KR100317949B1 - 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 - Google Patents
저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR100317949B1 KR100317949B1 KR1019990006927A KR19990006927A KR100317949B1 KR 100317949 B1 KR100317949 B1 KR 100317949B1 KR 1019990006927 A KR1019990006927 A KR 1019990006927A KR 19990006927 A KR19990006927 A KR 19990006927A KR 100317949 B1 KR100317949 B1 KR 100317949B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- low carbon
- carbon steel
- shear
- steel
- cold forging
- Prior art date
Links
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 40
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 36
- 238000010273 cold forging Methods 0.000 claims abstract description 43
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 40
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims abstract description 29
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 claims abstract description 15
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 claims 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 claims 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract description 39
- 238000005242 forging Methods 0.000 abstract description 16
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 abstract description 15
- 238000009413 insulation Methods 0.000 abstract description 13
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 8
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 abstract description 4
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 abstract description 4
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 abstract description 3
- 238000011835 investigation Methods 0.000 abstract description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 abstract description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 91
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 91
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 125000004433 nitrogen atom Chemical group N* 0.000 description 7
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 7
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 7
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 6
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 6
- CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N sulfanylidenemanganese Chemical compound [Mn]=S CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 3
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 2
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- -1 aluminum nitride (AlN) compound Chemical class 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000005611 electricity Effects 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 1
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000003449 preventive effect Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001902 propagating effect Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01N—INVESTIGATING OR ANALYSING MATERIALS BY DETERMINING THEIR CHEMICAL OR PHYSICAL PROPERTIES
- G01N3/00—Investigating strength properties of solid materials by application of mechanical stress
- G01N3/08—Investigating strength properties of solid materials by application of mechanical stress by applying steady tensile or compressive forces
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01N—INVESTIGATING OR ANALYSING MATERIALS BY DETERMINING THEIR CHEMICAL OR PHYSICAL PROPERTIES
- G01N3/00—Investigating strength properties of solid materials by application of mechanical stress
- G01N3/26—Investigating twisting or coiling properties
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Health & Medical Sciences (AREA)
- Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Analytical Chemistry (AREA)
- Biochemistry (AREA)
- General Health & Medical Sciences (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Immunology (AREA)
- Pathology (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
본 발명은 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 및 단열성 전단밴드 형성 억제 방법에 관하여 개시한다. 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법은, (a) 냉간단조시 균열이 발생여부와 관계없이 동일한 단조 조건하에서 저탄소강의 복수 개의 시편 각각에 대한 인장거동 분석을 위해서 인장시험하는 단계와, (b) 상기 저탄소강 중 균열이 발생된 각각의 시편에 대한 전단응력 대 전단변형곡선과 파괴모드 조사를 위해서 동적 비틀림시험하는 단계와, (c) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대해 용체화처리하는 단계와, (d) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대한 냉각조건을 달리하면서 냉각하는 단계 및 (e) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대해 상기 인장시험과 동적 비틀림시험 결과로부터 단열성 전단밴드 형성 가능성을 분석하는 단계를 포함하여 진행하는 것을 특징으로 한다. 냉각속도가 빨라진면 변형저항으로 작용하는 퍼얼라이트의 분율을 감소시킬 뿐만 아니라 항복점 현상을 유발하는 침입형 고용원자들의 전위로의 확산을 억제하여 항복점 현상을 방지함으로써 냉간단조의 효율을 향상시킬 수 있다.
Description
본 발명은 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 및 단열성 전단밴드 형성 억제 방법에 관한 것으로서, 상세하게는 저탄소강 내의 미세조직을 변화시키면서 냉간단조공정을 진행시키면서 단열성 전단밴드 형성 원인을 분석 평가하는 방법에 관한 것이며, 또한 이를 통하여 단열성 전단밴드가 형성되는 것을 억제할 수 있는 방법에 관한 것이다.
종래의 탄소강에 대한 단조하는 방법으로, 단 한번의 단조 공정을 진행함으로써 탄소강을 망형(net-shape) 또는 근망형(near-net-shape)으로 가공하는 정밀단조법이 이용되는 것이 일반적이다. 특히, 탄소강에 대한 가열과정없이 상온에서 진행하는 냉간단조방법은 고온의 열공정이 수반되지 않기 때문에 경제성 측면에서 많은 관심을 갖는 단조방법이다.
일반적으로 상온에서 행하는 냉간단조방법은 변형 저항이 작은 저탄소강과 같은 고가공성 소재가 이용되고 있으나, 고속의 변형에 의해서 단열성 전단밴드가 형성되는 문제점을 안고 있다. 이러한, 단열성 전단밴드는 높은 경도로 인해 쉽게 균열의 전파경로로 작용할 수 있기 때문에 종래의 냉간단조방법이 일반적인 저탄소강에 대한 단조방법으로 채택되는 데에는 일정의 한계를 안고 있다.
한편, 종래의 냉간단조시 발생되는 균열은 주로 부품의 형상적인 측면에서 변형이 불균일해지는 부위인 모서리 부분에서 빈번하게 발생하는 것으로 알려져 있다. 이는 모서리에서는 금속유동의 정도가 부분적으로 큰 차이를 보이기 때문에 변형불연속이 초래되고, 결국 변형집중이 일어남에 따라 단열성 전단밴드가 발생하게 되기 때문이다. 종래에는 이러한 문제를 해결하기 위해서 저탄소강의 모서리 부분의 곡률을 완만하게 형성하는 등의 물리적 형태를 개선하는 금형 구조적인 측면에서의 대처 방안이 제시되고 있다.
그러나, 이러한 종래의 대처 방안은 저탄소강의 단열성 전단밴드의 형성에 대한 근본적인 방지 대책이라고 볼 수 없다. 이는 단열성 전단밴드가 형성되는 것은 막을 수 없는 한계를 수인하면서, 다만 그 양을 최소화하는 방법이라 할 것이다. 또한, 이러한 종래의 대처 방안은 언제나 어느때나 적용될 수 있는 것이 아니며, 단열성 전단밴드의 형성이 모서의 곡률과 직접적인 관계에 있을 때에만 적용할 수 있다는 점에서 한계를 갖는다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 전술한 바와 같이 저탄소강에 대한 단조공정을 진행할 때 발생될 수 있는 단열성 전단밴드를 사후적으로 치유하기 보다는 본질적인 발생원인을 정확하게 규명함으로써, 상온에서 행하는 냉간단조 공정에서의 단열성 전단밴드의 형성을 억제하고자 함에 있으며, 이러한 기술적 과제를 달성할 수 있는 저탄소강의 냉간단조시 발생하는 단열성 전단밴드 형성 원인을 분석/평가함으로써, 단열성 전단밴드 형성을 억제할 수 있는 방법을 제공함을 본 발명의 목적으로 한다.
도 1 및 2는 본 발명의 실시예에 따라, 0.1 중량퍼센트(wt.%) 정도의 탄소를 함유한 A강과 B강을 광학현미경으로 각각 관찰한 사진이다.
도 3는 본 발명의 실시예에 따라, A강, B강 각각의 시편을 준정적 변형율속도(10-3/sec)로 인장시험을 한 후에 측정한 응력과 변형율과의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 4 및 5는 본 발명의 실시예에 따라 두 강의 시편을 인장시험한 후, 인장면을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 6은 본 발명의 실시예에 따라 B강을 냉간단조하였을 때, 단조품의 상당 모서리부에 형성된 균열부위를 광학 현미경으로 관찰한 사진이다.
도 7 및 8은 본 발명의 실시예에 따라 냉간단조후, A 및 B강에서 형성된 균열 주위 부분을 주사전자현미경으로 관찰한 것이다.
도 9는 본 발명의 실시예에 따라 A 및 B강 두 시편에 대하여 토오셔날 콜스키 바를 이용하여 동적 변형율 속도로 비틀림 시험 후 구한 동적 전단응력-전단변형 곡선이다.
도 10 및 11은 본 발명의 실시예에 따라, A 및 B강 각각의 시편에 대하여 동적 비틀림 시험 후, 그 파면을 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 12 및 13은 본 발명의 실시예에 따라, A 및 B강 각각의시편에 대하여 동적비틀림 시험 후, 파단된 시편 게이지(gage)부의 가운데를 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 14 내지 도 16은 본 발명의 실시예에 따라 B강을 870℃에서 1시간동안 용체와 열처리 후, 공냉, 노냉 및 강제공냉을 각각 시킨 세 종류의 시편들을 광학 현미경으로 관찰한 사진이다.
도 17은 본 발명의 실시예에 따라 B강을 870℃에서 1시간 동안 용체와 열처리 후, 공냉, 노냉 및 강제공냉을 각각 시킨 세 종류의 시편들에 대하여 준정적 변형율 속도로 인장시험 후에 구한 응력-변형 곡선이다.
도 18은 본 발명의 실시예에 따라 B강을 870℃에서 1시간 동안 용체화 열처리 후, 공냉, 노냉 및 강제공냉을 각각 진행시킨 세종류의 시편들에 대하여 토오셔날 콜스키 바을 이용하여 동적 변형율로 비틀림 시험을 한 후에 구한 동적 전단응력-전단변형 곡선이다.
도 19 내지 도 21은 본 발명의 실시예에 따라 B강을 870℃에서 1시간 동안 용체화 열처리 후, 공냉, 노냉 및 강제공냉을 각각 진행시킨 세종류의 시편들에 대하여 동적 비틀림시험 후, 파단된 시편 게이지부의 가운데를 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
전술한 본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제를 달성하기 위한 저탄소강에대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법은, (a) 냉간단조시 균열이 발생여부와 관계없이 동일한 단조 조건하에서 저탄소강의 복수 개의 시편 각각에 대한 인장거동 분석을 위해서 인장시험하는 단계와, (b) 상기 저탄소강 중 균열이 발생된 각각의 시편에 대한 전단응력 대 전단변형곡선과 파괴모드 조사를 위해서 동적 비틀림시험하는 단계와, (c) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대해 용체화처리하는 단계와, (d) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대한 냉각조건을 달리하면서 냉각하는 단계 및 (e) 상기 유균열 저탄소강 각각의 시편에 대해 상기 인장시험과 동적 비틀림시험 결과로부터 단열성 전단밴드 형성 가능성을 분석하는 단계를 포함하여 진행하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법은 다음과 같이 실시하면 바람직하다. 즉, 상기 (a)단계는 상온 준정적 인장시험에서 항복점 현상의 발생여부로부터 단열성 전단밴드의 형성 가능성 여부와, 냉간단조시 균열 형성 가능성 여부를 분석하는 단계를 포함하여 진행하는 것이 바람직하며, 상기 (b)단계는 토오셔널 콜스키 바를 이용하여 진행하는 것이 바람직하고, 상기 (b)단계는 동적 전단응력 대 전단변형곡선으로부터 최대전단응력 이후부터 파괴모드에 이르기까지 열적연화구간의 존재 여부와, 파면 근처의 변형집중영역 폭의 정도로부터 단열성 전단밴드 형성 가능성 여부 및 냉간단조시 균열 형성 가능성 여부를 분석하는 단계를 포함하여 진행하는 것이 바람직하다.
한편, 전술한 본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제를 달성하기 위한 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 억제 방법은 전로제강, 조괴 및 열간압연의 과정을 포함하여 제조된 저탄소강 또는 전기로제강, 열간압연의 과정을 포함하여 제조된 저탄소강에 대해 냉간단조전에 870 내지 900℃의 온도에서 1 시간 내지 2 시간 동안 용체화처리를 위한 열처리를 진행한 후, 강제공냉의 냉각방식으로 6 내지 8 ℃/초의 냉각속도로 냉간단조를 진행하는 것을 특징으로 한다.
종래의 기술은 단조시 금형구조의 개선을 통하여 소재에 적용되는 금속유동의 균일성을 확보하려는 것이지만, 이러한 노력과 동시에 소재의 변형저항을 줄이는 미세조직학적 해결 방안이 모색되어져야 소재의 단열성 전단 밴드로 인한 균열 형성을 억제가 보다 효과적으로 달성될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 저탄소강의 미세조직을 변화시켜 동일한 단조 조건에서 단열성 전단밴드가 쉽게 형성되지 않는 경우를 조사하고, 그 형성인자를 규명하고자 한다. 이러한 미세조직과 단열성 전단밴드 형성과의 상관관계를 기초자료로 하여 보다 우수한 가공성을 갖는 냉간단조용 저탄소강의 제조방법을 찾아낼 수 있다.
본 발명의 실시예에 따라 일정한 조성하에서 제조 공정만을 조절함으로써 냉간단조용 저탄소강의 미세조직을 변화시킴으로써 단열성 전단밴드 형성 경향을 파악하고자 한다. 우선 보다 직접적인 관찰을 위해 냉간단조시 균열이 발생하는 저탄소강의 균열부위를 조사하여 단열성 전단밴드와 균열형성과의 관계를 파악한다. 균열이 형성되는 저탄소강과, 동일한 단조 조건에서 균열이 형성되지 않는 저탄소강에 대해서 인장시험을 통해 인장 거동을 분석한다. 또한 실험실적으로 단열성 전단밴드 형성 거동을 체계적으로 분석할 수 있는 토오셔널 콜스키 바(torsional Kolsky bar)를 이용한 동적 비틀림 시험을 행한 후, 전단응력-전단변형 곡선과 파괴모드를 조사한다. 균열이 형성되는 저탄소강을 870℃에서 1시간 동안 용체화처리한 후, 냉각속도를 서로 다른 3가지로 변화시켜 미세조직의 변화를 유도한다. 이 세가지 시편들에 대해서 다시 인장시험과 동적 비틀림시험을 행한 후, 전단응력-전단변형 곡선과 파괴모드를 조사한다. 균열이 형성되는 저탄소강을 870℃에서 1시간 동안 용체화처리한 후, 냉각속도를 3가지로 변화시켜 미세조직 변화를 유도한다. 이 3가지 시편들에 대하여 다시 인장시험과 동적 비틀림시험을 통하여 단열성 전단밴드 형성 가능성을 분석한다. 이로써, 동일한 조성과 단조조건에서 단열성 전단밴드 형성 가능성이 가장 낮은 미세조직을 찾아내고, 그런 경향을 주도하는 미세조직 인자를 규명함으로써 차후 단조 가공성이 우수한 저탄소강 개발의 기초자료를 제공할 수 있다.
실 시 예
이하, 본 발명의 실시예들을 첨부한 도면들을 참조하여 상세히 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시예들은 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 상술하는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어져서는 안된다. 이하의 도면을 참조한 설명은 본 발명의 실시예들은 본 발명과 관련한 산업기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 보다 완전하게 설명하기 위하여 제공되어지는 것이다. 도면상에서 층이나 영역들의 두께는 명세서의 명확성을 위하여 과장되어진 것이다.
본 발명에 따른 실시예에서 사용된 재료는 페라이트-퍼얼라이트 조직을 가진 탄소함량이 0.1중량% 이하인 두 종류의 저탄소강이며, 화학적 조성을 AISI 1010강의 조성기준과 함께 하기 표 1에 나타냈다.
| 강 | C | N | Mn | Si | P | S | Al | Cu | Ni | Cr |
| AISI 1010세부사항 | 0.08~0.13 | . | 0.30~0.60 | 0.10~0.15 | 0.040 max. | 0.050 max. | . | . | . | . |
| A강 | 0.094 | 0.003 | 0.41 | 0.23 | 0.011 | 0.031 | 0.088 | 0.065 | 0.026 | 0.038 |
| B강 | 0.071 | 0.008 | 0.49 | 0.30 | 0.019 | 0.013 | 0.012 | 0.151 | 0.120 | 0.058 |
두 강 중 하나는 전로제강, 조괴, 열간압연의 과정을, 그리고 다른 하나는 전기로제강, 열간압연의 과정을 거쳐 직경 120㎜의 봉으로 제조된 것이며, 편의상 전자를 A강, 후자를 B강으로 표기하기로 한다. 상기 두 개의 봉강을 길이 24㎜의 간격으로 절단하여 원판 형태로 만들고, 표면의 스케일을 제거하기 위해서, 샷 블래스트(shot-blast) 공정을 거친 후, 응력의 분산과 마찰감소를 목적으로 유지피막을 코팅하는 윤활처리를 하였다. 이후, 금형 위에 원판을 놓고 냉간단조하여 원통형의 풀리 부품으로 성형하였다. 이때 B강으로 제조된 풀리 부품의 상단부에는 육안으로도 관찰 가능한 크기의 두세개의 균열들이 발생하였으며, A강으로 제조된 경우에는 균열이 전혀 발견되지 않았다. 주로 균열이 발생되는 위치는 풀리 상단 내부의 굴곡이 심한 모서리 영역이었으며, 다른 영역에서는 균열이 발생되지 않았다.
균열의 발생원인을 규명하기 위해서 냉간단조시 형성된 균열부의 미세조직을 광학현미경과 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하였다. 풀리 상단의 균열부를 풀리의 지름방향과 평행하게 절단하여 시편을 채취한 후, 연마 에칭하여 광학현미경으로 관찰하였으며, 보다 자세한 미세조직을 조사하기 위해서 균열부의 변형을 많이 받은 영역을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하였다. 또한, 냉간단조전의 봉강의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하고, 결정립 크기, 퍼얼라이트 분율을영상분석기(image analyzer)로 측정하였다.
한편, 봉강의 중심부로부터 압연방향과 평행한 방향으로 게이지 지름이 6㎜, 게이지 길이는 30㎜의 봉상 인장시편을 가공하였다. 10톤(ton) 용량의 인스트론(Instron)을 사용하여 상온에서 10㎜/분 의 크로스-헤드 스피드로 인장시험을 하였다. 상기 인장시험 후, 파괴된 시편의 파면들을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하여 파괴형태를 조사하였다.
또한, 두 저탄소강의 냉간단조시 수반되는 단열성 전단밴드의 형성거동과 균열발생 가능성을 조사하기 위해서 토오셔날 콜스키 바를 이용한 동적 비틀림 시험을 실시하였다. 동적 비틀림시험에 사용된 시편은 봉강의 압연방향과 평행하게 가공되었으며, 표점거리 2.5㎜, 두께 240㎛의 얇은 벽면(thin-walled)의 튜브 형태를 갖는 게이지부와 육각형의 플랜지부로 구성되어 있다. 토오셔날 콜스키 바는 지름이 25.4㎜이고 길이가 2m인 한 쌍의 2124-T6 알루미늄 봉으로 구성되어 있다. 상온에서 약 1700/sec의 평균 전단변형속도(nominal shear strain rate)로 시험하여 동적 전단응력-전단변형율(dynamic shear stress-shear strain) 곡선을 구하였다. 상기 시험 후, 게이지 중앙부에서 파괴된 시편의 파면과 파면 바로 아래의 변형이 심하게 일어난 영역을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하였다.
미세조직과 기계적 성질
도 1은 A강, 도 2는 B강의 광학현미경 미세조직 사진이다. 각각의 도면에는 일반적인 페라이트-퍼얼라이트 조직이 나타나 있다. 압연방향으로 길게 연신된 퍼얼라이트 결정립들이 층상으로 나타나는 밴드구조는 심하게 나타나지 않으나, 에너지분산현미경(Energy Dispersive Spectroscopy, 이하 'EDS'라 함) 분석결과 확인된 황화망간(MnS)과 같은 비금속 개재물이 다수 관찰되고 있다. 특히 도 1의 A강은 상기 표 1에서 알 수 있듯이 망간(Mn)과 황(S)이 B강에 비해서 상대적으로 많이 함유되어 있기 때문에 결과적으로 도 2의 B강보다 많은 황화망간이 존재하는 것은 당연하다. 한편, 영상분석기로 정량분석을 하면, A강의 평균 결정립 크기는 42㎛ 정도로서, B강의 약 30㎛보다 조대하고, 퍼얼라이트 결정립의 분율도 A강(0.2%)이 B강(9.5%)보다 높게 나타난다.
도 3은 상기 A강(31)과 B강(33)의 응력 변형율 곡선이다. 이로부터 항복강도, 인장강도, 연신율을 구하여 하기 표 2에 나타내었다.
| 강 | 수득 강도(MPa) | 응력 강도(MPa) | 신장율(%) |
| A강 | 191 | 371 | 44 |
| B강 | 247 | 380 | 41 |
A강에서는 항복점 현상이 없으며, B강에서는 항복점 현상이 뚜렸하게 나타나며, 항복강도가 A강보다 높다. 항복점 현상은 페라이트내에 고용되어 있는 탄소와 질소원자에 기인하는 것으로서, 질소함량이 높은 B강에서는 항복점 현상이 나타나고 항복 강도도 높다.
도 4는 A강, 도 5는 B강에 대한 상온에서의 인장시편의 파면사진이다. 파면의 형태는 전체적으로 딤플(dimple)로 이루어진 연성파괴이다. A강에서는 길게 띠모양의 형태로 이루어진 영역도 관찰되는데, 이러한 영역은 퍼얼라이트 조직으로 이루어진 밴드 구조를 따라 파괴가 일어나 형성된 것이다(도 4). 두 강 모두 큰 딤플내에는 화살표로 표시하엿듯이 황화망간들이 관찰된다(도 4 및 도 5)
균열부 미세조직 관찰
도 6은 B강으로 냉간단조된 풀리 상단 내부 모서리에 생긴 균열의 광학현미경사진이다. 냉간단조에 의한 소성변형으로 결정립들이 길게 연신되어 있으며, 길게 형성된 하나의 균열사이로 결정립들이 서로 빗겨져 있는 것을 관찰할 수 있다. 이러한 균열의 형태는 단열성 전단밴드가 형성된 후 균열이 이 밴드를 따라 전파되는 전형적인 것이다. 표면부에서 시작된 단열성 전단밴드는 내부로 들어감에 따라 점차 약해지며, 이때 균열은 밴드에서 벗어나 화살표로 표시하였듯이 연신된 퍼얼라이트 결정립을 따라 진행하다가 멈춘다. 화살표 부근에서 약하게 형성된 단열성 전단밴드를 확인할 수 있으며, 균열의 선단부근의 퍼얼라이트에서 미세균열들이 형성된 것을 발견할 수 있다. 이 단열성 전단밴드는 균일한 변형의 주변 미세조직과 달리 페라이트와 퍼얼라이트가 아주 좁은 폭 내에서 급격하게 전단(shearing)되어 그 형태가 밴드처럼 보이며, 내부에 상변태나 용융의 근거는 관찰되지 않는다.
도 7 및 도 8은 냉간단조 후, A 및 B강의 큰 균열의 주위에 형성된 미세균열들을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 퍼얼라이트 내부 또는 퍼얼라이트/페라이트 계면에서 전단 크래킹(shear cracking) 기구에 의해 소성변형방향과 약 45도의 각도를 이루면서 미세균열이 형성되며, 페라이트 결정립계의 탄화물들에서도 미세균열이 발생됨을 알 수 있다.
동적 비틀림 시험 결과
도 9은 두 강에 대한 동적 비틀림시험으로부터 얻어진 동적 전단응력-전단변형율 곡선이다. 상기 곡선으로부터 최고전단응력(maximum shear stress)과 그 때의 전단변형율(shear strain at maximum shear stress point) 및 파괴시의 전단변형율(fracture shear strain)을 각각 구하여 하기 표 3에 나타내었다.
| 강 | 최고전단응력(MPa) | 최고전단응력시의 전단변형율 | 파괴시의 전단변형율 |
| A강 | 347 | 0.47 | 0.58 |
| B강 | 403 | 0.20 | 0.54 |
상기 도 9에서 A강의 동적 전단응력-전단변형율 곡선(91)을 보면, 항복전단응력을 지난 후의 잔단응력 상승정도는 B강의 전단응력-전단변형율 곡선(93)에 비하여 매우 완만하며, 전단변형율이 0.2 이후에는 전단응력이 거의 동일한 수준을 유지하다가 전단변형율 0.58근처에서 급격한 응력감소가 나타남을 알 수 있다. 그러나 B강에서는 단열성 전단밴드가 형성되는 연성금속재료의 전형적인 곡선거동을 가지고 있다. 즉, 항복전단응력 지점을 지난 후부터 점진적으로 유동응력이 감소하며, 시편이 파괴되기 직전인 전단변형율이 0.54의 부근에서 급격하게 전단응력이 감소하는 곡선거동을 보인다.
도 10 및 도 11은 A강 및 B강의 비틀림시험을 행한 시편의 파단면에 관한 사진이다. 이는 동적 비틀림시험시 일어나는 변형 및 파괴거동을 조사하기 위해서 시험 후, 파단된 시편의 파면을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 대체로 연성재료의 비틀림시험시 나타나는 전단방향으로 연신된 딤플로 이루어진 연성파괴형태를 보여주고 있다. 도 10의 A강의 결정립 크기는 도 11의 B강에서보다 크기 나타나기 때문에 A강의 딤플 크기는 B강보다 큰 경향을 보이고 있다. 또한, B강에서는 도 11의 화살표로 표시하였듯이 전단방향으로 파면이 문드러져 있는 영역이 관찰되고 있는 바, 이는 변형에서 파괴에 이르는 과정이 급격하게 일어났기 때문에 기인한 것이다.
도 12 및 도 13은 A강 및 B강의 파단된 동적 비틀림시편의 게이지부를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 도 12에서 보여지듯이 A강에서의 변형은 시편전체에 걸쳐 비교적 균일하게 일어난다. 도 13을 관찰하며, B강에서도 균일한 변형이 일어났지만, 도 13의 활살표 영역으로 표시하였듯이 A강보다는 시편 게이지 중심부, 즉 파면에 인접한 영역에만 변형이 집중되는 경향을 나타내고 있음을 알 수 있다.
단열성 전단밴드
저탄소강의 냉간단조시 균열을 방지하기 위해서는 소재의 금속유동이 좋으면서 동적 변형시 단열성 전단밴드가 형성되지 않아야 한다. 그러나 페라이트-퍼얼라이트 조직으로 이루어진 저탄소강에서는 퍼얼라이트의 전단 크래킹(shear cracking)에 의해 미세균열이 발생되기 쉬우며, 특히 냉간단조와 같은 극심한 변형 중에 소성유동이 집중되는 영역에 단열성 전단밴드가 쉽게 생길 수 있다.
본 발명에 따른 실시예에서는 냉간단조시 형성되는 균열을 관찰하였으며, 단열성 전단밴드의 형성 정도를 실험실적으로 평가하기 위해서 동적 비틀림시험으로 전단변형특성을 평가하고 변형 및 파괴양상을 조사하였다. 이 전단변형특성에 영향을 미치는 중요한 요인들로 강도, 연신율, 항복점 현상 등의 기계적 요인, 페라이트, 퍼얼라이트, 결정립계 탄화물, 황화망간 개재물과 같은 미세조직학적 요인, 비틀림시험시의 변형 및 파괴거동 등을 들 수 있으며, 다음에 이들 각각의 요인들에 대하여 자세히 고찰하였다.
일반적으로 전단변형속도가 증가할수록 기계적-열적 불안정 효과가 증가하여 전단변형이 일어나는 영역의 폭은 좁아지며, 단열성 전다밴드가 형성되기 쉬워진다. 일반탄소강을 준정적 하중하에서 비틀림시험하였을 경우 전단변형이 일어나는 영역은 비교적 넓고 변형도 균일하나, 동적 하중하에서는 전단변형영역이 좁아지고 변형도 집중되는 경향을 보인다.
동적 비틀림변형과정은 다음과 같이 크게 3단계로 나눌 수 있다. 즉, (1)최대전단응력에 도달하기 이전의 균일변형 단계, (2)최대전단응력 지점에서 시작되는 불균일변형 단계, (3) 전단변형의 국부적 집중에 의한 단열성 전단밴드의 생성 및 발전 단계로 구분할 수 있다. 이때, 상기 마지막 단계에서는 단열성 전단밴드의 형성과 함께 국부적으로 급격한 온도 상승과 수직적인 전단응력의 감소를 동반한다.
매우 짧은 시간(수십 내지 수백 마이크로초)에 변형이 완료되는 동적 변형에서는 소성변형의 시작과 함께 발생한 열이 시편의 가장자리로부터 플랜지쪽으로 열전달이 일어날 시간적 여유가 없어서 시편의 중앙부에서 온도의 상승이 일어나고, 이로 인한 재료의 연화가 이 부분의 소성변형량을 증가시켜 불균일변형이 초래된다. 불균일변형은 시편의 중앙부와 가장자리 사이의 상이한 변형량에 따른 기계적 불안정을 동반하게 되며, 소성변형의 진행과 함께 급격한 온도상승에 의한 열적 불안정이 상승적 효과를 야기시켜 점차 불균일변형을 심화시키고, 결과적으로 시편의 중앙부에 전단소성변형이 집중된다. 이렇게 소성변형이 국부적으로 집중되면, 이영역에서 하중을 견딜 수 있는 능력이 감소하게 되어 도 9의 전단응력-전단변형 곡선에서 보듯이 전단응력의 급격한 감소가 나타나며, 따라서 곡선의 형태로부터 단열성 전단밴드의 형성 가능성을 평가할 수 있다.
소성불안정과 국부적 온도 상승 효과의 복합적 작용에 의한 열적 기계적 불안정 과정으로 단열성 전단밴드가 형성되는 것을 감안하면, 불균일 변형단계가 시작되는 최대전단응력지점을 단열성 전단밴드 형성의 시작점으로 간주할 수 있다. 따라서, 최대전단응력과 그 때의 전단 변형율이 높으면 외부로부터 주어지는 하중과 변형속도 하에서 소성불안정에 의한 단열성 전단밴드의 형성이 어렵게 된다. 이러한 관점에서 B강은 최대전단응력이, A강보다 더 높으나 최대전단응력지점에서의 전단변형율이 0.2밖에 되지 않기 때문에 단열성 전단밴드가 용이하게 형성될 수 있다. 반면, A강은 최대전단응력지점에서의 전단변형율이 매우 높을뿐만 아니라, 도 9에서 볼 수 있는 바와 같이 전단변형율 0.2 정도까지는 어느 정도 가공경화되나, 그 이상에서는 가공경화가 거의 이루어지지 않아 비교적 낮은 유동응력 하에서도 균일한 변형이 이루어질 수 있음을 보여주는 것이다.
이와 같은 요인으로 동일한 냉간단조조건하에서 B강은 소성유동이 집중되는 특정영역에서 단열성 전단밴드가 형성되고 단조균열이 쉽게 발생할 수 있으나, A강은 B강보다 더 낮은 유동응력하에서 보다 균일한 변형이 이루어지므로 단조균열이 발생되지 않고 단조가 용이하게 진행될 수 있다. 실제로 동적 비틀림시험 후 파단된 게이지부의 변형된 영역을 관찰하여 보면, A강에서는 비교적 전단변형이 균일하게 일어나나(도 12), B강에서는 전단변형이 시편 게이지부의 중심에 집중되는 것을볼 수 있으며(도 13), 따라서 파면에서는 급격한 전단변형 및 파괴에 의해 문드러진 영역이 존재한다(도 11).
기계적-열적 불안정요인 외에도 검토해야 할 냉간가공성에 중요한 영향을 미치는 요인은 미세조직학적 인자이다. 미세조직이 달라지면 전단밴드 형성의 생성의 난이도도 달라지게 되며, 단열성 전단밴드가 형성되지 않도록 하기 위해서는 합금설계와 제강, 압연 등의 제조공정을 통하여 미세조직을 세밀하게 제어하여야 한다. 저탄소강에 존재하는 미세조직학적 인자들은 결정립 크기, 퍼얼라이트의 분율 및 형상, 결정립계 탄화물, 황화망간(MnS)개재물 등이다. 퍼얼라이트는 탄소강에서 가장 취약한 부분으로 낮은 하중하에서 미세균열을 형성함으로써 파괴가 일어나는 자리로 작용하기 때문에 탄소강의 소성유동을 열화시키는 작용을 한다. 따라서, 퍼얼라이트가 금속의 소성유동을 열화시키고, 균열의 시작 및 전파의 원인이 될 수 있다는 것을 고려하면 퍼얼라이트의 분율이 낮을수록 냉간단조성능이 좋아진다고 예상할 수 있다. 또한 A강과 B강에 많이 포함된 결정립계 탄화물과 황화망간 개재물은 취약한 상들이기 때문에 퍼얼라이트 결정립보다도 더욱 낮은 하중하에서도 쉽게 미세균열로 발전할 수 있어 소성유동에 악영향을 미칠 수 있다. 그러나 이들의 양은 비교적 적기 때문에 전체적인 냉간단조성능에 큰 영향을 미치지는 않으며, A강과 B강 모두 퍼얼라이트의 형태, 크기, 분율, 결정립계 탄화물, 황화망간(MnS) 개재물 증 전반적인 미세조직이 거의 비슷하기 때문에 미세조직의 차이에 의하여 냉간단조성능이 달라진다고 보기는 어렵다.
이상과 같이 A강과 B강 소재로 냉간단조할 경우 두 강 모두 기본적인 미세조직과 기계적 성질은 거의 비슷함에도 불구하고, 금속 소성유동특성이 서로 달라 단열성 전단밴드의 형성에 따른 균열발생에 차이가 생기는 것을 알 수 있다. 이 소성유동의 차이는 도 6의 항복점 현상의 유무로부터 유추할 수 있다. 항복점 현상은 저탄소강, 알루미늄 합금, 티타늄 합금 등에서 나타나는 것으로, 저탄소강의 경우에는 탄소나 질소와 같은 침입형 용질원자에 의한 전위의 운동 곤란으로 설명된다. 탄소나 질소원자들은 전위로 쉽게 확산되어 전위들을 강하게 고착시키며, 높은 응력에 의해 용쟬원자의 분위기에서 전위들이 벗어나면 낮은 응력에서 슬립이 일어나 항복점이 생긴다. 따라서 페라이트 내에 고용되어 있는 침입형 용질원자의 양을 감소시키거나 용질원자가 존재하여도 전위로 쉽게 확산되지 않도록 한다면 항복점 현상을 없앨 수 있다. 상기 표 1에서 알 수 있듯이 A강의 질소함량은 B강에 비해 훨씬 낮으므로 항복점 현상이 잘 일어나지 않을 수 있다. B강에서는 질소원자들이 페라이트 내 전위들을 고착시킴으로써 항복점 현상을 나타내며, 이를 방지하기 위해서는 강내 질소의 함량을 크게 줄이고 열간압연 후, 빠른 냉각 속도를 적용함으로써 탄소 및 질소원자들이 전위로 확산되는 것을 감소시켜야 한다. 그러나, B강은 전기로 제강방법으로 제조되었기 때문에 질소의 함량을 감소시키기 어려우므로 알루미늄을 제강공정에서 첨가하여 질화알루미늄(AlN)화합물입자로 질소원자들을 소비한다면 효과적인 고용된 질소원자들을 감소시킬 수 있다.
열처리 냉각속도 변화에 따른 미세조직 제어
이와 같이 B강의 항복점 현상을 고찰하여 보면, 전위를 고착시키는 질소원자의 수가 재료의 소성유동에 큰 영향을 미치며, 소성유동이 집중되는 영역에서 단열성 전단밴드가 형성되는 것을 알 수 있다. 따라서, 항복점 현상을 나타내는 B강에 대하여 냉각속도를 변화시킴으로써 항복점 현상을 없애고 단열성 전단밴드의 형성을 감소시키기 위한 조건을 조사하였다. B강을 870℃에서 1시간 용체화처리한 후 공냉(air cooling), 노냉(furnace cooling) 및 강제공냉(air-blast cooling)으로 냉각조건을 달리하였으며, 열전대(thermocouple)로 측정된 냉각속도는 각각 0.07, 1.00, 6.23 ℃/초이었다.
도 14, 15 및 도 16은 공냉, 노냉 및 강제공냉된 각각의 시편들을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다. 냉각속도가 빨라질수록 페라이트, 퍼얼라이트 결정립의 크기와 퍼얼라이트의 부피분율이 감소함을 알 수 있다. 노냉된 시편은 퍼얼라이트가 일정한 간격으로 배열되는 밴드구조가 뚜렷이 나타나나(도 14), 강제공냉된 시편에서는 거의 없어진다(도 15).
도 17은 상기 냉각속도를 달리한, 즉, 공냉, 노냉 및 강제공냉된 각각의 시편들에 대한 인장응력-변형곡선이다. 공냉된 시편의 인장곡선(171)을 기준으로 하여 노냉된 시편의 인장곡선(173)에서는 뚜렷한 항복점 현상이 관찰되지만, 냉각속도가 빨라질수록 그 현상이 완화되어 강제공냉된 시편의 인장곡선(175)에서는 항복점 현상이 거의 없어진다. 이는 빠른 냉각속도로 인하여 탄소나 질소 등의 침입형 원자들이 전위로 확산되는 것이 억제되어 전위고착 분위기가 상대적으로 감소하였음을 알 수 있다. 한편, B강에 대한 인장시험과 브리넬(Brinell) 경도시험(하중:100kg) 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
| B강 | 수득강도(MPa) | 응력강도(MPa) | 신장율(%) | 브리넬경도(HB) |
| 노냉 | 293 | 395 | 38.0 | 66.4 |
| 공냉 | 314 | 402 | 36.5 | 68.0 |
| 강제공냉 | 242 | 373 | 37.0 | 65.4 |
상기 표 4를 참조하면, 공냉된 시편은 노냉된 시편보다 결정립이 미세화되어 항복 강도와 인장 강도가 높으며, 강제공냉된 시편은 결정립은 미세화되지만 퍼얼라이트 분율이 낮아져 항복강도와 인장강도가 가장 낮다. 이러한 인장거동은 경도시험결과와도 일치한다.
도 18은 공냉, 노냉 및 강제공냉된 각각의 시편들에 대한 동적비틀림곡선이다. 공냉된 시편의 동적비틀림곡선(181)을 기준으로 하여 비교할 때, 최대전단응력은 인장응력의 순서와 마찬가지로 강제공냉된 시편의 동적비틀림곡선(185)이 가장 낮게 나타난다. 노냉된 시편의 경우(183) 열처리전의 B강의 동적 비틀림거동과 마찬가지로 0.2 정도의 전단변형율에서 최대전단응력을 나타내고, 그 후 0.6 정도의 전단변형율에서 파괴될 때까지 전단응력이 서서히 감소하는 소성불안정거동을 보인다. 이러한 최대전단응력점 이후 전단응력의 감소는 변형집중에 의한 열적연화 효과를 나타내는 증거이다. 반면, 공냉과 강제공냉된 시편은 0.3정도의 전단변형율에서 최대전단응력을 나타낸 후 0.6정도의 변형율에서 파괴될때까지 거의 일정한 응력을 나타내는 균일변형구간을 나타내고 있는데, 이는 국부적인 변형집중이 덜 일어나 가공성이 우수하다는 것을 의미한다.
도 19, 20 및 21은 냉각속도를 달리하는 상기 각각의 시편들에 대한 전단변형의 집중 경향을 파악하기 위해 동적 비틀림시험 후 게이지 부위를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다. 도 19에서와 같이 노냉된 시편에서는 파단면 주위에 국부적으로 변형이 집중되어 파단면에서 멀리 떨어진 부위와 명암이 다르게 나타나는 국부변형영역(localized deformation region)이 대략 250㎛의 폭으로 존재함을 알 수 있다. 상기 국부변형영역은 공냉과 강제공냉된 시편에서는 더 넓게 나타나며(도 20, 21), 특히 강제공냉된 시편에서는 400㎛ 이상으로 크게 증가되어 거의 균일한 변형형태를 나타내고 동적 변형속도에서도 게이지가 완전하게 파괴되지 않는 거동을 나타내고 있다.
이상의 첨부 도면을 참조하여 설명한 본 발명의 실시예들은 최적의 실시예들이다. 여기서 특정한 용어들이 사용되었으나, 이는 단지 본 발명을 상세하게 설명하기 위한 목적에서 사용된 것이지 의미 한정이나 특허청구범위에 기재된 본 발명의 범위를 제한하기 위하여 사용한 것이 아니다.
이러한 결과는 용체화처리 또는 열간압연 후 냉각속도를 증가시킴으로써 동적 하중하에서도 변형이 균일하게 일어나게 할 수 있다는 것을 보여준다. 이는 냉각속도가 빨라진면 변형저항으로 작용하는 퍼얼라이트의 분율을 감소시킬 뿐만 아니라 항복점 현상을 유발하는 침입형 고용원자들의 전위로의 확산을 억제하여 항복점 현상을 방지할 수 있기 때문이다. 본 발명에서는 탄소함향이 0.1 중량% 이하의 저탄소강의 미세조직, 기계적 성질, 동적 비틀림특성을 단열성 전단밴드의 형성 및 균열발생의 정도와 연결시켜 분석하였으며, 그 결과를 토대로 실제 냉간단조시 균열발생유무를 예측하고 균열발생을 방지할 수 있는 방법을 제시하였다. 특히, 항복점 현상의 차이에 의해 금속의 소성유동이 달라진다는 점에 착안하여 항복점 현상을 없애거나 감소시킬 수 있는 방법으로 균열발생을 방지하도록 한 것은 냉간단조의 성능을 향상시킬 수 있다.
Claims (4)
- 저탄소강의 냉간단조시, 시편의 미세조직 차이에 따른 단열성 전단밴드 형성 가능성을 평가함에 있어서,상이한 화학적 조성을 갖거나 상이한 열처리 및 냉각 과정을 거침으로써 미세조직이 서로 다른 저탄소강 시편 각각에 대해 인장시험을 행하여 응력 대 응력변형 곡선을 구한 뒤, 이 곡선에서 항복점 현상이 뚜렷할수록 단열성 전단밴드 형성 가능성이 더 큰 것으로 분석하는 것을 특징으로 하는, 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 가능성의 평가 방법.
- 저탄소강의 냉간단조시, 시편의 미세조직 차이에 따른 단열성 전단밴드 형성 가능성을 평가함에 있어서,제1항에서와 같은 저탄소강 시편 각각에 대해 동적 비틀림 시험을 행하여 전단응력 대 전단응력변형 곡선을 구한 후, 이 곡선에서, 최대전단응력 이후 파괴응력까지 응력이 감소되는 기울기의 완만한 정도를 평가하여 단열성 전단밴드 형성 가능성을 분석하는 것을 특징으로 하는, 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 가능성의 평가 방법.
- 제2항에 있어서, 상기 동적 비틀림 시험은, 토오셔널 콜스키 바를 이용하여 진행하는 것을 특징으로 하는 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 가능성 평가 방법.
- 제1항의 평가 방법과 제2항의 평가방법을 모두 행하는 것을 특징으로 하는, 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 가능성의 평가 방법.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019990006927A KR100317949B1 (ko) | 1999-03-03 | 1999-03-03 | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019990006927A KR100317949B1 (ko) | 1999-03-03 | 1999-03-03 | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020010001888A Division KR100317950B1 (ko) | 2001-01-12 | 2001-01-12 | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 억제방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20000059376A KR20000059376A (ko) | 2000-10-05 |
| KR100317949B1 true KR100317949B1 (ko) | 2001-12-22 |
Family
ID=19575408
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1019990006927A KR100317949B1 (ko) | 1999-03-03 | 1999-03-03 | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR100317949B1 (ko) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6687064B2 (ja) * | 2018-07-17 | 2020-04-22 | ダイキン工業株式会社 | 溶融加工性フッ素樹脂射出成型品の検査方法及び溶融加工性フッ素樹脂射出成型品の製造方法 |
-
1999
- 1999-03-03 KR KR1019990006927A patent/KR100317949B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20000059376A (ko) | 2000-10-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2694393C2 (ru) | Высокопрочный стальной материал для нефтяной скважины и труб, используемых в нефтяной промышленности | |
| EP3276022A1 (en) | Cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor | |
| EP3828296A1 (en) | High-strength steel plate and method for producing same | |
| Laurito et al. | Microstructural effects on fatigue crack growth behavior of a microalloyed steel | |
| RU2743570C2 (ru) | Сталь, изделие, полученное из указанной стали, и способ его изготовления | |
| Cao et al. | Effects of double quenching on fatigue properties of high carbon bearing steel with extra-high purity | |
| Balart et al. | Cleavage initiation in Ti–V–N and V–N microalloyed ferritic–pearlitic forging steels | |
| JP3527641B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材 | |
| Linaza et al. | Determination of the energetic parameters controlling cleavage fracture initiation in steels | |
| Steineder et al. | On the Damage Behavior of a 0.1 C6Mn Medium‐Mn Steel | |
| Choisez et al. | Fracture mechanisms in flat and cylindrical tensile specimens of TRIP-TWIP β-metastable Ti-12Mo alloy | |
| US7255758B2 (en) | Steel wire and method of manufacturing the same | |
| KR20170110132A (ko) | 열간 압연 강재 및 강 부품 | |
| JP2001294981A (ja) | 耐遅れ破壊性と鍛造性および／または首下靭性に優れた高強度線材並びにその製造方法 | |
| KR100317950B1 (ko) | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 억제방법 | |
| KR100317949B1 (ko) | 저탄소강에 대한 냉간단조시 단열성 전단밴드 형성 평가 방법 | |
| Yilmaz | Failures during the production and usage of steel wires | |
| Wolańska et al. | Microstructure investigation of low carbon steel after hot deformation | |
| EP3868910A1 (en) | Thin steel sheet and method for manufacturing same | |
| Kim et al. | Analysis and prevention of cracking phenomenon occurring during cold forging of two AISI 1010 steel pulleys | |
| Topic et al. | The fatigue behaviour of metastable (AISI-304) austenitic stainless steel wires | |
| Furuya et al. | Gigacycle fatigue properties of a modified-ausformed Si-Mn steel and effects of microstructure | |
| WO2014175345A1 (ja) | 線材及びその製造方法 | |
| Lin et al. | Significant transitions of mechanical properties by changing temperature in Cu-Al alloys with heterogeneous microstructures | |
| KR20190029716A (ko) | 열간 압연용 롤 외층재 및 열간 압연용 복합 롤 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| A107 | Divisional application of patent | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20091208 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Lapse due to unpaid annual fee |