KR101439686B1 - Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same - Google Patents
Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR101439686B1 KR101439686B1 KR1020120153432A KR20120153432A KR101439686B1 KR 101439686 B1 KR101439686 B1 KR 101439686B1 KR 1020120153432 A KR1020120153432 A KR 1020120153432A KR 20120153432 A KR20120153432 A KR 20120153432A KR 101439686 B1 KR101439686 B1 KR 101439686B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel
- wear
- present
- less
- temperature
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
본 발명은 내마모성이 우수한 내마모용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50, Si: 0.05~1.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 분순물을 포함하고, Mo: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~1.0%, V: 0.02~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하며, 미세조직이 면적분율로, 95%이상의 마르텐사이트과 0.1~1%의 탄질화물을 포함하고, 상기 마르텐사이트의 평균 패킷크기가 25㎛이하이며, 상기 탄질화물은 평균크기가 0.1~1㎛이고, 1~10㎛의 간격으로 분포하는 내마모용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 브리넬 경도가 360~440HB를 가지며, API X-70 강재 대비 약 3배 이상의 내미끄럼마모 저항성을 갖는 내마모성이 우수한 내미끄럼마모용 강재를 제공하는 장점이 있다. 특히, 탄소를 비롯하여, 니켈, 크롬 등의 고가의 합금원소를 첨가하지 않으므로, 경제적일 뿐만 아니라, 상기 합금원소의 적정제어로 인해, 용접성 및 인성의 개선도 확보할 수 있는 장점이 있다.The present invention relates to a wear resistant steel material excellent in wear resistance and a method for producing the same. An embodiment of the present invention is characterized by comprising, by weight%, 2.6 to 4.5% Mn, (6-Mn) / 50 C 10-Mn / 50, 0.05 to 1.0% Si, the balance Fe and other inevitable impurities , Further comprising at least one selected from the group consisting of 0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 1.0% of Cr, and 0.02 to 0.1% of V, wherein the microstructure comprises at least 95% Wherein the average packet size of the martensite is 25 탆 or less, the carbonitride has an average size of 0.1 to 1 탆 and is distributed at intervals of 1 to 10 탆, And a method for producing the same.
According to the present invention, there is an advantage of providing a steel material for slip-resistant wear with excellent abrasion resistance, having a Brinell hardness of 360 to 440 HB and an anti-slip wear resistance of about three times or more as compared with API X-70 steel. Particularly, since it does not add expensive alloying elements such as nickel and chromium as well as carbon, it is not only economical, but also has an advantage of securing improvement of weldability and toughness due to proper control of the alloying element.
Description
본 발명은 내마모성이 우수한 내미끄럼마모용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 분쇄기, 건설용 중장비, 광산장비 및 절단기 부품 등 특히 비교적 크기가 큰 상대재에 의한 우수한 내미끄럼마모특성이 요구되는 산업분야에 적용될 수 있는 내마모성이 우수한 내미끄럼마모용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to an excellent slip wear characteristic by a relatively large comparative material such as a crusher, a construction heavy equipment, a mining equipment, and a cutting machine part. The present invention relates to an anti-slip wear-resistant steel material excellent in wear resistance that can be applied to required industrial fields, and a method of manufacturing the same.
최근 건설, 기계장치 및 수송기계의 고성능화 및 대형화에 따라 소재의 고강도 뿐만 아니라, 내마모 특성을 갖는 내마모강이 중요하게 대두되고 있다. 상기 내마모강은 크게 오스테나이트계 가공경화강과 마르텐사이트계 고경도강으로 구분된다.
In recent years, with the increase in performance and size of construction, machinery, and transportation machines, wear resistance steel having not only high strength but also abrasion resistance has become important. The abrasion resistant steel is classified into an austenitic work hardened steel and a martensitic hardened steel.
오스테나이트계 내마모강의 대표적인 예는 지난 100여 년간 사용된 해드필드강(Hadfield)이다. 해드필드강은 망간(Mn) 약 12% 및 탄소(C) 약 1%를 포함하고, 그 미세조직은 오스테나이트를 가지며, 광산산업분야, 철도분야, 군수분야 등 다양한 분야에서 쓰이고 있다. 그러나, 상기 해드필드강은 항복강도가 400MPa 전후로 매우 낮아 일반적인 내마모강 또는 구조강으로서는 그 적용이 제한적인 문제점이 있다.
A representative example of an austenitic wear-resistant steel is the Hadfield, which has been used for over 100 years. The head field steel contains about 12% of manganese (Mn) and about 1% of carbon (C), the microstructure has austenite and is used in various fields such as mining industry, railroad, and military. However, since the yield strength of the head field steel is very low at about 400 MPa, it has a limited application as general wear-resistant steel or structural steel.
이에 반하여, 마르텐사이트계 고경도강은 높은 항복강도 및 인장강도를 가지고 있어 구조재 및 운송/건설기계 등에 널리 쓰이고 있다. 일반적으로 고경도강은 고탄소, 고합금원소를 포함하며, 충분한 강도를 얻을 수 있는 마르텐사이트 조직을 확보하기 위해 퀀칭(Quenching) 공정이 필수적이다. 대표적인 마르텐사이트계 내마모강은 사브(SSAB)사의 하독스(HARDOX) 시리즈로서, 비교적 낮은 탄소 당량(Ceq)을 가지며, 강도 및 경도가 우수하다.
On the other hand, martensitic high hardness steel has high yield strength and tensile strength and is widely used for structural materials, transportation / construction machines and the like. Generally, high hardness steels contain high carbon and high alloy elements, and a quenching process is essential to ensure a martensite structure that can obtain sufficient strength. A typical martensitic wear resistant steel is the HARDOX series of SSAB, which has a relatively low carbon equivalent (Ceq) and is excellent in strength and hardness.
그러나, 종래의 마르텐사이트계 내마모강은 고경도 및 고강도를 확보하기 위해서 탄소 및 합금원소의 함량을 높이고, 퀀칭 등 별도의 열처리 과정을 통해 제조할 수 있으나, C와 Mn, Cr, Mo, Ni 등의 합금원소를 많이 함유하게 되면 용접성 및 저온 취성에 악영향을 줄 뿐만 아니라, 고가의 합금원소를 첨가해야 하기 때문에 제조비용이 많이 드는 문제점이 있다.
However, in the conventional martensitic wear-resistant steel, it is possible to increase the content of carbon and alloying elements and secure the hardness and high strength, but it can be produced by a separate heat treatment process such as quenching. However, C, Mn, Cr, Or the like, adversely affects the weldability and low-temperature brittleness, and also requires a high cost of alloying elements to be added, resulting in a problem of high manufacturing cost.
한편, 광산 및 건설 현장에서 주로 사용되는 파쇄기 또는 절단기 등은 경도가 매우 높은 암석을 상대한다. 상기 파쇄기 또는 절단기 등은 연삭마모, 접촉마모, 충격마모, 미끄럼마모 등 여러가지 마모기구가 동시에 진행되며 장비의 수명을 감소시킨다. 상기 마모기구 중에서 마모상대재의 높은 경도 수준과 대상재의 크기가 상대적으로 큰 환경을 감안하면 앞서 언급한 마무기구 중에 미끄럼 마모가 가장 지배적인 영향을 미치는 것으로 판단된다.
On the other hand, crushers or cutters, which are mainly used in mines and construction sites, deal with very hard rocks. The crusher or the cutter can simultaneously perform various wear mechanisms such as abrasive wear, contact wear, impact wear, sliding wear and the like to reduce the life of the equipment. Considering the relatively high hardness level of the wear-resistant material and the size of the target material in the wear mechanism, sliding wear is most dominant in the aforementioned mechanism.
상기, 미끄럼마모에 대한 저항성을 확보하기 위해서는 표층부의 경도가 매우 중요하다. 높은 표층부 경도를 확보하기 위해서는 통상적으로 합금원소를 많이 첨가하게 되는데, 전술한 바와 같이 기존의 내마모강은 표층부 경도에 효과가 큰 탄소를 다량 함유하는 특징이 있다. 그러나 탄소를 많이 함유하게 되면 용접시에 용접부 등에 쉽게 균열이 발생하게 되는 등의 문제가 발생한다. 또한 제품의 두께가 두꺼워지면 중심부까지 높은 경도를 얻는 것이 어렵게 되는데, 중심부 경화능(Hardenability)을 확보하기 위해 Cr이나 Mo 등의 경화원소를 다량 첨가하게 되는 경우에는 앞서 언급한 바와 같이 용접성 및 저온 취성에 악영향을 주게 된다. 또한, 제품의 충격특성을 향상시키기 위해 고가의 Ni과 Mo을 첨가하기도 하는데 제품두께가 두꺼워지면 필요한 Ni 및 Mo 함량이 증가하게 되는 문제가 있다.
The hardness of the surface layer is very important for securing the resistance to sliding wear. In order to ensure a high surface hardness, a large amount of alloying element is usually added. As described above, the conventional wear-resistant steel is characterized by containing a large amount of carbon having a large effect on the surface hardness. However, when a large amount of carbon is contained, cracks are easily generated in the welded portion at the time of welding. In addition, when the thickness of the product is increased, it becomes difficult to obtain a high hardness to the center portion. In the case where a large amount of hardening elements such as Cr and Mo is added in order to secure the hardness of the center portion, . ≪ / RTI > In addition, expensive Ni and Mo are added to improve the impact characteristics of the product. However, when the thickness of the product is increased, there is a problem that the content of Ni and Mo is increased.
한편 상기의 고전적인 마르텐사이트 강의 경우 앞서 언급한 방법으로 인성과 경도를 동시에 향상 시킬 수 있는 범위가 약 500HB 전후로 알려져 있으나, 이와 같이 과도하게 높은 경도를 가질 경우에는 가공성 및 용접성이 현저하게 떨어지고, 생산원가 상등 이유로 상업성이 매우 떨어지는 단점이 있다.
On the other hand, in the case of the above-mentioned classical martensitic steel, the range in which toughness and hardness can be simultaneously improved is about 500 HB. However, when the hardness is excessively high, the workability and weldability are remarkably decreased, There is a disadvantage that the commerciality is very low due to the cost difference.
본 발명은 고가의 합금원소를 가급적 사용하지 않으면서, 우수한 인성을 갖는 동시에 내마모특성이 우수한 내마모용 강재와 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
An object of the present invention is to provide a wear resistant steel material having excellent toughness and excellent abrasion resistance without using expensive alloying elements as much as possible, and a method for producing the same.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50, Si: 0.05~1.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 분순물을 포함하고, Mo: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~1.0%, V: 0.02~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하며, 미세조직이 면적분율로, 95%이상의 마르텐사이트과 0.1~1%의 탄질화물을 포함하고, 상기 마르텐사이트의 평균 패킷크기가 25㎛이하이며, 상기 탄질화물은 평균크기가 0.1~1㎛이고, 1~10㎛의 간격으로 분포하는 내마모용 강재를 제공한다.
An embodiment of the present invention is characterized by comprising, by weight%, 2.6 to 4.5% Mn, (6-Mn) / 50 C 10-Mn / 50, 0.05 to 1.0% Si, the balance Fe and other inevitable impurities , Further comprising at least one selected from the group consisting of 0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 1.0% of Cr, and 0.02 to 0.1% of V, wherein the microstructure comprises at least 95% Wherein the average packet size of the martensite is 25 탆 or less, the carbonitride has an average size of 0.1 to 1 탆 and is distributed at intervals of 1 to 10 탆, Lt; / RTI >
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, Mn: 2.6~4.5%, (6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50, Si: 0.05~1.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 분순물을 포함하고, Mo: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~1.0%, V: 0.02~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1000~1100℃에서 종료하는 조압연을 패스당 압하율이 5%이상이 되도록 실시하여 바(bar)를 얻는 단계; 상기 바를 750~1000℃에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및 상기 열연강재를 400~750℃에서 3~100℃/s이상의 속도로 200℃이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모용 강재의 제조방법을 제공한다.
Another embodiment of the present invention relates to a method for producing a ferritic stainless steel which comprises, by weight%, 2.6 to 4.5% Mn, (6-Mn) / 50 C (10-Mn) / 50, 0.05 to 1.0% Si, the balance Fe and other inevitable impurities Reheating the steel slab further comprising at least one selected from the group consisting of 0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 1.0% of Cr and 0.02 to 0.1% of V, at 1100 to 1250 캜; Rolling the reheated steel slab at a temperature of 1000 to 1100 占 폚 so as to have a reduction ratio of 5% or more per pass to obtain a bar; Hot rolling the above bars at a temperature of 750 to 1000 占 폚 to obtain hot rolled steel; And cooling the hot-rolled steel to 400 ° C to 750 ° C at a rate of 3 to 100 ° C / s or higher to 200 ° C or lower.
본 발명에 따르면, 브리넬 경도가 360~440HB를 가지며, API X-70 강재 대비 약 3배 이상의 내미끄럼마모 저항성을 갖는 내마모성이 우수한 내미끄럼마모용 강재를 제공하는 장점이 있다. 특히, 탄소를 비롯하여, 니켈, 크롬 등의 고가의 합금원소를 첨가하지 않으므로, 경제적일 뿐만 아니라, 상기 합금원소의 적정제어로 인해, 용접성 및 인성의 개선도 확보할 수 있는 장점이 있다.
According to the present invention, there is an advantage of providing a steel material for slip-resistant wear with excellent abrasion resistance, having a Brinell hardness of 360 to 440 HB and an anti-slip wear resistance of about three times or more as compared with API X-70 steel. Particularly, since it does not add expensive alloying elements such as nickel and chromium as well as carbon, it is not only economical, but also has an advantage of securing improvement of weldability and toughness due to proper control of the alloying element.
도 1은 본 발명 실시예에 따른 발명예 2의 미세조직 사진이다.1 is a microstructure photograph of Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention.
이하, 본 발명의 내마모용 강재에 대하여 설명한다. 먼저, 합금성분 및 조성범위 선정에 대하여 설명한다. 단, 이하 %는 특별히 언급되지 않은 한 중량%임에 유의할 필요가 있다.
Hereinafter, the steel material for wear resistance of the present invention will be described. First, the selection of alloy components and composition ranges will be described. However, it should be noted that the following percentages are by weight unless otherwise specified.
망간(Mn): 2.6~4.5%Manganese (Mn): 2.6 to 4.5%
상기 Mn은 본 발명에서 중요한 역할을 하는 원소로서, 마르텐사이트를 안정화시키는 역할을 한다. 즉, Mn의 함량이 2.6% 이상일 경우에는 연속냉각변태곡선(Continuous Cooling Transformation Diagram, CCT)상에서 베이나이트 또는 페라이트 생선 곡선이 후방으로 급격하게 이동하기 때문에, 비교적 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 안정적으로 생성될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 2.6% 이상으로 제어하여, 상대적으로 낮은 탄소함량으로도 높은 경도를 확보할 수 있다. 상기 Mn의 함량이 2.6% 미만인 경우에는 페라이트 또는 베이나이트가 쉽게 형성되어 본 발명에서 요구되는 표층부 경도를 확보하기 어렵다. 반면, 상기 Mn 함량이 4.5%를 초과하는 경우에는 용접성을 현저히 저감시키며, 강재의 제조원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mn은 2.6~4.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The Mn plays an important role in the present invention and serves to stabilize martensite. That is, when the content of Mn is 2.6% or more, the bainite or ferrite fish curves sharply move backward on the Continuous Cooling Transformation Diagram (CCT), so that martensite can be stably produced even at a relatively low cooling rate . Therefore, in the present invention, the Mn content can be controlled to 2.6% or more, and a high hardness can be secured even with a relatively low carbon content. When the content of Mn is less than 2.6%, ferrite or bainite is easily formed and it is difficult to secure the hardness of the surface layer required in the present invention. On the other hand, when the Mn content exceeds 4.5%, the weldability is remarkably reduced and the production cost of the steel material is increased. Therefore, it is preferable that the Mn is in the range of 2.6 to 4.5%.
탄소(C): (6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50Carbon (C): (6-Mn) / 50? C? (10-Mn) / 50
상기 C는 Mn과 함께 강재의 표층부 경도확보를 확보하는 역할을 하나, 반면에 인성 및 용접성을 저하시키는 작용을 한다. 따라서, 본 발명에서는 최적의 C를 첨가하여 인성 및 용접성을 개선하며, 상기 최적의 C 함량은 망간의 함유량에 의존한다. 본 발명에서 요구되는 표층부 경도를 충분히 확보하기 위해서는 탄소가 (6-Mn)/50 이상 첨가되는 것이 필요하지만, (10-Mn)/50을 초과하여 지나치게 첨가될 경우에는 인성을 현저히 저하시킨다. 따라서, 상기 C는 (6-Mn)/50에서 (10-Mn)/50 의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The above-mentioned C plays a role to secure the hardness of the surface layer of the steel together with Mn, but it also acts to lower the toughness and weldability. Therefore, in the present invention, optimum C is added to improve toughness and weldability, and the optimum C content depends on the content of manganese. (6-Mn) / 50 or more should be added in order to sufficiently secure the surface layer hardness required in the present invention, but if it is excessively added in excess of (10-Mn) / 50, the toughness is remarkably lowered. Therefore, it is preferable that C has a range of (6-Mn) / 50 to (10-Mn) / 50.
실리콘(Si): 0.05~1.0%Silicon (Si): 0.05 to 1.0%
상기 Si는 탈산제로서의 역할을 하며, 고용강화에 따른 강도를 향상시키는 원소이므로, 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우, 용접부는 물론 모재의 인성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The Si serves as a deoxidizing agent and is an element that improves the strength due to solid solution strengthening, so that it is preferable to add Si at 0.05% or more. However, when the content exceeds 1.0%, the toughness of the base material is reduced as well as the welded portion, and therefore the Si content is preferably in the range of 0.05 to 1.0%.
본 발명 강재는 상기 합금원소에 더하여, Mo: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~1.0%, V: 0.02~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
The steel according to the present invention preferably further comprises at least one selected from the group consisting of 0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 1.0% of Cr and 0.02 to 0.1% of V, in addition to the alloy element.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%Molybdenum (Mo): 0.01 to 0.5%
상기 Mo는 고용강화와 더불어 경화능 향상에 효과적인 원소로서, 소량의 첨가를 통해서도 강재 중심부까지 경도 및 강도를 확보할 수 있는 원소이다. 또한, 탄질화물의 석출을 통해 고경도의 석출물을 모재 내에 분포시켜 내마모성을 향상시킬 수 있으며, 이러한 효과들을 확보하기 위해서는 0.01%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5%를 초과할 경우에는 경화능이 높아져 용성이 열위해질 뿐만 아니라 석출되는 탄질화물의 크기가 너무 커져 충격인성이 현저하게 감소되는 경향이 있으므로, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The Mo is an element effective for hardening solubility and improving hardenability, and it is an element capable of securing hardness and strength to the center of the steel through addition of a small amount. Further, precipitation of the carbonitride can disperse the precipitates having high hardness in the base material to improve the abrasion resistance, and in order to secure these effects, it is preferable to add at least 0.01%. However, when the Mo content exceeds 0.5%, the hardenability is increased and the solubility is not only weakened but also the size of the precipitated carbonitride becomes too large, and the impact toughness tends to be remarkably reduced. Therefore, the Mo content is in the range of 0.01 to 0.5% .
크롬(Cr): 0.01~1.0%Cr (Cr): 0.01 to 1.0%
상기 Cr은 미량 첨가시 고용강화에 의한 강도 및 경도 증가 효과가 있으며, 이를 위해 0.01%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 첨가량에 비해 그 증가 효과가 미미하다. 충분히 많은 양의 Cr과 C를 첨가한 강의 경우 경도가 1000Hv를 상회하는 고경도의 크롬 탄화물이 석출되는 것으로 알려져 있으나, 적절한 크기와 분포를 가지는 석출물을 얻기 위해서는 상기 Cr의 함량을 제어할 필요가 있다. 상기 Cr의 함량이 1%를 초과할 경우에는 조대한 석출상의 생성 및 원가 상승의 역효과가 있으므로, 상기 Cr의 함량은 0.01~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The addition of a trace amount of Cr has an effect of increasing strength and hardness by solid solution strengthening. For this purpose, it is preferable that Cr is added in an amount of 0.01% or more. In the case of a steel to which Cr and C are added in a sufficiently large amount, it is known that chromium carbide having a hardness exceeding 1000 Hv is precipitated. However, in order to obtain a precipitate having an appropriate size and distribution, it is necessary to control the content of Cr . If the content of Cr exceeds 1%, there is an adverse effect of generation of a coarse precipitate phase and an increase in cost, so that the content of Cr is preferably in the range of 0.01 to 1.0%.
바나듐(V): 0.02~0.1%Vanadium (V): 0.02 to 0.1%
상기 V은 철강에 고용되어 페라이트 및 베이나이트의 상변태속도를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 쉽게하는 효과가 있고, 또한 고용강화 효과를 통해 강도를 증가시킨다. 또한, 고경도의 바나듐 탄화물이 생성되어 우수한 내미끄럼마모 특성을 향상시킬 수 있으며, 상기 효과들을 확보하기 위해서는 0.02%이상의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 효과가 포화되며, 인성 및 용접성 열화를 야기하고 강재의 제조원가를 현저히 증가시키기 때문에, 0.01~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The V is dissolved in steel to retard the phase transformation speed of ferrite and bainite to facilitate the formation of martensite, and also to increase the strength through the solid solution strengthening effect. In addition, vanadium carbide having a high hardness can be generated to improve excellent anti-slip wear characteristics, and it is preferable that the vanadium carbide has a range of 0.02% or more in order to secure the above effects. However, when the content exceeds 0.1%, the effect becomes saturated, deteriorates toughness and weldability, and significantly increases the manufacturing cost of the steel, so that it is preferable that the content is in the range of 0.01 to 0.1%.
본 발명 강재 조성의 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기와 같은 합금조성의 제어를 통해 우수한 내마모성을 갖는 내마모용 강재를 제공할 수 있다. 다만, 본 발명의 강재는 하기 설명되는 효과 확보를 위해서, Nb, Ti 및 B로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.
The remainder of the steel composition according to the present invention contains Fe and unavoidable impurities. By controlling the alloy composition as described above, it is possible to provide a wear resistant steel material having excellent wear resistance. However, the steel material of the present invention may further include at least one selected from the group consisting of Nb, Ti and B in order to secure the effect described below.
니오븀(Nb): 0.1%이하Niobium (Nb): not more than 0.1%
상기 Nb은 고용강화 및 석출강화 효과를 통해 강도를 증가시키고, 저온압연시 결정립을 미세화시켜 충격인성을 향상시키는 원소이나, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 생성되어 오히려 경도 및 충격인성을 열화시키므로, 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
The Nb is an element that increases the strength through solid solution strengthening and precipitation strengthening effect and improves the impact toughness by refining the crystal grains during low temperature rolling, but when the content exceeds 0.1%, coarse precipitate is generated, The impact toughness is deteriorated. Therefore, it is preferable to add it at 0.1% or less.
티타늄(Ti): 0.1%이하Titanium (Ti): not more than 0.1%
상기 Ti는 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 상기 Ti는 TiN 형성에 의해 BN 형성을 억제함으로서, 고용 B의 함량을 증가시켜 소입성을 향상시키고, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는 효과가 있다. 그러나, 과도한 Ti의 첨가는 티타늄 석출물의 조대화에 의해 인성저하 등의 문제를 야기할 수 있으므로, 그 함량은 0.1%를 초과하지 않는 것이 바람직하다.
Ti is an element that maximizes the effect of B, which is an important element for improving the incombustibility. The Ti suppresses the formation of BN by TiN formation, thereby increasing the content of solute B to improve the incombustibility, and the precipitated TiN has the effect of pinning the austenite grains and inhibiting grain coarsening. However, the addition of excessive Ti may cause problems such as deterioration of toughness due to coarsening of the titanium precipitate, and therefore, it is preferable that the content does not exceed 0.1%.
보론(B): 0.02%이하Boron (B): not more than 0.02%
상기 B는 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 증가시키는 원소이며, 결정립계 강화를 위한 입계파괴 억제효과가 있으나, 과도한 첨가시 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키므로, 0.02% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
B is an element that effectively increases the incombustibility of a material even when added in a small amount, and has an effect of inhibiting grain boundary fracture for strengthening grain boundaries, but toughness and weldability are lowered due to the formation of coarse precipitates upon excessive addition, .
본 발명이 제안하는 내마모용 강재는 전술한 합금성분 및 조성범위를 만족함과 동시에 면적분율로 95%이상의 마르텐사이트 및 0.1~1%의 탄질화물을 포함하는 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트 조직이 95면적%미만일 경우에는 본 발명이 의도하는 경도를 확보할 수 없으며, 이로 인해 내미끄럼마모 특성을 확보하기 곤란하다. 상기 탄질화물의 분율이 0.1%미만일 경우에는 충격인성 및 마모특성이 저하되며, 1%를 초과하는 경우에는 과도한 경도 상승을 유발할 수 있고, 이로 인해 오히려 충격인성이 저하될 수 있다. 한편, 본 발명 강재는 나머지 조직으로서 베이나이트를 포함할 수도 있다. 상기 언급한 탄질화물은 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 모두 포함한다.
It is preferable that the wear resistant steel material proposed by the present invention has a microstructure containing not less than 95% of martensite and 0.1 to 1% of carbonitride in an area fraction as well as satisfying the above-mentioned alloy composition and composition range. When the martensite structure is less than 95% by area, the intended hardness of the present invention can not be ensured and it is difficult to secure the slip wear characteristics. If the fraction of the carbonitride is less than 0.1%, impact toughness and abrasion characteristics are deteriorated. If it exceeds 1%, excessive hardness may be caused to increase and the impact toughness may be deteriorated. On the other hand, the steel of the present invention may contain bainite as the remaining structure. The above-mentioned carbonitrides include both carbides, nitrides and carbonitrides.
또한, 본 발명의 강재는 Cr, Mo, V 등의 원소와 탄소 및 질소로 구성되는 상기 탄질화물이 0.1~1㎛의 평균크기를 가지고, 1~10㎛의 간격으로 분포하는 것이 바람직하다. 상기 탄질화물의 크기가 0.1㎛미만일 경우에는 과도하게 미세한 탄질화물의 형성에 의해 마모 상대재에 의해 강재가 파여져 나갈 수 있으며, 1㎛를 초과하는 경우에는 탄질화물 자체의 취성적인 특성에 의해 충격인성 확보가 불가능할 수 있다. 또한, 탄질화물의 간격이 1㎛미만일 경우에는 탄질화물 사이에서 바인더(binder) 역할을 하는 모재의 분율이 너무 작아 쉽게 취화될 수 있으며, 10㎛를 초과하는 경우에는 마모 상대재의 크기에 비해 모재가 접촉하는 면적이 너무 넓어 고경도의 탄질화물의 형성 효과가 현저히 약화될 수 있다.
In the steel material of the present invention, it is preferable that the carbonitride composed of elements such as Cr, Mo, V and carbon and nitrogen has an average size of 0.1 to 1 占 퐉 and is distributed at intervals of 1 to 10 占 퐉. When the size of the carbonitride is less than 0.1 탆, the steel material can be broken by the wear-resistant material due to the formation of excessively fine carbonitride. When the size of the carbonitride exceeds 1 탆, It may not be secured. If the interval of the carbonitride is less than 1 탆, the fraction of the base material serving as a binder between the carbonitride is too small to be easily brittle. If the interval is more than 10 탆, The contact area is so wide that the effect of forming the carbonitride having a high hardness can be remarkably weakened.
또한, 본 발명의 강재는 상기 마르텐사이트의 평균 패킷(유효결정립) 크기가 25㎛이하인 것이 바람직한데, 상기 패킷 크기가 25㎛를 초과하는 경우에는 조대한 마르텐사이트 조직의 형성으로 인해 충격인성이 저하될 수 있다. 상기 패킷 크기는 크면 작으면 작을수록 바람직한 효과를 발휘하므로, 상기 패킷 크기의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
The steel material of the present invention preferably has an average packet size (effective grain size) of martensite of 25 mu m or less. When the packet size exceeds 25 mu m, impact toughness is lowered due to the formation of coarse martensite structure. . The smaller the smaller the packet size is, the better the effect is. Therefore, the upper limit of the packet size is not particularly limited.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 내마모용 강재는 브리넬 경도가 360~440HB의 범위를 가지며, 더불어 -40℃에서의 충격에너지가 15J이상으로 우수한 충격인성을 갖는다. 이를 통해, 분쇄기, 건설용 중장비, 광산장비 및 절단기 부품 등과 같이 우수한 내미끄럼마모특성과 충격인성이 요구되는 제품에 바람직하게 적용될 수 있다. 한편, 경도가 440HB를 초과하는 경우에는 C나 Mn 및 기타 합금원소소의 함량이 높아져야 하고, 이에 따라 원가상승 뿐 아니라 용접성 및 충격인성이 감소하는 문제가 발생하게 된다.
The steel material for abrasion wear according to the present invention, which is provided as described above, has a Brinell hardness in the range of 360 to 440 HB, and an impact energy at -40 DEG C of 15 J or more, and excellent impact toughness. As a result, it can be suitably applied to products requiring excellent slip wear characteristics and impact toughness such as a crusher, heavy construction equipment, mining equipment and cutter parts. On the other hand, when the hardness exceeds 440 HB, the content of C, Mn, and other alloying elements must be increased, thereby causing not only a rise in cost but also a decrease in weldability and impact toughness.
이하, 본 발명 강재를 제조하기 위한 바람직한 방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
Hereinafter, an embodiment of a preferred method for producing the steel material of the present invention will be described.
우선, 전술한 바와 같은 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 뒤, 이 강 슬라브를 재가열하고, 열간압연하여 열연강재를 얻는다. 상기 재가열은 1100~1250℃에서 행하여지는 것이 바람직한데, 1100℃미만일 경우에는 얻고자 하는 탄질화물의 완전한 용해가 이루어지지 않울 수 있다는 단점이 있으며, 1250℃를 초과하는 경우에는 초기 오스테나이트의 입도가 매우 커져 충격인성이 급격하게 열화되는 문제가 발생할 수 있다.
First, after preparing a steel slab having the above-described alloy composition, the steel slab is reheated and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel material. The reheating is preferably performed at 1100 to 1250 ° C. If the reheating temperature is lower than 1100 ° C, the carbonitride to be obtained may not be completely dissolved. If the temperature exceeds 1250 ° C, the initial austenite grain size So that the impact toughness may be deteriorated rapidly.
상기와 같이 재가열된 강 슬라브는 통상의 온도보다 높은 1000~1100℃에서 종료하는 조압연을 실시하여 바(bar)를 얻는 것이 바람직하다. 상기 조압연 종료온도가 1100℃를 초과하는 경우에는 압연 중 비정상 결정립 성장(abnormal grain growth)이 발생하여, 충격인성이 저하되며, 1000℃미만인 경우에는 압연 중 재결정에 의한 결정립 미세화가 진행되지 않는다. 한편, 상기 조압연시에는 결정립 미세화와 미세 탄질화물의 균질한 분포를 위하여, 패스당 5%이상의 강압하를 실시하는 것이 바람직하며, 이를 통해 탄질화물의 생성 사이트(site)를 증가시킬 수 있다. 상기 패스당 압하율이 5% 미만일 경우에는 앞서 언급한 비정상 결정립 성장이 상기 조압연 온도 구간에서도 발생하지 않을 수 있으며, 이에 따라 탄질화물 생성 사이트 또한 균질하게 생성되지 않을 수 있다. 한편, 장치의 한계 및 제품의 평탄도를 확보할 수 있는 범위에서 상기 압하율은 클수록 결정립 미세화에 유리하므로, 상기 압하율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
As described above, the reheated steel slab is preferably subjected to rough rolling at a temperature higher than the normal temperature at 1000 to 1100 ° C to obtain a bar. When the rough rolling finish temperature exceeds 1100 ° C, abnormal grain growth occurs during rolling and the impact toughness decreases. When the rough rolling finish temperature is less than 1000 ° C, grain refinement due to recrystallization does not proceed during rolling. On the other hand, at the time of rough rolling, it is preferable to carry out a coercive force of 5% or more per pass for homogenous distribution of grain refinement and fine carbonitride, thereby increasing a carbonitriding site. If the reduction rate per pass is less than 5%, the above-mentioned abnormal grain growth may not occur even during the rough rolling temperature period, so that the carbonitride generation site may not be uniformly generated. On the other hand, the larger the reduction rate is in the range capable of securing the limit of the apparatus and the flatness of the product, the larger the grain refinement is, and therefore the upper limit of the reduction rate is not particularly limited.
이후, 상기 바를 750~1000℃에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리압연온도가 750℃미만인 경우에는 냉각개시온도가 낮아져 원하지 않는 저온조직이 발생할 수 있으며, 1000℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 탄화물이 충분히 석출하지 못하여 내마모성이 향상되지 않을 수 있다.
Thereafter, it is preferable to obtain the hot-rolled steel by hot-rolling the above bars at 750 to 1000 ° C. If the hot rolling temperature is lower than 750 캜, the cooling start temperature may be lowered and undesirable low-temperature structure may occur. If the hot rolling temperature exceeds 1000 캜, the carbide to be obtained in the present invention may not sufficiently precipitate, have.
이후, 상기 열연강재를 400~750℃의 온도에서 3~100℃/s이상의 속도로 200℃이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각이 400~750℃의 범위를 벗어나 냉각이 개시되거나 200℃를 초과하여 냉각이 종료될 경우에는 마르텐사이트 이외의 저온변태조직(베이나이트 등)이 다량 발생하여 본 발명에서 달성하고자 하는 경도 확보가 곤란하다. 또한, 400~750℃의 온도범위에서 냉각이 개시되더라도, 냉각속도가 3℃/s가 미만일 경우에는 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하기 어려워 충분한 내마모특성을 확보할 수 없다. 본 발명에서는 마르텐사이트 조직을 확보하기 위하여 가능한 빠른 냉각속도를 갖는 것이 바람직하나, 100℃/s를 초과하는 경우에는 양산제한 및 제조원가상승 그리고 후물재 생산 불가와 같은 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 냉각속도는 3~100℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각이 200℃이하의 온도범위에서 종료되는 경우라면, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보할 수 있으므로, 상기 냉각종료온도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
Thereafter, the hot-rolled steel is preferably cooled at a temperature of 400 to 750 ° C at a rate of 3 to 100 ° C / s or more to 200 ° C or less. When cooling is started at a temperature outside the range of 400 to 750 ° C. and cooling is terminated at a temperature exceeding 200 ° C., a large amount of low temperature transformation structure (bainite, etc.) other than martensite is generated, Is difficult. Even if cooling is started in the temperature range of 400 to 750 占 폚, if the cooling rate is less than 3 占 폚 / s, it is difficult to ensure a sufficient martensite fraction and sufficient wear resistance characteristics can not be ensured. In the present invention, it is preferable to have a cooling rate as fast as possible in order to secure a martensite structure. If the heating rate exceeds 100 ° C / s, however, problems such as limitation of mass production, Is preferably in the range of 3 to 100 DEG C / s. On the other hand, if the cooling is completed within a temperature range of 200 占 폚 or less, the microstructure to be obtained by the present invention can be ensured. Therefore, the lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited.
한편, 본 발명 강재의 제조방법은 열간압연 후 곧바로 냉각하는 방법(Direct Quenching, DQ)과 열간압연 후 일반냉각을 행하고 별도의 열처리 설비를 이용하여 재가열한 후 급속냉각하는 방법 등이 사용될 수 있다.
Meanwhile, the method of manufacturing the steel according to the present invention may include a method of directly cooling after hot rolling (direct quenching, DQ), a method of reheating by using a separate heat treatment facility after performing hot rolling after hot rolling, and then rapidly cooling.
상기 전자의 방법(DQ법)은 전술한 바와 같이 제공되는 열간압연 후, 400~750℃의 온도범위에서 3℃/s이상으로 200℃이하까지 급속냉각하는 방법을 의미한다. 전통적으로는 내마모형 강재를 제조하기 위해 후자의 방법이 사용되어 왔으나, 최근에는 납기일을 단축하고, 제조원가를 절감하기 위해 전자의 방법을 행하는 경우가 많다.
The former method (DQ method) means a method of rapid cooling to a temperature of 400 ° C to 750 ° C at a temperature of 3 ° C / s or higher to 200 ° C or lower after the hot rolling provided as described above. Traditionally, the latter method has been used to manufacture a corrosion resistant cast steel. In recent years, however, the former method is often used in order to shorten the delivery date and reduce the manufacturing cost.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are only illustrative of the present invention in more detail and do not limit the scope of the present invention.
(실시예)(Example)
진공유도용해로를 통해 하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 잉곳을 제조한 뒤, 이 잉곳을 하기 표 2에 기재된 제조조건으로 70mm 두께의 판재를 얻었다. 이 판재를 조압연 및 사상압연하여 13mm 두께의 판재를 제조하였고, 상기 판재를 냉각개시온도가 700℃가 되도록 목표치를 설정하여 물을 분사하는 가속냉각장치를 통과시켜 급냉시켰다. 이와 같이 제조된 판재에 대하여 미세조직, 패킷 크기, 탄질화물 크기 및 간격, 브리넬 경도, 충격인성 및 내마모성 등의 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 상기 미세조직은 광학현미경, SEM 및 추출 잔사법을 이용하여 관찰하였고, 표층부 경도는 표면에서 2mm 정도의 깊이를 연삭한 후, 브리넬 경도기를 이용하여 측정하였다. 내마모성은 ASTM G65에 기재된 방법으로 실험하고, 무게감량을 측정하였다.
An ingot having the alloy composition shown in the following Table 1 was produced through a vacuum induction melting furnace, and then the ingot was formed into a plate having a thickness of 70 mm under the manufacturing conditions shown in Table 2 below. This plate was subjected to rough rolling and finish rolling to prepare a plate material having a thickness of 13 mm. The plate material was quenched by passing through an accelerated cooling device for spraying water by setting a target value at a cooling start temperature of 700 ° C. The properties of microstructure, packet size, carbonitride size and spacing, hardness of Brinell hardness, impact toughness and abrasion resistance were measured for the thus prepared plate, and the results are shown in Table 3 below. The microstructure was observed with an optical microscope, SEM and an extractive residual method, and the surface hardness was measured with a Brinell hardness tester after grinding a depth of about 2 mm from the surface. The abrasion resistance was measured by the method described in ASTM G65, and the weight loss was measured.
Inventive Steel 1
Invention river 2
Invention steel 3
Inventive Steel 4
Invention steel 5
Invention steel 6
Invention steel 7
Inventive Steel 8
Comparative River 1
Comparative River 2
Comparative Steel 3
Comparative Steel 4
Comparative Steel 5
Comparative Steel 6
Comparative Steel 7
Comparative Steel 8
Comparative Steel 9
온도
(℃)Reheating
Temperature
(° C)
온도
(℃)Rough rolling
Temperature
(° C)
압하율
(%)Rough rolling
Reduction rate
(%)
열간압연온도
(℃)Wrap-up
Hot rolling temperature
(° C)
속도
(℃/s)Cooling
speed
(° C / s)
온도
(℃)Cooling stop
Temperature
(° C)
(면적%)Microstructure
(area%)
평균패킷크기
(㎛)Martensite
Average packet size
(탆)
(㎛)Average size of carbonates
(탆)
평균간격
(㎛)Carbonitride
Average spacing
(탆)
경도
(HB)Brinell
Hardness
(HB)
(J,
@-40℃)Impact toughness
(J,
@ -40 ° C)
감량
(g)weight
outage
(g)
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우에는 25㎛이하의 마르텐사이트 평균패킷크기를 가지고, 동시에 0.1~1㎛의 평균크기를 가지는 미세 탄질화물이 1~10㎛의 간격으로 적절하게 형성됨에 따라, 360~440HB의 경도 수준과 우수한 충격인성 및 내마모성을 가지고 있음을 알 수 있다.
As can be seen from Tables 1 to 3, in the cases of Inventive Examples 1 to 8 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention, the average packet size of martensite of 25 mu m or less and the thickness of 0.1 to 1 mu m Is appropriately formed at an interval of 1 to 10 탆, it can be seen that it has a hardness level of 360 to 440 HB, excellent impact toughness and abrasion resistance.
도 1은 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명 조건을 만족하는 강종의 경우, 마르텐사이트 조직이 주상으로 이루어져 있고, 미세 탄질화물이 적정 간격으로 분포되어 있음을 알 수 있다.
1 is a photograph showing microstructure of Inventive Example 2. FIG. As can be seen from FIG. 1, in the case of the steel sheet satisfying the conditions of the present invention, the martensite structure is composed of the main phase, and the fine carbonitrides are distributed at appropriate intervals.
한편, 본 발명의 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 8 중, 비교예 1은 재가열온도가 본 발명 범위에 미치지 못하여, 탄질화물이 충분히 형성되지 않았으며, 이로 인해 충격인성과 내마모성이 저하되었음을 알 수 있다. 비교예 2는 재가열온도가 본 발명 범위를 초과하여, 마르텐사이트 패킷의 크기가 과도하게 증가하였으며, 이로 인해 충격인성이 현저히 저하되었음을 알 수 있다.
On the other hand, the alloy composition of the present invention was satisfied, but in Comparative Examples 1 to 8, which did not satisfy the manufacturing conditions, the reheating temperature did not fall within the range of the present invention, so that the carbonitride was not sufficiently formed, And toughness and abrasion resistance are deteriorated. In Comparative Example 2, the reheating temperature exceeded the range of the present invention, and the size of the martensite packet was excessively increased, and the impact toughness was remarkably lowered.
비교예 3은 조압연온도가 본 발명 범위에 미치지 못하여, 과도하게 미세한 탄질화물이 형성됨으로써 충격인성과 내마모성이 낮은 수준임을 알 수 있다. 조압연온도가 본 발명 범위를 초과한 비교예 4의 경우에는 탄질화물의 간격이 과도하게 커져 우수한 충격인성과 내마모성을 확보할 수 없음을 알 수 있다. 조압연 시 압하율이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예 5는 마르텐사이트 패킷의 크기가 과도하게 증가하여 충격인성이 아주 낮은 수준임을 알 수 있다.
In Comparative Example 3, since the rough rolling temperature did not fall within the range of the present invention, the impact toughness and the abrasion resistance were low due to the formation of excessively fine carbonitride. In the case of Comparative Example 4 in which the rough rolling temperature exceeds the range of the present invention, the intervals of the carbonitride are excessively large, so that excellent impact toughness and abrasion resistance can not be secured. In Comparative Example 5 in which the reduction rate in the rough rolling does not satisfy the conditions of the present invention, the size of the martensite packet is excessively increased, and the impact toughness is at a very low level.
각각 마무리 열간압연온도, 냉각속도, 냉각정지온도가 본 발명 범위를 만족하지 않는 비교예 6, 7, 8은 본 발명이 제안하는 미세조직을 확보하지 못하였고, 이로 인해 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성을 얻기 곤란한 것을 알 수 있다.
Comparative Examples 6, 7 and 8, in which the finish hot rolling temperature, cooling rate and cooling stop temperature do not satisfy the ranges of the present invention, fail to secure the microstructure proposed by the present invention, It is difficult to obtain physical properties.
Mn의 함량 범위를 만족하지 않는 비교예 9 및 10과 C의 함량 범위를 만족하지 않는 비교예 11 및 12는 본 발명의 경도 조건을 만족하지 못하였을 뿐만 아니라, 충격인성이나 내마모성 또한 저하된 것을 알 수 있다. 나아가, 탄질화물 형성 원소의 미첨가로 인해 적정크기의 탄질화물이 형성되지 조차 않았음을 알 수 있다.
Comparative Examples 9 and 10, which do not satisfy the Mn content range, and Comparative Examples 11 and 12, which do not satisfy the content range of C, did not satisfy the hardness condition of the present invention, and that the impact toughness and abrasion resistance also decreased . Furthermore, it can be seen that the carbonitride-forming element is not added, and the carbonitride of the proper size is not formed.
또한, 본 발명이 제안하는 합금원소가 첨가되지 않거나, 합금조성 범위를 초과하는 비교예 13 내지 17의 경우에는 충격인성이 현저히 저하되었음을 알 수 있다.It is also understood that the impact toughness is significantly lowered in the case of Comparative Examples 13 to 17 in which the alloy element proposed by the present invention is not added or in which the alloy composition range is exceeded.
Claims (5)
Mo: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~1.0%, V: 0.02~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하며,
미세조직이 면적분율로, 95%이상의 마르텐사이트과 0.1~1%의 탄질화물을 포함하고,
상기 마르텐사이트의 평균 패킷크기가 25㎛이하이며,
상기 탄질화물은 평균크기가 0.1~1㎛이고, 1~10㎛의 간격으로 분포하는 내마모용 강재.(10-Mn) / 50, Si: 0.05 to 1.0%, the balance Fe and other unavoidable impurities, in terms of% by weight, of Mn: 2.6 to 4.5%, (6-Mn) / 50C
0.01 to 0.5% of Mo, 0.01 to 1.0% of Cr, and 0.02 to 0.1% of V,
Wherein the microstructure contains at least 95% of martensite and 0.1 to 1% of carbonitride in an area fraction,
Wherein the average packet size of the martensite is 25 mu m or less,
Wherein the carbonitride has an average size of 0.1 to 1 占 퐉 and is distributed at intervals of 1 to 10 占 퐉.
상기 강재는 Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1%이하 및 B: 0.02%이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 내마모용 강재.The method according to claim 1,
Wherein the steel material further comprises at least one selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, and B: 0.02% or less.
상기 강재는 브리넬 경도가 360~440HB이며, -40℃에서의 충격에너지가 15J이상인 내마모용 강재.The method according to claim 1,
Wherein the steel has a Brinell hardness of 360 to 440 HB and an impact energy at -40 DEG C of 15 J or more.
상기 재가열된 강 슬라브를 1000~1100℃에서 종료하는 조압연을 패스당 압하율이 5%이상이 되도록 실시하여 바(bar)를 얻는 단계;
상기 바를 750~1000℃에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
상기 열연강재를 400~750℃에서 3~100℃/s이상의 속도로 200℃이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 내마모용 강재의 제조방법.(10-Mn) / 50, Si: 0.05 to 1.0%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the content of Mo: 0.01 To about 0.5%, Cr: about 0.01 to about 1.0%, and V: about 0.02 to about 0.1%, at 1100 to 1250 캜;
Rolling the reheated steel slab at a temperature of 1000 to 1100 占 폚 so as to have a reduction ratio of 5% or more per pass to obtain a bar;
Hot rolling the above bars at a temperature of 750 to 1000 占 폚 to obtain hot rolled steel; And
And cooling the hot-rolled steel at a temperature of 400 to 750 占 폚 at a rate of 3 to 100 占 폚 / sec or more to 200 占 폚 or less.
상기 강 슬라브는 Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1%이하 및 B: 0.02%이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 내마모용 강재의 제조방법.The method of claim 4,
Wherein the steel slab further comprises at least one selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, and B: 0.02% or less.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020120153432A KR101439686B1 (en) | 2012-12-26 | 2012-12-26 | Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020120153432A KR101439686B1 (en) | 2012-12-26 | 2012-12-26 | Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20140083541A KR20140083541A (en) | 2014-07-04 |
| KR101439686B1 true KR101439686B1 (en) | 2014-09-12 |
Family
ID=51733959
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020120153432A KR101439686B1 (en) | 2012-12-26 | 2012-12-26 | Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101439686B1 (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101657824B1 (en) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | Wear resistant steel having excellent middle and high temperature hardness and method for manufacturing the same |
| KR101736621B1 (en) * | 2015-12-15 | 2017-05-30 | 주식회사 포스코 | High hardness anti-abrasion steel having excellent toughness and superior resistance to cracking during thermal cutting |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08176723A (en) * | 1994-12-26 | 1996-07-09 | Kawasaki Steel Corp | Hot rolled steel sheet and cold rolled steel sheet having excellent impact resistance for automobiles and their production |
| KR100627475B1 (en) | 2004-12-24 | 2006-09-25 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet havigng superior surface properties by using mini mill process |
| KR20100112657A (en) * | 2008-03-27 | 2010-10-19 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | High-strength galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized sheet, and high-strength cold-rolled steel sheet which excel in moldability and weldability, and manufacturing method for the same |
| KR20120074807A (en) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing low yield ratio type high strength hot rolled steel sheet and the steel sheet manufactured thereby |
-
2012
- 2012-12-26 KR KR1020120153432A patent/KR101439686B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08176723A (en) * | 1994-12-26 | 1996-07-09 | Kawasaki Steel Corp | Hot rolled steel sheet and cold rolled steel sheet having excellent impact resistance for automobiles and their production |
| KR100627475B1 (en) | 2004-12-24 | 2006-09-25 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet havigng superior surface properties by using mini mill process |
| KR20100112657A (en) * | 2008-03-27 | 2010-10-19 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | High-strength galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized sheet, and high-strength cold-rolled steel sheet which excel in moldability and weldability, and manufacturing method for the same |
| KR20120074807A (en) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing low yield ratio type high strength hot rolled steel sheet and the steel sheet manufactured thereby |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20140083541A (en) | 2014-07-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110100034B (en) | High-hardness wear-resistant steel and method for manufacturing same | |
| KR102119959B1 (en) | Wear resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method of manufacturing the same | |
| KR101490567B1 (en) | High manganese wear resistance steel having excellent weldability and method for manufacturing the same | |
| CN111479945B (en) | Wear-resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method for manufacturing same | |
| KR102175570B1 (en) | Wear resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method of manufacturing the same | |
| KR101899687B1 (en) | Wear resistant steel having high hardness and method for manufacturing same | |
| KR102045646B1 (en) | Abrasion resistance steel having excellent homogeneous material properties and method for manufacturing the same | |
| EP3392364B1 (en) | High hardness abrasion resistant steel with excellent toughness and cutting crack resistance, and method for manufacturing same | |
| CN111511952B (en) | Wear-resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method for manufacturing same | |
| KR101439686B1 (en) | Steel for wear sliding resistant having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same | |
| KR102031499B1 (en) | Steel plate for pressure vessel having excellent strength and impact toughness after post weld heat treatment and method for manufacturing thereof | |
| KR101439629B1 (en) | Wear resistant steel having excellent wear-resistance and method for manufacturing the same | |
| KR20150074985A (en) | High strength thick sheet with cutting crack resistance and method for manufacturing the same | |
| KR101657824B1 (en) | Wear resistant steel having excellent middle and high temperature hardness and method for manufacturing the same | |
| KR102348555B1 (en) | Abrasion resistant steel with excellent cutting crack resistance and method of manufacturing the same | |
| EP4026928A1 (en) | Steel plate having excellent strength and low-temperature impact toughness and method for manufacturing same | |
| KR101439628B1 (en) | Wear resistant steel and method for manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170904 Year of fee payment: 4 |