WO2018117676A1 - 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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강상덕
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    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic steel having excellent wear resistance and toughness and a method of manufacturing the same.
  • Austenitic steels are used for various purposes due to their workability, nonmagnetic properties, and the like. Specifically, conventionally used ferritic or martensite-based carbon steels limit their characteristics. As it appears, the application to alternative materials that overcome their shortcomings is increasing.
  • High manganese steel (manganese steel or hadfield steel) has been widely used as wear-resistant parts of various industries for its excellent wear resistance, and contains a high content of carbon and contains a large amount of manganese to increase austenite structure and abrasion resistance. Efforts have been made steadily.
  • the high manganese steel produced by the above method has excellent wear resistance in a general mechanical wear environment, but it is difficult to apply it in a harsh environment in which complex wear occurs due to difficulty in showing wear resistance in an environment accompanied by corrosion and wear.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2010-0106649
  • One preferred aspect of the present invention is to provide an austenitic steel having excellent wear resistance and toughness.
  • Another preferred aspect of the present invention is to provide a method for producing austenitic steels having excellent wear resistance and toughness.
  • the grain size of the austenite may be 500 ⁇ m or less.
  • by controlling the carbide in the microstructure by heat treatment can provide an austenitic steel having excellent wear resistance and toughness that can ensure both wear resistance and toughness.
  • 1 is an optical micrograph showing a microstructure photograph of the inventive steel 4 before and after the heat treatment.
  • Austenitic steels having excellent wear resistance and toughness are in weight%, carbon (C): 0.6-1.9%, manganese (Mn): 12-22%, chromium (Cr): 5% or less (Excluding 0%), copper (Cu): 5% or less (excluding 0%), aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%) ), Phosphorus (P): 0.1% or less (including 0%), sulfur (S): 0.02% or less (including 0%), residual Fe and unavoidable impurities, and the microstructure has an area fraction of 97% or more (100 Austenitic) and up to 3% (including 0%) of carbides.
  • the content of the carbon (C) is preferably limited to 0.6 ⁇ 1.9%.
  • the carbon not only serves to improve the uniform elongation as an austenite stabilizing element, but also is very advantageous for improving strength and increasing work hardening rate.
  • the content of carbon is less than 0.6%, it may be difficult to form stable austenite at room temperature, and there is a problem that it is difficult to secure sufficient strength and work hardening rate.
  • the upper limit is preferably limited to 1.9%.
  • More preferred content of carbon may be 0.7 to 1.7%.
  • the content of the manganese (Mn) is preferably limited to 12 to 22%.
  • the manganese is a very important element that plays a role of stabilizing austenite, and can improve uniform elongation.
  • the manganese preferably contains 12% or more of manganese in order to obtain austenite as a main structure in the steel of the present invention.
  • the austenite stability may be lowered to form a martensite structure during the rolling process in the manufacturing step, thereby failing to sufficiently secure the austenite structure, it may be difficult to secure a sufficient uniform elongation.
  • the content of copper (Cu) is preferably limited to 5% or less.
  • the copper can be concentrated at the austenite and nucleated carbide interface due to its very low solid solubility in carbides and slow diffusion in austenite, thus inhibiting the diffusion of carbon, thereby effectively slowing carbide growth and inhibiting carbide formation. It works.
  • copper is added in order to acquire such an effect, and more preferable copper content for obtaining a carbide suppression effect is 0.05% or more.
  • the copper can also improve the corrosion resistance of the steel.
  • the upper limit is preferably limited to 5%.
  • Even more preferred copper content may be 4% or less.
  • the content of chromium (Cr) is preferably limited to 5% or less.
  • the chromium may be dissolved in austenite when the chromium is added in the appropriate amount to increase the strength of the steel.
  • the chromium is also an element that improves the corrosion resistance of the steel, but can form a carbide at the austenite grain boundary to reduce the toughness.
  • the content of chromium added in the present invention is preferably determined in consideration of the relationship with carbon and other elements added together, and the upper limit is preferably limited to 5% in order to prevent carbide formation.
  • More preferred content of chromium may be 4% or less.
  • Aluminum (Al), silicon (Si) is a component included as a deoxidizer during the steelmaking process
  • the steel material of the present invention may include aluminum (Al), silicon (Si) within the above limited component range.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are representative impurities, and may cause deterioration of quality when excessively added. Therefore, the phosphorus (P) and sulfur (S) are preferably limited to 0.1% or less and sulfur (S) or 0.02% or less.
  • the steel of the present invention contains residual iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Austenitic steels having excellent wear resistance and toughness have a microstructure including austenitic of 97% or more (including 100%) and carbide of 3% or less (including 0%) in area fraction. .
  • the fraction of carbide is preferably limited to 3% or less in area fraction.
  • the fraction of the carbide satisfies 3% or less as the area fraction, it is possible not only to secure the excellent strength and elongation characteristic of the austenitic steel, but also to improve the work hardening rate, thereby improving the work hardening of the material itself in abrasion environment. Due to the high hardness can be secured excellent wear resistance.
  • the grain size of the austenite may be 500 ⁇ m or less.
  • the microstructure of the steel is made of carbide having an area fraction of 3% or less and an austenite structure having a particle diameter of 500 ⁇ m or less, it is possible to provide a steel having excellent wear resistance and toughness.
  • the thickness of the austenitic steel of the present invention may be preferably 4 mm or more, more preferably 4 to 50 mm .
  • the austenitic steel of the present invention may have a wear amount of 2.0 g or less and impact toughness of 100 J or more.
  • a method for producing austenitic steels having excellent wear resistance and toughness is weight%, carbon (C): 0.6 to 1.9%, manganese (Mn): 12 to 22%, and chromium (Cr).
  • a heat treatment step of cooling It includes.
  • the slab In the slab reheating step, the slab is reheated for solidification and homogenization of the slab's cast structure, segregation and secondary phases.
  • the slab needs to be reheated to a temperature of 1050 ° C. or higher to secure sufficient temperature during hot rolling, and preferably reheated at a temperature of 1050 to 1250 ° C.
  • the reheating temperature is less than 1050 ° C., the homogenization of the tissue may be insufficient, and the heating furnace temperature may be so low that the deformation resistance may increase during hot rolling.
  • the reheating temperature exceeds 1250 ° C., partial melting in the segregation zone in the cast tissue and deterioration of the surface quality may occur.
  • the reheated slab as described above is hot rolled to obtain a hot rolled steel.
  • hot finishing rolling temperature 800 degreeC or more, More preferably, it is limited to 800 degreeC or more and unrecrystallization temperature (Tnr) or less.
  • the steel of the present invention is not accompanied by a phase transformation, and the carbide precipitation control is performed in a subsequent heat treatment process, so there is no need to carefully control the temperature in hot rolling.
  • the process constraints on temperature control are eliminated because the rolling can be carried out considering only the target product size.
  • the rolling load is severe, so it is preferable to finish rolling at a temperature higher than the suggested temperature.
  • the thickness of the hot rolled steel is more than 50mm, it is difficult to cut the machine, so gas cutting is required, and material deviation may occur due to the difference in carbide precipitation due to the cooling deviation of the surface part and the center part during cooling.
  • the hot rolled steel obtained as described above is maintained at a heat treatment temperature (T) satisfying the following equation (1) for a holding time (minutes) satisfying the equation (2), and then at 500 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C / sec or more.
  • T heat treatment temperature
  • a heat treatment step of water cooling to temperature is performed.
  • cooling rate is less than 10 °C / sec, or the cooling stop temperature exceeds 500 °C may cause a problem that the carbide is precipitated elongation is lowered.
  • the cooling is preferably made up to 500 ° C or less at 10 ° C / sec or more.
  • More preferable cooling rate is 15 degrees C / sec or more, and more preferable cooling stop temperature is 450 degrees C or less.
  • an austenitic steel which comprises a microstructure including 97% or more (including 100%) of austenite and 3% or less (including 0%) of carbides in an area fraction.
  • Austenitic steels having excellent wear resistance and toughness can be produced.
  • the grain size of the austenite may be 500 ⁇ m or less.
  • the austenitic steel may have a wear amount of 2.0 g or less and impact toughness of 100 J or more.
  • the slab having the steel composition shown in Table 1 below was reheated to 1150 ° C., and then hot rolled under the condition of hot finishing rolling at 950 ° C. to produce a hot rolled steel having a thickness of 12 mm, and then heat-treated under the heat treatment conditions of Table 2 to produce a hot rolled steel. It was.
  • the wear resistance of the hot rolled steel sheet was measured and shown in Table 3 below.
  • the wear resistance evaluation was made by measuring the amount of wear after performing abrasion test in accordance with G65 regulations of the ASTM (American Materials Testing Association). Not carried out in Table 3 was not carried out abrasion test, because the strength, elongation, impact toughness already inferior, and did not proceed further to the abrasion test.
  • Inventive Examples 1 to 5 which satisfy both the component system and the manufacturing conditions of the present invention, have excellent wear resistance of 2.0 g or less, and can secure impact toughness of 100 J or more. Able to know.
  • Comparative steel 1 has a very low carbon content, so it is difficult to secure sufficient strength, so it can be seen that the amount of wear exceeds 2.0 g, which is a reference value, and Comparative steel 2 has a low impact due to increased carbides due to excessive carbon addition. It can be seen that it has toughness.
  • Comparative steel 3 has a low impact toughness due to the lack of manganese content and stable martensite formation and martensite formation, and comparative steel 4 has low impact toughness due to excessive chromium content. Able to know.
  • Comparative steels 5 to 10 do not satisfy the heat treatment condition range, indicating that they have low impact toughness due to excessive residual and precipitation of carbides. In addition, in the case of excessive heat treatment, it can be seen that the wear resistance decreases due to the decrease in strength due to coarsening of the grains of austenite.
  • steel 4 in the case of hot-rolled steel material before heat treatment, carbides are deposited along the austenite grain boundary, but the carbide is sufficiently dissolved after the heat treatment It can be seen that it is a fully austenitic tissue.

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Abstract

본 발명의 바람직한 일 측면은 내마모성 및 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

Description

내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
본 발명은 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 강재는 그 자체가 가지고 있는 가공 경화능, 비자성 등의 성질로 인하여 다양한 용도로 사용되며, 구체적으로, 기존에 사용되던 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 탄소강이 그 특성에 한계를 나타냄에 따라 이들의 단점을 극복하는 대체재로의 적용이 증가하고 있는 추세이다.
특히, 광산 산업, 오일 및 가스 산업(Oil and Gas Industries)의 성장에 따라 채굴, 수송, 정제 및 저장 과정에서 사용 강재의 마모가 큰 문제점으로 대두되고 있다. 최근 석유를 대체할 화석 연료로 오일 샌드(Oil Sands)에 대한 개발이 본격화됨으로써 오일, 자갈, 모래 등이 포함된 슬러리에 의한 강재 마모는 생산 비용의 증가를 일으키는 중요한 원인으로 지적되고 있다. 이에 따라 내마모성과 인성이 우수한 강재의 개발 및 적용에 대한 수요가 증가하고 있다.
고 망간강(manganese steel or hadfield steel)은 뛰어난 내마모성으로 각종 산업의 내마모 부품으로 널리 사용되어 왔으며 강재의 내마모성을 높이기 위해 높은 함량의 탄소를 함유시키고 망간을 다량 포함시켜 오스테나이트 조직 및 마모 저항성을 증가시키려는 노력이 꾸준히 진행되어 왔다.
그러나, 고망간강의 높은 탄소의 함량은 오스테나이트 입계(grain boundary)를 따라 형성된 탄화물을 고온에서 생성시켜 강재의 물성, 특히 연성을 급격히 저하시킨다.
이러한 입계의 탄화물 석출을 억제하기 위해, 수인화 열처리를 하거나, 고온에서 용체화 처리를 하여 열간 가공 후 상온으로 급냉시켜 고망간강을 제조하는 방법이 제시되었다.
그러나, 상기의 방법으로 제조된 고망간강은 일반적인 기계적 마모환경에서는 우수한 내마모성을 가지나, 부식 및 마모가 동반되는 환경에서의 내마모성 발휘가 어려워 복합적인 마모가 발생하는 가혹한 환경에 적용하기에는 무리가 따른다.
따라서, 탄소 및 망간의 함량 대비 탄화물 형성을 억제하여, 내마모성 및 인성을 모두 확보할 수 있는 오스테나이트계 강재의 개발이 필요한 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국공개특허공보 제2010-0106649호
본 발명의 바람직한 일 측면은 내마모성 및 인성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제공하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 내마모성 및 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재가 제공된다.
바람직하게는, 상기 오스테나이트의 결정립 크기는 500㎛이하일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 재가열된 슬라브를 800℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 열간 압연하여 열연 강재를 얻는 열간압연단계; 및 열연 강재를 하기 관계식(1)을 만족시키는 열처리온도(T)에서 관계식(2)를 만족시키는 유지시간(분)동안 유지한 후, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 500℃이하의 온도까지 수냉각하는 열처리단계;
[관계식 1]
530 + 285[C] + 44[Cr] < T < 1446 - 174[C] - 3.9[Mn]
(T: 열처리 온도(℃), 상기 [C], [Cr] 및 [Mn]은 각각 해당 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 2]
t+10 < 유지시간 < t+30
[t: 강판 두께(mm)]
를 포함하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르면, 열처리에 의하여 미세조직 내의 탄화물을 제어함으로써 내마모성과 인성을 모두 확보할 수 있는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 발명강 4의 열처리 전과 열처리 후의 미세조직 사진을 나타낸 광학 현미경 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다.
그러나, 본 발명의 실시 형태는 당해 기술 분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
또한, 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다.
덧붙여, 명세서 전체에서 어떤 구성요소를 '포함'한다는 것은 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있다는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함한다.
먼저, 강재의 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
탄소(C): 0.6~1.9중량%(이하, “%”라 칭함)
상기 탄소(C)의 함량은 0.6~1.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 탄소는 오스테나이트 안정화 원소로서 균일 연신율을 향상시키는 역할을 할 뿐만 아니라, 강도 향상 및 가공경화율을 높이는데 매우 유리한 원소이다.
상기 탄소의 함량이 0.6% 미만이면, 상온에서 안정한 오스테나이트를 형성하기 어려울 수 있어, 충분한 강도 및 가공 경화율을 확보하기 어려운 문제가 있다.
한편, 상기 탄소의 함량이 1.9%를 초과하면, 탄화물이 다량 석출되어 균일 연신율을 저감시켜 우수한 연신율을 확보하기 곤란할 수 있으며, 내마모성 하락 및 조기 파단을 발생시킬 수 있다.
내마모성 증대를 위해서는 최대한 탄소 함량을 높이는 것이 유리하나, 열처리를 통해 탄화물 석출을 억제하더라도 탄소 고용에 한계가 있어 강재의 물성 열화에 대한 우려가 있으므로, 상한은 1.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 탄소의 함량은 0.7 ~ 1.7%일 수 있다.
망간(Mn): 12~22%
상기 망간(Mn)의 함량은 12~22%로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 망간은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 매우 중요한 원소로서, 균일 연신율을 향상시킬 수 있다.
상기 망간은 본 발명의 강재에서 주 조직으로써 오스테나이트를 얻기 위해서는 망간이 12% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 망간의 함량이 12% 미만이면, 오스테나이트 안정도가 저하되어 제조 단계에서 압연 공정 중 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 오스테나이트 조직을 충분히 확보하지 못하여 충분한 균일 연신율 확보가 어려울 수 있다.
상기 망간의 함량이 22%를 초과하면, 제조원가가 크게 상승하고, 과도한 망간 첨가로 인한 내식성 저하, 제조 공정 단계에서 가열시 내부 산화가 심하게 발생할 수 있어 표면 품질이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
구리(Cu): 5% 이하(0%는 제외)
상기 구리(Cu)의 함량은 5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 구리는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축될 수 있으며, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 하여 탄화물 생성을 억제하는 효과가 있다. 본 발명에서는 이러한 효과를 얻기 위하여 구리를 첨가하며, 탄화물 억제 효과를 얻기 위한 보다 바람직한 구리의 함량은 0.05% 이상이다.
상기 구리는 강재의 내식성도 향상시킬 수 있다. 다만, 상기 구리의 함량이 5%를 초과하면, 강재의 열간 가공성을 저하시킬 수 있으므로, 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 더 바람직한 구리의 함량은 4%이하일 수 있다.
크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외)
상기 크롬(Cr)의 함량은 5%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 크롬은 적정한 첨가량의 범위를 첨가하였을 경우 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 할 수 있다.
상기 크롬은 또한 강재의 내식성을 향상시키는 원소이나, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 인성을 감소시킬 수 있다.
따라서, 본 발명에서 첨가되는 크롬의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계를 고려하여 결정하는 것이 바람직하며, 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 상한을 5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 크롬의 함량이 5%를 초과하면, 오스테나이트 입계에서의 크롬계 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며, 이로 인해 충격인성이 감소할 수 있다.
보다 바람직한 크롬의 함량은 4%이하일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외)
알루미늄(Al), 실리콘(Si)은 제강공정 중 탈산제로 포함되는 성분으로, 본 발명 강재는 상기 한정된 성분 범위 이내에서 알루미늄(Al), 실리콘(Si)을 포함할 수 있다.
인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함)
인(P) 및 황(S)은 대표적인 불순물로, 과다 첨가시 품질 열화를 유발할 수 있으므로, 인(P): 0.1%이하, 황(S): 0.02%이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 강재는 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
통상의 철강 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다.
그 외 추가적인 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재는 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 탄화물의 분율이 면적분율로 3%를 초과하면, 오스테나이트 입계에 석출되어 입계 파단의 원인이 되며, 강재의 충격인성이 급격하게 감소할 수 있다.
따라서, 상기 탄화물의 분율은 면적분율로 3%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
즉, 상기 탄화물의 분율이 면적분율로 3%이하를 만족하면, 오스테나이트계 강재 특유의 우수한 강도 및 연신율을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 가공 경화율이 향상되어 마모환경에서 소재 자체의 가공 경화로 인해 오히려 경도가 높아져 우수한 내마모성을 확보할 수 있다.
바람직하게는, 상기 오스테나이트의 결정립 크기는 500㎛이하일 수 있다.
상기 강재의 미세조직이 면적분율로 3%이하의 탄화물과 입경이 500㎛ 이하인 오스테나이트 조직으로 이루어짐으로써, 내마모성과 인성이 더욱 우수한 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 오스테나이트계 강재의 두께는 바람직하게는 4mm이상일 수 있으며, 보다 바람직하게는 4 ~ 50mm일 수 있다.
본 발명의 오스테나이트계 강재는 2.0g 이하의 마모량 및 100J 이상의 충격 인성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명에 의한 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 재가열된 슬라브를 800℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 열간압연하여 열연 강재를 얻는 열간압연단계; 및 열연 강재를 하기 관계식(1)을 만족시키는 열처리온도(T)에서 관계식(2)를 만족시키는 유지시간(분)동안 유지한 후, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 500℃이하의 온도까지 수냉각하는 열처리단계; 를 포함한다.
[관계식 1]
530 + 285[C] + 44[Cr] < T < 1446 - 174[C] - 3.9[Mn]
(T: 열처리 온도(℃), 상기 [C], [Cr] 및 [Mn]은 각각 해당 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 2]
t+10 < 유지시간 < t+30
[t: 강판 두께(mm)]
슬라브 재가열 단계
슬라브를 열간압연하기 전에 슬라브를 재가열한다.
상기 슬라브 재가열 단계에서는 슬라브의 주조 조직, 편석 및 2차 상들의 고용 및 균질화를 위하여 슬라브를 재가열한다.
상기 슬라브는 열간압연 시 충분한 온도 확보를 위해 1050℃이상의 온도까지 재가열이 필요하며, 바람직하게는 1050 ~ 1250℃의 온도에서 재가열한다.
상기 재가열 온도가 1050℃ 미만이면, 상기 조직의 균질화가 부족할 수 있으며, 가열로 온도가 너무 낮아져서 열간 압연 시, 변형 저항이 커질 수 있다.
상기 재가열 온도가 1250℃를 초과하면, 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다.
열간압연단계
상기와 같이 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는다.
열간압연 시, 열간 마무리 압연온도는 800℃이상으로 한정하는 하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 800℃이상 미재결정온도(Tnr) 이하로 한정하는 것이다.
본 발명의 강재는 상변태를 동반하지 않고, 탄화물 석출 제어는 후속 열처리 공정에서 진행되기 때문에 열간압연에서 온도를 세심하게 제어할 필요성는 없다. 목표하는 제품 사이즈만을 고려하여 압연할 수 있으므로 온도제어에 대한 공정제약이 해소된다. 다만 과도하게 낮은 온도에서 압연이 이루어질 경우 압연부하가 심하기 때문에 제시한 온도 이상에서 압연을 마무리 하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연을 통하여 바람직하게는 4~50mm의 두께를 갖는 열연 강재를 제조할 수 있다.
상기 열연 강재의 두께가 50mm 이상일 경우 기계절단이 어려워 가스 절단이 필요하며, 냉각시 표면부와 중심부의 냉각 편차에 의하여 탄화물 석출정도 차에 따른 재질 편차가 발생할 수 있다
열처리단계
상기와 같이 얻은 열연 강재를 하기 관계식(1)을 만족시키는 열처리온도(T)에서 관계식(2)를 만족시키는 유지시간(분)동안 유지한 후, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 500℃이하의 온도까지 수냉각하는 열처리단계를 수행한다.
[관계식 1]
530 + 285[C] + 44[Cr] < T < 1446 - 174[C] - 3.9[Mn]
(T: 열처리 온도(℃), 상기 [C], [Cr] 및 [Mn]은 각각 해당 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 2]
t+10 < 유지시간 < t+30
[t: 강판 두께(mm)]
열처리온도(T): 530 + 285[C] + 44[Cr] < T < 1446 - 174[C] - 3.9[Mn]
열처리 온도의 경우 열처리 시간 단축을 위해 탄화물이 활발하게 고용될 수 있는 530 + 285[C] + 44[Cr] 온도 이상으로 가열하되, 과도한 가열로 편석대 부분용융을 억제하기 위해 1446 - 174[C] - 3.9[Mn] 온도 이하에서 유지가 필요하다.
열처리 시간(분): t+10 < 유지시간 (분)< t+30
열처리 시간의 경우 탄화물이 충분히 고용할 수 있는 시간을 확보하기 위해 강재 두께에 따라 t(강판두께)+10분 이상 유지가 필요하며, 과도한 시간 유지시 입도 조대화에 의한 강도하락이 발생하므로 t(강판두께)+30분 이하로 제한한다.
수냉각: 냉각속도 10℃/sec 이상, 냉각정지온도 500℃이하
상기 냉각속도가 10℃/sec미만이거나, 냉각정지온도가 500℃를 초과하는 경우에는 카바이드가 석출되어 연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
급속한 냉각 공정은 기지조직 내의 C 및 N 원소들의 높은 고용도를 확보하는데 도움이 된다. 따라서, 상기 냉각은 10℃/sec이상으로 500℃이하까지 이루어지는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 냉각속도는 15℃/sec이상이고, 보다 바람직한 냉각정지온도는 450℃이하이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 오스테나이트계 강재의 제조방법에 의하면, 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 미세조직을 갖는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재가 제조될 수 있다.
바람직하게는, 상기 오스테나이트의 결정립 크기는 500㎛이하일 수 있다.
상기 오스테나이트계 강재는 2.0g 이하의 마모량 및 100J 이상의 충격 인성을 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 일례에 의하면, 균일하고 안정도가 높은 오스테나이트 상을 확보하여 인성을 높이고, 열처리에 의한 효과적 탄화물 제어를 통해 압연 과정 중 탄화물 제어 한계를 극복 및 인성향상 제약을 해소하여 공정 효율화 및 품질 향상을 구현할 수 있다. 이를 통해 마모가 다량 발생하는 오일 및 가스 산업에서 채굴, 수송, 저장 분야 또는 산업기계 분야 전반에 내마모성 및 고인성이 요구되는 분야에 유효하게 적용될 수 있는 오스테나이트계 강재를 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 강 조성을 갖는 슬라브를 1150℃로 재가열한 후 950℃의 열간 마무리 압연온도 조건으로 열간압연하여 두께 12mm의 열연강재를 제조한 다음, 하기 표 2의 열처리조건으로 열처리하여 열연강재를 제조하였다.
상기와 같이 제조된 열연강재의 미세조직, 항복강도, 균일 연신율, 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
또한, 상기 열연강판에 대한 내마모성을 측정하여 하기 표 3에 함께 나타내었다. 여기서, 내마모성 평가는 ASTM(미국 재료 시험 협회)의 G65 규정에 따라 마모시험을 행한 뒤, 마모량을 측정하는 방식으로 이루어졌다. 하기 표 3에서 미실시는 마모시험을 실시하지 않은 것이며, 강도, 연신율, 충격인성이 이미 열위하기 때문에 추가로 마모시험까지 진행하지 않았다.
한편, 발명강 4에 대하여 열처리 전과 열처리 후의 미세조직 사진을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
구분 성분조성(중량%)
C Mn Si Al Cr Cu P S
발명강 1 0.63 21.1 0.43 0.035 4.8 3.8 0.031 0.005
발명강 2 0.91 16.5 0.07 0.055 1.2 1.6 0.024 0.011
발명강 3 0.79 18.1 0.015 0.121 2.7 4.2 0.022 0.005
발명강 4 1.18 19.4 0.21 0.039 3.4 0.05 0.018 0.005
발명강 5 1.83 12.3 0.085 0.264 0.04 0.3 0.011 0.015
비교강 1 0.32 19.3 0.017 0.078 0.023 0.025 0.015 0.009
비교강 2 1.94 16.8 0.098 0.046 0.11 0.1 0.016 0.004
비교강 3 0.38 11.4 0.046 0.039 0.22 0.15 0.015 0.005
비교강 4 1.09 19.6 0.15 0.078 5.6 0.09 0.017 0.008
비교강 5 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
비교강 6 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
비교강 7 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
비교강 8 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
비교강 9 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
비교강 10 1.52 16.5 0.11 0.043 1.8 0.9 0.016 0.007
구분 열처리 조건
온도(℃) 시간(분) 냉각속도(℃/s) 냉각정지온도(℃)
발명강 1 951 25 70 320
발명강 2 905 25 72 320
발명강 3 907 25 70 310
발명강 4 1022 25 69 250
발명강 5 1056 25 75 180
비교강 1 899 25 73 270
비교강 2 1090 25 65 250
비교강 3 900 25 74 300
비교강 4 1100 25 71 240
비교강 5 852 25 72 250
비교강 6 1185 25 70 250
비교강 7 1055 5 67 150
비교강 8 1055 75 72 190
비교강 9 1055 25 3.8 320
비교강 10 1055 25 65 650
구분 미세조직(γ;오스테나이트) 항복강도(MPa) 균일연신율(%) 충격인성(J) 마모량(g)
발명강 1 γ+탄화물 3% 이하 408 51 223 1.54
발명강 2 γ+탄화물 3% 이하 382 49 198 1.81
발명강 3 γ+탄화물 3% 이하 392 53 168 1.79
발명강 4 γ+탄화물 3% 이하 468 45 236 1.67
발명강 5 γ+탄화물 3% 이하 505 41 150 1.45
비교강 1 γ+탄화물 3% 이하 268 55 126 2.63
비교강 2 γ+탄화물 19% 524 12 31 미실시
비교강 3 γ+마르텐사이트 278 23 22 미실시
비교강 4 γ+탄화물 12% 496 20 39 미실시
비교강 5 γ+탄화물 7% 490 27 47 미실시
비교강 6 γ+탄화물 8% 490 23 46 미실시
비교강 7 γ+탄화물 9% 512 19 32 미실시
비교강 8 γ+탄화물 3% 이하 274 47 249 2.88
비교강 9 γ+탄화물 9% 482 26 41 미실시
비교강 10 γ+탄화물 10% 477 23 39 미실시
상기 표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5는 마모량이 2.0g 이하인 우수한 내마모 특성을 가지며, 100J 이상의 충격 인성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
반면에, 비교강 1은 탄소의 함량이 매우 낮아 충분한 강도를 확보하지 못하므로 마모량이 기준치인 2.0g을 초과하는 것을 알 수 있으며, 비교강 2는 과도한 탄소의 첨가로 인하여 탄화물이 증가하므로 낮은 충격 인성을 가짐을 알 수 있다.
비교강 3의 경우 망간의 함량 부족으로 인하여 안정적인 오스테나이트 상이 형성되지 못하고 마르텐사이트가 형성되어 낮은 충격 인성을 가짐을 알 수 있으며, 비교강 4의 경우 과도한 크롬의 함량으로 인하여 낮은 충격 인성을 가짐을 알 수 있다.
비교강 5 내지 10은 열처리 조건 범위를 만족하지 못한 경우로, 탄화물의 과다 잔존 및 석출로 인하여 낮은 충격 인성을 가짐을 나타낸다. 또한, 과도한 열처리의 경우, 오스테나이트의 결정립의 조대화로 인한 강도 하락으로, 내마모성 하락이 발생함을 알 수 있다.
한편, 발명강 4에 대하여 열처리 전과 열처리 후의 미세조직 사진을 나타내는 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 열처리 전 열연강재의 경우 오스테나이트 입계를 따라 탄화물이 석출되어 있지만, 열처리 후에 탄화물이 충분히 고용된 오스테나이트계(fully austenitic) 조직임을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 자에게 있어서는 본 발명의 기본적인 사상의 범주 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경이 가능하며, 또한, 본 발명의 권리범위는 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 함을 명시한다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 500㎛이하인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 강재의 두께가 4~50mm인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강재는 2.0g 이하의 마모량 및 100J 이상의 충격 인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.9%, 망간(Mn): 12~22%, 크롬(Cr): 5%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 5%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 재가열된 슬라브를 800℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 열간 압연하여 열연 강재를 얻는 열간압연단계; 및 열연 강재를 하기 관계식(1)을 만족시키는 열처리온도(T)에서 관계식(2)를 만족시키는 유지시간(분)동안 유지한 후, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 500℃이하의 온도까지 수냉각하는 열처리단계;
    [관계식 1]
    530 + 285[C] + 44[Cr] < T < 1446 - 174[C] - 3.9[Mn]
    (T: 열처리 온도(℃), 상기 [C], [Cr] 및 [Mn]은 각각 해당 원소의 중량%를 의미함)
    [관계식 2]
    t+10 < 유지시간 < t+30
    [t: 강판 두께(mm)]
    를 포함하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 슬라브의 재가열온도가 1050 ~ 1250℃인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 열간 마무리압연온도가 800℃이상 미재결정온도(Tnr) 이하인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서, 상기 열연강재의 두께가 4~50mm인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서, 상기 강재는 면적분율로 97%이상(100%포함)의 오스테나이트 및 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하는 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 500㎛이하인 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 강재는 2.0g 이하의 마모량 및 100J 이상의 충격 인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
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