KR102119959B1

KR102119959B1 - 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102119959B1
Application number: KR1020180115157A
Authority: KR
Inventors: 유승호; 정영진; 조남영
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-09-27
Filing date: 2018-09-27
Publication date: 2020-06-05
Anticipated expiration: 2038-09-27
Also published as: CN112752861A; EP3859040A4; CN112752861B; JP2022502569A; WO2020067685A1; EP3859040A1; KR20200035708A; JP7240486B2

Abstract

본 발명은 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 건설기계 등에 사용될 수 있는 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법{WEAR RESISTANT STEEL HAVING EXCELLENT HARDNESS AND IMPACT TOUGHNESS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 건설기계 등에 사용될 수 있는 고경도 내마모강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

건설, 토목, 광산업, 시멘트 산업 등 많은 산업분야에 사용되는 건설기계, 산업기계들의 경우 작업시 마찰에 의한 마모가 심하게 발생됨에 따라 내마모의 특성을 나타내는 소재의 적용이 필요하다.

일반적으로, 후강판의 내마모성과 경도는 서로 상관이 있어, 마모가 염려되는 후강판에서는 경도를 높일 필요가 있다. 보다 안정적인 내마모성을 확보하기 위해서는, 후강판의 표면으로부터 판 두께 내부(t/2 근방, t = 두께)에 걸쳐 균일한 경도를 갖는 것(즉, 후강판의 표면과 내부에서 동일한 정도의 경도를 갖는 것)이 요구된다.

통상, 후강판에서 고경도를 얻기 위해 압연 후 Ac3 이상의 온도로 재가열 후 소입하는 방법이 널리 사용되고 있다. 일 예로, 특허문헌 1에서는 C 함량을 높이고, Cr와 Mo 등의 경화능 향상원소를 다량 첨가함으로써 표면경도를 증가시키는 방법을 개시하고 있다. 하지만, 극후물 강판의 제조를 위해서는 강판의 중심부에 경화능의 확보를 위하여 더 많은 경화능 원소의 첨가가 요구되며, C와 경화능 합금을 다량으로 첨가함에 따라 제조비용이 상승하고 용접성 및 저온인성이 저하되는 문제점이 있다.

따라서, 경화능의 확보를 위해 경화능 합금 첨가가 불가피한 상황에서, 고경도의 확보로 내마모성이 우수할 뿐만 아니라, 고강도 및 고충격인성을 확보할 수 있는 방안이 요구되고 있는 실정이다.

일본 공개특허공보 제1986-166954호

본 발명의 일측면은 내마모성이 우수함과 동시에 고강도 및 고충격인성을 갖는 고경도 내마모강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강을 제공한다.

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계; 상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계를 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일측면에 따르면, 두께 60mm 이하이면서 고경도 및 우수한 저온인성을 갖는 내마모강을 제공하는 효과가 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%이다.

탄소(C): 0.38~0.50%

탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며 경화능 향상을 위하여 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.38% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.38~0.50%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.39%인 것이 보다 바람직하고, 0.40%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.41%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.49%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.47%인 것이 가장 바람직하다.

실리콘(Si): 0.5~2.0%

실리콘(Si)은 탈산과 고용강화에 따른 강도 향상에 유효한 원소이다. 또한, 실리콘은 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) 이하로 과냉 후 일정 온도에서 열처리 시 시멘타이트(Fe₃C) 형성을 억제하고 잔류 오스테나이트 함량을 증가시키는 역할을 한다. 위와 같은 효과를 유효하기 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 용접성이 열화되므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5~2.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.6%인 것이 보다 바람직하고, 0.65%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.7%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.7%인 것이 가장 바람직하다.

망간(Mn): 0.6~1.6%

망간(Mn)은 페라이트 생성을 억제하고, Ar3 온도를 낮춤으로써 소입성을 효과적으로 상승시켜 강의 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 후물재의 경도 확보를 위해서는 상기 Mn을 0.6% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.6%를 초과하게 되면 용접성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.6~1.6%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.65%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.75%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.55%인 것이 보다 바람직하고, 1.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.45%인 것이 가장 바람직하다.

인(P): 0.05% 이하(0은 제외)

인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이면서, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다. 상기 P 함량은 0.03% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015% 이하인 것이 가장 바람직하다.

황(S): 0.02% 이하(0은 제외)

황(S)은 강 중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량을 가능한 한 낮추어서 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다. 상기 S 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외)

알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 용강 중에 산소 함량을 낮추는데 효과적인 원소이다. 이러한 Al의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 강의 청정성이 저해되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.07% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 제강공정시 부하, 제조비용의 상승 등을 고려하여 0%는 제외한다. 상기 Al 함량은 0.06% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 가장 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~1.5%

크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강의 강도를 증가시키며, 경도 확보에도 유리한 원소이다. 상술한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 슬라브를 만들기 위한 연주 작업 시 냉각 중 크랙이 발생할 확률이 높아지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.1~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.2%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%

몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 특히 후물재의 경도 향상에 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 상기 Mo 역시 고가의 원소로서 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.01~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.025%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.65%인 것이 가장 바람직하다.

바나듐(V): 0.01~0.08%

바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 인성을 확보하는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.01~0.08%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.065%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.06%인 것이 가장 바람직하다.

보론(B): 50ppm 이하(0은 제외)

보론(B)은 소량의 첨가로도 강의 소입성을 유효하게 상승시켜 강도를 향상시키는데에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 과도하면 오히려 강의 인성 및 용접성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 50ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 2ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 40ppm인 것이 보다 바람직하고, 35ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm인 것이 가장 바람직하다.

코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외)

코발트(Co)는 강의 소입성을 증가시킴으로써, 강의 강도와 더불어 경도 확보에 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 소입성이 저하될 우려가 있으며, 고가의 원소로 제조원가를 상승시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 0.02% 이하로 Co를 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Co 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다. 상기 Co 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.013%인 것이 가장 바람직하다.

본 발명의 내마모강은 상술한 합금조성 이외에도, 본 발명에서 목표로 하는 물성의 확보에 유리한 원소들을 더 포함할 수 있다. 예를 들면, 니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

니켈(Ni): 0.5% 이하(0은 제외)

니켈(Ni)은 일반적으로 강의 강도와 더불어 인성을 향상시키는데에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시키는 원인이 된다. 따라서, 상기 Ni를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.45%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.35%인 것이 가장 바람직하다.

구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외)

구리(Cu)는 강의 소입성을 향상시키며, 고용강화로 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소이다. 다만, 이러한 Cu의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 표면결함을 발생시키며, 열간가공성을 저해하는 문제가 있으므로, 상기 Cu를 첨가하는 경우 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외)

티타늄(Ti)은 강의 소입성 향상에 유효한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti은 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성시켜 BN의 형성을 억제함으로써 고용 B를 증가시켜 소입성 향상을 극대화할 수 있다. 다만, 상기 Ti의 함량이 0.02%를 초과하게 되면 조대한 TiN 석출물이 형성되어 강의 인성이 열위하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 첨가시 0.02% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.007%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.016%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외)

니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb(C,N) 등의 탄질화물을 형성하여 강의 강도의 증가 및 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데에 유효하다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되며, 이는 취성파괴의 기점이 되어 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 첨가시 0.05% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.

칼슘(Ca): 2~100ppm

칼슘(Ca)은 S과의 결합력이 좋아 CaS를 생성함으로써 강재 두께 중심부에 편석되는 MnS의 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 상기 Ca의 첨가로 생성된 CaS는 다습한 외부 환경 하에서 부식 저항을 높이는 효과가 있다. 상술한 효과를 위해서는 2ppm 이상으로 상기 Ca을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 100ppm을 초과하게 되면 제강조업시 노즐 막힘 등을 유발하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ca의 첨가시 그 함량을 2~100ppm으로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 2.5ppm인 것이 보다 바람직하고, 3ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5ppm인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 70ppm인 것이 보다 바람직하고, 50ppm인 것이 보다 더 바람직하며, 30ppm인 것이 가장 바람직하다.

이에 더하여, 본 발명의 내마모강은 상술한 합금원소 외에 부가적으로 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

상기 As는 강의 인성 향상에 유효하며, 상기 Sn은 강의 강도 및 내식성 향상에 유효하다. 또한 W은 소입성을 증가시켜 강도 향상과 더불어 고온에서의 경도 향상에 유효한 원소이다. 다만, 상기 As, Sn 및 W의 함량이 각각 0.05%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 오히려 강의 물성을 해칠 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 As, Sn 및 W를 추가적으로 포함하는 경우, 그 함량을 각각 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 As, Sn 및 W 함량의 하한은 각각 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003%인 것이 가장 바람직하다. 상기 As, Sn 및 W 함량의 상한은 각각 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명 내마모강의 미세조직은 마르텐사이트를 기지조직으로 포함하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 본 발명의 내마모강은 85~98면적%의 마르텐사이트, 1~10%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 베이나이트는 페라이트에 비해서는 경한 상(hard phase)이지만, 마르텐사이트에 비해서는 연질 상(soft phase)이어서 기가급의 내마모강의 주 조직으로는 바람직하지 않다. 잔류 오스테나이트의 경우, Ac3 온도 이상의 오스테나이트 영역에서 열처리 하면서 상온까지 급속히 냉각할 때 미처 마르텐사이트로 상변태(phase transformatoin)되지 못하고 남은 것으로서 마르텐사이트에 비해 탄소량이 상대적으로 적은 것이 특징이다.

상기 마르텐사이트의 분율이 85% 미만이면 목표 수준의 강도 및 경도의 확보가 어려워지는 문제가 있고, 98%를 초과하는 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 단점이 있다. 본 발명에 있어서, 상기 마르텐사이트는 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하며, 이와 같이 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 경우 강의 인성을 보다 유리하게 확보할 수 있다. 상기 마르텐사이트 분율의 하한은 86%인 것이 보다 바람직하고, 87%인 것이 보다 더 바람직하며, 88%인 것이 가장 바람직하다. 상기 마르텐사이트 분율의 상한은 97%인 것이 보다 바람직하고, 96%인 것이 보다 더 바람직하며, 95%인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 베이나이트 및 잔류 오스테나이트는 저온 충격인성을 보다 향상시키는 역할을 한다. 상기 베이나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 저온에서의 충격인성이 충분하지 못하여 크랙이 발생할 수 있는 단점이 있으며, 10%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트에 비교하여 상대적으로 연하기 때문에 경도가 저하되는 단점이 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 역시 저온 충격인성이 떨어지는 단점이 있으며, 10%를 초과하는 경우에는 저온인성은 크게 증가하나 경도가 현저히 감소하게 되는 단점이 있다. 상기 베이나이트와 잔류 오스테나이트 분율의 하한은 각각 2%인 것이 보다 바람직하고, 3%인 것이 보다 더 바람직하며, 4% 인 것이 가장 바람직하다. 상기 베이나이트와 잔류 오스테나이트 분율의 상한은 각각 9%인 것이 보다 바람직하고, 8%인 것이 보다 더 바람직하며, 7%인 것이 가장 바람직하다.

상술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 내마모강은 표면 경도를 550~650HB로 확보하는 동시에, -40℃의 저온에서 47J 이상의 충격흡수에너지를 가지는 효과가 있다. 단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도를 나타낸다.

또한, 본 발명의 내마모강은 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 고경도 외 저온인성 특성을 향상시키는 것을 특징으로 하는데, 이를 위해서는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 즉, 표면 경도만 높고 충격인성이 열위하여 관계식 1을 만족하지 아니하거나, 충격인성은 우수하나 표면 경도가 목표 값에 미치지 못하여 관계식 1을 만족하지 않는 경우, 최종 목표로 하는 고경도 및 저온인성 특성을 보증할 수 없게 된다.

[관계식 1] 0.61 ≤ HB÷J×(1-Vm÷100) ≤ 1.13 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 나타냄.)

이하, 본 발명 내마모강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1050℃ 미만이면 Nb 등의 재고용이 충분하지 못하며, 반면 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 불균일한 조직이 형성될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 가열온도가 1050~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 하한은 1070℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 가열온도의 상한은 1230℃인 것이 보다 바람직하고, 1200℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1180℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 재가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는다. 상기 조압연시 그 온도가 950℃ 미만이면 압연 하중이 증가하여 상대적으로 약압하 됨으로써 슬라브 두께 방향 중심까지 변형이 충분히 전달되지 못하여 공극과 같은 결함이 제거되지 않을 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1050℃를 초과하게 되면 압연과 동시에 재결정이 일어난 후 입자가 성장하게 되어 초기 오스테나이트 입자가 지나치게 조대해질 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 조압연 온도는 950~1050℃인 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 960℃인 것이 보다 바람직하고, 970℃인 것이 보다 더 바람직하며, 980℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1040℃인 것이 보다 바람직하고, 1030℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1020℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열연압연 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 되어 미세조직 중에 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 최종 조직의 입도가 조대하게 되어 저온인성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연온도는 850~950℃인 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 상한은 945℃인 것이 보다 바람직하고, 940℃인 것이 보다 더 바람직하며, 935℃인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 가속 냉각시킨다. 상기 Ac3는 오스테나이트 변태온도이며, Ms는 마르텐사이트의 변태가 시작되는 온도이다. 즉, 상기 가속 냉각은 열간압연 후 얻어지는 열연강판의 미세조직을 오스테나이트로부터 마르텐사이트로 변태시키기 위한 것이다. 상기 냉각개시온도가 Ac3+30℃ 미만일 경우 압연 후 재결정된 오스테나이트의 크기가 조대화되어 저온충격 인성이 열위해질 뿐만 아니라 공냉 페라이트가 생성됨에 따라 최종 미세조직의 분균질해지고 강도 및 경도가 현저히 떨어지게 된다. 따라서, 상기 가속냉각개시 온도는 Ac3+30℃ 이상인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각개시 온도는 Ar3+50℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, Ar3+80℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+100℃ 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 가속냉각정지온도가 Ms-50℃를 초과할 경우에는 상변태를 위한 구동력이 부족하게 되어 결과적으로 마르텐사이트는 생성되지 않고 대신에 베이나이트 또는 애시큘러 페라이트와 같은 마르텐사이트에 비해 상대적으로 연질 상(soft phase)이 발달하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 가속냉각정지온도는 Ms-50℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각정지온도는 Ms-70℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, Ms-100℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, Ms-150℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.

상기 가속 냉각시 냉각속도는 5℃/s 이상인 것이 바람직하다. 이 때, 상기 냉각속도는 강판의 두께 1/4 위치(quarter)가 기준이다. 상기 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 가속냉각정지온도가 Ms-50℃ 이하로 낮다고 해도 상변태를 위한 구동력이 낮아지게 되어 연질상인 베이나이트 또는 애시큘러 페라이트 생성이 불가피하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 가속냉각시 냉각속도는 5℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기 가속냉각속도는 7℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 10℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 15℃ 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자라면 설비 한계를 고려하여 적합하게 설정할 수 있다.

이후, 상기 냉각된 열연강판을 필요에 따라 템퍼링과 같은 후속 열처리를 실시할 수 있다. 보다 상세하세는 상기 냉각된 열연강판을 350~600℃의 온도범위까지 승온한 후 1.3t+5분~1.3t+20분(t: 판 두께)간 열처리할 수 있다. 상기 템퍼링 온도가 350℃ 미만이면 템퍼드 마르텐사이트의 취화 현상이 발생하여 강의 강도 및 인성이 열위할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 600℃를 초과하게 되면 재가열 및 냉각을 통해 높아진 마르텐사이트 내 전위밀도가 급격히 감소하여 결과적으로 경도가 목표 값 대비 하락할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 상기 템퍼링 시간이 1.3t+20분(t: 판 두께)을 초과하게 되면 역시 급속냉각 후 발생한 마르텐사이트 조직 내의 높은 전위 밀도가 낮아지게 되어 결과적으로 경도가 급격히 하락하게 된다. 한편, 상기 템퍼링 시간은 1.3t+5분(t: 판 두께) 이상이 되어야 한다. 상기 템퍼링 시간이 1.3t+5분(t: 판 두께) 미만이 될 경우 강판의 폭과 길이 방향으로 균일하게 열처리 되지 못하여 결과적으로 위치별 물성 편차를 야기할 수 있다. 한편, 상기 열처리 후에는 공냉 처리를 행하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 360℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 580℃인 것이 보다 바람직하고, 560℃인 것이 보다 더 바람직하며, 550℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 하한은 1.3t+6분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+7분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+8분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링의 상한은 1.3t+18분인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+16분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+15분인 것이 가장 바람직하다.

상기와 같은 공정조건을 거친 본 발명의 열연강판은 60mm 이하의 두께를 갖는 후강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 15~60mm, 보다 더 바람직하게는 20~50mm의 두께를 가질 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1 및 2의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브에 대하여 하기 표 3의 조건으로 강 슬라브 가열-조압연-열간압연-가속냉각-(템퍼링)을 실시하여 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 4에 나타내었다.

이때, 상기 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시킨 다음 광학현미경과 전자주사현미경을 활용하여 강판 두께 방향을 기준으로 1/4t 위치를 관찰하였다.

그리고, 경도 및 인성은 각각 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구) 및 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 이때, 표면 경도는 판 표면을 2mm 밀링 가공한 후 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다. 또한, 샤르피 충격시험 결과는 1/4t 위치에서 시편을 채취한 후 -40℃에서 3회 측정한 것의 평균값을 사용하였다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo	V	B	Co
비교강1	0.30	0.57	1.56	0.012	0.003	0.03	0.78	0.02	0.01	0.0012	-
비교강2	0.52	0.69	0.79	0.011	0.002	0.02	0.34	0.55	0.05	0.0003	0.01
비교강3	0.46	0.45	1.19	0.013	0.003	0.03	0.50	0.14	-	0.0020	-
발명강1	0.42	0.75	1.00	0.008	0.001	0.03	0.15	0.52	0.02	0.0015	0.01
발명강2	0.48	0.82	0.83	0.008	0.002	0.02	0.25	0.48	0.01	0.0021	0.01
발명강3	0.39	0.54	1.51	0.009	0.001	0.03	0.87	0.36	0.03	0.0018	0.01
발명강4	0.45	1.29	1.27	0.008	0.001	0.03	0.59	0.71	0.01	0.0017	0.01

구분	합금조성(중량%)
구분	Ni	Cu	Ti	Nb	Ca	As	Sn	W	Ac3(℃)	Ms(℃)
비교강1	1.12	0.02	0.008	0.035	-	-	-	-	748	335
비교강2	0.56	0.16	0.013	0.017	-	-	0.01	-	771	277
비교강3	0.06	0.21	0.015	0.026	0.001	-	-	0.01	743	300
발명강1	0.31	0.02	0.012	0.008	0.001	-	0.01	-	775	320
발명강2	0.44	0.13	0.017	0.015	0.001	0.01	-	0.01	776	296
발명강3	0.12	0.05	0.015	0.023	0.001	-	0.01	-	761	313
발명강4	0.05	0.28	0.017	0.012	0.001	0.01	-	0.01	804	297

구분	강종No.	슬라브 가열 온도 (℃)	조압연 온도 (℃)	마무리 열간 압연 온도	냉각 개시 온도 (℃)	냉각 종료 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	템퍼링 온도 (℃)	템퍼링 시간 (분)	두께 (mm)
비교예1	비교강1	1161	1048	931	840	21	26	-	-	30
비교예2		1153	1050	943	842	26	25	402	54	30
비교예3		1165	1023	950	881	256	14	-	-	50
비교예4	비교강2	1163	1045	913	768	35	51	465	23	10
비교예5		1162	1021	941	883	72	17	-	-	40
비교예6		1170	1030	950	887	43	12	396	81	50
비교예7	비교강3	1157	1049	922	824	354	34	-	-	20
비교예8		1162	1038	941	875	41	15	-	-	45
비교예9		1154	1019	954	889	18	8	202	98	60
발명예1	발명강1	1162	1031	918	811	215	48	413	36	20
비교예10		1163	1039	945	856	81	19	-	-	40
발명예2		1151	1042	939	874	225	8	393	88	60
비교예11	발명강2	1162	1045	845	766	276	17	-	-	25
발명예3		1163	1042	941	870	191	22	430	61	40
발명예4		1166	1041	946	886	127	16	461	75	50
발명예5	발명강3	1160	1040	930	840	123	35	-	-	20
발명예6		1156	1043	943	861	130	28	-	-	30
비교예12		1160	1044	942	892	20	4	580	107	60
발명예7	발명강4	1167	1040	920	838	138	41	400	30	15
발명예8		1160	1043	943	855	146	30	-	-	30
발명예9		1158	1044	942	872	153	17	-	-	50

구분	미세조직(면적%)			표면경도 (HB)	충격인성 (J, @-40℃)	관계식 1
구분	M+TM	B	RA	표면경도 (HB)	충격인성 (J, @-40℃)	관계식 1
비교예1	99	1	-	548	12	0.46
비교예2	99	1	-	502	37	0.14
비교예3	81	14	5	523	59	1.68
비교예4	99	1	-	662	24	0.28
비교예5	99	1	-	716	6	1.19
비교예6	99	1	-	670	18	0.37
비교예7	62	35	3	406	87	1.77
비교예8	98	2	-	675	7	1.93
비교예9	99	1	-	641	16	0.4
발명예1	91	4	5	624	60	0.94
비교예10	79	21	-	526	63	1.75
발명예2	91	6	3	609	55	1.00
비교예11	67	33	-	518	64	2.67
발명예3	90	6	4	633	58	1.09
발명예4	93	4	3	617	62	0.7
발명예5	92	3	5	623	59	0.84
발명예6	91	5	4	612	58	0.95
비교예12	69	31	-	523	65	2.49
발명예7	92	6	2	598	53	0.90
발명예8	91	6	3	604	52	1.05
발명예9	93	3	4	581	56	0.73
M: 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트 [관계식 1] HB÷J×(1-Vm÷100) (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 나타냄.)

상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 9의 경우에는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하고, 우수한 표면경도와 충격인성을 확보함으로써 관계식 1을 만족하고 있음을 알 수 있다.

반면, 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 비교예 1, 2, 3, 5, 6, 8은 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도, 충격인성 또는 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.

본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않는 비교예 4, 7, 9 또한 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도, 충격인성 또는 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.

반면, 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 비교예 10, 11, 12는 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 본 발명이 얻고자 하는 표면경도 또는 충격인성을 확보하지 못하고, 이에 따라, 관계식 1을 만족하고 있지 않음을 알 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.45% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~9%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하며,
경도(HB)와 충격흡수에너지(J)는 하기 관계식 1을 만족하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
[관계식 1] 0.61 ≤ HB÷J×(1-Vm÷100) ≤ 1.13 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 나타냄.)
청구항 1에 있어서,
상기 내마모강은 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
청구항 1에 있어서,
상기 내마모강은 경도가 550~650HB이고, -40℃에서의 충격흡수에너지가 47J 이상인 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강.
(단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도를 나타냄.)
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중량%로, 탄소(C): 0.38~0.50%, 실리콘(Si): 0.5~2.0%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0은 제외), 황(S): 0.02% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 0.1~1.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%, 바나듐(V): 0.01~0.08%, 보론(B): 50ppm 이하(0은 제외), 코발트(Co): 0.02% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.45% 이하(0은 제외)을 포함하고, 추가적으로, 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.02% 이하(0은 제외), 니오븀(Nb): 0.05% 이하(0은 제외) 및 칼슘(Ca): 2~100ppm로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 얻는 단계;
상기 조압연 바를 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ac3+30℃ 이상의 온도에서 Ms-50℃ 이하까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계를 포함하여,
미세조직이 85~98면적% 이상의 마르텐사이트, 1~9%의 베이나이트 및 1~10%의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 경도(HB)와 충격흡수에너지(J)는 하기 관계식 1을 만족하는 내마모강을 얻는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
[관계식 1] 0.61 ≤ HB÷J×(1-Vm÷100) ≤ 1.13 (단, 상기 HB는 브리넬경도기로 측정된 강의 표면 경도, J는 -40℃에서의 충격흡수에너지 값, Vm은 마르텐사이트의 면적 분율을 나타냄.)
청구항 5에 있어서,
상기 강 슬라브는 비소(As): 0.05% 이하(0은 제외), 주석(Sn): 0.05% 이하(0은 제외) 및 텅스텐(W): 0.05% 이하(0은 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 가속 냉각된 열연강판을 350~600℃의 온도범위까지 승온한 후 1.3t+5분~1.3t+20분(t: 판 두께)간 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강의 제조방법.