WO2014104441A1 - 용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법 - Google Patents

용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to steel applied to construction equipment, dump trucks, mining machinery, conveyor conveyors that require high hardness, and more particularly to a high manganese wear-resistant steel excellent in weldability.
  • wear-resistant steel is used for devices or components that require wear resistance, such as construction, transportation, mining, and railroad industries.
  • Abrasion resistant steel is largely divided into austenitic hardened steel and martensitic hardened steel.
  • Targets of austenitic work hardening steels include ' Hardfield steel, which contains about 12% by weight of manganese (Mn) and about 1.2% by weight of carbon (C), and the microstructure has austenite, It is used in various fields such as mining industry, railroad and military.
  • its initial yield strength is very low around 400 MPa, and its application is limited as a general wear resistant or structural steel requiring high hardness.
  • martensitic high hardness steels have high yield strength and tensile strength and are widely used in structural materials and transportation / construction machinery.
  • high hardness steels require high alloying and quenching processes to obtain martensitic structures for obtaining sufficient hardness and strength.
  • Typical martensitic wear resistant steel It is a Hardard series of SSAB, and is excellent in hardness and strength. As the wear-resistant steel has recently expanded in the industrial field and the trend toward the enlargement of industrial machinery, the demand for the thickening of the wear-resistant steel is rapidly increasing.
  • wear-resistant steel is often required to have a high resistance to abrasive wear depending on the use environment, hardness is a very important factor to secure the resistance to abrasive wear.
  • a large amount of alloying elements are added to improve the hardenability of the material, or to secure a hard phase through accelerated cooling.
  • a high hardness structure can be obtained up to the center of the thickness of the material through the addition of alloying elements and accelerated cooling.
  • the thin material has a sufficient cooling rate to obtain a hard phase up to the center of the material. Since it is difficult to obtain, it is a basic method to obtain a high hardness value even at a relatively low angular velocity by securing hardenability through increasing alloying elements.
  • One aspect of the present invention is to reduce the addition of expensive alloy elements to increase the production cost for the thickening of the wear-resistant steel, while ensuring a high hardness to the center of the thickness, excellent wear resistance steel and a method of manufacturing the same It is to provide.
  • the present invention contains Mn: 5-15% by weight, C: 16 ⁇ 33.5C + Mn ⁇ 30, Si: 0.05-1.0%, the rest contains Fe and unavoidable impurities,
  • the microstructure provides high manganese wear-resistant steel with martensite as the main structure and having an area fraction and 5 to 403 ⁇ 4 residual austenite.
  • Mn 5-15%
  • C 16 ⁇ 33.5C + Mn ⁇ 30
  • Si 0.05-1.0%
  • the rest is 900-1100 o steel slab containing Fe and unavoidable impurities.
  • C is heating for a time of 0.8 t (t: slab thickness, mm) minutes or less in the degree range;
  • a thick wear-resistant steel excellent in wear resistance and weldability can be provided.
  • the present invention facilitates martensite by reducing the content of manganese and carbon. While forming, by appropriately forming the residual austenite through the segregation zone, there is an advantage that both wear resistance and weldability can be improved.
  • 1 is a graph showing the content range of manganese and carbon defined in the present invention.
  • 2 is a photograph observing the microstructure of the inventive steel 1.
  • Example 3 is a photograph observing the weld crack results by the y-groove test of Comparative Steel 2.
  • Figure 4 is a photograph observing the welding crack results by the y-groove test of the invention steel 1.
  • 5 is.
  • Example 2 is a graph showing the results of observing the Brinell hardness change in the thickness direction of the inventive steel 1 and Comparative steel 5. ⁇
  • the inventors of the present invention have studied deeply to solve the problems with the conventional wear-resistant steel, and as a result, segregation zones and sub-segregation zones are formed in the microstructure due to inevitably occurring segregation during casting, mainly manganese and carbon segregation. Due to the different phase transformation between the two bands it can be seen that the non-uniformity of the microstructure.
  • segregation in steel has been recognized as the biggest cause of non-uniformity of microstructures and non-uniformity of physical properties thereof, and has been attempted to reduce segregation by promoting diffusion of alloying elements through homogenization treatment and the like.
  • the present inventors have studied a method of easily utilizing such segregation, and furthermore, by precisely controlling the content of manganese and carbon, and forming a different structure from the matrix structure in the segregation portion, the conventional problem can be solved.
  • the contents of manganese and carbon, the main alloying elements In the segregation zone, the martensite, which is the main structure, is formed in the segregation zone, and in the segregation zone, the austenite remains soft at room temperature due to the enrichment of alloying elements, thereby forming soft austenite.
  • High manganese steel generally refers to steel having a content of more than 2.6% by weight of manganese.
  • various physical property combinations can be composed and existing high carbon high alloy martensitic wear resistance
  • the present invention relates to a high-manganese wear-resistant steel for water by improving the performance of wear resistance, weldability, etc. by substituting the component system to make martensite the main structure and to include residual austenite due to the concentration of alloy components in the segregation zone. . If the content of manganese in the high manganese steel is more than 2.6% by weight, the bainite or ferrite generation curve moves rapidly backwards on the Continuous Cooling Transformation Diagram.
  • Martensite is produced stably at low cooling rates compared to carbon wear resistant steels.
  • the manganese content is high, there is an advantage that can obtain a high hardness with a relatively low carbon content compared to the general high carbon martensitic steel.
  • the wear resistant steel is manufactured using the phase transformation characteristics of the high manganese steel, the variation in hardness distribution from the surface layer to the inside can be obtained.
  • steel is rapidly supplied through water cooling, etc. At this time, the angular velocity of the water from the surface of the steel to the center is gradually reduced. Therefore, the thicker the steel is, the lower the hardness of the core is.
  • the wear-resistant steel according to the present invention is in weight%, Mn: 5-15%, C: 16 ⁇ 33.5 C + Mn ⁇ 30,
  • the rest contains Fe and unavoidable impurities
  • the microstructure contains martensite as the main structure and contains 40% or less of retained austenite.
  • the content of component elements means weight%.
  • Manganese (Mn) is one of the most important elements added in the present invention. Manganese may play a role in stabilizing austenite within an appropriate range. Manganese is preferably contained 5% or more in order to stabilize martensite within the following carbon content. If it is less than 5%, austenite stabilization by manganese is not sufficient, and thus, retained austenite cannot be obtained in the segregation portion. In addition, if the amount is excessively added to exceed 15%, the retained austenite is excessively stabilized to exceed the target fraction of retained austenite, and the fraction of martensite decreases to provide a sufficient fraction necessary for securing wear resistance. Hard tissue can not be obtained. Therefore, the manganese content in the present invention to include 5 to 15%, it is possible to easily secure a stable austenite structure in the cooling step after hot rolling or solution treatment.
  • Carbon (C): 16 ⁇ 33.5C + Mn ⁇ 30 Carbon is an important element to secure martensite fraction and hardness by increasing the hardenability of steel together with manganese.
  • the present invention intends to limit the range of ingredients to maximize its efficacy.
  • the carbon content range for securing sufficient amounts of residual austenite required by the present invention is understood in combination with manganese having the same effect, and the carbon content formula 33.5C + Mn for this is preferably added at least 16. Do. If it is less than 16, the austenite stability is insufficient to satisfy the target residual austenite fraction, and if it exceeds 30, the austenite is excessively stabilized and the target residual austenite fraction cannot be obtained. It is preferable that the value of + Mn has a range of 16-30. On the other hand, the range of the Mn and C defined in the present invention is shown schematically in FIG.
  • Silicon acts as a deoxidizer and is an element that improves the strength due to solid solution strengthening. For this purpose, it is preferable to add 0.05% or more. If the content is high, the weld part as well as the toughness of the base material is lowered, so the upper limit of the content is preferably limited to 1.W.
  • the wear resistant steel of the present invention may further add one or more of niobium (Nb), vanadium (V), titanium (Ti) and boron (B) to further improve the effect of the present invention.
  • Nb 0.1% or less
  • Niobium is an element that increases strength through solid solution, precipitation strengthening effect, and improves impact toughness by miniaturizing grains at low temperature rolling. However, when the content exceeds 0.13 ⁇ 4, coarse precipitates are produced, and thus deteriorate the hardness and impact toughness, it is preferably limited to 0.1% or less.
  • Vanadium is dissolved in steel to retard the transformation rates of ferrite and bainite phases, thereby facilitating the formation of martensite, and also increasing the strength through the solid solution strengthening effect.
  • the content exceeds 0.1%, the effect is saturated, and it is preferable to limit it to 0.1% or less because it causes toughness and weldability deterioration and significantly increases the manufacturing cost of steel.
  • Ti 0.W or less
  • Titanium is an element that maximizes the effect of B, which is an important element for improving hardenability. That is, titanium suppresses BN formation by ⁇ formation, thereby increasing the content of solid solution B to improve hardenability, and precipitated TiN has an effect of inhibiting grain coarsening by pinning austenite grains.
  • the content thereof is preferably 0.1% or less.
  • Boron is an element that effectively increases the quenchability of materials even with a small amount of addition, and it has the effect of suppressing grain boundary fracture through strengthening of grain boundaries, but decreases toughness and weldability by forming coarse precipitates when excessively added, 0.02% It is preferable to limit to the following.
  • the remaining components are iron (Fe).
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may inevitably be introduced, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the wear-resistant steel of the present invention has martensite as the main structure, and preferably contains at least 60% by area fraction. When the fraction of martensite is less than 60%, the hardness intended by the present invention cannot be secured.
  • the retained austenite is preferably 5 to 40% by area fraction. If the fraction of the retained austenite is less than 5%, strain cannot be absorbed during welding, and thus weldability cannot be secured. On the other hand, if the residual austenite fraction exceeds 40%, the fraction of the soft austenite is excessively increased, and thus the hardness required for wear resistance cannot be obtained. The remainder may include inevitable phases produced during manufacturing. These other tissues may be ⁇ '-martensite, epsilon martensite or carbide Etc.
  • the microstructure of the present invention will be described in more detail. As will be described later, the present invention utilizes segregation zones formed in steel slabs.
  • the segregation zones formed in the steel slab are maintained in the process of rolling and engraving the steel slabs, thereby inducing the formation of the retained austenite in the segregation zones.
  • the portion where the segregation zone is formed may be referred to as a segregation zone in the wear-resistant steel of the present invention.
  • the wear-resistant steel of the present invention includes a martensa art structure as a main structure, and the segregation zone contains 40-50% by area fraction.
  • the residual austenite is preferably formed in the segregation zone. Residual austenite at this time may be formed in the whole of the segregation zone, and may be formed in a smaller range. Therefore, the residual austenite is preferably 5 to 40% by steel area fraction. Therefore, the wear-resistant steel of the present invention is composed of the martensite structure, the residual austenite formed in the segregation zone region, the other structure may be formed in the portion where the residual austenite is not formed. At this time, the residual austenite is preferably 70 ⁇ 1003 ⁇ 4 in the area fraction of the segregation zone, the other tissue may be formed.
  • the segregation zone in which the retained austenite structure is formed has a rolling direction when the rolling direction of the wear resistant steel is in the X axis, the width direction in the y axis, and the thickness direction in the z axis. It is preferable to have a size of 100 to 10000 in the rolling direction (X axis) and a thickness of 5 to 100 zm in the thickness direction (X axis) in the cross section in the thickness direction, that is, the ⁇ ⁇ cross section.
  • the segregation zone is a zone where residual austenite is produced, and the segregation zone is distinguished from the segregation zone formed in the steel slab, and represents the portion that was the segregation zone in the steel after rolling.
  • the segregation zone is formed to be long in the rolling direction and the horizontal direction, and is formed relatively short in the vertical direction of the rolling direction (thickness direction of the steel sheet).
  • the average packet size of the martensite is preferably below.
  • the packet size is 20 ⁇ .
  • the martensite structure can be refined and the layer toughness can be further improved.
  • the size of the pattern becomes smaller as the finish rolling temperature is lower when the hot rolling and cooling processes are applied, and becomes smaller when the reheating temperature is lower when the hot rolled steel sheet is manufactured by applying the reheating and cooling processes.
  • the finish rolling temperature is preferably 900 ° C or less
  • the reheating temperature is preferably maintained below 950 ° C.
  • the present invention comprises the steps of heating a steel slab that satisfies the above composition to a temperature of 900 ⁇ 1100 o C for a time of 0.8t (t: sulfa thickness) minutes or less;
  • the steel slab satisfying the composition is heated in a temperature range of 900 ⁇ 1100 ° C or less.
  • the segregation zone of the alloying element is generated during the manufacturing process (casting process, etc.), and when the temperature exceeds 1100 ° C., the homogenization of the segregation of the alloying element in the segregation zone is made due to excessive heat. .
  • the heating temperature is less than 1100 o C.
  • the heating time of the steel slab is preferably 0.8t (t: slab thickness, mm) minutes or less. If the heating time exceeds 0.8t minutes, there is a problem that the segregation in the slab is homogenized due to the excessive supply of heat.
  • the lower limit is not particularly limited. That is, in the present invention, by controlling the heating temperature and the heating time of the steel slab, the segregation zone formed in the steel slab is maintained without being destroyed.
  • the heated steel slab is hot rolled to produce a steel sheet.
  • the hot rolling is not particularly limited to the method, and is based on a conventional method performed in the art.
  • the finish rolling during hot rolling is preferably carried out at 750 ° C. or more.
  • the finish rolling is not particularly limited, but if the finish rolling temperature is too low at less than 750 ° C., the rolling may not be performed through proper rolling, and the rolling shape may be deteriorated. Therefore, the finish rolling temperature is preferably carried out at 750 ° C. or more.
  • the segregation zone is maintained in the rolled steel sheet after the rolling.
  • the segregation zone has a size of 100 to 10000 in the rolling direction (X axis) and 5 to 100 in the thickness direction (z axis) as described above. It is preferable.
  • the columnar phase of the microstructure of the wear-resistant steel of the present invention can be formed into a martensite structure.
  • the excitation speed is less than o.rc / s, auto tempering occurs, so that no martensite structure is formed.
  • the microstructure of the wear-resistant steel of the present invention forms martensite as a columnar phase, and contains 5 to 403 ⁇ 4 of the retained austenate art as an area fraction.
  • the residual austenite is formed at the segregation zone and is derived from the segregation zone.
  • the method may further include performing reheating and sensing. Through the reheating and angle of view, the martensitic packet size can be 20 ⁇ or less, and the reheating temperature is preferably 950 ° C or less.
  • Ingots satisfying the compositions shown in Table 1 were prepared in a vacuum induction furnace to obtain slabs having a thickness of 80 ⁇ m.
  • the slab was heated to 1050 ° C. for 50 minutes, and rough rolling and finishing rolling were performed to prepare a 30 mm thick plate. Thereafter, the acceleration angle or air cooling was performed, and some filament rolling temperature was adjusted according to the test purpose.
  • martensite was obtained through rapid cornering immediately after hot rolling.
  • accelerated cooling may be performed after hot rolling, and martensite may be obtained through accelerated wetting or air cooling after reheating using a separate heat treatment facility.
  • the present invention can be applied to any of the cooling methods after hot rolling.
  • Table 2 the texture and brinell hardness were measured by the center of the steel sheet, because when the structure and hardness of the center of the steel sheet were satisfied, the entire steel sheet thickness was satisfied.
  • M martensite
  • A residual austenite
  • R other phase.
  • 2 is a photograph observing the microstructure of the inventive steel 1. Looking at Figure 2, it can be seen that the retained austenite is included in the martensite structure of the present invention.
  • the inventive steels 1 to 7 can be seen that the steel component satisfies the component range of the present invention, and thus the central Brinell hardness according to the increase in the hardenability can be obtained a value of 360 or more.
  • the austenitic target fraction can be obtained, so that welding crack does not occur despite the high hardenability.
  • the hardness was further increased, and in particular, in the case of the inventive steel 7 including all of niobium, vanadium, titanium, and boron, the hardness and wear resistance were improved.
  • the inventive steel manufactured by air cooling all of the Brinell hardness 360 or more is satisfied even in the center, which can be expected to obtain the same result in the center of the thicker material than the invention steel.
  • the welding crack evaluation through the y-groove shows that the weld cracks are generated in the comparative steels 1 and 2 due to the high hardenability and the martensite transformation caused by the welding.
  • Comparative steel 5 shows that the hardness of the core is secured by the addition of alloying elements, but the occurrence of welding crack due to the increase of hardenability is inevitable.
  • Figure 3 shows the weld crack results by the y-groove test of Comparative Steel 2
  • Figure 4 shows the weld crack results by the y-groove test of invention steel 1. 3 and 4, the invention example according to the present invention can be confirmed that the excellent weldability. (Example 2)

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Abstract

본 발명은 건설중장비, 덤프트럭, 광산용 기계장치, 컨베이터 등에 적용되는 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접성이 우수한 고망간 내마모강에 관한 것이다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법
【기술분야
본 발명은 높은 경도가 요구되는 건설중장비, 덤프트럭， 광산용 기계장치, 컨베이터 둥에 적용되는 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접성이 우수한 고망간 내마모강에 관한 것이다.
【배경기술】
현재 건설， 운송, 광산， 철도 등의 산업분야 등 내마모 특성이 필요한 장치 또는 부품에는 내마모강이 사용되고 있다. 내마모강은 크게 오스테나이트계 가공경화강과 마르텐사이트계 고경도강으로 구분된다. 오스테나이트계 가공경화강의 표적인 예로는 '해드필드 (Hadfield)강이 있으며， 망간 (Mn) 약 12중량 % 및 탄소 (C) 약 1.2중량%를 포함하고， 그 미세조직은 오스테나이트를 가지며, 광산산업분야， 철도분야， 군수분야 등 다양한 분야에서 쓰이고 있다. 그러나， 초기 항복강도가 400MPa 전후로 매우 낮아 고경도가 요구되는 일반적인 내마모강 또는 구조강으로서는 그 적용이 제한적아다. 이에 비해, 마르텐사이트계 고경도강은 높은 항복강도 및 인장강도를 가지고 있에 구조재 및 운송 /건설기계 등에 널리 쓰이고 있다. 일반적으로 고경도강은 충분한 경도 및 강도를 얻기 위한 마르텐사이트 조직을 얻기 위해， 고합금 첨가 및 켄칭 (Quenching) 공정이 필수적이다. 대표적인 마르텐사이트계 내마모강은 사브 (SSAB)사의 하독스 (HARDOX) 시리즈로서， 경도 및 강도가 우수하다. 이러한 내마모강은 최근 산업 분야의 확장 및 산업 기계의 대형화 추세에 따라 내마모강의 후물화에 대한 요구가 급증하고 있다.
한편， 내마모강은 그 사용환경에 따라 연마마모 (Abrasive wear)에 대한 저항성이 큰 것이 요구되는 경우가 많으며, 연마마모에 대한 저항성을 확보하기 위해서는 경도가 매우 중요한 인자이다. 경도를 확보하기 위해서는 다량의 합금원소를 첨가하여 재료의 경화능을 향상시키거나， 가속 냉각을 통해 경질상을 확보하게 된다. 박물재의 경우 합금원소 첨가 및 가속냉각을 통해 재료의 두께 중심부까지 높은 경도의 조직을 얻을 수 있으나, 두께가 두꺼워지는 후물재의 경우에는 재료의 중심부까지 경질상을 얻을 수 있을 정도의 층분한 냉각속도를 얻기 어려우므로, 합금원소 증가를 통해 경화능을 확보하여 비교적 낮은 넁각속도에서도 높은 경도값올 얻는 것이 기본적인 방법이다.
그러나, 、후물재의 경우 두께 중심부까지 경도를 확보하기 위해， 다량의 합금원소를 첨가하게 되면， 용접시에 용접 열영향부 등에 쉽게 균열이 발생하고， 특히 후물재의 경우 용접시 발생하는 균열 억제를 위해, 재료를 고온으로 예열해야 함으로써， 용접성을 열위하게 만들고 결국 용접비용을 증가시켜 사용에 제한으로 가져오게 되는 문제가 생기므로 용접성이 우수한 내마모강의 후물에 있어 큰 장벽으로 인식되고 있다. 또한 경화능을 증가시키기 위해 첨가되는 Cr,
Ni, Mo 등은 고가의 원소이므로, 제조비용이 많이 드는 문제점이 있다.
【발명의 상세한 설명】 【기술적 과제】
본 발명의 일측면은 내마모강의 후물화를 위해서， 제조비용을 증가시키는 고가의 합금원소 첨가를 저감시키고， 두께 중심부까지 높은 경도를 확보하는 동시에， 용접부 특성이 우수한 내마모강과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다. 【기술적 해결방법】
본 발명은 중량 %로ᅳ Mn: 5-15%, C: 16<33.5C+Mn<30, Si：0.05-1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물올 포함하고，
미세조직은 마르텐사이트를 주조직으로 하고， 면적분율로， 5~40¾의 잔류 오스테나이트를 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강을 제공한다. 한, 본 발명은 중량 %로， Mn: 5~15%, C: 16<33.5C+Mn<30, Si：0.05-1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 900~1100oC은도범위에서 0.8t(t: 슬라브 두께， mm)분 이하의 시간 동안 가열하는 단계;
상기 가열돤슬라브를 열간압연하여 강판을 제조하는 단계: 및
상기 강판을 Ms (마르텐사이트 변태 개시온도) 이상에서 0.1~20°C/s의 넁각속도로 넁각하는 단계
를 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법을 제공한다.
【유리한 효과】
본 발명에 의하면, 내마모성과 용접성이 우수한 후물 내마모강을 제공할 수 있다. 본 발명은 망간과 탄소의 함량을 쩨어함으로서， 마르텐사이트를 용이하게 형성하면서， 편석대를 통한 잔류 오스테나이트를 적절히 형성함으로서, 내마모성 및 용접성을 모두 향상시킬 수 있는 장점이 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 본 발명에서 한정하는 망간과 탄소의 함량범위를 나타낸 그래프이다. 도 2는 발명강 1의 미세조직을 관찰한사진이다.
도 3은 비교강 2의 y-groove시험에 의한 용접 균열 결과를 관찰한 사진이다. 도 4는 발명강 1의 y-groove시험에 의한 용접 균열 결과를 관찰한 사진이다. 도 5는. 실시예 2에서 발명강 1과 비교강 5의 두께방향에 따른 브리넬 경도 변화를 관찰한 결과를 나타낸 그래프이다. ᅳ
[발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명의 발명자들은 종래의 내마모강와 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 주조시 불가피하게 발생되는 편석, 주로 망간 .및 탄소의 편석으로 인해 미세조직 내에 편석대와 부편석대가 형성되고, 이로 인해 두 대역간 상이한 상변태를 야기시켜 미세조직의 불균일성이 야기됨을 알 수 있었다. 종래에 강 내부의 편석은 미세조직의 불균일 및 이로 인한 물성의 불균일을 야기하는 가장 큰 원인으로 인식되어 균질화 처리 등을 통해 합금 원소의 확산을 조장하여 편석을 감소시키는 등의 시도를 하여 왔다. 그러나, 본 발명자들은 이러한 편석을 오히려 용이하게 활용하는 방안을 연구하였으며, 나아가 망간 및 탄소의 함량을 정밀하게 제어함으로서， 편석부에서 기지조직과는 .상이한 조직을 형성시킴으로서， 종래의 문제점을 해결할 수 있음을 인지하게 되었다. 즉, 주요 합금원소인 망간과 탄소의 함량을 정밀 제어하여 부편석대에서는 주조직인 마르텐사이트를 형성시키고， 편석대에서는 합금 원소의 농축으로 인해 상온까지 오스테나이트를 잔류하도록 하여 연질상인 오스테나이트를 형성시킴으로서, 종래의 내마모강의 한계였던 재료의 끅후물화 및 용접 크랙이 발생하지 않는 경제적인 고망간 내마모강을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다. 고망간강은 일반적으로 망간의 함량아 2.6중량% 이상의 함량을 갖는 강을 말하며, 이러한 고망간강의 미세조직적 특징을 이용하여 다양한 물성 조합을 구성할 수 있으며, 기존의 고탄소 고합금 마르텐사이트계 내마모강이 가지고 있는 기술적 문제점을 해결할 수 있는 장점이 있다. 본 발명은 성분계를 제아하여 마르텐사이트를 주조직으로 하고 편석대에서 합금 성분의 농축으로 인한 잔류 오스테나이트를 포함하도록 함으로써， 내마모성， 용접성 등의 성능을 향상시킨 후물용 고망간 내마모강에 관한 것이다. 고망간강에서 망간의 함량이 2.6중량% 이상일 경우에는 연속넁각변태곡선 (Continuous Cooling Transformation Diagram) 상에서 베이나이트 또는 페라이트 생성 곡선이 후방으로 급격하게 이동하기 때문에， 열간압연 또는 용체화 처리 후， 기존의 고탄소 내마모강에 비해 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 안정적으로 생성된다. 또한， 망간 함량이 높을 경우， 일반 고탄소 마르텐사이트강에 비해 상대적으로 낮은 탄소함량으로도 높은 경도를 얻을 수 있는 장점이 있다. 이러한 고망간강의 상변태특성을 이용해서 내마모강을 제조하면 표층부터 내부까지 경도분포의 편차가 작은 이점을 얻을 수 있다. 마르텐사이트를 얻기 위해서 수냉 등을 통해 강재를 급넁하게 되는데, 이때 강재의 표층에서 중심부로 갈수톡 넁각속도가 ¾진적으로 감소하게 된다. 따라서 강재의 두께가 두꺼워질수록 중심부의 경도가 현저히 낮아지게 된다. 기존의 내마모강의 성분계를 이용하여 제조하는 경우에는 냉각속도가 느리면 미세조직에 베이나이트나 페라이트 등 경도가 낮은 상이 많이 형성되게 된다. 그러나 본 발명과 같이 망간의 함량이 높은 경우에는 냉각속도가 늦어지더라도 층분히 마르텐사이트를 얻을 수 있기 때문에 두꺼운 강재의 중심부까지 높은 경도를 유지할 수 있는 장점이 있다. 그러나 이러한 방법을 통해 후물의 강재를 제조하는 경우 중심부 경화능을 확보하기 위해 다량의 망간을 첨가하게 되어 결국 높은 경화능으로 인한 용접 열영향부에서의 마르텐사이트 변태 및 이로 인한 내부 변형은 결국 용접 균열을 야기시키므로 합금원소 증가를 통한 내마모 강재의 후물화는 그 한계에 도달하몄다고 할 수 있다. 본 발명은 이러한 문제를 해결하기 위하여 망간과 탄소의 함량을 정밀 제어하여 용접 열영향부에서의 마르텐사이트 변태로 인한 내부 변형을 완화할 수 있는 연질상인 오스테나이트를 형성시킴으로써 상술한 문제를 해결하였으며 이러한 사실은 하기의 실시예를 통해서 보다 구체적으로 나타내었다. 이하, 본 발명에 대해여 상세히 설명한다. 본 발명에 따른 내마모강은 중량 %로， Mn: 5-15%, C: 16<33.5C+Mn<30,
Si：0.05~1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 마르텐사이트를 주조직으로 하고， 40% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함한다.
먼저， 본 발명의 조성범위에 대해 상세히 설명한다. 성분원소의 함유량은 중량 %를 의미한다.
망간 (Mn): 5~15%
망간 (Mn)은 본 발명에서 첨가되는 가장 중요한 원소 중 하나이다. 망간은 적정한 범위내에서 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 할 수 있다. 하기 탄소 함량의 범위내에서 마르텐사이트를 안정화시키기 위해서는 망간은 5% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 5% 미만인 경우에는 망간에 의한 오스테나이트 안정화가 충분하지 못하므로， 편석부에서 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 또한， 너무 과도하게 첨가하여 15%를 초과하게 되면, 잔류 오스테나이트가 과도하게 안정화되어 목표로 하는 잔류 오스테나이트의 분율을 초과하게 되고, 또한 마르텐사이트의 분율이 감소하여 내마모성 확보에 필요한 충분한 분율의 경질 조직을 얻을 수 없다. 따라서， 본 발명에서 망간의 함량은 5~15%를 포함하도록 함으로서， 열간압연 또는 용체화 처리 후 냉각단계에서 안정한 오스테나이트 조직을 용이하게 확보할 수 있다.
탄소 (C): 16<33.5C+Mn<30 탄소는 망간과 함께 강재의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 분율 및 경도 확보에 중요한 원소이다. 특히 편석부에 망간과 함께 편석되어 잔류 오스테나이트 안정도 및 분율 확보에 중요한 영향을 하므로， 본 발명에서는 그 효능이 극대화되는 성분범위를 한정하고자 한다.
본 발명에서 요구하는 잔류 오스테나이트의 분을을 층분히 확보하기 위한 탄소 함량 범위는 동일한 영향을 지니는 망간과의 조합에 이해 정해지며， 이를 위한 탄소 함량식인 33.5C+Mn이 16 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 16 미만인 경우에는 오스테나이트 안정도가 부족하여 목표로 하는 잔류 오스테나이트 분율을 만족시키지 못하게 되며， 30을 초과하는 경우에는 오스테나이트가 지나치게 안정화되어 목표로 하는 잔류 오스테나이트 분율을 얻을 수 없으므로， 상기 33.5C+Mn의 값은 16~30의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편， 본 발명에서 한정하는 상기 Mn과 C의 범위를 도 1에 도식적으로 나타내었다.
실리콘 (Si): 0.05-1.0%
실리콘은 탈산제로서 역할을 하고， 고용강화에 따른 강도를 향상시카는 원소이다. 이를 위해서는 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하며， 그 함량이 높을 경우 용접부는 물론 모재의 인성올 저하시키므로， 그 함량의 상한은 1.W로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 성분에 더하여， 본 발명은 내마모강은 니오븀 (Nb), 바나듐 (V), 티타늄 (Ti) 및 보론 (B) 중 1종 이상을 추가적으로 첨가하여, 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. Nb: 0.1%이하
니오븀은 고용， 석출강화 효과를 통해 강도를 증가시키고， 저온압연시 결정립을 미세화시켜 충격인성을 향상시키는 원소이다. 다만, 그 함량이 0.1¾를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 생성되어， 오히려 경도 및 충격인성을 열화시키므로, 0.1% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
V： 0.1%이하
바나듐은 철강에 고용되어 페라이트 및 베이나이트 상 변태속도를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 쉽게하는 효과가 있고， 또한 고용강화 효과를 통해 강도를 증가시킨다. 그러나， 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 효과가 포화되며， 인성 및 용접성 열화를 야기하고 강재의 제조원가를 현저히 증대시키기 때문에， 0.1% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Ti: 0.W이하
티타늄은 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 즉， 티타늄은 ΊΪΝ 형성에 의해 BN 형성을 억제함으로서， 고용 B의 함량을 증가시켜 소입성을 향상시키고, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립을 고정 (pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는 효과를 나타낸다. 그러나， 과도한 첨가시 티타늄 석출물의 조대화에 의해 인성저하 등의 문제를 발생시키므로， 그 함량은 0.1%이하로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.02%이하 보론은 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 증가시키는 원소이며, 결정입계 강화를 통한 입계 파괴의 억제효과카 있으나， 과도한 첨가시 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키므로， 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 내마모강에 있어서， 나머지 성분은 철 (Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 흔입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에ᅳ그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다. 본 발명의 내마모강은 마르텐사이트를 주조직으로 하며， 면적분율로 60% 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 마르텐사이트의 분율이 60% 미만인 경우에는 본 발명이 의도하는 경도를 확보할 수 없다.
더불어， 잔류 오스테나이트는 면적 분율로 5~40%가 되는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 5%에 미치지 않는 경우에는 용접시 변형 (strain)을 흡수할 수 없기 때문에， 용접성을 확보할 수 없다. 한편， 상기 잔류 오스테나이트 분율이 40%를 초과하는 경우에는 연질상인 오스테나이트의 분율이 과다하게 증가하여 내마모성에 필요한 경도를 확보할 수 없다. 나머지는 제조과정에서 생성되는 불가피한 상이 포함될 수 있다. 이러한 기타조직은 α'- 마르텐사이트 (α'-martensite), 입실런 마르텐사이트 (ε-maretensite) 또는 탄화물 등이 있다. 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다. 후술하는 바와 같이, 본 발명은 강 슬라브 내에 형성된 편석대를 이용한다. 즉， 강 슬라브 내에 형성된 편석대를 압연하고 넁각하는 과정에서 유지시키고， 상기 편석대에서 상기 잔류 오스테나이트 형성을 유도한다. 상기 편석대가 형성된 부분을 본 발명의 내마모강에서는 편석대 영역으로 표현하기도 한다.
본 발명의 내마모강은 주조직으로 마르텐사아트 조직을 포함하고， 상기 편석대 영역이 면적분율로 40-50%를 포함한다. 상기 잔류 오스테나이트는 상기 편석대 영역에 형성되어 있는 것이 바람직하다. 이 때의 잔류 오스테나이트는 상기 편석대 영역의 전체에 형성될 수 있고, 그 보다 작은 범위로 형성될 수 있다. 따라서， 상기 잔류 오스테나이트는 강 면적분율로 5~40%인 것이 바람직하다. 따라서 본 발명의 내마모강은 기지조직은 마르텐사이트 조직으로 이루어지고， 편석대 영역에 형성된 잔류 오스테나이트를 포함하고， 잔류 오스테나이트가 형성되지 않은 부분에 상기 기타조직이 형성될 수 있다. 이때， 상기 잔류 오스테나이트는 편석대의 면적분율로 70~100¾인 것이 바람직하며， 나머지는 상기 기타조직이 형성될 수 있다.
한편， 상기 잔류 오스테나이트 조직이 형성된 편석대 영역은 내마모강의 압연방향을 X축， 폭방향을 y축, 두께방향을 z축으로 했을 때， 압연방향과 두께방향의 단면 즉， χ-ζ 단면에서 압연방향 (X축)으로 100~10000 ， 두께방향 (ζ축)으로 5~100zm 크기를 갖는 것이 바람직하다. 상기 편석대 영역은 잔류 오스테나이트가 생성되는 구역으로， 상기 편석대 영역은 강 슬라브에 형성된 편석대와 구분되며， 압연 후의 강에서의 편석대이었던 부분을 나타낸다. 상기 편석대 영역은 압연이 진행됨에 따라, 압연방향과 수평방향으로 길게 형성되고， 상대적으로 압연방향의 수직방향 (강판의 두께방향)으로는 짧게 형성된다. 한편, 상기 마르텐사이트의 평균 패킷 크기가 이하인 것이 바람직하다. 상기 패킷 크기가 20μπι . 이하인 경우， 마르텐사이트 조직이 미세화되어 층격인성이 보다 향상될 수 있다. 패킷 크기는 작으면 작을수록 유리하므로, 그 하한을 특별히 한정하지 않는다. 다만， 현재까지의 기술적인 한계상 패킷 크기는 최소 이상으로 나타난다. 상기 패¾ 크기는 열간압연 및 냉각공정을 적용할 경우에는 마무리압연온도가 낮을수록 작아지며， 열연강판을 재가열 및 넁각공정을 적용하여 제조할 경우에는 재가열 온도가 낮을수록 작아진다. 본 발명의 성분범위에서 패¾ 크기가 20//m 이하가 되도톡 하기 위해서는 마무리 압연 온도는 900°C이하， 재가열 온도는 950oC이하를 유지하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 성분범위의 강재를 이용하여 열간압연 및 냉각 또는 재가열 및 넁각의 제조법을 적용하게 되면, 높은 경화능으로 인해 넁각속도가 낮은 후물재의 중심부에서도 마르텐사이트 확보가 가능하며， 높은 경화능으로 인한 마르텐사이트 변태시 잔류 응력에 의한 용접부 및 용접 열영향부의 균열은 잔류 오스테나이트의 존재로 인해 변형 흡수가 가능하여 중심부에서도 브리넬 경도가
360 이상인 용접 균열이 없는 극후물 내마모강을 제조하는 것이 가능한다. 상기 중심부는 판두께 방향 대략 1/2부분까지를 의미한다. 이하， 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
본 발명은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 900~1100oC의 온도까지 0.8t(t: 술라브 두께)분 이하의 시간동안 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 슬라브를 Ms (마르텐사이트 변태 개시온도)이상에서 0.1~20oC/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
상기 조성올 만족하는 강 슬라브를 900~1100°C이하의 온도범위에서 가열한다. 상기 강 슬라브는 제조과정 (주조과정 등)에서 합금원소의 편석대가 발생하게 되고， 상기 온도가 1100oC를 초과하는 경우에는 과도한 열량으로 인해 편석대에 편석된 합금원소의 균질화가 이루어지게 된다. 이렇게 편석대가 적어지게 되면， 잔류 오스테나이트가 확보될 수 있는 공간이 부족해지게 되므로， 본 발명의 목적을 달성하는 것이 곤란하다. 따라서， 상기 가열온도를 1100oC 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 강 슬라브를 900oC 미만으로 가열하게 되면, 강 슬라브의 충분한 오스테나이트화가 진행되지 않아서， 이후 상변태를 통한 본 발명 내마모강의 확보가 곤란하다. 한편， 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 가열시간을 0.8t(t: 슬라브 두께， mm)분 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 가열시간이 0.8t분을 초과하게 되면, 과도한 열량의 공급으로 인해, 슬라브 내의 편석의 균질화되는 문제가 있다. 다만， 그 하한은 특별히 한정하지 않는다. 즉， 본 발명에서는 상기 강 술라브의 가열온도와 가열시간을 제어함으로서， 상기 강 슬라브에 형성된 편석대가 소멸되지 않고, 유지되도록 한다. 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 강판을 제조한다. 상기 열간압연은 그 방법을 특별히 한정하는 것은 아니며， 당해 기술분야에서 행하껴지는 통상의 방법에 의한다.
상기 열간압연시 마무리 압연은 750°C 이상에서 행하는 것이 바람직하다. 본 발명의 기술구현상으로 마무리 압연을 특별히 한정하는 것은 아니나, 마무리 압연온도가 750oC 미만으로 너무 낮은면 적정 압하를 통한 압연이 이루어지지 않아， 압연 형상이 열위해 질 수 있다. 따라서， 상기 마무리 압연온도가 750°C 이상으로 행하는 것이 바람직하다. 상기 압연 후 압연된 강판 내에는 편석대가 유지되어 있으몌 이때 편석대의 크기는 전술한 바와 같이， 압연방향 (X축)으로 100~10000 , 두께방향 (z축)으로 5~100 크기를 갖는 것이 바람직하다. 상기 열간압연된 강판을 Ms (마르텐사이트 변태 개시온도) 이상의 온도에서 0.1~20oC/s의 넁각속도로 넁각한다. 상기 넁각은상변태가 완료될 때까지 행하는 것이 바람직하다. 상기 넁각을 통해， 본 발명 내마모강의 미세조직의 주상을 마르텐사이트 조직으로 형성할 수 있다. 상기 넁각속도가 o.rc/s 미만에서는 오토 템퍼링이 발생하여, 층분한 마르텐사이트 조직이 형성되지 않는다. 특히 중심부에서 층분한 마르텐사이트 조직을 형성하기 곤란하여， 본 발명에서 요구되는 경도를 확보하기 어렵다. 한편， 상기 냉각속도가 20oC/s를 초과하는 경우에는 상기 편석대에서 잔류 오스테나이트의 상변태를 이용하기 어려워지고， 그 결과 오스테나이트의 분율이 부족해지게 되어， 용접성의 저하를 막을 수 없는 문제가 있다.
상기 넁각과정을 통해, 본 발명의 내마모강의 미세조직은 마르텐사이트를 주상으로 형성하고， 잔류 오스테나아트를 면적분율로 5~40¾ 포함한다. 상기 잔류 오스테나이트는 상기 편석대 위치에 형성된 것으로서， 상기 편석대로부터 유래된 것이다. 본 발명에서는 추가적으로， 재가열을 행하고， 넁각하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 재가열 및 넁각을 통해 마르텐사이트 패킷 크기를 20^이하로 할 수 있으며， 이때 재가열 온도는 950°C 이하인 것이 바람직하다.
【발명의 실시를 위한 형태】
이하， 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐， 본 발명을 한정하고자 하는 것은 아니다. (실시예 1)
하기 표 1의 조성을 만족하는 잉곳을 진공유도용해로에서 제조하여, 80ι励 두께의 슬라브를 얻었다. 이 슬라브를 1050oC로 50분 가열하고， 조압연 및 사상압연을 실시하여 30廳 두께의 판재를 제조하였다. 이후， 가속넁각 또는 공냉되었으며, 시험용도에 따라 일부 사상압연 온도를 조정하였다.
【표 1】
Figure imgf000017_0001
이렇게 얻어진 판재의 미세조직， 브리넬 경도， 내마모성, 용접성 등의 평가를 위해 시험에 적당한 형태의 시편을 제조하였다. 미세조직은 광학현미경 및 주사전자현미경 (SEM)올 이용하여 관찰하였고, 내마모성은 ASTM G65에 기재된 방법으로 실험하고 무게감량을 측정하여 비교하였다. 용접성 평가를 위해 동일한 용접재료를 사용하여 y-groove 시험을 하였으며， 예열은 하지 않았다. y-groove 용접을 한 후 용접부 균열의 발생여부를 현미경으로 관찰하였다. 본 실시예에서 사용한 시편제조방법은 발명강의 경우 높은 합금원소 첨가로 인해 충분한 경화능이 얻어지 므로 별도의 넁각 설비를 적용하지 않고 공넁을 실시하였으며 비교강의 경우 열간압연 후 곧바로 급속넁각을 통하여 마르텐사이트를 얻었다. 그러나 발명강의 경우 필요에 따라서는 열간압연 후 가속 냉각을 할 수도 있으며， 별도의 열처리설비를 이용하여 재가열 후 가속 넁각 또는 공냉을 통하여 마르텐사이트를 얻는 경우도 있다 . 본 발명은 열간 압연 후 냉각 방법 중 어느 것에도 공히 적용할 수 있다. 하기 표 2에서 조직 및 브리 넬 경도는 강판이 중심부를 측정하였으며， 이는 강판의 중심부의 조직과 경도가 만족하게 되면， 강판 두께 전체가 만족하는 것이 기 때문이다.
【표 2】
Figure imgf000018_0001
상기 표 2에서 M은 마르텐사이트， A는 잔류 오스테나이트， R은 기타상을 나타낸다 . 도 2는 상기 발명강 1의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 2를 살펴보면， 본 발명의 마르텐사이트 조직에 잔류 오스테나이트가포함되어 있는 것을 확인할 수 있다. 상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강 1 내지 7은 강재 성분이 본 발명의 성분범위를 만족하고, 따라서 경화능 증가에 따른 중심부 브리넬경도가 360 이상의 값을 얻을 수 있음을 알 수 있다. 또한 본 발명의 성분범위를 만족함에 따라， 오스테나이트가 목표한 분율을 얻을 수 있어 높은 경화능에도 불구하고 용접 균열이 발생하지 않음을 알 수 있다. 이 중, 니오븀을 첨가한 경우 (발명강 6)에는 추가적으로 경도가 상승하였으며， 특히 니오븀， 바나듐, 티타늄， 보론을 모두 첨가한 발명강 7의 경우에는 경도 및 내마모성 향상이 우수함을 알 수 있다. 공냉에 의해 제조된 발명강의 경우 중심부에서도 브리넬경도 360이상을 모두 만족하고 있으며 이것은 발명강보다 더 두까운 후물재의 중심부에서도 동일한 결과를 얻을 수 있음을 기대할 수 있다. 또한 y-groove를통한 용접 균열 평가를 보면 비교강 1 및 2의 경우 높은 경화능 및 이로 인한 용접에 의한 마르텐사이트 변태로 인해 용접 균열이 발생하는 것을 알 수 있다. 비교강 5는 합금원소 첨가를 통해 중심부 경도를 확보하였으나 경화능 증가로 인한 용접 균열의 발생은 피할 수 없음을 보여주고 있다. 도 3은 비교강 2의 y— groove시험에 의한 용접 균열 결과를 나타낸 것이며， 도 4는 발명강 1의 y-groove시험에 의한 용접 균열 결과를 나타낸 것이다. 상기 도 3 및 4를 통해， 본 발명에 의한 발명예는 용접성이 우수한 것을 확인할 수 있다. (실시예 2)
상기 실시예 1의 표 1에서 발명강 1과 비교강 5의 조성을 갖는 두께 70mmt의 강판을 각각 제조하였다. 이렇게 강판의 두께에 따른 브리넬 경도 분포를 축정하여 그 결과를 도 5에 나타내었다. 도 5에 나타난 결과에서, 본 발명에 따른 내마모강은 두께방향으로 경도분포가 일정한데 반하여, 비교강에서는 중심부에서 현저히 경도가 저하됨을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명의 내마모강은 중심부로 갈수록 경도가 저하되지 않아 내마모강와 전체적인 사용수명이 줄어들지 않는 기술적 효과가 있음을 알 수 있다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로， Mn: 5-15%, C: 16<33.5C+Mn<30, Si： 0.05-1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고，
미세조직은 마르텐사이트를 주조직으로 하고， 면적분율로， 5~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 2】
청구항 1에 있어서，
상기 내마모강은 Nb: 0.1% 이하， V： 0.1%이하， Ti:0. )이하 및 B: 0.0¾로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 3】
청구항 1에 있어서，
상기 미세조직은 α'-마르텐사이트 (α'-martensite), 입실런 마르텐사이트 (ε- maretensite) 및 탄화물 중 1종 이상을 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 4】
중량 %로， Mn: 5~15%, C: 16<33.5C+Mn<30, Si：0.05-1.0%, 나머지는 Fe 및 불가피한불순물을 포함하며，
미세조직은 마르텐사이트를 주조직으로 하고, 면적분율로， 40~50¾의 편석대 영역을 포함하고， 상기 편석대 영역에 잔류 오스테나이트가 형성된 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 5】
청구항 4에 있어서，
상기 내마모강은 Nb: 0.1% 이하， V： 0.1%이하， Ti:0.1%이하 및 B: 0.02%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 용접성이 우수한 고망간. 내마모강. .
【청구항 6】
청구항 4에 있어서，
상기 편석대 영역은 상기 내마모강의 압연방향과 두께방향의 단면에서， 압연방향으로 100-10000 , 두께방향으로 5~100/ΛΠ 크기를 갖는 용접성이 우수한 고망간 내마모강
【청구항 7】
청구항 4에 있어서，
상기 잔류 오스테나이트는 면적분을로 5~40¾인 용접.성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 8】
청구항 4에 있어서，
상기 잔류 오스테나이트는 상기 편석대의 면적분율로 70~10 인 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 9】
청구항 4에 있어서，
상기 미세조직은 α'-마르텐사이트 (α'-martensite), 입실런 마르텐사이트 (ε- maretensite) 및 탄화물 중 1종 이상을 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 10]
청구항 9에 있어서，
상기 마르텐사이트는 면적분율로 60% 이상인 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 11】
청구항 1 또는 4에 있어서,
상기 마르텐사이트 평균 패킷 크기는 20 이하인 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 12】
청구항 1 또는 4에 있어서,
상기 내마모강의 중심부의 브리넬 경도가 360 이상인 용접성이 우수한 고망간 내마모강.
【청구항 13】
중량 %로， Mn: 5-15%, C: 16<33.5C+Mn<30, Si :0.05-1.0%， 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 900~1100oC온도범위에서 0.8t(t: 슬라브 두께 , 麵)분 이하의 시간 동안 가열하는 단계 ;
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 강판을 제조하는 단계: 및
상기 강판을 Ms (마르텐사이트 변태 개시온도) 이상에서 0.1~20oC/s의 넁각속도로 넁각하는 단계
를 포함하는 용접성이 우수한고망간 내마모강의 제조방법 .
【청구항 14】
청구항 13에 있어서,
상기 가열하는 단계는 강 슬라브의 편석대를 비균질화 처라하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법.
【청구항 15】
청구항 13에 있어서，
상기 강 슬라브는 Nb: 0.1% 이하, V： 0.1%이하, Ti:0.1¾이하 및 B: 0.02%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법 .
【청구항 16】
청구항 13에 있어서,
상기 압연단계는 750oC 이상에서 마무리 압연하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법 .
【청구항 17】
청구항 13에 있어서,
상기 압연단계는 압연된 강판의 편석대가 압연방향의 수평으로 lOCKLOOOO/ i, 압연방향의 수직으로 5~100輝 크기를 갖도록 행하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법 .
[청구항 18】
청구항 13에 있어서,
상기 냉각 후， 950°C 이하의 온도로 재가열하고 넁각하는 단계를 더 포함하는 용접성이 우수한 고망간 내마모강의 제조방법
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