재의 개발 및 적용에 대한 수요가 크게 증가하고 있다. 기존의 광산 산업에서는 내마모성이 우수한 해드필드 (HadfieM)강이 주로 사용되어 왔다. 해드필드강은 오스테나이트계 강재로서， 강재에 변형이 가해질 경우 마르텐사이트로 변태됨으로써 높은 경도를 갖추게 되는 성질을 가진다. 상기와 같은 다양한 형태의 오스테나이트계 강재의 조직을 오스테나이트로 휴지하기 위해서는 망간 함량과 탄소 함량이 높아지게 되는데， 이 경우 오스테나이트 입계를 따라 네트웍 형태의 탄화물을 고온에서 생성시켜 강재의 물성， 특히 연성을 급격히 저하시킨다. 뿐만 아니라， 상기 탄화물은 모재에서 뿐만 아니라， 고온으로 가열되었다가 냉각되는 용접 열영향부에서도 더욱 심하게 형성되어 용접열영향부의 인성을 현저히 떨어뜨리게 된다. 이러한 네트웍 형태의 탄화물 석출을 억제하기 위해 고온에서 용체화 처리를 하거나 혹은 열간가공 후 상온으로 급넁시켜 고망간강을 제조하는 방법이 제시되었다. 그러나 강재의 두께가 두꺼운 경우에는 급냉에 의한 탄화물 억제의 효과가 층분하지 않을 뿐만 아니라 열이력을 받는 용접 열영향부에서의 탄화물 석출을 방지할 수 없다는 문제가 있다. 또한, 오스테나이트계 고망간강은 높은 가공 경화로 인해 피삭성이 열위하며 이는 절삭 공구 수명을 감소시키고 이로 인한 공구 비용 증가 및 공구의 교체에 관련된 휴지 기간 증가 등 생산 비용을 감소시키는 문제가 있다.
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명의 일 측면은 용접 열영향부에서 발생하는 인성 저하의 문제가 해소되고 피삭성, 내식성도 겸비한 오스테나이트계 강재를 제시하고자 한다. 그러나， 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
【기술적ᅳ해결방법】
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여， 본 발명의 일 측면은， 증량 %로， 망간 (Mn): 15-25%, 탄소 (C): 0.8-1.8%, 0.7C-0.56(%)≤Cu≤5%를 만족하는 구리 (Cu), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며， 용접 열영향부의 -40°C 샤르피 층격값이 100J 이상인 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은， 증량 %로， 망간 (Mn): 15-25%, 탄소 (C): 0.8-1.8%, 0.7C- 0.56(%)≤ 1≤¾를 만족하는 구리 (Cu), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 강 슬라브를 1050~1250°C의 온도에서 재가열하는 단겨 1; 상기 재가열된 슬라브를 800~105( C의 온도에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재의 제조방법을 제공한다.
여기서， 수식 중 C는 탄소의 함량을 중량 % 단위로 나타낸 것을 의미한다.
【유리한 효과】
본 발명에 의하면, 용접후 열영향부의 탄화물 생성을 억제하여 용접 열영향부의 인성이 ' 저하를 방지할 수 있고， 피삭성을 향상시킴으로써 절삭 가공성이 우수하며, 내식성을 향상시킴으로써 부식환경에서 장시간 사용이 가능한 오스테나이트계 강재를 제공할 수 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 망간과 탄소 함량의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 용접 열영향부 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 황 함량과 피삭성과의 관계를 나타낸 그래프이다.
【발명의 실시를 위한 형태】 이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재를 상세히 설명한다. 본 발명자들은 강재의 조직을 오스테나이트계로 제어하기 위하여 망간과 탄소 등을 다량 첨가하더라도 탄화물에 의한 용접 열영향부 인성 저하의 문제를 일으키지 않으며 또한 피삭성을 향상시키기 위해서는 강재의 성분을 적절히 제어할 필요가 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다. 즉， 본 발명은 오스테나이트 조직을 확보하기 위하여 망간과 탄소를 첨가하되， 용접과 같은 열싸이클을 강재가 받을 때 탄소에 의한 탄화물 형성을 최소화하기 위하여， 망간의 함량에 따른 탄소 함량을 조절할 뿐만 아니라， 추가적인 원소 첨가에 의하여 탄화물 형성을 적극 억제함으로써 용접 열영향부의 인성을 층분히 확보함과 동시에 칼슴 및 황의 함량을 조절하여 오스테나이트계 고망간강의 피삭성을 현저히 개선시키는 강재의 조성을 도출하기에 이르렀다. 이에 본 발명의 강재는 중량 %로， 망간 (Mn): 15-25%, 탄소 (C): 0.8-1.8%, 0.7C- 0.56(%)≤Cu≤5%를 만족하는 구리 (Cu), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다. 상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하， 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량 %임에 유의할 필요가 있다. 망간 (Mn): 15-25%
망간은 본 발명과 같은 고망간강에 첨가되는 가장 중요한 원소로서, 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 주 조직으로 오스테나이트를 얻기 위해서는 망간이 도 1에 표시한 바와 같이 15% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 즉, 망간의 함량이 15% 미만인 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하여 충분한 저온인성을 확보할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 25%를 초과하는 경우에는 망간 첨가로 인한 내식성 저하, 제조 공정상의 어려움, 제조단가 상승 등의 문제점이 있으며 인장 강도를 감소시켜 가공 경화가 감소되는 단점이 있다. 탄소 (C): 0.8-1.8%
탄소는 오스테나이트를 안정화시켜 상온에서 오스테나이트 조직을 얻을 수 있도록 하는 원소로서， 강재의 강도를 증가시키며, 특히 오스테나이트 내부에 고용되어 가공 경화를 증가시켜 높은 내마모성을 확보하거나 오스테나이트 상에 기인하는 비자성을 확보하기 위한 중요한 원소이다.
이를 위해서는 상기 탄소의 함량은 도 1에 표시한 바와 같이 0.8증량 % 이상인 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 너무 낮을 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하고 고용 탄소의 부족으로 높은 내마모성을 얻기 어렵다. 반대로 탄소의 함량이 과다할 경우에는 특히 용접 열영향부의 탄화물 형성을 억제하기 어렵다. 따라서， 본 발명에서 탄소는 0.8-1.8중량 ¾>로 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 탄소의 범위는 1.0-1.8중량 %이다. 구리 (Cu): 0.7C-0.56(%)≤Cu≤5%
구리는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 탄화물 계면에 농축되는 경향이 있다. 그 결과 미세한 탄화물의 핵이 생성될 경우 그 주위를 둘러싸게 됨으로써 탄소의 추가적인 확산에 따른 탄화물 성장이 늦어지게 되며， 결국 탄화물 생성 및 성장이 억제되게 된다. 따라서， 본 발명에서는 이러한 효과를 얻기 위하여 구리를 첨가한다. 이러한 구리의 첨가량은 독립적으로 결정되는 것이 아니라 탄화물의 생성 경향， 특히 용접시 용접 열영향부에서의 탄화물 생성 경향에 따라 결정되는 것이 바람직하다. 즉， 구리의 함량은 0.7O0.56중량 % 이상으로 설정하는 것이 탄화물 생성 억제에 유리하다. 구리의 함량이 0.7C—0.56중량 미만인 경우 탄소에 의한 탄화물 형성을 억제하기 힘든 문제점이 있으며 구리의 함량이 5중량 %를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 상한은 5중량 %로 제한하는 것이 바람직하다. 특히， 본 발명에서 내마모성 향상을 위해 첨가되는 탄소 함량을 고려할 때에는 상기 탄화물 생성 억제 효과를 층분히 얻기 위해서는
0.3증량 % 이상 첨가되는 것이 바람직하고， 보다 바람직하게는 2증량 % 이상 첨가될 경우 상기 효과를 극대화할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철 (Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 흔입될 수 있으므로， 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다. 본 발명의 강재는 상기 성분에 더하여 피삭성을 개선하기 위하여 황 (S) 및 을 칼슘 (Ca)을 추가로 포함할 수 있다.
황 (S): 0.03-0.1%
황은 일반적으로 망간과 함께 첨가되어 화합물인 황화망간을 형성하여 절삭 가공시 쉽게 절단, 분리되어 절삭성을 향상시키는 원소로 알려져 있다. 절삭 가공열에 의해 용융되므로 칩과 절삭 공구와의 마찰력을 감소시킨다. 따라서 공구 표면 윤활을 통한 절삭 공구 마모 감소, 절삭 공구상에의 절삭날 축척 방지 등의 효과를 가져오므로 절삭 공구의 수명을 증가시킨다. 다만， 황의 과다 함유의 경우 열간 가공시 연신된 다량의 조대한 황화망간으로 강재의 기계적 특성을 감소시킬 수 있고 또한 황화철의 형성으로 열간 가공성을 해칠 수 있으므로 그 상한은 0.1%이 바람직하며 0.03%미만으로 첨가되면 절삭성 개선의 효과가 없으므로 그 하한은 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘 (Ca): 0.001-0.01%
칼슴은 황화망간의 형상을 제어하기 위해 주로 사용되는 원소이다. 황에 대해 큰 친화력을 가지므로 칼슘황화물을 형성함과 동시에 황화망간에 고용되어 존재하며, 이러한 칼슴황화물을 핵으로 하여 황화망간이 정출하므로 열간 가공시 황화망간의 연신을 억제하여 구상의 형상을 유지하도록 하여 피삭성을 개선시킨다. 다만, 0.01%를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화하며 칼슘은 실수율이 낮기 때문에 함유량을 많게 하기 위해서는 다량의 첨가가 필요하므로 제조 비용의 측면에서 바람직하지 않다. 0.001%미만인 경우 효과가 미미하므로 그 하한은 0.00 로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명의 강재는 상기 성분에 더하여 크름 (Cr)을 추가로 포함할 수 있다. 크름 (Cr): 8% 이하 (0%는제외)
일반적으로 망간은 강재의 내식성을 저하시키는 원소이며, 상기 범위의 망간 함량에서 일반 탄소강에 비해 내식성이 저하되는 단점이 있는데， 본 발명에서는 크롬을 첨가함으로써 내식성을 향상시키고 있다. 또한， 상기 범위의 크름 첨가를 통해 강도도 향상시킬 수 있다. 다만， 그 함량이 8중량 %를 초과하는 경우 제조원가의 상승을 가져올 뿐 아니라 재료 내 고용된 탄소와 함께 입계를 따라 탄화물을 형성하여 연성 특히 유화물 웅력유가 균열 저항성을 감소시키며, 페라이트가 생성되어 오스테나이트 주 조직을 얻을 수 없으므로, 그 상한은 8중량 %로 한정하는 것이 바람직하다. 특히， 상기 내식성 향상 효과를 극대화하기 위해서는 크름을 2중량 % 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 이와 같이， 크롬의 첨가로 내식성을 향상시킴으로써 슬러리 파이프용 강재 또는 내 싸워 (sour) 강재 등에도 널리 적용할 수 있다. 또한, 크름을 첨가할 경우 450MPa이상의 높은 항복강도를 안정적으로 얻을 수 있다. 상술한 조성의 강재는 오스테나이트계 조직을 가지면서 용접 열영향부의 인성이 우수하다. 본 발명의 바람직한 일 구현예에 따르면 본 발명의 강재는 용접 열영향부의 40t:에서의 샤르파 충격값이 100J 이상일 수 있다. 상술한 본 발명의 조성의 강재는 오스테나이트계 강재로서 용접 열영향부의 미세조직은 오스테나이트가 체적분율로 95% 이상 포함된 강재를 의미한다. 또한 본 발명에서 강재라 함은 단순히 재료로서의 강재만을 의미하는 것이 아니라， 최종제품에 용접된 상태로 포함된 강재도 같이 의미하는 것임에 유의할 필요가 있다. 상기 오스테나이트는 상술한 바와 같이 각종의 용도에 사용될 수 있다. 상기 오스테나이트 이외에는 마르텐사이트, 베이나이트， 펄라이트， 페라이트 등의 불가피하게 형성된 불순조직이 일부 포함될 수 있다. 여기서 각 조직의 함량은 탄화물 등의 석출물을 포함하지 않고, 강재의 상 (phase)의 합을 합한 것을 100%로 보았을 때의 함량임에 유의할 필요가 있다. 또한， 본 발명의 강재는 용접 열영향부의 미세조직은 탄화물이 체적분율로 5% 이하 (전체 체적기준)인 것이 바람직하다. 이 경우 탄화물에 의한 용접 열영향부 인성 저하문제를 최소화할 수 있기 때문이다. 상술한 본 발명의 유리한 조건을 가지는 강재는 통상적인 강재 제조방법에 의해 제조할 수 있으므로 본 발명에서 이를 상세하게 언급하지 않는다. 상기 통상적인 강재 제조방법에는 슬라브를 재가열한 후 조압연 및 사상압연하는 통상의 열간압연 방법이 포함될 수 있다. 다만， 한가지 바람직한 구현예를 설명한다면 아래와 같을 수 있다. 재가열 온도: 1050-1250 r
열간압연을 위해 슬라브 또는 잉곳 (ingot)을 가열로에서 재가열하는 공정이 필요하다. 이때 재가열 온도가 1050°C 미만으로 너무 낮을 경우에는 압연 중에 하중이 크게 걸리는 문제가 있으며 , 합금성분도 층분히 고용되지 않는다. 반면 재가열 온도가 너무 높을 경우에는 결정립이 과도하게 성장하여 강도가 낮아지는 문제가 있고 특히 발명강의 조성 범위에서는 탄화물의 입계 용융 흑은 강재의 고상선 온도를 초과하여 재가열됨으로써 강재의 열간압연성을 해칠 우려가 있기 때문에 그 상한을 1250°C로 제한한다. 마무리 압연온도: 8(xrc~i05(rc
상술한 조성 범위를 가지는 강재에 대해 열간압연을 실시하며 이때 압연 온도는
8001이상， 1050 °C이하로 완료되어야 한다. 800°C 미만에서 압연이 이루어지면 압연 하중이 크게 걸리고 탄화물이 석출 및 조대하게 성장하는 등의 문제가 발생할 수도 있으므로 그 상한은 재가열 하한 온도인 1050°C가 되어야 한다 열간압연 후에는 통상적인 범위에서 냉각하는 과정이 포함될 수 있으며， 넁각속도는 특별히 제한하지 않는다. 이하， 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
[실시예 1]
아래 표 1에 기재된 성분계 및 조성범위를 만족하는 슬라브를 1150°C에서 재가열 한 뒤 약 90CTC에서 마무리 압연을 하고 냉각하여 열연 강판을 제조한 후 모재 항복강도， 미세조직， 모재의 탄화물 비율 등을 측정하여 아래 표 2에 나타내었다. 또한， 상기 강재를 대상으로 맞대기 용접을 실시한 후 용접 열영향부 (HAZ)의 탄화물 체적분율과 상기 열영향부의 -40°C에서의 샤르피 층격치를 측정한 결과 역시 표 2에 기재하였다. 표 2에서 나타내지는 않았지만， 열영향부의 조직은 탄화물이 체적분율로 5%이하로 목표로 하는 미세조직을 얻을 수 있었다. 표 1의 각 성분의 함량 단위는 중량 %이다.
【표 11
Figure imgf000014_0001
【표 2】
Figure imgf000014_0002
12011535
Figure imgf000015_0001
또한， 상기 각 비교예 및 발명예에 해당하는 강재에 대하여 침지실험에 의한 부식속도 시험을 수행하고 그 결과를 표 3에 나타내었다.
【표 3】
Figure imgf000015_0002
비교예 A1과 A2는 망간의 함량이 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 과도한 탄소 함량에 의해 용접 열영향부에서 탄화물이 네트웍 형태로 석출하였으며 체적 분율로 5% 이상이 되어 용접 열영향부에서의 저온 인성이 매우 낮은 값을 나타내고 있다. 또한, 비교예 A3는 탄소의 함량이 적어 탄화물을 석출하지 않지만 망간의 함량이 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않아 오스테나이트 안정도가 부족하여 저온에서 쉽게 마르텐사이트로 유기 변태 함으로 인해 매우 낮은 저온 인성값을 나타내고 있다. 또한, 비교예 A4은 탄소의 함량이 본 발명에서 제어하는 범위를 초과하여 첨가됨으로 인해 탄화물이 5% 이상 석출하여 저온 인성의 열화를 초래하고 있다. 또한, 비교예 A5은 탄소와 망간의 함량은 본 발명에서 제어하는 범위에 해당되지만 구리의 첨가량이 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않아 탄화물 석출을 효과적으로 억제하지 못함으로 인해 낮은 저온 인성값을 나타내고 있다. 또한， 비교예 A6은 망간 및 탄소의 함량은 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지만, 구리가 본 발명이 제어하는 범위 이상으로 첨가되어 재료의 열간가공성이 급격히 열화됨으로써 열간가공시 심한 크랙이 발생하여 건전한 압연재를 얻을 수 없었고, 이에 따라 각 실험을 통한 측정이 불가한 상태였다. 이에 반해, 발명예 A1 내지 A6은 본 발명에서 제어하는 성분계 및 조성범위를 모두 만족하는 강종으로서, 구리 첨가에 의해 용접 열영향부에서의 입계 탄화물 석출이 효과적으로 억제되어， 그 체적 분율이 5% 이하로 제어됨으로 인해 저온 인성이 우수함을 알 수 있다. 구체적으로 높은 탄소 함량에서도 구리의 첨가에 의해 탄화물이 효과적으로 억제됨으로 인해 목표하는 미세조직 및 물성을 얻을 수 있음을 알 수 있다. 특히 , 발명예 A5 내지 A6은 크롬을 추가적으로 첨가함에 따라 부식평가 실험에서 부식 속도가 느려 내식성까지 향상되었음을 알 수 있다. 이는 발명예 A1 내지 A4와 비교하여 크롬 첨가를 통해 내식성 향상 효과가 보다 우수함을 알 수 있다. 또한 크름의 첨가로 인해 고용강화에 따른 강도 향상을 확인할 수 있다. 도 2는 상기 발명예 A2에 따라 제조된 강판의 용접 열영향부 미세조직 사진을 나타낸 것이다. 본 발명에서 제어하는 범위내의 구리 첨가에 의해 높은 탄소 함량에서도 탄화물이 존재하지 않음을 확인할 수 있다.
[실시예 2]
하기 표 4에 기재된 성분계 및 조성범위를 만족하는 슬라브를 11501：에서 재가열 한 뒤 약 9(xrc에서 마무리 압연을 하고 냉각하여 열연 강판을 제조하였다. 표
4의 각 성분의 함량 단위는 중량 %이다.
【표 4]
Figure imgf000017_0001
이렇게 제조된 강판을 대상으로 맞대기 용접을 실시한 후， 모재의 항복강도， 용접 열영향부 (HAZ)의 탄화물 체적분율, 용접 열영향부의 -4( C에서의 샤르피 층격치를 측정하여 표 5에 기재하였다. 피삭성 평가를 위해서는 10mm 직경의 고속도 공구강 드릴을 사용하여 회전속도 130rpm, 드릴 전진속도 0.08mm/rev의 조건으로 강재에 구멍을 반복적으로 뚫에 드릴이 마모되어 수명이 다할 때까지의 구멍 수를 측정하여 표 5에 기재하였다.
【표 5]
Figure imgf000018_0001
또한， 상기 비교예 및 발명예의 강판에 대하여 ASTM G31에 의거한 침지실험에 의한 부식속도를 측정하고 그 결과를 표 6에 나타내었다.
【표 6】
Figure imgf000018_0002
Figure imgf000019_0001
본 실시예의 경우 탄소와 망간의 함량이 본 발명에서 제어하는 성분계 및 조성범위를 모두 만족하는 강종으로서, 구리 첨가에 의해 용접 열영향부에서의 입계 탄화물 석출이 효과적으로 억제되어, 그 체적분율이 5% 이하로 제어됨에 따라 저온 인성이 우수함을 알 수 있다. 구체적으로 높은 탄소 함량에서도 구리의 첨가에 의해 탄화물이 효과적으로 억제됨으로써 목표하는 미세조직 및 물성을 얻을 수 있었다.
특히 , 비교예 B5 및 발명예 B7은 크름을 추가적으로 첨가함에 따라 부식평가 실험에서 부식 속도가 느린 것으로 보아 내식성까지 향상되었음을 알 수 있다. 또한 크롬의 첨가로 인해 고용강화에 따른 항복강도도 향상되어 450MPa 이상인 것을 확인할 수 있다. 비교예 B1 내지 B5는 황 및 칼슴을 미첨가 또는 본 발명에서 제어하는 범위를 벗어남으로 인해 피삭성이 열위함을 확인할 수 있다. 반면， 발명예 B1 내지 B7은 황 및 칼슘의 첨가량이 본 발명에서 제어하는 성분계 및 조성범위를 모두 만족하는 강종으로서 비교예와 비교하여 피삭성이 우수함을 알 수 있다. 특히 발명예 B2 내지 B4는 황 함량을 변화시킨 경우로 황 함량의 증가로 인해 피삭성이 보다 개선됨을 알 수 있다. 도 3는 황 함량에 따른 피삭성을 나타낸 것이다. 황 함량 증가에 따라 피삭성ᄋ 증가함을 확인할 수 있다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 11
중량 %로， 망간 (Mn): 15-25%, 탄소 (C): 0.8-1.8%, 0.7O0.56(%) <Cu<5%를 만족하는 구리 (Cu), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며， 용접 열영향부의 ᅳ 40°C 샤르피 충격값이 100J 이상인， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재.
【청구항 2】
제 1항에 있어서，
상기 강재는 중량 %로， 황 (S): 0.03-0.1%, 칼슴 (Ca): 0.001-0.01%을 추가로 포함하는 것인, 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재.
【청구항 3】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
상기 강재는 8중량 % 이하 는 제외)의 크름 (Cr)을 추가로 포함하고 항복강도가 450MPa 이상인 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재.
【청구항 4】
제 1항 또는 제 2항에 있어서 ,
상기 용접 열영향부의 미세조직은 오스테나이트가 체적분율로 95%이상인 것인. 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재.
【청구항 5]
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 용접 열영향부의 미세조직은 탄화물이 체적분율로 5 > 이하로 포함되는 것인， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재.
【청구항 6]
중량 %로, 망간 (Mn): 15-25%, 탄소 (C): 0.8-1.8%, 0.7C-0.56(%) <Cu≤5%를 만족하는 구리 (Cu), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 강 슬라브를 1050~1250°C의 온도에서 재가열하는 단계; 및
상기 재가열된 슬라브를 800~L05(rc의 온도에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재의 제조방법 .
여기서， 수식 중 C는 탄소의 함량을 중량 ¾ 단위로 나타낸 것을 의미한다.
【청구항 7】
제 6항에 있어서，
상기 강 슬라브는 증량 %로, 황 (S): 0.03-0.1%, 칼슴 (Ca): 0.001~0.01%을 추가로 포함하는 것인， 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재의 제조방법.
【청구항 8】
제 6항 또는 제 7항에 있어서,
상기 강 슬라브는 8중량 % 이하 (0%는 계외)의 크름 (Cr)을 더 포함하고 항복강도가 450MPa 이상인 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재의 제조방법.
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