KR101828199B1

KR101828199B1 - 내마모 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101828199B1
Application number: KR1020167023381A
Authority: KR
Inventors: 마사오 유가; 신이치 미우라; 아키오 오모리
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-01-28
Filing date: 2015-01-26
Publication date: 2018-02-09
Also published as: US10662493B2; EP3098331A1; CL2016001902A1; EP3098331A4; JPWO2015115086A1; BR112016017304B1; JP5804229B1; MX2016009700A; CN105940133B; CN105940133A; AU2015212260B2; WO2015115086A1; KR20160113683A; EP3098331B1; US20160348208A1; AU2015212260A1

Abstract

본 발명은, 저온 인성과 저온 템퍼링 취화 온도역으로 가열된 부위에서의 균열의 발생 억제가 우수한 내마모 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 강판의 성분 조성은, 질량％ 로, C：0.100 ％ 이상 0.175 ％ 미만, Si：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mn：0.50 ％ 이상 1.90 ％ 이하, P：0.006 ％ 미만, S：0.005 ％ 이하, Al：0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Cr：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Nb：0.005 ％ 이상 0.024 ％ 이하, Ti：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, B：0.0003 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, N：0.0010 ％ 이상 0.0080 ％ 이하이다. 또, 판 두께의 1/4 위치에서의 마이크로 조직은, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직 또는 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로서, 도상 마텐자이트의 면적 분율이 조직 전체에 대해 5 ％ 미만이다.

Description

내마모 강판 및 그 제조 방법{ABRASION-RESISTANT STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 산업 기계나 운반 기계 등에 사용되는 내마모 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 우수한 저온 인성을 구비하고, 용접 열 영향부나, 가스 절단, 플라즈마 절단 등 열 용단 후의 열 영향부에서, 300 ∼ 400 ℃ 정도의 저온 템퍼링 취화 온도역으로 가열된 부위에서의 지연 파괴에 의한 균열의 발생 억제가 우수한 것에 관한 것이다.

강재의 내마모성은, 경도를 높게 함으로써 향상되고, 내마모성이 요구되는 부재에 사용되는 강재는, 필요 경도에 따른 C 량을 함유하고, ??칭 처리 또는 ??칭 템퍼링 처리가 실시된다.

고경도의 내마모 강판은, 용접이나 가스 절단, 플라즈마 절단 등에 의해 300 ∼ 400 ℃ 정도의 저온 템퍼링 취화 온도역으로 재가열되면, 상온으로 냉각 후에 지연 파괴에 의한 균열의 발생이 우려된다. 그러나, 용접이나 가스 절단 등의 가공을 피하지 못하여, 상기 서술한 균열을 방지하는 것이 과제이다. 저온 템퍼링 취화 온도역으로 재가열된 부분에서의 지연 파괴에 의한 균열을 저온 템퍼링 취화 균열, 저온 취화 균열이라고 하는 경우가 있다.

또, 내마모 강판은 0 ℃ 이하의 저온역에서의 작업에 사용되는 경우도 있어, 인성이 낮은 강판에서는 사용 중의 취성 파괴의 발생이 문제가 된다. 일반적으로, 경도를 높이기 위해서 C 량을 증가시키는 것이나, ??칭성을 높이기 위해서 합금 원소를 함유하는 것은, 한편으로 재질을 무르게 하여 인성이 저하되게 된다. 내마모 강판에 관해서는 여러 가지의 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 ∼ 6 에서 제안되어 있는 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판은, 제조한 상태 그대로의 강판에 있어서의 내지연 파괴 특성을 개선하는 것으로, 저온 템퍼링 취화 온도역으로 재가열된 부분에서의 지연 파괴 특성의 개선에 관한 검토가 이루어지지 않았다.

저온 인성이 우수한 내마모 강판에 관해서는, 예를 들어, 특허문헌 7, 특허문헌 8, 특허문헌 9 등에서는 Cr 이나 Mo 등의 합금 원소를 다량으로 함유함으로써 내마모 강판의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이들 기술에 있어서 Cr 은 ??칭성의 향상이 목적이며, Mo 는 ??칭성을 향상시킴과 동시에 입계 강도를 개선할 목적에서 함유하고 있다. 또, 특허문헌 7, 8 에서는, 템퍼링 열처리를 실시함으로써 저온 인성을 개선하고 있다.

한편, 제조 프로세스를 연구한 기술로서 특허문헌 10 에 개시된 것이 있고, 열간 압연 공정에서 오스폼을 이용함으로써 구 (舊) γ 입자를 전신시켜 인성을 개선하는 것이 개시되어 있다. 저온 취화 균열을 억제하는 기술로서 특허문헌 11 에 마텐자이트를 기지 조직으로 하고, 그 구오스테나이트 입경을 30 ㎛ 이하로 함으로써, 균열을 억제함과 함께 인성의 향상을 도모하는 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2002-115024호 일본 공개특허공보 2002-80930호 일본 공개특허공보 평05-51691호 일본 공개특허공보 평01-255622호 일본 공개특허공보 소63-317623호 일본 공개특허공보 2003-171730호 일본 공개특허공보 평8-41535호 일본 공개특허공보 평2-179842호 일본 공개특허공보 소61-166954호 일본 공개특허공보 2002-20837호 일본 공개특허공보 2009-30092호

그러나, 특허문헌 7 ∼ 9 에 기재된 내마모 강판은 합금 원소의 다량 함유에 의해 입계 강도를 강화하여 인성을 향상시키는 것으로, 합금 원소 비용이 높아진다. 특허문헌 7 이나 특허문헌 8 에 기재된 내마모 강판은, 템퍼링 열처리를 실시하기 때문에 경도가 저하되어, 내마모성에 대한 악영향을 피할 수 없다.

또, 특허문헌 10 에 기재된 내마모 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정에서 오스폼을 이용하기 때문에, 저온 마무리에서, 제조성이 나쁘고, 또한 안정 제조를 위해서 엄밀한 온도 관리가 필요하여, 실제조 상 반드시 용이한 프로세스는 아니다.

특허문헌 11 에 기재된 내마모 강판의 제조 방법은, 상세한 기재가 없지만, 원하는 결정 입경의 마이크로 조직을 얻기 위해서는, 에너지 다소비형의 압연 후재가열 ??칭을 실시하는 프로세스이거나, 직접 ??칭에 의해 제조하는 것이라고 추측되고, 직접 ??칭의 경우에는, 저온에서의 압연이나 큰 압하율 등, 엄밀한 제조 조건 관리가 필요해지는 것에 추가로, 압연 능률을 저해하고, 압연 설비에 대한 부하도 크다.

또, 결정 입경을 작게 하는 것은, 변태 조직을 얻을 때의 핵 생성 사이트를 증가시키게 되어, ??칭성을 저하시키는 것으로 이어지기 때문에, ??칭성을 확보하기 위한 합금 원소의 함유량이 증가하여, 제조 비용이 증가될 가능성이 있다.

상기 서술한 바와 같이, 용접이나 용단의 열 영향에 의해 저온 템퍼링 취화 온도역으로 가열된 영역에서의, 상온으로 냉각 후의 지연 파괴가 억제되어, 우수한 저온 인성을 구비한, 저렴한 내마모 강판을 제조하는 기술은 확립되어 있지 않다.

그래서, 본 발명은, 저렴한 성분 조성으로, 우수한 저온 인성을 구비한, 내저온 템퍼링 취화 균열 특성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은, 표면 경도가, 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하의 경도의 내마모 강판을 대상으로 한다.

발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해서, 내마모 강판에 있어서의 내저온 템퍼링 취화 균열 특성 및 저온 인성에 영향을 미치는 각종 요인에 대하여 예의 검토하여, 후강판 중에서 취화 감수성이 높은, 중심 편석대의 중심 편석을 저감시키는 것이 중요하고, P 를 0.006 ％ 이하로 저감시키는 것에 추가로, 편석 원소를 제어함으로써 저온 템퍼링 취화 균열을 억제할 수 있는 것을 알아내었다.

본 발명은 얻어진 지견을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은,

1. 질량％ 로, C：0.100 ％ 이상 0.175 ％ 미만, Si：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mn：0.50 ％ 이상 1.90 ％ 이하, P：0.006 ％ 미만, S：0.005 ％ 이하, Al：0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Cr：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Nb：0.005 ％ 이상 0.024 ％ 이하, Ti：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, B：0.0003 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, N：0.0010 ％ 이상 0.0080 ％ 이하, 또한 (1) 식 및 (2) 식을 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직이고, 베이나이트 중의 도상 (島狀) 마텐자이트가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하를 갖는 내마모 강판.

DIH = 33.85 × (0.1 × C)^0.5 × (0.7 × Si ＋ 1) × (3.33 × Mn ＋ 1) × (0.35 × Cu ＋ 1) × (0.36 × Ni ＋ 1) × (2.16 × Cr ＋ 1) × (3 × Mo ＋ 1) × (1.75 × V ＋ 1) ≥ 35 … (1)

CES = 5.5 × C^4/3 ＋ 75.5 × P ＋ 0.90 × Mn ＋ 0.12 × Ni ＋ 0.53 × Mo ≤ 2.70 … (2)

각 식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량 (질량％) 으로 하고, 함유하지 않는 원소의 함유량은 0 으로 한다.

2. 상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Mo：0.05 ％ 이상 0.80 ％ 이하, V：0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Cu：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni：0.10 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 1 에 기재된 내마모 강판.

3. 상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Ca：0.0005 ％ 이상 0.0040 ％ 이하, Mg：0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM：0.0005 ％ 이상 0.0080 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 1 또는 2 에 기재된 내마모 강판.

4. 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상 70 ％ 이하가 되는 열간 압연을 실시하고, 표면 온도가 Ar3 ＋ 80 ℃ 이상 Ar3 ＋ 180 ℃ 이하의 온도에서 열간 압연을 종료하고, Ar3 점 이상의 온도로부터 직접 ??칭을 실시하고, 판 두께의 1/2 위치에 있어서 2 ℃／s 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키고, 제조한 강판의 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직이고, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하를 갖는 내마모 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 용접이나 용단에 의한 열 영향으로 저온 템퍼링을 받은 영역에 있어서의 내지연 균열 특성이 우수하고, 또한 저온 인성이 우수한 내마모 강판이 얻어진다. 또, 그 제조 방법으로서 환경에 대한 부하가 작은 제조 방법이 얻어져, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

본 발명에서는 성분 조성과 마이크로 조직을 규정한다.

[성분 조성]

이하의 성분 조성의 설명에서 ％ 는, 모두 질량％ 로 한다.

C：0.100 ％ 이상 0.175 ％ 미만

C 는, 매트릭스 경도를 고경도화시켜 내마모성을 향상시키는 원소이다. 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상의 경도로 내마모성을 실현하기 위해서는, 0.100 ％ 이상의 함유가 필요하다. 바람직하게는 0.120 ％ 이상이다. 한편, 0.175 ％ 이상 함유하면 내저온 템퍼링 취화 균열 특성이 열화된다. 바람직하게는 0.160 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.150 ％ 이하이다.

Si：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Si 는, 탈산 원소로서 유효한 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Si 는, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 고경도화에 기여하는 유효한 원소이다. 그러나, 1.00 ％ 를 초과하는 함유는, 연성, 인성을 저하시켜, 더욱 개재물량이 증가한다. 이 때문에, Si 는 1.00 ％ 이하로 한정된다. 바람직하게는 0.45 ％ 이하이다.

Mn：0.50 ％ 이상 1.90 ％ 이하

Mn 은, P 의 입계 편석을 조장하여, 지연 파괴를 발생하기 쉽게 한다. 그러나, 본 발명에서는 P 량을 0.006 ％ 미만으로 함으로써, 비교적 저렴한 원소인 Mn 을 함유시켜, ??칭성을 높이는 것을 가능하게 하고 있다. 한편, ??칭성 확보를 위해서는, 일정량의 Mn 을 함유하는 것이 필요하고, 또, 합금 비용 저감의 관점에서도, Mn 함유는 바람직하고, Mn 량은 0.50 ％ 이상 1.90 ％ 이하의 범위로 한정된다. Mn 량의 하한측의 값은, 바람직하게는 0.90 ％ 이상이다. Mn 량의 상한측의 값은, 바람직하게는 1.50 ％ 이하이다.

P：0.006 ％ 미만

P 는 입계에 편석되어 지연 파괴 발생의 기점이 된다. 또, P 는 중심 편석부에 농화되고, 중심 편석부의 경도를 높이고, 저온 템퍼링 취화 감수성을 높인다. P 량을 0.006 ％ 미만으로 함으로써, 용접이나 가스 절단 등의 용단에 의한 열 영향으로 저온 템퍼링을 받은 영역에 있어서의 내저온 템퍼링 취화 균열 특성이 높아지기 때문에, 0.006 ％ 미만으로 한다.

S：0.005 ％ 이하

S 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 0.005 ％ 를 초과하여 함유하면 MnS 를 형성하고, 파괴의 발생 기점이 되기 때문에, 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다.

Al：0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Al 은, 용강을 탈산하기 위해서 함유시키는 원소이며, 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.100 ％ 를 초과하여 함유하면 강의 청정도를 저하시킴과 함께, 인성을 저하시키므로, 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.040 ％ 이하이다.

Cr：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Cr 은, ??칭성을 향상시키는 효과를 갖고, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.10 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.00 ％ 를 초과하는 함유는 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr 을 함유하는 경우에는 0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 범위로 한정된다. 바람직하게는 0.10 ％ 이상 0.80 ％ 이하이다.

Nb：0.005 ％ 이상 0.024 ％ 이하

Nb 는, 탄질화물 혹은 탄화물로서 석출되고, 조직을 미세화하고, 지연 파괴 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 필요하다. 한편, 0.024 ％ 를 초과하여 함유하면 조대한 탄질화물이 석출되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있기 때문에, 0.005 ％ 이상 0.024 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.020 ％ 이하이다.

Ti：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하

Ti 는, N 을 고정시키는 것에 의해, BN 석출을 억제하여 B 의 ??칭성 향상 효과를 조장하는 효과를 갖는다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.050 ％ 를 초과하여 함유하면 TiC 를 석출시켜 모재 인성을 열화시키기 때문에, 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.020 ％ 이하이다.

B：0.0003 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

B 는, 미량 함유에 의해, ??칭성을 현저하게 개선한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0003 ％ 이상 필요하다. 또, B 가 0.0003 ％ 미만에서는 ??칭성이 충분하지 않고, 베이나이트 변태가 고온에서 일어나기 때문에, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가 증가하여 인성이 저하된다. B 함유량은 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 한편, 0.0030 ％ 를 초과하여 B 를 함유하면 용접성이 열화되기 때문에, 0.0030 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

N：0.0010 ％ 이상 0.0080 ％ 이하

N 은, Al 과 반응하여 석출물을 형성함으로써, 결정립을 미세화하고, 모재 인성을 향상시키는 효과가 있기 때문에 함유시킨다. 0.0010 ％ 미만의 함유에서는, 결정립의 미세화에 필요한 석출물이 형성되지 않고, 0.0080 ％ 를 초과하는 함유는, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키는 점에서, 0.0010 ％ 이상 0.0080 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010 ％ 이상 0.0050 ％ 이하이다.

식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량 (질량％) 으로 하고, 함유하지 않는 원소의 함유량은 0 으로 한다.

DIH 가 35 미만인 경우, 판 두께 표층으로부터의 ??칭 깊이가 10 ㎜ 를 하회하여, 내마모 강판으로서의 수명이 짧아진다. 그 때문에, DIH 는 35 이상으로 한다. DIH 는 바람직하게는 45 이상이다.

연속 주조법에 의해 제조된 강판에 존재하는 중심 편석은, 후강판으로 취화 감수성이 높은 부분이며, 중심 편석을 저감시킴으로써 저온 템퍼링 취화 균열을 억제하는 것이 가능해진다. 식 (2) 는 중심 편석에 농화되기 쉬운 성분의 영향을 나타내는 관계식이며, 실험적으로 구해진 것이다. 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상의 경도의 내마모 강판에서는, 식 (2) 에 의해 구해지는 값이 2.70 을 초과하면 중심 편석에서 저온 템퍼링 취화 균열이 발생하므로 2.70 이하로 한다. CES 는 바람직하게는 2.40 이하이다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성으로, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물이다. 더욱 특성을 향상시키는 경우, Mo, V, Cu, Ni, Ca, Mg, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유한다.

Mo：0.05 ％ 이상 0.80 ％ 이하

Mo 는, ??칭성을 향상시키기 위해서 특히 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.80 ％ 를 초과하여 함유하면 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, Mo 를 함유하는 경우에는 0.05 ％ 이상 0.80 ％ 이하의 범위로 한정되는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상 0.70 ％ 이하이다.

V：0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하

V 는, ??칭성을 향상시키는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, V 를 함유하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 범위로 한정되는 것이 바람직하다.

Cu：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Cu 는, 고용시킴으로써 ??칭성을 향상시키는 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서 0.10 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.00 ％ 를 초과하는 함유는, 열간 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Cu 를 함유하는 경우에는, 0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 범위로 한정되는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하이다.

Ni：0.10 ％ 이상 2.00 ％ 이하

Ni 는, 고용시킴으로써 ??칭성을 향상시키는 원소이며, 이와 같은 효과는 0.10 ％ 이상의 함유에서 현저해진다. 한편, 2.00 ％ 를 초과하는 함유는, 재료 비용을 현저하게 상승시킨다. 이 때문에, Ni 를 함유하는 경우에는 0.10 ％ 이상 2.00 ％ 이하의 범위로 한정되는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하이다.

Ca：0.0005 ％ 이상 0.0040 ％ 이하, Mg：0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM：0.0005 ％ 이상 0.0080 ％ 이하

Ca 나 Mg, REM 은, S 와 결합하여 MnS 생성을 억제한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각, 0.0005 ％ 이상 필요하지만, Ca 는 0.0040 ％ 를 초과하면, Mg 는 0.0050 ％ 를 초과하면, REM 은 0.0080 ％ 를 초과하면, 강의 청정도를 열화시킨다. 그 때문에, 함유하는 경우에는, Ca 는 0.0005 ％ 이상 0.0040 ％ 이하, Mg 는 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM 은 0.0005 ％ 이상 0.0080 ％ 이하로 한다.

[마이크로 조직]

본 발명에 관련된 내마모 강판은, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직을 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 한다. 판 두께 방향으로 균일한 내마모성을 확보하기 위해, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직을 규정한다. 또한, 우수한 저온 인성을 확보하기 위해, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하고, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트의 면적 분율을 조직 전체에 대해 5 ％ 미만으로 규정한다. 또한, 마텐자이트, 베이나이트 모두, 구오스테나이트 평균 입경은 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하로 한다.

마텐자이트 단상 조직, 또는 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직

본 발명에 관련된 내마모 강판은, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직을, 마텐자이트 단상 조직, 또는 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 한다. 이것은, 표면의 경도를 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상으로 하고, 내마모 특성을 확보하기 위해서이다. 마텐자이트는 경도가 높고, 내마모 특성의 관점 및 후술하는 도상 마텐자이트의 생성을 억제하는 관점에서는 마텐자이트 단상이 바람직하다. 또, 베이나이트도 경도가 높고 내마모성이 우수하며, 마텐자이트보다 인성이 우수하기 때문에, 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 해도 된다.

구오스테나이트 평균 입경：20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하

구오스테나이트 입경은, 본 발명의 경우, ??칭에 의해 오스테나이트가 마텐자이트 혹은 베이나이트로 변태되기 직전의 오스테나이트의 입경이다. 오스테나이트 입계는 페라이트 변태의 핵 생성 사이트로서 작용하기 때문에, 오스테나이트 입경이 작아지고 오스테나이트 입계의 면적이 증대되면, 페라이트 변태가 일어나기 쉬워져, ??칭성이 저하된다. 이 때문에, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 미만이면, ??칭성이 저하되어, 원하는 경도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 구오스테나이트 평균 입경은 20 ㎛ 이상으로 한다.

또, 마텐자이트 및 베이나이트는, 원자의 장거리 확산을 수반하지 않고 전단 적으로 오스테나이트로부터 변태된 변태 생성상이다. 이 때문에, 마텐자이트 및 베이나이트는 변태 전의 오스테나이트 입계가 보존되어 있으므로, 구오스테나이트 입경은 조직 관찰에 의해 용이하게 측정할 수 있다. 마텐자이트 변태 또는 베이나이트 변태에 의해, 오스테나이트 결정립은, 거의 동일한 결정 방위를 갖는 하부 조직 (라스) 의 집단인 블록 또는 패킷으로 분단된다.

따라서, 오스테나이트 입경이 작아지면 필연적으로 블록 또는 패킷의 입경도 작아진다. 블록 또는 패킷은 취성 파괴에 있어서의 파면 단위이므로, 오스테나이트 입경이 작아지면, 파면 단위가 작아져 인성이 향상된다. 또, 저온 템퍼링 취화 온도역으로 가열된 영역의 지연 파괴는 구오스테나이트 입계에 P 가 편석됨으로써 조장되기 때문에, 구오스테나이트 입경이 작아져, 입계 면적의 확대에 의해 P 의 입계 농도가 저하될수록, 내저온 템퍼링 취화 균열 특성도 향상된다.

따라서, 인성 및 내저온 템퍼링 취화 균열 특성의 관점에서는 구오스테나이트 평균 입경이 작을수록 좋다. 그러나, 본 발명에서는, P 를 0.006 ％ 미만으로 저감시키는 것에 추가로, CES 치에 의해, 편석 원소를 제한하고 있기 때문에, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상이어도, 충분한 인성 및 내저온 템퍼링 취화 균열 특성이 얻어진다. 그러나, 구오스테나이트 평균 입경이 60 ㎛ 를 초과하면, 충분한 인성 및 내저온 템퍼링 취화 균열 특성이 얻어지지 않으므로, 구오스테나이트 평균 입경은 60 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 40 ㎛ 이하이다.

도상 마텐자이트：조직 전체에 대한 면적 분율 5 ％ 미만

일반적으로 도상 마텐자이트는 주로 베이나이트 조직 중에 생성된다. 베이나이트의 변태 온도가 높으면, 베이나이트 라스간 혹은 입계에 도상 마텐자이트 (MA) 가 생성되는 경우가 있다. 도상 마텐자이트가 생성되면 샤르피 충격 시험 에 있어서의 취성-연성 천이 온도가 고온으로 이동하여, 충분한 저온 인성이 얻어지지 않게 되므로, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만으로 한다. 도상 마텐자이트는 인성을 저하시키므로, 적을수록 바람직하고, 전혀 없어도 된다.

[표면 경도]

강판의 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 미만인 경우에는, 내충격 마모 특성이 충분하지 않아, 내마모 강으로서의 수명이 짧아진다. 그 때문에, 표면 경도를 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상으로 한다. 이로써, 충분한 내마모성이 얻어진다. 그러나, 강판의 표면 경도가 브리넬 경도로 450 HBW 10/3000 을 초과하는 경우에는, 저온 템퍼링 취화 균열 감수성이 높아져, 저온 템퍼링 취화 균열이 발생하기 쉬워지기 때문에, 표면 경도는 450 HBW 10/3000 이하로 한다.

[제조 방법]

본 발명에 관련된 내마모 강판은, 상기 서술한 성분 조성으로 조정한 용강을 전로, 전기로, 진공 용해로 등을 사용한 통상적인 방법으로 용제하고, 이어서, 연속 주조의 공정을 거쳐 강 소재 (슬래브) 로 한 후, 열간 압연하여 제조한다.

슬래브 가열 온도：1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하

본 발명의 경우, 압연시의 가열 온도가 강판의 기계적 특성에 미치는 영향은 작다. 그러나, 후육재에 있어서, 가열 온도가 지나치게 낮은 경우나, 압하량이 불충분한 경우, 판 두께 중앙부에 강 소재 제조시의 초기 결함이 잔존하여, 강판의 내질이 현저하게 저하된다. 슬래브에 존재하는 주조 결함을 열간 압연에 의해 착실하게 압착시키기 위해, 가열 온도를 1050 ℃ 이상으로 한다. 그러나, 과도한 고온 가열은 응고시에 석출된 TiN 등의 석출물이 조대화되어, 모재나 용접부의 인성이 저하되는 것, 고온에서는 슬래브 표면의 스케일이 두껍게 생성되어, 압연시에 표면 흠집의 발생 원인이 되는 것, 및 에너지 절약의 관점에서, 가열 온도를 1200 ℃ 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, 슬래브 가열 온도는 슬래브의 표면 온도로 한다.

950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율：30 ％ 이상, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율：30 ％ 이상 70 ％ 이하

열간 압연은, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상 70 ％ 이하로 한다. 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 미만이면, 계속해서 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 압연에서, 누적 압하율을 본 발명의 범위인 70 ％ 이하로 하여 슬래브를 목적하는 판 두께의 강판으로 압연하는 것이 곤란해지기 때문에, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율은 30 ％ 이상으로 한다. 또, 950 ℃ 이상의 고온역에서는, 압연에 의해 도입되는 전위에 의해 원소의 확산이 촉진된다. 이 때문에, 중앙 편석을 저감시키기 위해서도, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율은 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 미만이면, 구오스테나이트 평균 입경이 목표인 60 ㎛ 이하가 되지 않기 때문에, 30 ％ 이상으로 한다. 또, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 70 ％ 를 초과하면, 구오스테나이트 평균 입경이 목표인 20 ㎛ 이상이 되지 않기 때문에, 70 ％ 이하로 한다.

압연 종료 온도：Ar3 ＋ 80 ℃ 이상 Ar3 ＋ 180 ℃ 이하

강판의 표면 온도가 Ar3 ＋ 80 ℃ 이상 Ar3 ＋ 180 ℃ 이하인 온도에서 열간 압연을 종료한다. 강판의 표면 온도가 Ar3 ＋ 80 ℃ 보다 낮아지면 직접 ??칭의 냉각 개시 온도를 안정적으로 Ar3 점 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 직접 ??칭의 냉각 개시 온도가 Ar3 점 미만이 되면 페라이트가 생성되고, 경도가 저하되어 목표로 하는 표면 경도가 얻어지지 않게 된다. 또, 압연 종료 온도가 Ar3 ＋ 180 ℃ 를 초과하면 구오스테나이트 입경이 조대화되어, 60 ㎛ 를 초과하기 때문에 인성이 저하된다. 또한, Ar3 은 각 강으로부터 열팽창 측정용의 샘플을 채취하여, 오스테나이트 온도로부터의 냉각시의 열팽창 곡선에 의해 측정할 수 있다.

냉각 속도：2 ℃／s 이상, 냉각 정지 온도：300 ℃ 이하

압연 종료 후, 즉시, Ar3 점 이상의 온도로부터 직접 ??칭을 실시하고, 강판의 판 두께의 1/2 부에서 2 ℃／s 이상의 냉각 속도로 판 두께의 1/2 의 온도가 300 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 강판의 판 두께의 1/2 부의 냉각 속도가 2 ℃／s 미만에서는, 판 두께의 1/4 부 및 판 두께의 3/4 부에서 도상 마텐자이트 (MA) 가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 이상이 되어, 저온 인성이 저하된다. 이 때문에 강판의 판 두께의 1/2 부의 냉각 속도는 2 ℃／s 이상으로 한다. 바람직하게는 5 ℃／s 이상이다. 또한, 상기 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 실현 가능한 냉각 속도인 100 ℃／s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 판 두께의 1/2 의 온도가 300 ℃ 를 초과하는 온도에서 냉각을 정지시키면, 판 두께 중앙에서 마텐자이트 조직이 얻어지지 않는 데다가, 베이나이트 중의 MA 가 많아져 인성이 저하된다. 또, 판 두께의 1/4 부 및 판 두께의 3/4 부에서 도상 마텐자이트 (MA) 가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 이상이 되어, 저온 인성이 저하된다.

또한, 판 두께의 1/2 의 온도는, 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여 판 두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판 두께의 1/2 의 온도가 구해진다.

실시예

표 1 에 나타낸 성분 조성을 갖는 강 A ∼ M 을 연속 주조에 의해 슬래브로 하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여 판 두께 25 ∼ 60 ㎜ 의 강판으로 하였다. 각 강의 Ar3 점도 표 2 에 나타낸다. 압연 직후에 표 2 에 나타내는 조건으로 수랭 (직접 ??칭；DQ) 을 실시하였다. 얻어진 강판에 대하여, 마이크로 조직 관찰, 구오스테나이트 입경 측정, MA 분율, 표면 경도 측정, 샤르피 충격 시험, 저온 템퍼링 취화 균열 시험을 하기의 요령으로 실시하였다.

[마이크로 조직 관찰]

얻어진 강판의 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치로부터, 관찰면이 압연 방향과 평행 방향 단면이 되도록 마이크로 조직 관찰용 시험편을 채취한 후, 경면까지 연마하고, 나이탈 에칭에 의해 조직을 현출 (現出) 하였다. 그 후, 광학 현미경을 사용하여 400 배의 배율로 무작위로 3 시야를 관찰, 촬영하고, 금속 마이크로 조직의 종류 (상등) 를 육안으로 동정하였다.

[구오스테나이트 입경 측정]

또한, 상기 마이크로 조직 관찰에 사용한 것과 동일한 직 (織) 관찰용 시험편을, 다시 경면 연마하고, 피크린산으로 에칭하고 구오스테나이트 입계를 현출시켜, 구오스테나이트 입경을 측정하였다. 광학 현미경에 의해 400 배로 관찰하고, 100 개의 구오스테나이트 입자의 각각의 원 (圓) 상당 입경을 측정하고, 그것들의 평균치를 구오스테나이트 입경으로 하였다.

[MA 분율]

또한, 상기 마이크로 조직 관찰에 사용한 것과 동일한 직관찰용 시험편을, 다시 경면 연마하고, 2 단 에칭법에 의해 도상 마텐자이트 (MA) 를 현출한 후, 베이나이트 조직으로 되어 있는 지점의 SEM 의 2000 배의 사진을 트레이스하고, 화상 해석에 의해 MA 의 분율을 산출하였다. 또한, MA 의 분율은 조직 전체에 대한 면적 분율이다.

[표면 경도 측정]

JIS 규격 Z 2243 (1998) 에 준거하여, 표층 아래의 표면 경도를 측정하였다. 측정은, 10 ㎜ 의 텅스텐 경구 (硬球) 를 사용하고, 하중은 3000 Kgf 로 하였다.

[샤르피 충격 시험]

JIS Z 2242 에 준거하여, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치로부터 시험편을 채취하고, -40 ℃ 에서 시험을 실시하였다. 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치의 시험편의 흡수 에너지의 평균치의 목표치를 50 J 이상으로 하였다.

[저온 템퍼링 취화 균열 시험]

중심 편석부를 포함하는 판 두께의 중앙부로부터 JIS Z 2242 에 규정된 샤르피 충격 시험편을 채취하고, 400 ℃ 에서 10 분간의 열처리를 실시하고, -196 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 파면 관찰을 실시하였다. 일부에서라도 입계 파면이 관찰되면, 저온 템퍼링 취화 감수성이 높은 것으로 판단하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

실시예 No.1, 9 ∼ 15 는, 본 발명 범위 내의 강 A ∼ F 를 사용하여, 본 발명 범위 내의 제조 조건에서 제조한 것으로, 양호한 표면 경도와 저온 인성이 얻어지고, 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서도 입계 파면이 관찰되지 않았다.

실시예 No.2 ∼ 8 은, 본 발명 범위 내의 강 A 를 사용하였지만, 본 발명 범위 외의 제조 조건에서 제조한 것이다. 실시예 No.2 는 950 ℃ 이상의 누적 압하율이 본 발명 범위를 하회하고, 940 ℃ 미만의 누적 압하율이 본 발명 범위를 초과하여, 표면 경도가 목표치를 만족시키지 않았다. 실시예 No.3 은 940 ℃ 미만의 누적 압하율이 본 발명 범위를 초과하고 있어, 표면 경도가 목표치를 만족시키지 않았다. 실시예 No.4 는 940 ℃ 미만의 누적 압하율이 본 발명 범위 미만으로, 저온 인성이 목표치를 만족시키지 않는 데다가, 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서 입계 파면이 관찰되었다. 실시예 No.5 는 열간 압연 종료 온도가 본 발명 범위를 초과하여 저온 인성이 목표치를 만족시키지 않는 데다가, 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서 입계 파면이 관찰되었다. 실시예 No.6 은 열간 압연 종료 온도가 본 발명 범위를 하회하고, 이 때문에 냉각 개시 온도도 Ar3 점을 하회하여, 표면 경도가 목표치를 만족시키지 않았다. 실시예 No.7 은 열간 압연 후의 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하여, 저온 인성이 목표치를 만족시키지 않았다. 실시예 No.8 은 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 초과하여 저온 인성이 목표치를 만족시키지 않았다.

실시예 No.16, 17 은, C 량이 본 발명 범위 외의 강 G, H 를 사용하고, 실시예 No.16 은 표면 경도가 목표치를 만족시키지 않고, 실시예 No.17 은 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서 입계 파면이 관찰되었다. 실시예 No.18 은 P 량이 본 발명 범위 외의 강 I, 실시예 No.19 는 Mn 량이 본 발명 범위 외의 강 J 를 사용하고, 각각, 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서 입계 파면이 관찰되었다.

실시예 No.20 은, B 량이 본 발명 범위 외의 강 K 를 사용하고, 실시예 No.21 은 DIH 치가 본 발명 범위 외의 강 L 로, 저온 인성이 각각 낮았다. 실시예 No.22 는 CES 치가 본 발명 범위 외의 강 M 을 사용하고, 저온 템퍼링 취화 균열 시험에 있어서 입계 파면이 관찰되었다.

Claims

질량％ 로, C：0.100 ％ 이상 0.175 ％ 미만, Si：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mn：0.50 ％ 이상 1.90 ％ 이하, P：0.006 ％ 미만, S：0.005 ％ 이하, Al：0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Cr：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Nb：0.005 ％ 이상 0.024 ％ 이하, Ti：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, B：0.0003 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, N：0.0010 ％ 이상 0.0080 ％ 이하, 또한 (1) 식 및 (2) 식을 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직이고, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하를 갖는 내마모 강판.
DIH = 33.85 × (0.1 × C)^0.5 × (0.7 × Si ＋ 1) × (3.33 × Mn ＋ 1) × (0.35 × Cu ＋ 1) × (0.36 × Ni ＋ 1) × (2.16 × Cr ＋ 1) × (3 × Mo ＋ 1) × (1.75 × V ＋ 1) ≥ 35 … (1)
CES = 5.5 × C^4/3 ＋ 75.5 × P ＋ 0.90 × Mn ＋ 0.12 × Ni ＋ 0.53 × Mo ≤ 2.70 … (2)
각 식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량 (질량％) 으로 하고, 함유하지 않는 원소의 함유량은 0 으로 한다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Mo：0.05 ％ 이상 0.80 ％ 이하, V：0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Cu：0.10 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni：0.10 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내마모 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Ca：0.0005 ％ 이상 0.0040 ％ 이하, Mg：0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM：0.0005 ％ 이상 0.0080 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내마모 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상 70 ％ 이하가 되는 열간 압연을 실시하고, 표면 온도가 Ar3 ＋ 80 ℃ 이상 Ar3 ＋ 180 ℃ 이하의 온도에서 열간 압연을 종료하고, Ar3 점 이상의 온도로부터 직접 ??칭을 실시하고, 판 두께의 1/2 위치에 있어서 2 ℃／s 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키고, 제조한 강판의 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직이고, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하를 갖는 내마모 강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 940 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상 70 ％ 이하가 되는 열간 압연을 실시하고, 표면 온도가 Ar3 ＋ 80 ℃ 이상 Ar3 ＋ 180 ℃ 이하의 온도에서 열간 압연을 종료하고, Ar3 점 이상의 온도로부터 직접 ??칭을 실시하고, 판 두께의 1/2 위치에 있어서 2 ℃／s 이상의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키고, 제조한 강판의 판 두께의 1/4 위치 및 3/4 위치에서의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트 단상 조직, 또는 구오스테나이트 평균 입경이 20 ㎛ 이상 60 ㎛ 이하인 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직이고, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가, 조직 전체에 대한 면적 분율로 5 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 표면 경도가 브리넬 경도로 350 HBW 10/3000 이상 450 HBW 10/3000 이하를 갖는 내마모 강판의 제조 방법.