KR20190028481A - 고항복강도 강판 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고항복강도 강판에 관한 것이고, 여기서 항복강도는 극한 인장강도 (UTS)에 현저한 영향을 미치지 않으면서 증가될 수 있고, 경우에 따라, 극한 인장강도 및 총 연신율의 현저한 감소 없이 더 높은 항복강도를 얻을 수 있다.

Description

고항복강도 강판

본 출원은 고항복강도 강(high yield strength steel)에 관한 것이다. 자체의 고유한 조직(structure) 및 메커니즘으로 인해, 항복강도는 극한 인장강도 (ultimate tensile strength, UTS)에 현저한 영향을 미치지 않으면서 증가될 수 있다. 경우에 따라, 극한 인장강도 및 총 연신율(total elongation)의 현저한 감소 없이 더 높은 항복강도를 얻을 수 있다. 이러한 새로운 강은 자동차의 조수석 케이지(passenger cage)와 같이 비교적으로 높은 극한 인장강도 및 총 연신율과 함께 비교적으로 높은 항복강도가 요구되는 무수한 응용에 유리할 수 있다.

제3 세대 첨단 고강도강 (Advanced High Strength Steels, AHSS)은 현재 자동차 용도, 특히 자동차 차체 용도로 개발되고 있다. 첨단 고강도강 (AHSS)은 4% 내지 30%의 연신율 및 700MPa를 초과하는 인장강도로 분류되며 마텐자이트계 철강(martensitic steel), DP강 (dual phase steel), TRIP강 (transformation induced plasticity steel, 변태유기 소성강) 및 복합 조직강 (complex phase steel, CP)을 포함한다. 제 3 세대 AHSS의 대상은 월드오토스틸(World Auto Steel)에서 발표된 자동차 강재에 대한 바나나 차트에서 볼 수 있다 (도 1).

극한 인장강도 (UTS) 및 총 연신율과 같은 인장특성은 특성의 조합을 확립하기 위한 중요한 기준이다. 그러나 AHSS 강재는 일반적으로 항복강도 (YS)에 의해 분류되지 않는다. 부품이 일단 작동하고 부품이 항복을 넘어 스트레스를 받으면 부품이 영구적으로 (소성 변형되어) 변형될 것이기 때문에 강재의 항복강도는 자동차 설계자에게 중요하다. 높은 항복강도를 가진 강재는 낮은 항복강도를 가진 강재보다 높은 응력 수준으로 영구 변형에 저항한다. 이러한 변형에 대한 저항은 구조물이 영구적으로 편향(deflection)되고 변형(deformation)되기 전에 더 큰 하중을 견딜 수 있는 강재로 만든 구조물을 허용하기 위해 중요하다. 이로 인해 더 높은 항복강도를 갖는 강재는 자동차 설계자가 부품의 변형에 대해 동일한 저항을 유지하면서 게이지 감소를 통해 관련 부품 중량을 줄일 수 있게 한다. 여러 유형의 등급의 제 3 세대 AHSS는 인장강도와 연성(ductility)의 다양한 조합을 보유하고 있음에도 불구하고 낮은 초기 항복강도로 인해 어려움을 겪고 있다.

정상적인 작동 중에 조기 항복현상을 일으키고 영구적인 소성변형을 하는 자동차 부품은 대부분의 설계 기준에 따라 허용될 수 없을 것이다. 그러나 충돌 사고에서, 특히 높은 가공경화지수(strain hardening coefficient)와 결합 할 때 항복강도가 낮을수록 유리할 수 있다. 이것은 종종 크럼플 존 (crumple zone)이라고 불리는 차 안의 앞쪽과 뒤쪽 끝 부분에서 특히 그러하다. 이러한 영역에서, 보다 높은 연성을 갖는 낮은 항복강도 자재는 충돌 발생 중에 변형 및 가공 변형을 일으키는 강도를 강화시켜 높은 초기 연성으로 인해 높은 수준의 에너지 흡수를 유도할 수 있다.

자동차의 다른 부분에 있어서 낮은 항복강도는 허용될 수 없다. 구체적으로는 자동차 조수석 케이지가 포함된다. 조수석 케이지에 대한 변형(deformation)/침입(intrusion)이 극히 제한적이므로 조수석 케이지로 사용되는 자재는 높은 항복강도를 가져야 한다. 조수석 케이지가 관통되면 차에 타고 있는 사람에게 부상이나 사망을 초래할 수 있다. 따라서, 높은 항복강도를 갖는 자재가 이러한 부위에는 필요하다.

자재의 항복강도는 산업용 규모로 여러 가지 방법으로 증가될 수 있다. 자재는 조질 압연(temper rolling )이라고 하는 공정으로 소량의 냉간 압연 (2 % 미만의 감소(압연량))이 가능하다. 상기 공정은 자재에 소량의 소성 변형을 야기하고, 자재의 항복강도가 조질 압연 동안 자재에 가해진 변형량에 대응하여 약간 증가한다. 자재의 항복강도를 증가시키는 또 다른 방법은 홀-패치 강화(Hall-Petch strengthening)로 알려진 자재의 결정립 크기를 줄이는 것이다. 결정립이 작으면 자재의 초기 전위 이동(initial dislocation movement)에 필요한 전단 응력(shear stress)이 증가하고, 초기 변형은 높은 하중이 가해질 때까지 지연된다. 결정립 크기는 소성 변형 후 어닐링하는 동안 발생하는 재결정 및 성장 공정에서 입자 성장을 제한하기 위해 변경된 어닐링과 같은 공정 수정을 통해 줄일 수 있다. 고용체(solid solution)에 존재하는 합금 원소의 첨가와 같은 합금에 조성 변형도 자재의 항복강도를 증가시킬 수 있다. 그러나, 이러한 합금 원소의 첨가는 자재가 용융되는 동안 일어나야 하며 비용 증가를 초래할 수 있다.

낮은 항복강도를 갖는 AHSS로부터 높은 항복강도의 조수석 케이지를 개발하는 것이 가능하다. 그러나, 많은 금속 가공 작업에서 최종 부품을 균일하게 변형-경화시키는 것은 어렵다. 이것은 부품의 심하게 냉간 작업된 영역이 훨씬 더 높은 항복강도를 가지는 반면에, 여전히 변형될 수 있고, 그로 인해 조수석 케이지로 용납할 수 없는 침입을 야기할 수 있는 항복강도가 더 낮은 영역이 있음을 의미한다.

완전히 어닐링된 상태의 냉간 가공된 강재는 항복강도 및 인장강도를 증가시키는 것으로 알려진 방법이다. 냉간 압연으로 가공하는 동안 시트 전체에 균일하게 적용하여 항복강도 및 인장강도를 높일 수 있다. 그러나, 상기 방법은 총 연신율을 감소시키고 종종 20%보다 훨씬 낮은 수준으로 감소시킨다. 연신율이 감소함에 따라 냉간 성형 능력도 감소되고, 복합적 형상을 가진 부품을 생산하는 능력도 감소되고, 이로 인해 AHSS의 유용성도 감소된다. 최소 30%의 연신율의 높은 연성은 냉간 스탬핑 공정을 통해 복합적 형상을 형성하기 위하여 일반적으로 필요하다. 롤 성형 (roll forming)과 같은 공정은 연신율이 낮은 자재로 부품을 제조하는데 사용될 수 있지만 이러한 공정으로 부품의 복합적 형상을 형성에는 한계가 있다. 냉간 압연은 자재에 이방성(anisotropy)을 도입하여 냉간 성형성이 감소될 수 있다.

a. 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4 종 이상의 원소를 포함하는 금속성 합금을 공급하고, 상기 합금을 용융시키고, 10^-4 K/sec 내지 10³ K/sec의 속도로 냉각시키고, >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 고형화하는 단계;

b. 상기 합금을 0.5 내지 5.0 mm의 두께를 갖는 제1 시트 형태로 가공하는 단계, 상기 제1 시트는 X₁ (%)의 총 연신율, Y₁ (MPa)의 극한 인장강도 및 Z₁ (MPa)의 항복강도를 갖는다;

c. 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 상기 합금을 다음의 인장특성 조합 A 또는 B 중 하나를 나타내는 제 2의 시트 형태로 영구적으로 변형하는 단계를 포함하는 금속성 합금의 항복강도를 증가시키는 방법.

A. (1) 총 연신율 X₂ = X₁ ± 7.5%;

(2) 극한 인장강도 Y₂ = Y₁ ± 100 MPa; 및

(3) 항복강도 Z₂ > Z₁ + 100 MPa

B. (1) 극한 인장강도 Y₃ = Y₁ ± 100 MPa; 및

(2) 항복강도 Z₃ > Z₁ + 200 MPa.

선택적으로, 상기 인장특성 조합 A 또는 B를 나타내는 단계 (c)에서 형성된 제2 시트는 150 °C 이하의 온도에서 영구 변형에 노출될 수 있다.

따라서, 본 발명은

a. 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4 종 이상의 원소를 포함하는 금속성 합금을 공급하고, 상기 합금을 용융시키고, 10^-4 K/sec 내지 10³ K/sec의 속도로 냉각시키고, >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 고형화하는 단계;

b. 상기 합금을 0.5 내지 5.0 mm의 두께를 갖는 제1 시트 형태로 가공하는 단계;

c. 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 상기 합금을 제 2의 시트 형태로 영구적으로 변형하는 단계;

d. 150℃ 미만의 온도에서 상기 합금을 다음의 인장특성 조합을 나타내는 제 2 시트 형태로 영구 변형시키는 단계를 포함하는 금속성 합금의 항복 강도를 증가시키는 방법.

(1) 총 연신율 = 10.0 내지 40.0%;

(2) 극한 인장강도 = 1150 내지 2000 MPa;

(3) 항복강도 = 550 내지 1600 MPa.

본 발명에서 제조된 금속성 합금은 차량, 철도차량, 철도 탱크차/왜건, 드릴 칼라, 드릴 파이프, 파이프 케이싱, 투울 조인트, 웰헤드, 압축 가스 저장 탱크 또는 액화 천연 가스 용기에 특히 유용하다. 보다 구체적으로, 상기 합금은 흰색의 차량 본체, 차량 프레임, 섀시 또는 패널에 유용하다.

이하의 상세한 설명은 설명의 목적으로 제공되며 본 발명의 임의의 양상을 제한하는 것으로 간주되어서는 안되며, 첨부되는 도면을 참조하여 더 잘 이해 될 수 있다.
도 1 제 3 세대 AHSS의 목표 특성을 가진 월드오토스틸(World Auto Steel)의 "바나나 플롯(Banana Plot)".
도 2 본원의 합금의 높은 항복강도를 제조하는 방법 1의 요약.
도 3 본원의 합금의 높은 항복강도 및 목표하는 특성의 조합을 제조하는 방법 2의 요약.
도 4 냉간 압연 전후의 합금의 극한 인장강도.
도 5 냉간 압연 전후의 합금의 인장신율.
도 6 냉간 압연 전후의 합금의 항복강도.
도 7 냉간 압연 전후의 합금의 자성상 부피 퍼센트(magnetic phase volume percent).
도 8 다양한 감소에 따른 냉간 압연 후의 합금 2에 대한 인장응력-변형 곡선.
도 9 합금 2로부터의 핫밴드의 미세조직의 후방산란 SEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 10 합금 2로부터의 핫밴드의 미세조직의 명시야(bright-field) TEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 11 합금 2로부터의 핫밴드에서 나노입자를 나타내는 TEM 사진.
도 12 합금 2로부터의 냉각압연 시트의 미세조직의 후방산란 SEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 13 합금 2로부터의 냉각압연 시트의 미세조직의 TEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 14 냉간변형(cold deformation) 후 합금 2 시트에서 발견된 나노입자를 나타내는 TEM 사진.
도 15 상이한 온도에서 20% 감소와 함께 압연 후 합금 2에 대한 공학 인장응력-변형 곡선.
도 16 합금 2의 인장테스트 중 자성상 부피 퍼센트 (Fe%)의 변화.
도 17 상이한 온도에서 20% 감소와 함께 압연 후 합금 7에 대한 공학 응력-변형 곡선.
도 18 상이한 온도에서 20% 감소와 함께 압연 후 합금 18에 대한 공학 응력-변형 곡선.
도 19 상이한 온도에서 20% 감소와 함께 압연 후 합금 34에 대한 공학 응력-변형 곡선.
도 20 상이한 온도에서 20% 감소와 함께 압연 후 합금 37에 대한 공학 응력-변형 곡선.
도 21 200℃에서 다양한 압연량으로 압연된 합금 2에 대한 대표 공학 응력-변형 곡선.
도 22 200℃에서의 합금 2의 항복강도 및 극한 인장강도를 압연량의 함수로 표시.
도 23 200℃에서의 합금 2의 항복강도 및 총 연신율을 압연량의 함수로 표시.
도 24 합금 2의 변형 유도된 상변형에 대한 200℃에서의 압연 효과를 압연량의 함수로 표시.
도 25 합금 2로부터의 핫밴드의 미세조직의 후방산란 SEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 26 200℃에서 30% 압연량으로 압연 후 합금 2의 미세조직의 후방산란 SEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 27 200℃에서 70% 압연량으로 압연 후 합금 2의 미세조직의 후방산란 SEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 28 200℃에서 10% 압연량으로 압연 후 합금 2의 미세조직의 명시야 TEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 29 200℃에서 30% 압연량으로 압연 후 합금 2의 미세조직의 명시야 TEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 30 200℃에서 70% 압연량으로 압연 후 합금 2의 미세조직의 명시야 TEM 사진: a) 저배율 이미지; b) 고배율 이미지.
도 31 압연방법의 조합으로 가공된 합금 2의 공학 응력-변형 곡선.
도 32 압연방법의 조합으로 가공된 합금 7의 공학 응력-변형 곡선.
도 33 압연방법의 조합으로 가공된 합금 18의 공학 응력-변형 곡선.
도 34 압연방법의 조합으로 가공된 합금 34의 공학 응력-변형 곡선.
도 35 상이한 방법 및 그의 조합으로 가공된 합금 2 시트의 공학 응력-변형 곡선의 비교.
도 36 상이한 온도에서 합금 2의 테스트 후 인장 샘플 게이지의 인장신율 및 자성상 부피 퍼센트.
도 37 상온 및 200℃에서 자성상 부피 퍼센트를 압연량의 함수로 표시.
도 38 냉간 압연 및 200^o℃에서의 압연으로 가공된 어닐링 시트의 공학 응력-변형 곡선.
도 39 합금 2의 최대 압연량 vs 압연 온도.

본 출원은 2016년 7월 8일 출원된 미국 가출원 제 62/359,844 호 및 2017년 4월 7일 출원된 미국 가출원 제 62/482,954호에 대한 우선권주장 출원이다. 이 출원은 모두 본 출원 명세서의 내용에 참고로서 포함된다.

도 2는 조건 3a 또는 3b에 제공된 바와 같은 두 가지 조건 중 하나를 초래하는 경로에 의해 낮은 항복강도 물질로부터 높은 항복강도를 생성시키는 바람직한 방법 1의 요약을 나타낸다. 방법 1의 단계 1에서 시작 조건은 금속성 합금을 공급하는 것이다. 이러한 금속성 합금은 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택된 적어도 4 이상의 원소를 포함할 것이다. 합금 조성물은 용융되고, 바람직하게는 10^-4 K/s 내지 10³ K/s의 속도로 냉각되고, >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 고형화된다. 주조 공정은 잉곳주조, 블룸주조(bloom casting), 연속주조, 얇은 슬라브 주조(thin slab casting), 두꺼운 슬라브 주조(thick slab casting), 박판주조(thin strip casting), 벨트주조 등 다양한 공정으로 수행될 수 있다. 바람직한 방법은 얇은 슬라브 주조, 두꺼운 슬라브 주조, 및 박판주조에 의한 시트 형태의 연속주조이다. 바람직한 합금은 150 내지 400℃의 온도 범위에서 10 부피% 내지 100 부피%의 오스테나이트 분율 (γ-Fe) 및 그 사이의 모든 증분을 나타낼 것이다.

방법 1의 단계 2에서, 합금은 바람직하게는 0.5 내지 5.0 mm의 두께를 갖는 시트 형태로 가공된다. 상기 단계 2는 열간 압연 또는 열간 압연과 냉간 압연을 포함할 수 있다. 열간 압연의 경우, 바람직한 온도 범위는 700℃ 내지 상기 합금의 Tm보다 낮은 범위일 것이다. 냉간 압연의 경우, 바람직한 온도는 상온으로 이해된다. 열간 압연 또는 열간 압연과 냉간 압연 후, 시트는 바람직하게는 650℃의 온도 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도 범위에서 추가로 열처리 될 수 있다.

따라서 주조 제품으로부터 시트를 생산하는 단계는 특정 제조 경로 및 특정 목표 대상에 따라 다를 수 있다. 예를 들어, 두꺼운 슬라브 주조를 목표 두께의 시트를 얻기 위한 하나의 공정 경로로 간주하자. 합금은 전형적으로 두께가 150 내지 300 mm 인 수냉 몰드를 통과하여 주조되는 것이 바람직하다. 냉각 후 주조 잉곳은 바람직하게는 산화물을 포함하는 표면 결함을 제거하기 위한 약간의 표면 처리를 포함할 수 있는 열간 압연용으로 제조된다. 그 다음, 잉곳은 러핑 밀 핫 롤러(roughing mill hot roller)를 통과 할 것이고, 이는 통상적으로 15 내지 100 mm 두께의 이송 바 슬라브(transfer bar slab)를 초래하는 여러 단계를 포함할 수 있다. 그런 다음, 이송 바는 일반적으로 두께가 1.5 내지 5.0 mm인 핫밴드 코일을 생산하기 위해 연속/탠덤 열간 압연 피니싱 스탠드(successive/tandem hot rolling finishing stands)를 통과한다. 추가적인 게이지 감소가 필요한 경우, 냉간 압연이 단계 당 다양한 감소, 다양한 단계 수 및 탠덤 밀, Z-밀 및 가역식 밀(reversing mill)을 포함한 여러 밀에서 수행될 수 있다. 전형적으로 냉간 압연 두께는 0.5 내지 2.5 mm 두께일 것이다. 바람직하게는, 냉간 압연된 자재는 650℃ 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도 범위에서 부분적으로 또는 완전히 냉간 압연 공정으로부터 손실된 연성을 회복시키기 위해 어닐링된다.

또 다른 예는 얇은 슬라브 주조 공정을 통해 주조 자재를 바람직하게 가공하는 것이다. 이 경우 수냉 몰드(water cooled mold)를 통과하여 주조한 후 두께가 35 내지 150mm인 새롭게 형성된 슬라브는 보조 터널로(tunnel furnace) 또는 슬라브를 직접 목표에 미치도록 공급되는 유도 가열을 사용하여 냉각 없이 직접 열간 압연으로 이동된다. 슬라브는 바람직하게는 1 내지 10회의 멀티-스탠드 피니싱 밀에서 직접 열간 압연된다. 열간 압연 후, 스트립은 통상적인 두께 1 내지 5 mm의 핫밴드 코일로 압연된다. 추가 공정이 필요한 경우, 냉간 압연이 상기와 유사한 방식으로 적용될 수 있다. 블룸 주조는 상기의 예와 비슷하지만 더 두꺼운 두께로, 일반적으로 200 내지 500mm 두께로, 주조될 수 있고, 초기 주조 두께를 줄여 열간 압연 조압연(roughing mill)을 통과할 수 있도록 초기 차단기 단계(initial breaker steps)가 필요할 수 있다.

단계 1에서 단계 2로 진행되는 구체적인 공정에도 불구하고, 일단 시트가 0.5 mm 내지 5.0 mm의 바람직한 범위로 형성되면, 시트는 X₁ (%)의 총 연신율, Y₁ (MPa)의 극한 인장강도, 및 Z₁ (MPa)의 항복강도를 갖게 될 것이다. 상기 합금의 바람직한 특성은 900 내지 2050 MPa의 극한 인장강도, 10 내지 70%의 인장신율 및 200 내지 750 MPa 범위의 항복강도일 것이다.

방법 1의 단계 3에서, 합금은 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 영구적으로 변형된다(즉, 소성 변형된다). 이러한 영구 변형은 두께를 감소시키는 압연에 의해 제공될 수 있다. 이것은 예를 들어 철 코일(steel coil)의 생성 마지막 단계에서 수행될 수 있다. 상온에서 시작하는 시트로 최종 게이지 감소를 위한 전통적인 냉간 압연을 하기보다, 바람직하게는 열간 압연이 150 내지 400℃의 목표하는 온도 범위에서 수행된다. 한 가지 방법은 냉간 압연기를 통과하기 전에 시트를 목표 온도 범위로 가열하는 것이다.

시트는 터널 밀, 방사성 가열기, 저항성 가열기 또는 유도 가열기를 통과하는 것을 포함하는 다양한 방법에 의해 가열될 수 있다. 다른 방법으로는 감속 롤러(reduction roller)를 직접 가열하는 것이다. 예시를 위한 제 3의 예는 시트를 저온 배치로 어닐링한 다음 이를 목표 온도 범위에서 냉간 압연기를 통과시키는 것이다. 시트는 또한 롤 성형, 금속 스탬핑, 금속 드로잉, 하이드로포밍 등을 포함하는 다양한 방법으로 부품을 제조하는 동안 영구 변형을 제공하는 다양한 공정을 사용하여 상승된 온도 범위에서 부품으로 변형될 수 있다.

150 내지 400℃의 온도 범위에서 합금을 영구 변형시키는 특정 공정에도 불구하고, 도 2의 조건 3a 및 조건 3b에 도시된 두 개의 별개의 조건이 형성될 수 있다. 조건 3a에서, 단계 2에서의 합금 및 단계 3 이후의 합금을 비교할 때, 총 연신율 및 극한 인장강도는 비교적으로 영향을 받지 않지만 항복강도는 증가한다. 구체적으로, 총 연신율 X₂는 X₁ ± 7.5%이고, 인장강도 Y₂는 Y₁ ± 100 MPa이고, 항복강도 Z₂는 = Z₁ + 100 MPa 이다. 조건 3a에서 합금의 바람직한 특성은 800 내지 2150 MPa의 극한 인장강도 값 (Y₂), 2.5 % 내지 77.5 %의 인장신율 (X₂), 및 =300 MPa의 항복강도 (Z₂)이다. 보다 바람직하게는, 항복강도는 300 내지 1000 MPa의 범위일 수 있다.

조건 3b에서, 단계 2에서의 합금 및 단계 3 이후의 합금을 비교할 때, 극한 인장강도는 비교적으로 영향을 받지 않지만, 항복강도는 증가한다. 구체적으로, 극한 인장강도 Y₃는 Y₁ ± 100 MPa이고, 항복강도 (Z₃)는 =400 MPa 이다. 조건 3b에서 합금의 바람직한 특성은 800 내지 2150 MPa의 극한 인장강도 값 (Y₃)과 400 MPa 이상의 항복강도 (Z3)이다. 보다 바람직하게는, 항복강도는 400 내지 1200 MPa의 범위에 있을 수 있다. 또한 조건 3a와는 달리 총 연신율 감소는 7.5 %보다 크며, 즉 단계 B에서 총 연신율 (X₃)은 다음과 같이 정의된다: X₃ < X₁ - 7.5%.

다양한 사례에 의해 알 수 있듯이, 정상적인 변형으로, 금속 자재는 변형 경화/가공 경화될 것이다. 예를 들어, 이는 응력 (τ) 및 변형 (ε) 사이의 관계 τ = K εⁿ 에서 변형 경화 지수 (strain hardening exponent, n)로 표시된다. 이것의 파급 효과는 자재가 영구적으로 변형되면 기본 물성이 변한다는 것이다. 초기 조건과 최종 조건을 비교하면 전체 연성의 감소에 따라 항복강도와 인장강도가 증가하는 전형적인 예상되는 특성을 볼 수 있을 것이다. 이 효과를 설명하기 위해 특정 사례 예제가 제공되며, 이를 본 출원에 명시된 새로운 소재 특성과 대조됨을 보여줄 것이다.

도 3은 본 발명의 방법 2의 요약을 나타낸다. 방법 2의 처음 3 단계는 방법 1과 동일하며, 단계 4는 방법 2의 추가 단계이다. 도시된 바와 같이, 단계 4는 조건 3a 또는 조건 3b의 합금에 적용될 수 있다.

이전에 제시된 바와 같이, 도 2의 설명에서, 각 조건 3a 또는 3b에 대해 다양한 특성(예를 들어, 총 연신율, 극한 인장강도, 및 항복강도)의 조합이 제공된다. 상세한 설명 및 후속 실시예의 경우에서 더 설명되는 바와 같이, 조건 3a 또는 3b의 합금은 그 특정 구조에 의해 추가로 특성화될 수 있다. 상온 내지 150℃ 이하, 보다 바람직하게는 0℃ 내지 150℃의 온도에서 합금을 영구 변형시키는 추가 선택 단계를 사용하여 최종 특성을 추가로 조정할 수 있다. 이것은 도 3에 예시된 바와 같이 철 코일 제조 중에 또 다른 단계를 추가함으로써 수행될 수 있다.

이 경우, 단계 4는 0.5 내지 2.0% 감소 또는 >2% 내지 50%로 크게 감소시켜 특정 조합을 갖기 위한 스킨 패스 (예를 들어, 표면 품질 또는 레벨링 개선을 위해 가끔씩 사용되는 작은 감소 롤링 패스(small reduction rolling pass)일 수 있다. 예를 들어, 다른 방법이 방법 1에 의해 처리된 시트로부터 부품을 제조하기 위해 수행될 수 있다. 방법 2의 선택적 단계 4에서, 시트는 롤 성형, 금속 스탬핑, 금속 드로잉, 하이드로포밍 등의 다양한 변형 가공법을 사용하여 부품으로 만들어 질 수 있다. 방법 2의 단계 4를 활성화하는 정확한 공정에도 불구하고, 최종 특성은 10 내지 40%의 인장신율, 1150 내지 2000 MPa의 극한 인장강도 및 550 내지 1600 MPa의 항복강도의 특성을 나타내는 합금으로 제조될 수 있다.

합금

높은 항복강도를 개발하기 위한 새로운 공정 경로로 이끄는 본 출원에서의 구조 및 메커니즘은 표 1에 제공된 다음과 같은 화합물의 화학적 조성과 관련되어있다.

표 1에서 볼 수 있는 바와 같이, 본원의 합금은 70 원자% 초과의 Fe를 갖는 철계 금속성 합금이다. 또한, 본원의 합금은 Fe 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4 개 이상, 또는 5 개 이상, 또는 6 개의 원소를 포함하는 것임을 알 수 있다. 따라서, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 4 개 이상 또는 5 개 이상의 원소의 존재에 따라, 원소는 이하의 표시된 원자 퍼센트로 존재한다: Si (0 내지 6.13 원자%); Mn (0 내지 15.17 원자%); Cr (0 내지 8.64 원자%); Ni (0 내지 9.94 원자%); Cu (0 내지 1.86 원자%); 및 C (0 내지 3.68 원자%). 가장 바람직하게는, 본원의 합금은 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 C와 함께 70 원자% 이상의 Fe를 포함하거나, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 C와 함께 70 원자% 이상의 Fe로 필수적으로 구성되거나, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 C와 함께 70 원자% 이상의 Fe로 구성되며, 다른 불순물은 0 내지 5000 ppm의 범위이다.

실험실용 슬라브 주조

시판되고 있는 철근 첨가 분말 및 표 1의 원자비에 따른 조성을 갖는 기초 강 공급 원료(base steel feedstock)를 사용하여 합금은 3,400 그램의 투입량으로 측정되었다. 상기에서 언급된 바와 같이, 불순물은 사용된 공급 원료에 따라 다양한 수준으로 존재할 수 있다. 불순물은 일반적으로 다음 요소를 포함한다; 만약 존재한다면, 0 내지 5000 ppm (parts per million), 바람직하게는 0 내지 500 ppm의 Al, Co, Mo, N, Nb, P, Ti, V, W 및 S.

투입은 Indutherm VTC800V 진공 틸트 주조기(Indutherm VTC800V vacuum tilt casting machine)에 위치한 지르코니아-코팅된 실리카 도가니로 투입되었다. 그 다음, 주조기는 주조 및 용융 챔버를 비우고 용융물의 산화를 방지하기 위해 주조 전에 2회 대기압에서 아르곤으로 플러싱되었다. 용융물은 완전히 용융될 때까지 14 kHz RF 유도 코일로 합금 조성 및 투입 질량에 따라 약 5 분 내지 7 분 동안 가열되었다. 최종 고형물이 용융된 후, 과열 및 용융 균질성을 확보하기 위하여 30 내지 45 초 동안 추가로 가열되었다. 그런 다음, 챔버를 비우고, 도가니를 기울이고, 수냉식 구리 다이(water cooled copper die)의 50 mm의 두께, 75 내지 80 mm 의 폭, 및 125 mm 의 깊이의 채널로 용융물을 붓고, 이는 도 2 및 도 3의 단계 1를 나타낸다. 상기 공정은 >5.0 내지 500 mm 범위의 바람직한 주조 두께에 적용될 수 있다. 용융물을 대기압에서 아르곤으로 채우기 전에 200 초 동안 진공하에 냉각되었다.

실험실용 열간 압연

본원의 합금은 실험실용 시트로 가공하는 것이 바람직하다. 연속주조에 의해 제조된 슬라브로부터의 핫밴드 생성을 활발하게 하기 위해 실험실용 합금 공정이 개발되고, 이는 도 2 및 도 3의 단계 2를 나타낸다. 산업용 열간 압연은 터널로(tunnel furnace)의 슬라브를 목표 온도로 가열한 다음, 가역식 밀 또는 멀티-스탠드 밀 또는 이들의 조합을 통과시켜 700℃ 내지 합금의 융점 (Tm)의 온도 범위에서 원하는 게이지에 도달하도록 하여 수행된다. 압연기 유형 중 하나로 압연하는 동안, 공기 및 작업 롤 (work roll)로의 열 손실로 인해 슬라브의 온도가 꾸준히 낮아 지므로 최종 핫밴드의 온도가 훨씬 낮아진다. 이것은 터널로에서 1100℃ 내지 1250℃의 온도로 가열한 후 열간 압연하여 실험실에서 시뮬레이션된다. 실험실용 밀은 산업용 밀보다 느리므로 각 열간 압연 패스 중에 열 손실이 더 커지기 때문에 슬라브를 각 패스 사이에 4 분간 재가열하여 온도 강하를 줄이고, 실험실용 밀에서 배출되는 목표 게이지의 최종 온도는 일반적으로 노 온도(furnace temperature)와 최종 두께에 따라 1000℃ 내지 800℃ 범위이다.

열간 압연에 앞서 실험실용 슬라브는 루시퍼(Lucifer) EHS3GT-B18 노에서 열을 가해 예열되었다. 노 설정 온도는 합금 용융점 및 열간 압연 공정의 온도에 따라 1100℃ 내지 1250℃로 다양하다. 초기 온도는 더 높은 감소를 용이하게 하기 위해 높게 설정되고 이후의 온도는 핫밴드에서 표면 산화를 최소화하도록 낮게 설정된다. 슬라브는 열간 압연에 앞서 40분 동안 담궈 목표 온도에 도달하도록 한 후, 터널로에서 펜(Fenn) 모델 061 2 고 압연기로 보내진다. 50mm 주조물은 압연기를 통해 5 내지 10 패스 동안 열간 압연된 후, 대기에서 냉각된다. 열간 압연 후의 최종 두께 범위는 바람직하게는 1.8mm 내지 4.0mm이고, 패스 당 가변 감소(variable reduction)는 20% 내지 50%이다.

열간 압연 후, 슬라브 두께는 1.8 내지 2.3 mm의 핫밴드의 최종 두께로 감소되었다. 가공 조건은 0.5 내지 5.0 mm의 바람직한 두께 범위를 생성하도록 열간 압연의 양을 변화시키고 및/또는 냉간 압연 단계를 추가함으로써 조정될 수 있다. 인장 시편은 와이어 EDM을 사용하여 실험실용 핫밴드를 절단하여 마련되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 3369)으로 측정되었다. 열간 압연 조건에서의 합금의 인장특성은 표 2에 열거되어 있으며, 1.8 내지 2.3 mm 두께로 가공되었다.

극한 인장강도 값은 913내지 2000 MPa이고 인장신율은 13.8 내지 68.5 %로 다양하다. 항복강도는 250 내지 711 MPa 범위이다. 본원의 강철 합금으로부터의 핫밴드의 기계적 특성은 합금 조성, 가공 조건 및 가공 조건에 대한 물질 기계적인 반응에 의존한다.

실시예

비교예 #1 상온에서의 압연에 대한 종래의 특성

표 1에 열거된 본원의 합금으로부터의 핫밴드는 비교 목적으로 다중 냉간 압연 패스를 통해 1.2mm의 최종 목표 게이지 두께로 냉간 압연되었다. 인장 시편은 와이어 EDM을 사용하여 각 냉간 압연 시트로부터 절단하여 마련되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 3369)으로 측정되었다. 모든 테스트는 변위 제어(displacement control)로 상온에서 수행되었다.

본원의 합금의 냉간 압연 후의 인장특성은 표 3에 열거되어있다. 열거된 바와 같이, 항복강도는 최대 711 MPa (표 2)로 핫밴드에서 현저하게 증가한다. 냉간 압연 후 항복강도는 1037 내지 2000 MPa로 다양하다. 냉간 압연 후 극한 인장강도 값은 1431 내지 2222 MPa 범위이다. 그러나 냉간 압연 후 각 합금에 대하여 인장신율은 4.2 내지 31.1%로 다양하게 감소한다. 본원의 합금의 인장특성에 미치는 냉간 압연의 효과의 일반적인 경향은 도 4 내지 도 6에 도시되어있다.

상대적 자성상 퍼센트는 본원의 각 합금에 대한 핫밴드 및 냉간 압연 후에 페라이트스코프(Feritscope)에 의해 측정되었고, 표 1에 열거되고, 선택된 합금에 대한 것은 도 7에 도시된다. 핫밴드의 0.1 내지 56.4 Fe%의 자성상 부피 퍼센트는 냉간 압연 후 1.6 내지 84.9 Fe%의 범위로 증가하여 변형(deformation) 동안 상변태(phase transformation)를 보여준다.

비교예는 냉간 압연 (즉, 상온에서)에 의해 본원의 합금의 항복강도가 증가될 수 있음을 보여준다. 극한 인장강도 또한 증가하지만 냉간 압연은 인장신율의 저하로 나타나는 합금의 연성의 현저한 감소를 가져 오며, 이는 특정 적용 분야의 제한 요소가 될 수 있다. 극한 인장강도의 증가에 의해 나타난 바와 같이, 강도 강화는 냉간 압연 전후의 자성상 부피 퍼센트로 측정에 의해 서술된 바와 같이 오스테나이트의 페라이트(ferrite)로의 상변태와 관련이 있다.

비교예 #2 냉간 압연량이 합금 2의 항복강도에 미치는 영향

합금 2는 두께 4.4 mm의 핫밴드로 가공되었다. 핫밴드는 다중 냉간 압연 (즉, 상온에서) 패스(pass)를 통과하여 상이한 압연량(rolling reduction)으로 냉간 압연되었다. 냉간 압연 후 샘플은 850℃에서 10분간 중간 어닐링(intermediate annealing)으로 열처리 되었다. 이것은 이전의 냉간 작업(cold work)을 제거하기 위해 완전히 어닐링된 조건을 나타내는 각 샘플의 시작 조건을 나타낸다. 시작 조건에서, 표 5에 제시된 바와 같이 상이한 정도 (예를 들어, 0%, 4.4 %, 9.0%, 15.1 %, 20.1 %, 25.1 % 및 29.7 %)의 후속 냉간 압연이 적용되어, 인장테스트를 위한 최종 게이지는 1.2mm의 일정한 두께에 있어야 한다. 어닐링 후 최종 단계에서 냉간 감소(cold reduction)가 증가함에 따라 자재의 항복강도의 증가는 도 8의 인장응력-변형 곡선에 의해 입증된다. 테스트에서 인장특성은 표 5에 열거되어있다. 합금 2의 항복강도는 어닐링 상태 (표 5)의 초기값과 비교하여 감소 정도에 따라 666 내지 1140 MPa의 범위로 증가된다.

또한, 페라이트스코프에 의해 측정된 자성상 부피 퍼센트는 어닐링된 상태의 1.0 Fe%의 초기값과 비교하여 표 5에 나타낸 바와 같이 12.9 Fe%까지 증가한다. 냉간 압연 후 인장신율의 감소와 함께 합금의 연성을 잃으면서 항복강도가 증가한다는 것을 주목해야 한다.

비교예 # 2는 인장강도의 증가 그러나 연성의 감소와 함께 비교적 높은 항복강도 값을 달성하기 위해, 합금의 항복강도는 냉간 압연량(cold rolling reduction)에 의해 달라질 수 있음을 보여준다. 적용된 냉간 압연량이 높을수록 항복강도는 높아지고, 인장신율은 낮아진다.

비교예 #3 합금 2로부터의 핫밴드의 냉간 압연 동안 조직적 변태(structural transformation)

4 mm의 두께를 갖는 합금 2의 핫밴드는 850℃에서 10분 동안 중간 어닐링으로 다중 냉간 압연 패스를 거쳐 1.2 mm의 최종 두께로 냉간 압연되었다. 핫밴드 및 냉각압연 시트의 미세조직은 주사전자현미경 (SEM) 및 투과전자현미경 (TEM)으로 연구되었다.

SEM 샘플을 준비하기 위해 조각은 EDM으로 절단되고, 에폭시에 장착되고, 9μm, 6μm 및 1μm 다이아몬드 현탁액으로 점차적으로 연마되고, 최종적으로 0.02μm 실리카로 연마되었다. TEM 시편을 준비하기 위해 샘플은 EDM으로 시트에서 절단된 다음 매번 감소된 그릿 크기의 패드로 분쇄하여 얇게 만들어졌다. 60 내지 70 μm 두께로 얇게 하는 것은 각각 9 μm, 3 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁액으로 연마하여 수행된다. 직경 3mm의 디스크는 포일로부터 천공되고 트윈-제트 (twin-jet) 연마기를 사용하여 전해 연마(electropolishing)로 최종 연마가 수행되었다. 사용된 화학 용액은 메탄올 내에 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위한 얇은 영역이 충분하지 않은 경우, TEM 시편은 Gatan PIPS (Precision Ion Polishing System)을 사용하여 이온-밀링될 수 있다. 이온-밀링은 일반적으로 4.5 keV에서 이루어지며 얇은 부분을 열기 위해 경사각이 4°에서 2° 로 감소된다. TEM 연구는 200 kV에서 작동되는 JEOL 2100 고해상도 현미경을 사용하여 수행되었다.

핫밴드 구조의 SEM 분석은 직선 경계가 있는 상대적으로 큰 오스테나이트 결정립(austenite grain boundary)을 나타낸다 (도 9). 명시야 TEM 이미지는 핫밴드 구조가 매우 적은 전위(dislocation)를 포함하고 있고, 결정립계(grain boundary)는 재결정 구조에 전형적인 직선성이고 뾰족함을 보여준다 (도 10). 또한 TEM 연구에서 나노 석출물(nanoprecipitates)이 미세조직에 존재함을 보여 주었다 (도 11).

핫밴드가 냉간 압연 될 때, 핫밴드 조직의 선택된 영역에서의 오스테나이트상은 응력하에 정제된 페라이트상으로 변형된다. 냉간 압연 시트의 후방산란 SEM 이미지는 변형되고 정제된 구조와 변형쌍정(deformation twins)의 존재를 보여준다 (도 12). 도 13의 TEM 이미지에 도시된 바와 같이, 잔류 오스테나이트 결정립에는 높은 전위 밀도(dislocation density)가 생성되고, 200 내지 300 nm의 크기를 갖는 정제된 페라이트 결정립이 형성된다. 변형쌍정(deformation twinning)은 또한 잔류 오스테나이트 결정립에서도 관찰되었다. 냉간 압연 중 상변태 과정의 일부로 추가로 나노 석출이 관찰되었다 (도 14).

상기 실시예는 냉간 압연 중 초기 핫밴드 오스테나이트 조직으로부터 미세조직 진화를 입증하고, 이는 나노 석출과 함께 페라이트로의 상변태로 인한 조직 미세화뿐만 아니라 전위 밀도 증가 및 변형쌍정에 의한 합금 보강 (alloy strengthening, 극한 인장강도의 증가)을 유도한다.

실시예 #4 압연 온도가 합금 2의 항복강도에 미치는 영향

출발물질은 상업용 핫밴드 제조공정에 따라 50 mm 두께의 실험실용 주조 슬라브를 열간 압연함으로써 제조된 약 2.5 mm 두께의 합금 2로부터의 핫밴드였다. 출발물질은 1166 MPa의 평균 극한 인장강도, 53.0%의 평균 인장신율 및 304 MPa의 평균 항복강도를 가졌다. 출발물질은 또한 0.9 Fe%의 자성상 부피 퍼센트를 가졌다.

핫밴드는 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅(media blast) 처리되었고, 압연하기 전에 30분 이상 Yamato DKN810 기계-대류식 오븐에 넣고 플레이트가 온도에 도달하도록 하였다. 핫밴드는 꾸준히 감소하는 롤 갭이 있는 Fenn Model 061 압연기에서 압연되었고, 총 목표 20% 감소를 위해 각 후속 압연 패스 마다 일정한 시작 온도 (예를 들어, 50, 100, 150, 200, 250℃, 300℃, 350℃, 및 400℃)를 확보하기 위해 패스 사이에 적어도 10분 동안 로에 넣어졌다. 샘플은 ASTM E8 표준 형상으로 EDM 절단되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 5984)으로 측정되었다. 모든 인장테스트는 하부 고정구를 단단히 잡고 상부 고정구를 움직여 변위 제어에서 상온에서 수행되었다: 로드 셀은 상부 고정구에 연결된다.

정해진 온도에서 압연 후 합금 2의 인장특성은 표 6에 열거되어있다. 압연 온도에 따라, 항복강도는 핫밴드의 250 내지 711 MPa의 값에 비해 589 내지 945 MPa의 범위로 증가된다 (표 2). 합금 2의 극한 인장강도는 1132 내지 1485 MPa이고 인장신율은 21.2 내지 60.5 % 이다. 응력-변형 곡선의 예가 도 15에 도시되어있다. 도시된 바와 같이, 합금 2로부터의 핫밴드의 200^oC 온도에서의 압연은 도 3의 단계 (3a)와 일치하는 연성 및 극한 강도의 최소 변화로 항복강도를 증가시킬 가능성이 있음을 보여준다.

압연 후 파면으로부터 적어도 10mm 인장 게이지의 자성상 부피 퍼센트 (Fe%)가 측정되었고 표 7에 기록되었다. 나타낸 바와 같이, 압연 후 100℃ 이상의 온도에서의 합금 2의 자성상 부피 퍼센트는 냉간 압연 후 상온에서(18.0 Fe%, 표 4)의 것에 비해 0.3 내지 9.7 Fe%의 범위로 현저히 낮다. 온도에서의 압연 후 및 인장테스트 후 합금 2의 자성상 부피 퍼센트의 상당한 증가가 측정되었다 (표 7, 도 16). 인장테스트 후, 샘플의 인장 게이지의 자성상 부피 퍼센트는 압연 온도에 따라 25.2 내지 52.1 Fe%로 다양하다.

상기 실시예에서 본원의 합금의 항복강도는 상승된 온도에서 압연됨으로써 증가되고, 이로 인해 오스테나이트에서 페라이트로의 상변태는 감소됨을 보여준다. 압연 온도가 100^oC보다 높을 때 Fe%의 현저한 감소가 발생한다. 또한, 150℃ 내지 400℃의 온도에서 본 합금으로부터의 핫밴드를 압연하는 것은 연성의 현저한 변화 없이(예를 들어, ±7.5 Fe%로 제한적으로 변화하고) 극한 인장강도는 거의 같은 수준으로 유지하면서 (예를 들어, 초기값과 비교하여 ± 100 MPa) 항복강도를 증가(예를 들어, 초기값과 비교하여 적어도 100MPa 이상 항복강도를 증가시킴) 시킬 수 있음을 증명한다.

실시예 #5 압연 온도가 합금 7, 합금 18, 합금 34 및 합금 37의 항복강도에 미치는 영향

출발물질은 상업용 핫밴드 제조공정에 따라 50 mm 두께의 실험실용 주조 슬라브를 열간 압연됨으로써 제조된 약 2.5 mm 초기 두께의 각각의 합금 7, 합금 18, 합금 34, 및 합금 37로부터의 핫밴드였다. 합금 7, 합금 18, 합금 34, 및 합금 37은 1100℃ 내지 1250℃의 온도에서 열간 압연에 의해 약 2.5 mm의 두께를 갖는 핫밴드로 처리된 후, 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅 처리되었다. 핫밴드 자재의 인장특성은 이전에 표 2에 기재되어있다. 핫밴드는 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅 (media blast) 처리되었고, 압연하기 전에 30분 이상 Yamato DKN810 기계-대류식 오븐에 넣고 플레이트가 원하는 온도에 도달하도록 하였다.

생성 및 정제된 핫밴드는 꾸준히 감소하는 롤 갭이 있는 Fenn Model 061 압연기에서 압연되었고, 일정한 온도를 확보하기 위해 패스 사이에 적어도 10분 동안 로에 넣어졌다. 샘플은 ASTM E8 표준 형상으로 EDM 절단되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 5984)으로 측정되었다. 모든 인장테스트는 하부 고정구를 단단히 잡고 상부 고정구를 움직여 변위 제어에서 상온에서 수행되었다: 로드 셀은 상부 고정구에 연결된다.

각 합금의 특성, 특히 연신율, 항복강도, 및 극한 인장강도는 검토된 전체 온도 범위에서 모니터링 되었다. 각 합금은 최저 100^oC 내지 최고 400^oC의 온도 범위에서 압연 후 테스트되었다. 합금 7은 검토된 전체 온도 범위에 걸쳐 14.7% 내지 35.5%의 인장신율, 1218 MPa 내지 1601 MPa 범위의 극한 인장강도, 및 557 MPa 내지 678 MPa 범위의 항복강도 (표 8)를 보였고, 인장테스트 이전의 Fe%는 29.9 내지 41.7 이었고, 인장테스트 이후는 31.5 내지 39.6이었다(표 9). 합금 18은 150 내지 400^oC에서 43.0% 내지 51.9% 범위의 인장신율, 1083 MPa 내지 1263 MPa 범위의 극한 인장강도, 및 772 MPa 내지 924 MPa 범위의 항복강도를 보였고 (표 10), 인장테스트 이전의 Fe%는 150 내지 400^oC 범위에서 6.8 내지 12.3 이었고, 인장테스트 이후는 31.5 내지 39.6 이었다 (표 11). 합금 34는 150 내지 400^oC 범위에서 21.1% 내지 31.1% 범위의 인장신율, 1080 MPa 내지 1140 MPa 범위의 극한 인장강도, 및 869 MPa 내지 966 MPa 범위의 항복강도를 보였고 (표 12), 인장테스트 이전의 Fe%는 0.4 내지 1.0 이었고, 인장테스트 이후는 0.8 내지 2.1 이었다 (표 13). 합금 38은 150 내지 400^oC 범위에서 1.5% 내지 9.0% 범위의 인장신율, 1537 MPa 내지 1750 MPa 범위의 극한 인장강도, 및 1384 MPa 내지 1708 MPa 범위의 항복강도를 보였고 (표 14), 인장테스트 이전의 Fe%는 74.5 내지 84.3 이었고, 인장테스트 이후는 71.1 내지 85.6 이었다 (표 15).

본원의 각 합금에 대한 대목표인 곡선은 도 17 내지 도 20에 도시되어 있으며, 테스트된 핫밴드 및 냉간 압연 후의 기준 곡선은 동일한 약 20% 감소에 대하여 병렬 비교로 도시되어 있다.

본 실시예에서 100℃ 내지 400℃의 온도에서 압연될 때 본원의 합금의 오스테나이트에서 페라이트로의 상변태는 감소되지만, 항복강도는 증가됨을 보인다. 항복강도, 극한 인장강도 및 인장신율의 변화의 예가 도 2의 단계 3a와 3b 에 도시되었다.

실시예 # 6 200℃에서의 압연량이 합금 2의 항복강도에 미치는 영향

합금 2는 실험실용 주조에서 약 2.5mm 두께의 핫밴드로 가공되었다. 열간 압연 후, 합금 2는 200℃에서 약 10% 내지 40%의 다양한 압연량으로 압연되었다. 압연 패스 사이에, 합금 2 시트 자재는 200℃의 대류식 로에서 10분 동안 두어 온도를 유지시켰다. 원하는 압연량에 달성되면, ASTM E8 인장 샘플은 와이어 -EMDM을 통해 절단되고 테스트에 사용되었다.

상이한 압연량 (0.0 내지 70.0%)으로 200℃에서 압연 후의 합금 2의 인장특성은 표 16에 나열되어 있으며, 상기 표는 또한 압연 실험 이전의 데이터도 포함한다. 도 21은 합금 2의 대표 인장 곡선을 200℃에서의 압연량의 함수를 나타낸다. 압연량(reduction)이 증가할수록 자재의 극한 인장강도 (즉, ± 100 MPa의 변화)는 30% 압연량까지는 변화가 없으나 항복강도는 급격히 증가한다는 것이 관찰된다. 도 22는 200℃에서의 압연량에 따른 항복강도 및 극한 인장강도의 경향을 비교하고, 항복강도의 증가는 비교적으로 빠른 반면, 극한 인장강도 변화는 30.4% 압연량까지는 도 2의 단계 3a의 특성 변화와 일치하고, 39.0% 압연량에서는 단계 3b의 특성 변화와 일치함을 보여준다.

합금 2의 총 연신율은 도 23에서 200℃에서의 압연량의 함수로서 도시된다. 이는 200℃에서 압연하는 동안 추가로 압연량이 증가할수록 합금 2의 항복강도는 증가하지만, 연성은 >30% 압연량까지는 급격히 감소하지 않음을 보여준다. 이것은 실험실용 압연 및 탠덤 밀 압연, Z-밀 압연, 및 가역식 밀 압연을 포함한 상업용 압연법을 사용하여 시뮬레이션되었고, 압연 중 스트립 장력이 추가로 적용하여 연성이 감소하는 정확한 감소량이 변경될 수 있음을 참고하라.

자성상 부피 퍼센트 (Fe%)는 200℃에서 압연 후 및 인장 게이지의 인장테스트 (즉, 인장 시편에 존재하는 감소된 게이지 부분) 후에 다시 피셔 페라이트스코프(Fischer Feritscope) FMP30을 사용하여 측정되었다. 표 17에 나타낸 측정은 압연 공정 및 후속 인장테스트 중에 합금에서 발생하는 변형으로 인한 상변태의 양을 나타낸다. 압연 및 인장테스트 후의 합금 2의 변형으로 인한 상변태는 도 24에 도시되어있다. 압연량 증가에 따라 자성상 부피 퍼센트가 약간만 증가하기 때문에 변형으로 인한 상변태는 200℃에서 크게 억제된다. 200℃에서의 압연은 자재의 변태량을 억제하는 압연량이 증가할수록 인장테스트 동안 변형으로 인한 상변태에 영향을 미치는 것으로 보여준다.

다른 공정이 적용되었다: 합금 2는 1250℃에서 약 9.3mm의 두께의 핫밴드로 가공되었고, 이어서 매질 블라스팅으로 산화물을 제거한 다음 200℃에서 4.6mm로 압연 (~50% 감소)되었다. 그 후 850℃에서 10분간 열처리되었고, 200℃에서 약 50.4, 60.1 및 70% 압연량으로 압연되었다.

200℃에서 압연에 의한 합금 2의 경우와 같이, 본 실시예는 본원의 합금의 항복강도가 대기 온도보다 높은 온도에서 압연량을 달리하여 조절될 수 있음을 보여준다. 본 발명의 광범위한 맥락에서, 온도 범위는 표 7에 대한 실시예에서 제공된 바와 같이 150℃ 내지 400℃ 사이로 고려된다. 압연 동안, 변형 경로가 변경되어 비교적 제한된 변형으로 인한 상변태가 일어나, 연성 및 극한 인장강도를 유지하면서 냉간 압연 상태에서 항복강도를 증가시키게 된다. 따라서, 압연의 매개 변수는 연성 또는 극한 인장강도를 희생시키지 않고 자재의 항복강도를 향상시키도록 최적화 될 수 있다.

실시예 # 7 200℃에서의 압연 후 합금 2의 미세조직

합금 2는 상업용 핫밴드 제조공정에 따라 실험실용 주조로부터 9mm의 두께의 핫밴드로 가공되었다. 핫밴드는 상업용 시트 제조공정의 냉간 압연에 따라 50% 압연량으로 냉간 압연되었고, 850℃에서 10분 동안 공기 냉각으로 어닐링되었다. 어닐링 중에 형성된 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅 처리되었다. 그 후, 합금은 고장 또는 압연기의 제한된 압연량까지 냉간 압연되었다. 냉간 압연하기 전에 최소 30분 동안 대류식 오븐에서 샘플을 200℃로 가열하여 균일한 온도로 유지되도록 하고, 일정한 온도를 유지하기 위해 패스 사이에 10분간 재가열되었다. 합금 2 시트는 먼저 30%의 감소(압연량)로 냉간 압연된 다음 70%의 최대 감소로 냉간 압연되었다. 초기 조직 및 압연 후 미세조직은 주사전자현미경 (SEM)으로 관찰되었다. SEM 샘플을 준비하기 위해 조각은 EDM으로 절단되고, 에폭시에 장착되고, 9 μm, 6 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁액으로 점차적으로 연마되고, 최종적으로 0.02μm 실리카로 연마되었다.

도 25는 미크론 크기의 결정립 내에 열처리 쌍정을 갖는 대부분 오스테나이트인 냉간 압연 전의 미세조직의 후방산란 SEM 이미지를 도시한다. 도 26에 도시된 바와 같이, 30% 감소된 냉간 압연 후에 상이한 방향으로 상이한 영역에서 밴드 조직이 보여질 수 있다. 아마도, 유사한 방향을 갖는 밴드는 하나의 오스테나이트 결정립 내의 변형쌍정인 반면, 다른 방향의 밴드는 다른 결정 방위 결정립에서의 쌍정이다. 몇몇 조직 미세화는 선택된 영역에서 관찰될 수 있다.

압연량이 70%로 증가한 후에는 밴드가 더 이상 보이지 않으며 블룸을 통해 정제된 구조를 볼 수 있다 (도 27). 도 27b의 고배율 이미지에서 보는 바와 같이, 10㎛보다 훨씬 작은 미세 섬(fine island)이 식별될 수 있다. 압연 공정 중에 안정한 오스테나이트에 나타나는 높은 변형을 고려할 때, 오스테나이트는 전형적으로 100 내지 500 nm의 범위에서 현저하게 정제될 수 있다. 페라이트스코프 측정은 오스테나이트가 압연 후 거의 100% 오스테나이트가 유지되는 200℃에서 안정적임을 보여준다.

본 실시예는 정제(refinement)가 오스테나이트에서 페라이트로의 변태에서 일어나는 냉간 압연과는 반대로 70%의 높은 압연량으로 200℃에서 압연되는 동안 본 합금 내의 오스테나이트 안정화 (예를 들어, 페라이트로의 변태에 대한 저항) 및 오스테나이트의 미세조직적 정제(microstructural refinement)를 입증한다.

실시예 # 8 200℃에서의 압연량이 합금 2의 미세조직에 미치는 영항

온도의 압연은 합금 2의 항복강도를 크게 증가시키는 반면, 인장신율은 유지된다. TEM 연구가 200℃에서의 압연 중 압연 변형에 따른 구조적 변화를 분석하기 위해 200℃에서 압연된 합금 2에 수행되었다. 이 경우, 50 mm 두께의 실험실용 주조 슬라브는 먼저 열간 압연되었고, 결과의 핫밴드는 200℃에서 상이한 변형률로 압연되었다. 구조적 변화를 관찰하기 위해 압연된 시트의 미세조직은 투과전자현미경 (TEM)으로 연구되었다. TEM 시편을 준비하기 위해 샘플은 와이어 EDM을 사용하여 절단되었고, 매번 감소된 그릿 크기의 패드로 연마되어 얇게 만들어졌다. 60 내지 70 μm 두께로 샘플은 더 얇게 하는 작업은 각각 9 μm, 3 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁액으로 연마하여 수행되었다. 직경 3mm의 디스크는 포일로부터 천공되고 트윈-제트 (twin-jet) 연마기를 사용하여 전해 연마(electropolishing)로 최종 연마가 수행되었다. 사용된 화학 용액은 메탄올 내에 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위한 얇은 영역이 충분하지 않은 경우, TEM 시편은 Gatan PIPS (Precision Ion Polishing System)을 사용하여 이온-밀링될 수 있다. 이온 밀링은 일반적으로 4.5 keV에서 이루어지며 얇은 부분을 열기 위해 경사각이 4°에서 2° 로 감소된다. TEM 연구는 200 kV에서 작동되는 JEOL 2100 고해상도 현미경을 사용하여 수행되었다.

도 28은 10% 감소(압연량)로 200℃에서 압연된 합금 2의 미세조직의 명시야 TEM 이미지를 보여준다. 오스테나이트 결정립은 얽힌 전위로 채워져 있으며, 전위 셀 구조(dislocation cell structure)가 나타남을 알 수 있다. 그러나, 비교적 낮은 압연 변형으로 인해 원래의 오스테나이트 결정립계가 여전히 보인다. 오스테나이트는 200℃에서 압연하는 동안 안정적임을 보여준다. 전자 회절은 페라이트스코프 측정과 일치하는 오스테나이트가 주된 상임을 나타낸다. 200℃에서 10%의 압연량으로 압연하면 핫밴드의 평균 항복강도가 303MPa에서 529MPA로 증가한다 (표 16 참조). 시트가 30%의 압연량으로 압연될 때, TEM은 결정립에서 보다 높은 전위 밀도를 보이며, 도 29에 도시된 바와 같이, 명확한 전위 셀 구조가 나타난다. 또한 일부 변형쌍정이 오스테나이트 결정립 내에서 보인다. 10% 압연된 샘플과 유사하게, 전자 회절에 의해 확인된 바와 같이 오스테나이트상은 유지된다. 그러나 오스테나이트의 원래 결정립계는 더 이상 볼 수 없다. 30% 감소로 200℃에서의 압연은 평균 항복강도가 968 MPa(표 16)이 되게 한다. 70% 감소 (도 30)로 압연 후, TEM으로부터 질적으로 더 높은 전위 밀도가 계속되고, 전위 셀은 30% 압연된 샘플 (도 29)과 유사하다. 또한 변형쌍정도 샘플에 존재한다. 30% 압연된 샘플과 유사하게, 오스테나이트는 압연 중에 여전히 남아있고, 이는 전자 회절에 의해 확인되었다.

본 실시예는 본원의 합금은 200℃에서 70%의 압연량으로 압연하는 동안 오스테나이트 조직을 유지한다는 것을 입증한다. 전위 셀 형성 및 쌍정을 포함한 조직 변화는 200℃에서 압연 후의 항복강도를 증가시킨다.

실시예 #9 압연법 조합에 의한 공정방법

합금 2, 합금 7, 합금 18, 및 합금 34는 약 2.7 mm의 두께를 갖는 핫밴드로 가공된 후, 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅 처리되었고, 200℃에서 20% 압연량으로 압연되었다. 상기 샘플은 절편화되었고, 상온에서 일정 범위의 압연량으로 압연되었다. ASTM E8 인장 샘플은 와이어 EDM으로 절단되었고, Instron의 Bluehill 소프트웨어를 사용하여 Instron 5984 프레임에서 테스트되었다.

조합된 압연 후 선택된 합금의 인장특성은 표 18 내지 표 21에 열거되어있다. 핫밴드 상태에 비해 또는 200℃에서의 압연 두께가 약 20% 감소하는 압연 및 상온에서 후속 감소의 압연 직후에 비해 압연 방법의 조합 후에 항복강도의 현저한 증가가 모든 3 가지 합금에서 관찰되었다. 합금 2에 대한 항복강도는 1216 MPa 이하이고 (핫밴드의 항복강도는 309 MPa이고, 200℃에서 압연 후는 803 MPa임), 합금 7은 1571 MPa 이하이고 (핫밴드의 항복강도는 333 MPa이고, 200℃에서 압연 후는 575 MPa임), 합금 18은 1080 MPa 이하이고 (핫밴드의 항복강도는 390 MPa이고, 200℃에서 압연 후는 834 MPa임), 및 합금 34는 1248 MPa이하이다 (핫밴드의 항복강도는 970 MPa 이고, 200℃에서 압연 후는 1120 MPa임). 도 31 내지 도 34는 합금 2, 합금 7, 합금 18, 및 합금 34에 대한 각각의 인장곡선을 나타낸다. 냉간 압연 후 극한 인장강도의 증가 및 인장신율의 감소는 모든 합금에서 관찰되었다 (표 18 내지 21 참조). 인장테스트 전후에 각각의 실험 조건에서 선택된 합금의 자성상 부피 퍼센트의 분석은 표 22 내지 표 25에 열거된다. 냉간 압연은 본원의 합금으로부터 처리된 시트에서 더 높은 Fe%를 보이고, 인장테스트 동안 변태의 발생으로 인해 추가의 Fe%가 더 증가된다.

본 실시예는 제 3의 별개의 특성 조합을 생성하는 경로를 보여 주며, 이는 합금을 0.5 mm 내지 5.0 mm의 두께로 시트를 가공한 다음 변형 (압연) 및 150℃ 내지 400℃ 범위의 온도에서 한번의 패스에서 두께를 줄인 후, 150℃ 이하의 온도에서 후속 감소함으로써 얻을 수 있다. 이것은 냉간 압연만을 한 것에 비해 상대적으로 높은 항복강도를 제공하고, 열간 압연만을 하는 것과 비교하여 인장강도가 높다는 것이 관찰되었다.

실시예 #10 특성 조합을 조절하기 위한 방법예

합금 2로부터의 핫밴드는 도 2 및 도 3에 제공된 단계에 따라 상이한 방법에 의해 보다 높은 항복강도 및 특성 조합을 갖는 시트로 가공되었다. 합금 2는 먼저 주조된 후 열간 압연을 통해 2.5 내지 2.7 mm 두께의 시트로 가공되었다. 인장강도 비교를 위해 기준 핫밴드 자재는 테스트하기 전에 게이지를 줄이기 위해 ~ 1.8mm로 열간 압연되었다. 도 2의 예 (즉, 200℃에서 20% 압연)에서, 핫밴드는 200℃에서 20% 감소로 압연되었다. 200℃에서 20% 압연되기 전에 200℃에서 30분간 가열되었고, 온도를 유지하기 위하여 압연 패스 사이에 10분간 재가열되었다. 도 3의 예 (예를 들어, 200℃에서 20% 압연 후 상온에서 10% 냉간 압연)에서, 200℃에서 20% 감소 및 상온에서 10% 감소의 추가 단계를 포함하는 공정 단계가 반복되었다. 인장 시편은 와이어 EDM을 사용하여 각 방법으로 가공된 시트를 절단하여 준비되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 5984)으로 측정되었다. 모든 테스트는 변위 제어에서 상온에서 수행되었다.

최적에 가까운 각 가공 방법에서 얻어진 특성 조합을 갖는 대표 응력-변형 곡선이 도 35에 도시되어있다. 도시된 바와 같이, 항복강도는 200℃에서 압연함으로써 현저하게 증가 (즉, 469 MPa 증가) 될 수 있고, 극한 인장강도 (예를 들어, 34 MPa 증가) 및 연신율 (예를 들어, 1.8% 감소)은 최소로 변화될 수 있다. 이는 도 2의 실시예 조건 3a에 의해 제공된다. 단계 3의 시작 조건으로부터 상온에서 추가로 10% 압연된 샘플의 경우도 도 3의 단계 4를 만족시킬 것이다. 이 경우에서 알 수 있는 바와 같이, 이것은 항복강도 (즉, 688 MPa 증가)와 인장강도 (224 MPa 증가)는 증가시키지만 총 연신율은 감소한다 (즉, 25.1 % 감소). 도 3의 단계 4를 만족시키는 것은 다양한 공정에 의해 부품을 콜드 스탬핑함으로써 행해질 수 있고, 이로 인해 스탬핑된 부분의 면적은 보다 높은 항복강도 및 인장강도 및 이에 상응하는 낮은 연성을 갖게 되어 부분적으로 부품을 만드는데 사용된다. 본원의 합금으로부터 생성된 시트의 강도/연신율의 다양한 조합을 제공하는 다양한 방법 또는 이들의 조합에 의해 본원의 합금은 높은 항복강도를 가짐을 입증한다.

실시예 #11 테스트 온도가 합금 2의 인장특성에 미치는 영향

합금 2는 슬라브를 원하는 두께로 열간 압연 및 냉간 압연하고 후속 어닐링하여 1.4mm의 두께를 갖는 시트 형태로 제조되었다. 인장 시편은 합금 2 시트를 와이어 EDM을 사용하여 절단하여 마련되었다. 인장특성은 -40℃ 내지 200℃ 범위의 서로 다른 온도에서 측정되었다.

상이한 온도에서의 합금 2 시트의 인장특성은 표 26에 나타내었다. 자성상 부피 퍼센트는 표 26에 또한 열거된 페라이트스코프를 사용하여 각 온도에서 테스트 한 후 인장 샘플 게이지가 측정되었다. 보는 바와 같이, 테스트 온도가 증가함에 따라 인장신율은 증가하는 반면 항복강도 및 극한 인장강도는 감소한다.

인장신율 및 자성상 부피 퍼센트 (Fe%)를 테스트 온도의 함수로 도 36에 도시되어 있고, 상승된 온도에서 연신율이 더 높았음에도 불구하고 테스트 후 인장 샘플 게이지의 자성상 부피 퍼센트는 현저히 감소하고 200℃에서의 테스트 후는 거의 0에 가까움을 보여주고 있다. 테스트 후 인장 샘플 게이지에서의 자성상 부피 퍼센트의 감소는 상승된 온도에서 오스테나이트 안정성이 응력하에서 페라이트로의 변태를 억제한다는 것을 나타낸다.

본 실시예에서 표 26의 마지막 열에 명확하게 제시된 바와 같이 냉간 압연과 비교하여, 고온에서의 압연 중 본원의 다 성분 합금은 오스테나이트 안정성이 현저하게 증가되고 페라이트로의 변태가 억제되었음을 보여준다. 압연하는 동안 더 높은 연성을 제공하고 스탬핑, 드로잉 등과 같은 후속 시트 성형 작업에서 보다 높은 성형성을 제공한다.

실시예 #12 원하는 게이지에 대한 공정단계의 감소

합금 2는 두께 4.4 mm의 핫밴드로 가공되었다. 두 섹션의 핫밴드를 하나는 상온에서 다른 하나는 200℃에서 압연되었다. 판은 압연되기 전에 200℃에서 30분 동안 기계적 대류식 오븐에서 가열되고, 일정한 온도를 유지하기 위해 패스 사이에 10분 동안 재가열되었다.

상온에서 압연하는 경우 파손(failure)은 약 42% 감소에서 발생하는 반면, 200℃에서 압연하는 동안은 파손 없이 압연기의 한계에 도달하는 70% 이상의 감소가 적용되었다. 압연기의 한계는 자재가 계속 압연 감소가 가능하면서 Fenn Model 061 압연기가 냉간 압연 중에 더 이상 패스 당 상당량의 압연을 할 수 없을 때 발생한다.

자성상 부피 퍼센트 (Fe%)는 냉간 압연 및 200^o℃에서의 압연 동안 서로 다른 수준의 압연량에서 페라이트스코프로 측정되었다. 결과는 도 37에 도시되었다. 도시된 바와 같이, 자성상 부피 퍼센트 (Fe%)는 상온에서의 감소의 경우 급격히 증가하여 약 42%에서 압연에 대한 자재의 한계가 생긴다. 200^o℃에서의 압연의 경우 자성상 부피 퍼센트 (Fe%)는 >70%의 최대 압연량에서도 3 Fe% 이하로 유지된다.

최종 두께가 1.2mm 인 합금 2 시트는 냉간 압연 및 200^o℃에서의 압연 모두를 사용하여 제조되었다. 냉간 압연의 경우, 합금 연성을 회복하기 위해 중간 어닐링 처리로 순환 압연되어 최종 압연 단계에서 29%의 감소로 목표 두께를 얻을 수 있었다. 인장 샘플은 둘 다의 압연 방법에 의해 제조된 1.2mm 두께의 시트를 EDM 절단하여 마련되고 1000℃에서 135 초 동안 어닐링되었다. 인장특성은 Instron의 Bluehill 컨트롤 및 분석 소프트웨어를 사용하여 Instron 기계적 테스트 프레임 (모델 3369)으로 측정되었다. 모든 인장테스트는 하부 고정구를 단단히 잡고 상부 고정구를 움직여 변위 제어에서 상온에서 수행되었다: 로드 셀은 상부 고정구에 연결된다.

냉간 압연과 200℃에서의 압연으로 제조된 어닐링된 시트의 공학 응력-변형 곡선의 예가 도 38에 도시되었다. 도시된 바와 같이, 원하는 두께를 향한 상이한 압연 방법에도 불구하고 어닐링 후 시트의 최종 특성은 유사하였다.

본 실시예는, 200℃에서의 합금 2에 대해 기재된 바와 같이, 오스테나이트가 안정적이고 페라이트로 변태되지 않는 압연은 합금의 압연 성능을 현저하게 향상시킨다는 것을 입증하고, 이는 원하는 시트 게이지를 얻기 위한 공정단계를 감소시킨다. 따라서, 이러한 고온 압연은 70%를 초과의 높은 냉간 압연량으로 최종 목표 게이지를 얻는데 사용될 수 있다. 최종 게이지 자재는 어닐링되어 초기 특성 (즉, 초기 조건)이 복원될 수 있다. 이어서, 최종 목표 게이지는 150 내지 400℃의 온도 범위에서의 압연 및 도 2 또는 도 3의 단계 및 절차에 따라 얻어질 수 있다.

실시예 #13 최대 압연량의 변화

핫밴드는 약 9 mm 두께로 합금 2로부터 제조되었다. 200 내지 250℃에서 60분간 가열 후, 일정한 온도를 유지하도록 압연 패스사이에 10분간 재가열하여 약 4.5 mm로 압연되었다. 일단 4.5 mm로 압연되면, 절단되고 850℃에서 10분간 열처리되고 공기 냉각되었다. 상기 자재는 산화물을 제거하기 위해 매질 블라스팅 처리되고, 압연되기 전에 적어도 30분 동안 원하는 온도로 가열되고, 일정한 온도를 유지하도록 패스 사이에 10분 동안 재가열되었다. 자재는 시트의 단부로부터 적어도 2 인치에서 전파되는 가시적인 균열을 특징으로 하는 결함이 (가시적인 균열) 생길 때까지 압연되었다. 압연기가 자재를 줄이는데 필요한 하중을 얻는데 어려움이 있고 압연이 중단되는 약 70% 압연량이 되었을 때, 이때가 장비의 한계(최대치)이나 자재의 한계(최대치)가 아니다. 실온에서의 압연 제어 물질은 4.4 mm 두께의 핫밴드이고, 이는 실온에서 파단될 때까지 압연되었다. 압연 온도의 함수로서 최대 압연량의 결과는 표 27 및 표 39에 제공되어있다.

본 실시예는 온도가 증가함에 따라 최대 압연량이 증가한다는 본원의 합금을 입증한다. 따라서 150℃ 내지 400℃ 범위의 온도로 가열될 때 파손되기 전에 20% 초과의 두께 감소로 영구 변형을 허용하도록 본원의 합금이 고려 될 수 있다. 보다 바람직하게는, 본원의 합금은 상기 온도 범위에서 가열될 때 파괴되기 전에 40% 초과의 두께 감소로 영구 변형될 수 있는 것으로 고려된다. 이는 목표 게이지에 도달하기 위해 산업용 자재를 처리하는 것을 포함하여 압연 작업에 대해 훨씬 큰 잠재적 변형을 제공한다. 균열이 발생하기 전에 더 큰 감소는 강(steel) 생산 중에 특정 목표 게이지를 얻기 위해 단계가 적게(즉, 냉간 압연 및 재결정 어닐링) 필요할 수 있음을 의미한다. 또한, 고온에서 입증된 보다 큰 성형성은 스탬핑, 롤 성형, 드로잉, 하이드로포밍 등을 포함한 다양한 성형 작업에서 부품을 제조하는데 유익할 수 있다.

Claims (19)

1. a. 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4 종 이상의 원소를 포함하는 금속성 합금을 공급하고, 상기 합금을 용융시키고, 10^-4 K/sec 내지 10³ K/sec의 속도로 냉각시키고, >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 고형화하는 단계;
   b. 상기 합금을 0.5 내지 5.0 mm의 두께를 갖는 제1 시트 형태로 가공하는 단계, 상기 제1 시트는 X₁ (%)의 총 연신율, Y₁ (MPa)의 극한 인장강도 및 Z₁ (MPa)의 항복강도를 갖는다;
   c. 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 상기 합금을 다음의 인장특성 조합 A 또는 B 중 하나를 나타내는 제 2의 시트 형태로 영구적으로 변형하는 단계를 포함하는 금속성 합금의 항복강도를 증가시키는 방법.
   A. (1) 총 연신율 X₂=X₁ ± 7.5%;
   (2) 극한 인장강도 Y₂ = Y₁ ± 100 MPa; 및
   (3) 항복강도 Z₂ > Z₁ + 100 MPa.
   B. (1) 극한 인장강도 Y₃ = Y₁ ± 100 MPa; 및
   (2) 항복강도 Z₃ > Z₁ + 200 MPa
   
2. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택된 5 이상의 원소를 포함하는 방법.
   
3. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 C를 포함하는 방법.
   
4. 제1항에 있어서,
   상기 단계 (b)에서 형성된 합금은 10.0 내지 70.0%의 X₁ 값, 900 내지 2050 MPa의 Y₁ 값, 200 내지 750 MPa의 Z₁ 값을 나타내는 방법.
   
5. 제1항에 있어서,
   상기 인장특성 조합 A는 X₂ = 2.5% 내지 77.5%, Y₂ = 800 MPa 내지 2150 MPa 및 Z₂ > 300 MPa인 방법.
   
6. 제1항에 있어서,
   상기 인장특성 조합 B는 Y₃ = 800 MPa 내지 2150 MPa 및 Z₃ > 300 MPa 인 방법.
   
7. 제1항에 있어서,
   상기 단계 (c)에서 형성된 제1 시트는 상기 제1 합금 시트의 두께를 줄임으로써 영구적으로 상기 제2 합금 시트로 변형되는 방법.
   
8. 제1항에 있어서,
   단계 (b)는 700℃의 온도 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도에서 수행되는 방법.
   
9. 제1항에 있어서,
   단계 (b) 이후, 상기 합금은 650℃의 온도 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도에서 열처리되는 방법.
   
10. 제1항에 있어서,
    단계 (c)에서 상기 합금은 파괴되기 전에 20% 초과의 두께 감소로 영구적으로 변형되는 방법.
    
11. 제1항에 있어서,
    상기 단계 (c)에서 형성된 제1 시트는 롤 성형, 금속 스탬핑, 금속 드로잉 또는 하이드로포밍 가공에 의해 상기 제 2 합금 시트로 영구적으로 변형되는 방법.
    
12. 제1항에 있어서,
    상기 >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 형성된 합금은 10 부피% 초과의 오스테나이트를 함유하는 방법.
    
13. 제1항에 있어서,
    단계 (c)에서 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 제 2 시트로 상기 합금을 영구적으로 변형시킨 후, 상기 제2 시트는 150℃ 이하의 온도 범위에서 영구적으로 변형되는 방법.
    
14. a. 적어도 70 원자%의 철 및 Si, Mn, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4 종 이상의 원소를 포함하는 금속성 합금을 공급하고, 상기 합금을 용융시키고, 10^-4 K/sec 내지 10³ K/sec의 속도로 냉각시키고, >5.0 mm 내지 500 mm의 두께로 고형화하는 단계;
    b. 상기 합금을 0.5 내지 5.0 mm의 두께를 갖는 제1 시트 형태로 가공하는 단계;
    c. 150℃ 내지 400℃의 온도 범위에서 상기 합금을 제2 시트 형태로 영구적으로 변형하는 단계; 및
    d. 150°C 미만의 온도에서 상기 합금을 다음의 인장특성 조합을 나타내는 제2 시트 형태로 영구적으로 변형하는 단계를 포함하는 금속성 합금의 항복강도를 증가시키는 방법.
    (1) 총 연신율 = 10.0 내지 40.0%;
    (2) 극한 인장강도 = 1150 내지 2000 MPa;
    (3) 항복강도 = 550 내지 1600 MPa.
    
15. 제14항에 있어서,
    단계 (b)는 700℃의 온도 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도에서 수행되는 방법.
    
16. 제14항에 있어서,
    단계 (b) 이후, 상기 합금은 650℃의 온도 내지 상기 합금의 융점 (Tm) 미만의 온도에서 열처리되는 방법.
    
17. 제14항에 있어서,
    상기 영구적으로 변형하는 단계는 롤 성형, 금속 스탬핑, 금속 드로잉 또는 하이드로포밍 가공을 포함하는 방법.
    
18. 제14항에 있어서,
    상기 단계 (d)에서 형성된 영구적으로 변형된 부분은 자동차 프레임, 자동차 섀시 또는 자동차 패널에 위치되는 방법.
    
19. 제14항에 있어서,
    상기 단계 (d)에서 형성된 영구적으로 변형된 부분은 드릴 칼라, 드릴 파이프, 파이프 케이싱, 공구 이음부, 웰 헤드, 압축 가스 저장 탱크, 철도 탱크 차/탱크 왜건(tank wagon) 또는 액화 천연 가스통 중 하나에 위치되는 방법.
    
    

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