KR101580474B1

KR101580474B1 - 고강도 고연신율 특성을 갖는 베이나이트 강 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101580474B1
Application number: KR1020137026879A
Authority: KR
Inventors: 다스 소우라브; 쿤듀 사우랍; 할데르 아루난슈
Original assignee: 타타 스틸 리미티드
Priority date: 2011-05-30
Filing date: 2012-05-28
Publication date: 2015-12-28
Also published as: JP2014516388A; JP5690969B2; CN103429766A; WO2012164579A4; US20140102600A1; EP2714947A1; EP2714947B1; KR20140014234A; CN103429766B; US11345983B2; WO2012164579A1

Abstract

본 발명은 하기 원소들이 중량%로 구성된 베이나이트 강에 관한 것이다: C: 0.25 - 0.55, Si: 0.5 - 1.8, Mn: 0.8 - 3.8, Cr: 0.2 - 2.0, Ti: 0.0 - 0.1, Cu: 0.0 - 1.2, V: 0.0 - 0.5, Nb: 0.0 - 0.06, Al: 0.0 - 2.75, N: < 0.004, P: < 0.025, S: < 0.025. 또한 본 발명은 베이나이트 변태가 일어나는 동안 상기 조성의 권취된 스트립을 주위 온도까지 냉각시키는 단계를 포함하는 베이나이트 강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

고강도 고연신율 특성을 갖는 베이나이트 강 및 이의 제조방법{BAINITIC STEEL OF HIGH STRENGTH AND HIGH ELONGATION AND METHOD TO MANUFACTURE SAID BAINITIC STEEL}

본 발명은 적어도 1300 MPa의 극한인장강도(ultimate tensile strength, 이하 UTS라고 함)와 적어도 20%의 연신율을 갖는 고강도 베이나이트 강 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 베이나이트 강은 자동차 산업 및 다른 구조적 응용에 사용되기에 적당하다.

최근 환경문제에 대한 인식으로 인해 자동차 산업에서는 자동차의 각 부품마다 사용되는 강의 두께를 감소시킴으로써 전체적인 차량의 무게를 줄이려는 노력이 진행되고 있다. 그러나, 이러한 무게 감소는 탑승자의 안전을 담보하지 않을 수 있다. 탑승자의 안전문제는 충돌과정에서의 에너지 흡수와 직접 관련되며 이는 곧 동일한 강도를 낼 수 있는 강의 두께와 관련된다. 이 두 가지 과제(차량의 무게감소와 안전유지 파라미터들)를 달성하는 한가지 방법은 보다 높은 강도를 갖는 강종(steel grade)을 사용함으로써 충족될 수 있다. 따라서, 해결해야 할 과제는 더 나은 연성(ductility)을 가지면서도 더 강한 강을 개발하는 것이다.

전세계적으로, 30-5%의 연신율(elongation)을 갖는 600-1400 MPa UTS로부터 다양한 범위의 강도/연신율 조합을 제공할 수 있는 몇몇의 고강도 고연신율 강종들이 사용되고 있다. 그러나, 대부분 강의 강도가 올라가면 연신율은 감소하기 때문에 높은 강도를 가지면서도 높은 연신율을 동시에 갖는 우수한 조합을 달성하기는 매우 어렵다.

종래 기술에서, 베이나이트 강은 약 2200 MPa의 고강도이지만 최대 연신율이 약 7%인 나노구조로 된 베이나이트 미세구조이면서 C가 풍부한 오스테나이트로 알려져 있다.

- C. G. Mateo, F. G. Caballero and H. K. D. Bhadeshia, Journal de Physique IV, Vol. 112, pp. 285 - 288, 2003;

- F. G. Caballero, H. K. D. Bhadeshia, K. J. A. Mawella, D. G. Jones and P. Brown, Materials Science and Technology, Vol. 18, pp. 279 - 284, 2002, 및

- H. K. D. H. Bhadeshia, Materials Science and Engineering A, Vol. 481 - 482, pp. 36 - 39, 2008.

이들 공지된 베이나이트 강의 조성을 보면, 약 0.9 wt% C가 Co 및 Ni와 같은 고가의 합금원소들과 조합하여 사용되고 있다. 이들 강은 확산 변태를 피하기 위해 오스테나이트 영역에서 급속 냉각되고 오랜 시간 동안 특정 온도에서 또는 특정 온도 범위에, 예컨대 200℃에서 7일 동안 유지시킴으로써 등온에서 베이타이트 강으로 변태되도록 한다.

C를 더 적게 함유한 고강도 베이나이트 강이 또한 알려져 있지만 이들 강의 조성은 Ni 및 Mo와 같은 고가의 합금원소들을 많이 함유하고 있다. 하기 문헌을 참조할 것.

- F. G. Caballero, M. J. Santofima, C. Capdevila, C. G. -Mateo and C. G. De Andres, ISIJ International, Vol. 46, pp. 1479 - 1488, 2006, 및

- F. G. Caballero, M. J. Santofima, C. G. -Mateo J. Chao and C. G. De Andres, Materials and Design, Vol. 30, pp. 2077 - 2083, 2009.

베이나이트 강을 종래의 제조방법들에 따르면, 베이나이트 변태를 최대화하기 위해 연장된 시간 동안 등온조건하에서 상기 강을 유지시킨다. 그러나 더 낮은 온도에서 더 느려진 동역학(kinetics)때문에, 상기 방법들은 베이나이트 강 시트의 연속 생산에는 적합하지 않았고 나아가 제조과정의 연장된 시간 때문에 에너지 소모가 많은 단점이 있다.

공기-냉각 베이나이트 강이 고메즈, 페레즈 및 바데시아(G. Gomez, T. Perez and H. K. D. H. Bhadeshia)에 의한 연구결과인, Strong steels by continuous cooling transformation in "International Conference on New Developments on Metallurgy and Applications of High Strength Steels", Buenos Aires, Argentina, 2008에 의해 알려졌다. 이 베이나이트 강은 열간압연 후 연속적인 공기 냉각을 통해 제조되었으며 최종 산물은 15%의 연신율을 갖는 약 1400 MPa의 UTS를 갖는다. 그러나, 이 조성 또한 Mo와 Ni과 같은 합금원소를 상당량 포함한다. 니켈(Ni)과 같은 고가의 합금원소를 첨가하는 목적은 연신율을 제공하기 위해 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위한 것이며, 강의 인성을 증가시키기 위해 몰리브덴(Mo)을 첨가한다.

따라서, 상기 종래기술에 대하여, 니켈이나 몰리브덴과 같은 고가의 합금원소들의 첨가없이도 1300 MPa보다 큰 UTS와 적어도 20%의 연신율을 줄 수 있는 연속냉각 베이나이트 강의 개발이 필요한 실정이다.

그러므로, 본 발명의 목적은 종래기술에서와 같이 고가의 합금원소를 첨가하지 않고도 고강도 카바이드-프리 베이나이트 강을 제조할 수 있는 적절한 강 조성을 제시하는 것이다.

베이나이트 변태를 위해 고정된 온도에서 등온 유지를 하는 것은 상당한 양의 에너지를 필요로 하므로 친환경적인 방법이 아니다. 또한, 종래의 이 방법은 더 높은 생산성과 연속 생산에도 적합하지 않다. 본 발명에서 달성하고자 하는 하나의 목적은 강을 냉각시키는 동안 일어나는 베이나이트 변태가 친환경적인 방식으로 이루어져서 강을 생산하는 것이다. 이 방식은 고정된 온도에서 등온 유지하는 것이 더 이상 필요하지 않기 때문에 에너지 비용을 절감할 수 있으며 오염을 줄이고 현존하는 산업상의 경로를 통해서 제조할 수 있다는 장점이 있다.

본 발명의 다른 하나의 목적은 1300 MPa보다 큰 UTS와 적어도 20%의 연신율을 줄 수 있는 베이나이트 강의 적절한 화학적 성질(chemistry)을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 하나의 목적은 매트릭스 내에 20-30%의 C 풍부한 안정적인 오스테나이트와 함께 70-80%의 나노구조로 된 베이나이트가 존재하도록 하여 강도 및 연성의 우수한 조합을 제공하는 것이다.

본 발명의 또다른 목적은 플랜트와 같은 현존하는 핫 스트립 밀(hot strip mill)에서 수행될 수 있는 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 제1 양태에 따르면, 하기 원소들이 중량%로 포함된 베이나이트 강을 제공함으로써, 상기 목적들 중 적어도 하나가 충족된다.

C: 0.25 - 0.55

Si: 0.5 - 1.8

Mn: 0.8 - 3.8

Cr: 0.2 - 2.0

Ti: 0.0 - 0.1

Cu: 0.0 - 1.2

V: 0.0 - 0.5

Nb: 0.0 - 0.06

Al: 0.0 - 2.75

N: < 0.004

P: < 0.025

S: < 0.025

나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물임.

본 발명의 조성에 따를 때, 니켈과 몰디브덴과 같은 합금원소들의 첨가 없이도 고강도 베이나이트 강이 얻어질 수 있다.

본 발명의 조성에서, 탄소(C) 함량은 최종적인 미세구조를 개발하는 데에 결정적인 역할을 하며, 이로 인해 베이나이트 강의 기계적 특성들을 상당한 정도로 조절할 수 있다. 탄소(C) 함량은 매우 효과적인 고용체 강화제이자 잔류 오스테나이트의 안정성에 큰 영향을 미친다. 본 발명의 상기 목적들을 달성하기 위해, 탄소(C) 함량은 상기 제시된 범위 내로 포함되어야 한다. 바람직한 실시예에서, 베이나이트 강의 탄소(C) 함량은 0.30 - 0.50 wt%의 범위에 있으며, 보다 더 바람직한 실시예에서는 0.30 - 0.40 wt%의 범위에 있다. 탄소가 이들 범위를 가질 때 본 발명에 따른 조성에서 최적의 효과를 얻을 수 있다.

본 발명의 조성에서 Si의 함량은 시멘타이트(철 카바이드)에서의 매우 낮은 가용성으로 인해 시멘타이트의 형성을 방지하는 역할을 한다. 본 발명의 조성에 따르면, 상기 Si 함량은 카바이드-프리 베이나이트를 실현하기 위해 필요하다. 동시에 Si는 고용체 강화 효과를 향상시킨다.

상기 조성에서 알루미늄(Al) 원소 역시 Si와 같은 이유에서 시멘타이트의 형성을 효과적으로 억제하고, 그러한 목적에서 적어도 Si를 부분적으로 대체하기 위해 사용될 수 있다. 이런 이유에서 상기 조성에서 Si의 함량은 Al 함량에 의존하여 광범위한 범위에 걸쳐 다양할 수 있다.

Si 함량이 1.0 - 1.8 중량% 범위라면 또는 그보다 더 한정된 범위인 1.2 - 1.7 중량 %라면, 최종적인 베이나이트 강을 획득하는 매우 바람직한 결과를 가져올 것이고, 이 경우 Al 함량은 더 적은 범위로 취할 수 있다. Si 함량 범위에 의존하여, Al 함량 범위는 0.0 - 1.50 중량% 또는 그보다 더 낮은 범위인 0.0 - 0.2 중량%까지 한정될 수 있다.

상기 조성에서 Al을 특정 함량으로 포함시키는 이유는 이것이 제강 과정에서 강을 탈산화시키는 역할을 하기 때문이다. 이는 액체강 욕(bath)으로부터 제거하기에 더 용이한 더 많은 유체 슬래그를 얻는데 도움이 된다.

상기 베이나이트 강의 조성에서 Mn은 시간-온도-변태(time-temperature-transformation, 이하 TTT라고도 함)의 확산 구역을 시간축에서 오른쪽으로 이동시킴으로써 온화한 냉각율로도 페라이트가 형성되지 않도록 하여 다각형 페라이트의 형성을 피할 수 있도록 한다. Mn 함량의 추가적인 효과는 Mn의 함량을 증가시키면 베이나이트 형성 온도를 현저히 낮출 수 있다는 것이다. 이는 미세 베이나이트(fine bainite)의 형성을 촉진할 것이다. 그러나, Mn 함량은 너무 높아서는 안되는데, 이는 강의 용접을 어렵게 하기 때문이다.

또한, Mn은 효과적인 고용체 강화제이고 강의 항복강도를 현저히 향상시킬 수 있다.

0.8 - 3.8 중량% 범위의 Mn 함량이라면, TTT 다이어그램의 확산 구역이 오른쪽으로 충분히 이동하여서 핫 스트립 밀에서 통상적으로 적용되는 냉각율이 페라이트의 형성으로 이어지지 않게 할 것이고, 그결과 충분히 미세한 베이나이트가 형성될 수 있고 고용체 강도 또한 높아질 것이다.

바람직한 실시예에 따르면, Mn 함량은 1.0 - 2.5 중량% 범위내이다. 테스트를 한 결과, Mn 함량이 1.6 -2.1 중량%인 범위에서 매우 우수한 결과가 나왔다.

상기 조성에 Cr의 첨가는 강의 경화능(hardenability)을 향상시킨다. 용접 과정에서 Cr은 열영향부(HAZ)에서 강의 연화를 감소시키는 C로 카바이드를 형성할 수 있다. 본 발명에 따른 조성에 따르면, Cr 함량이 0.7 -1.5 중량% 및 0.9 - 1.2 중량%일 때 양호한 결과가 얻어진다.

상기 조성에서 Ti는 N과 반응하여 TiN을 형성할 것이고 이는 다시 미세한 TiCN 침전물을 형성하여 침전 강화에 의해 강도를 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나, Ti의 첨가는 제한되어야 하는데, 너무 많은 Ti는 잔류 오스테나이트를 안정시킬 수 있는 C의 양을 감소시킬 수 있기 때문이다. 이러한 이유에서 Ti의 양은 적은 양으로 유지되어야 하고 테스트 결과 그 양은 0.08 또는 0.07 중량%까지 더 줄어들어야 하고, 나아가 0.04 중량%의 양일 때 바람직한 결과가 나오는 것으로 나타났다.

Cu를 첨가하면 침전 강화를 통해서 강을 강화시키는데 기여한다. 그러나 Cu 함량에는 최대 한도가 있는데 이는 너무 많은 Cu는 권취에 어려움을 야기하기 하고 나아가 비용을 증가시키기 때문이다. 따라서, Cu의 최대값은 1.2 중량%로 정해지고, 테스트 결과 Cu를 첨가하지 않은 테스트 샘플들도 본 발명의 목적을 달성하는 것으로 나타났다.

Nb와 V 원소들은 권취과정 또는 권취 후 침전되는 미세 크기의 카바이드들 및 카보나이트라이드들의 형성을 통해 항복강도에 큰 영향을 미친다. 이들 카바이드들은 연성을 해치지 않으면서도 강의 강도를 현저히 향상시킬 수 있다. 그러나 지나친 강화 및 매트릭스에서 탄소 제거를 막기 위해서는 그 함량이 주어진 최대 한도로 제한되어야 한다.

본 발명은 강을 열처리하여 베이나이트 강을 형성함으로써 상기 조성에 따른 베이나이트 강을 제조하는 방법을 또한 제공하며, 상기 방법은 하기 단계를 포함한다:

- 주조 슬래브를 스트립으로 열간압연하는 단계,

- 상기 스트립을 베이나이트 시작 온도보다 높은 온도까지 냉각시키는 단계,

- 상기 스트립을 베이나이트 시작 온도보다 높은 온도에서 권취하는 단계, 및

- 상기 권취된 스트립을 자연 냉각에 의해 냉각시키는 단계.

상기 방법에 따르면, 베이나이트 형성은 스트립이 권취될 때 일어나는데, 즉 더 이상의 열이 가해지지 않는 상태에서 일어나는 것으로 밝혀졌다. 권취된 스트립을 주위 온도에서 자연냉각에 의해서 냉각되도록 하면 그 과정에서 추가적인 열을 가할 필요없이 베이나이트로의 변태가 일어난다. 이 점은 공지된 방법에 비해 매우 큰 장점을 제공하는데, 종래 방법에서는 베이나이트 변태가 일어나게 하기 위해서는 200℃ 이상에서 오랜 시간 동안 일정한 온도를 유지하기 위해 많은 양의 열이 가해져야만 했었다. 이는 많은 에너지를 절약할 수 있을 뿐만 아니라 전체 공정이 배치 공정(batch process)이 아닌 연속 공정이 될 수 있는 장점 또한 있다.

상기 방법은 하기 단계들을 더 포함한다:

- 상기 개시된 조성의 액체강을 제조하는 단계,

- 상기 액체강을 슬래브로 주조하는 단계, 및

- 상기 슬래브를 냉각시키는 단계.

상기 주조되고 냉각된 슬래브는 열간압연 작동을 개시하기 위해 1250℃까지 재가열될 수 있다. 최종 열간압연 온도는 적어도 850℃이다.

압연 후, 열간압연된 스트립은 베이나이트 형성 개시 온도보다 훨씬 높은 400 - 550 ℃의 온도 범위에서 급속 냉각된다. 이는 베이나이트 형성 개시 온도 위에 아직 상당부분이 남은 350 - 500 ℃의 온도 범위에서 상기 스트립이 권취되는 것이 가능하게 하여 상기 스트립이 너무 급속하게 냉각되어서 불완전한 베이나이트 형성이 되는 것을 방지한다.

상기 본 발명의 방법에 따르면, 권취된 강을 주위 온도로 냉각시킨 후 얻은 최종적인 베이나이트 강은 카바이드-프리이고 15 - 30% 의 잔류 오스테나이트와 100nm 미만의 두께를 갖는 베이나이트 플레이트들을 갖는 미세구조를 갖는다. 본 발명과 같이 최종 베이나이트 강에 70 - 85%의 카바이드-프리 베이나이트 및 15 - 30%의 잔류 오스테나이트를 함유함에 의해, 적어도 1300 MPa의 강도 및 적어도 20%의 연신율이 실현된다. 상기 강의 경도는 적어도 415 HVN이다.

도 1은 지정된 강에 대한 측정 TTT 다이어그램이다.
도 2는 지정된 강 조성에 대한 측정된 T ₀ 곡선이다.
도 3a는 등온 변태온도의 함수로서 잔류 오스테나이트의 측정량이다.
도 3b는 등온 변태온도의 함수로서 블록 타입 오스테나이트에 대한 필름 타입 오스테나이트의 측정 비를 나타낸 것이다.
도 4는 고안된 강의 계산된 강도를 나타낸 것이다.
도 5는 열간압연 작업과정을 개략적으로 도시한 것이다.
도 6은 베이나이트 강의 미세구조를 나타낸 것이다((a) 광학, (b) SEM).
도 7은 높은 전위밀도를 갖는 나노스케일의 베이나이트를 보여주는 미세구조의 TEM 사진이다.
도 8은 연속적으로 냉각시킨 샘플의 XRD 프로파일(시뮬레이션값 및 실험값)을 도시한 것이다.
도 9는 열간압연 후 연속 냉각 변태에 노출된 세 개의 샘플에 대한 인장시험 결과를 나타낸 것이다.

도 1은 하기 표 1에 주어진 범위 내의 조성을 갖는 샘플에 대한 측정 TTT 다이어그램을 도시한 것이다.

상기 다이어그램에서, B_s와 M_s는 각각 베이나이트 시작 온도와 마르텐사이트 시작 온도를 나타낸다. 도 1로부터 최소 냉각율이 20℃ sec^- ¹임을 알 수 있는데, 이는 어느 열간압연 밀이든 전형적인 값이며, 확산구역을 피하고 그리하여 페라이트와 같은 고온 산물의 형성 또한 피할 수 있을 정도로 충분한 값이다. B_s와 M_s 온도 간의 차이는 베이나이트를 생산하는 방법을 수행할 수 있을 정도로 충분히 넓은 가공 창(processing window)을 제공한다.

M_s는 또한 베이나이트 형성에 의해 억제될 것인데, 여기서 베이나이트 페라이트로부터 C가 버려짐에 따라 도 2에 제시된 To 곡선에 나타난 것처럼 인접한 오스테나이트에 C가 풍부해질 것이다.

도 2로부터, 변태 온도가 낮으면 낮을수록 오스테나이트에 C가 더 풍부해짐을 알 수 있다. 결론적으로, 모든 오스테나이트는 베이나이트 형성이 끝날 때까지 잔류할 것으로 예상된다. 충분히 낮은 B_s는 또한 자연에서 더 미세하고 더 향상된 강화효과를 줄 수 있는 베이나이트를 더 적게 생산할 기회를 제공한다.

베이나이트 변태 과정에서, 오스테나이트 결정 모두가 동시에 베이나이트로 변태하지는 않는다. 그 과정은 점진적인 과정이다; 베이나이트의 첫번째 플레이트가 형성될 때, 수용할 수 없는 과다 탄소를 인접한 오스테나이트로 버린다. 따라서, 오스테나이트로부터 베이나이트가 형성되는데, 변태 과정이 진행되면서 오스테나이트의 더 많은 탄소 함량 때문에 자유 에너지가 낮아진다. 마지막으로, 동일한 조성물의 오스테나이트와 베이나이트 페라이트 둘 다의 자유 에너지가 동일해지는 때가 되면 열역학적으로 추가적인 변태가 불가능해진다. 모든 점들의 자취를 나타내면, 온도 대 탄소 농도 도표에서 동일 조성물의 응력-프리(stress-free) 오스테나이트와 페라이트가 동일한 자유 에너지를 갖는다. 베이나이트 변태는, 잔류하는 오스테나이트 내의 탄소 농도가 To 곡선에 의해 정해진 한도에 도달할 때까지 베이나이트 페라이트의 서브유닛의 연속적인 핵형성(nucleation)에 의해 진행될 수 있다. 주어진 변태 온도에서 생산될 수 있는 베이나이트의 최대량은 To 곡선에 의해 주어진 한도를 넘지 않는 잔류 오스테나이트 탄소 함량에 의해 제한될 수 있다.

이러한 접근방법에서, 베이나이트 변태는 탄소이외의 다른 원소들의 확산이 극히 무시될 수 있는 온도에서 일어나도록 만들어진다. 이로 인해, 베이나이트 변태 과정에서 어떠한 다른 확산 반응도 그것과 상호작용할 수 없고 온도가 다른 확산이 없는 변태 산물을 제한하기에 충분히 높다. 인접한 베이나이트-페라이트 플레이트로부터 오스테나이트에서의 탄소 농축은 실온에서 열적으로 안정하게 하여서 변태유기소성(TRIP) 효과를 보이는 변형(deformation) 과정에서 마르텐사이트로만 변형될 것이다.

도 3a는 다른 등온 온도들에서 베이나이트 변태 후 잔류 오스테나이트의 양을 이론적으로 계산한 것을 나타내는 반면, 도 3b는 블록(block) 타입 오스테나이트와 필름 타입 오스테나이트 간의 계산된 비를 나타낸 것이다. 도 3b에서, 블록 타입과 필름 타입 오스테나이트의 부피분획은 각각 V_y__b과 V_y__f에 의해 나타내어진다. 도 3a 및 도 3b로부터 변태온도가 낮으면 낮을수록 예상된 TRIP 효과와 최종적인 연신율 값에 해가 되는 오스테나이트의 양은 더 적어질 것이다. 다른 한편, 변태온도가 낮으면 낮을수록 우수한 연성 거동에 필요한 블록 오스테나이트에 대한 필름 오스테나이트의 비는 더 높아질 것이다. TRIP 효과 동안, 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되고 물질은 더 단단해진다. 결과, TRIP 효과가 일어날 수 있도록 주위 온도에서 변태되지 않고 남아있는 오스테나이트의 특정한 양을 갖는 것이 필수적이다.

도 3으로부터 350℃에서 잔류 오스테나이트의 계산된 양은 대략 24%이고 블록 오스테나이트에 대한 얇은 오스테나이트의 비는 0.9이다. 더 낮은 온도에서, 변태의 동역학은 매우 느려지고 잔류 오스테나이트의 양에서의 추가적인 감소는 크게 기대되지 않을 것이다.

도 4는 고안된 강의 계산된 총 강도가 1500MPa를 넘을 수 있음을 보여주는 합금의 강도를 나타낸다. 강화의 주된 원인은 초미세 베이나이트 플레이트들로부터 나오는 것이다. 강화의 다른 주된 원인은 4-6 x 10⁶의 범위에 있는 것으로 계산되었던 전위 밀도(dislocation density)로부터 나온다. 몇몇의 근사화 및 가정이 있기 때문에, 실제적인 강도는 계산된 강도보다는 낮을 것이다. 연속 냉각과정에서 베이나이트 변태에 대해 알려진 지식이 거의 없기 때문에 모든 계산은 변태의 등온 특성을 고려하고 많은 다른 온도들에서 수행되었고, 그런 다음 이들은 연속 냉각 상황인 것으로 추론되었다.

네 개의 40 kg 히트(heat)가 진공 유도로에 만들어졌다. 이들 네 가지 주조물의 화학조성을 하기 표 2에 나타내었다.

그런 다음, 주조 강을 40mm 두께로 단조하였고 1100℃에서 48시간 동안 균질화한 후, 상기 강을 노를 따라 냉각시켰다. 모든 실험은 이러한 균질화된 강에 대해 수행되었다.

실험용 압연 밀에서 열간 압연시키기 위해 작은 시험편(150 mm x 100 mm x 20 mm)으로 잘랐다. 1200℃에서 3시간동안 균열(soaking)을 수행하였다. 압연 작동은 최종 압연 온도를 약 850 - 900 ℃로 유지하면서 6-7 패스 내에서 완료하였다. 실험하는 내내 온도를 레이저광선 파이로미터에 의해 모니터링하였다. 열간압연 후에, 시험편들을 워터젯 냉각이 가해지는 런-아웃 테이블에 400 -550 ℃에 도달할 때까지 유지시켰다. 마지막으로, 실제의 권취 냉각(coil cooling) 상황을 시뮬레이션하기 위해, 상기 시험편들을 매우 느린 냉각율이 적용된 프로그램가능한 노(furnace) 내부에 놓아 두었다. 핫 스트립 밀의 다운코일러에서 권취 후 코일의 냉각율을 먼저 오랜 시간에 걸쳐 광선 파이로미터로 측정하였고 유사한 냉각율을 시뮬레이션 목적으로 노 내에서 시뮬레이션하였다. 권취 시뮬레이션을 위한 노의 온도를 350-500 ℃ 범위 내로 유지하였다. 전체 열간 압연 공정의 개략적인 다이어그램이 도 5에 도시되었다. 열간 압연 두께는 약 3.0 mm이었다.

금속조직 관찰을 위하여, 열처리된 샘플들의 일 단부의 압연면으로부터 시험편들을 잘랐다. 상기 시험편들을 표준 절차에 따라 깨끗이 닦고 나이탈(nital)로 에칭하였다. 미세구조들은 도 6에서와 같이 만들어졌고, 여기서 도 6a(왼쪽)는 광학적 미세구조이고 도 6b(오른쪽)는 SEM 사진이다.. 광학적 미세구조의 이미지 분석은 Zeiss 80 DX microscope가 장착된 Axio-Vision Software version 4를 이용하여 수행하였으며, 그 결과는 약간의 잔류(~ 25%) 오스테나이트들과 함께 상당한 양의 베이나이트(-75%)가 존재함을 보여주었다. 예컨대 페라이트, 시멘타이트와 같은 확산 변태의 산물들은 보이지 않았으며 이러한 사실로부터 상기 생성된 베이나이트는 카바이드-프리 베이나이트임을 알 수 있었다. 베이나이트 플레이트 두께는 도 7에 제시된 TEM 사진으로부터 알 수 있듯이 100nm 보다 얇았으며 그 구조는 현저히 전위된(dislocated) 것이었다.

상업적 소프트웨어인 X'Pert High Score Plus 를 사용하여, 잔류 오스테나이트의 부피분획 및 격자 파라미터를 X-선 데이터로부터 계산하였다. 상기 X-선 회절 분석 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

도 8은 차이를 나타낸 계산된 XRD 프로파일과 실험적으로 얻은 XRD 프로파일을 도시한 것이다. XRD 분석과정에서는 확산 구역과 그 산물을 무시하고, 존재하는 페라이트는 오직 베이나이트 페라이트만 있는 것으로 가정하였다. 표 3에서 보면, 잔류 오스테나이트의 C 함량이 도 2에 도시된 계산된 To 곡선으로부터 예측되는 것보다 더 많음을 알 수 있다. To 곡선은 등온 조건에서 계산되었고, 실제 실험은 다른 C 농도를 갖는 다른 오스테나이트들을 제조하는 연속 냉각 상태에서 수행되었음을 명심해야 할 것이다. 이러한 다른 오스테나이트들은 XRD에 의해 분리되지 않고, XRD는 평균적인 C 농도만을 지시한다.

실온으로 연속 냉각시킨 후, 30Kg 부하를 이용하여 비커스 경도 테스터(Vicker's Hardness tester)에서 경도를 측정하였다. 경도값은 네 개의 다른 열간압연되고 연속적으로 냉각된 시험편들부터 100 측정값(readings)의 평균값인 425 ± 9 VHN으로 나타났다. 모든 기계적 특성들(경도(hardness), YS, UTS, 균일 연신율(uniform elongation), 전체 연신율(total elongation))에 대해 나타낸 하기 표 4 참조할 것. 극한인장강도(UTS)는 1350 MPa을 초과하는 것으로 나타났다.

50mm 게이지 길이의 표준 시험편들에 대한 ASTM 절차 [ASTM E8]를 따르는 강으로부터 표준 인장 시험편들을 제조하였고, 인스트론(Instron) 인장 테스트 장치(모델명: 5582)에서 테스트하였다. 도 9는 첫번째 세 개의 시험편들에 대한 결과를 도시한 것이다. 도 9 결과로부터, 본 발명에 따른 베이나이트 강이 인장강도((>1300 MPa)와 20%가 넘는 연신율의 뛰어난 조합을 가짐을 명백하게 알 수 있다.

Claims

하기 원소들(단위: 중량%)로 구성된 베이나이트 강:
C: 0.30 - 0.50
Si: 1.0 - 1.8
Mn: 1.0 - 2.5
Cr: 0.7 - 1.5
Ti: 0.017 - 0.08
Al: 0.01 - 1.50
P: 0.015 - 0.025
S: 0.007 - 0.01
Ni: 0.01 - 0.014
Mo: 0.01 - 0.024
Co: 0.001 - 0.005
나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물임.
제1항에 있어서, 하기 원소들(단위: 중량%) 중 하나 이상이 존재하는 베이나이트 강:
C; 0.30 - 0.40
Si: 1.2 - 1.7
Mn: 1.6 - 2.1
Cr: 0.9 - 1.2.
제1항에 있어서, 상기 강은 적어도 415 VHN의 경도를 갖는 베이나이트 강.
제1항에 있어서, 상기 강은 적어도 1300 MPa의 극한 인장강도를 갖는 베이나이트 강.
제1항에 있어서, 상기 강은 적어도 1350 MPa의 극한 인장강도를 갖는 베이나이트 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강은 적어도 20%의 총 연신율을 갖는 베이나이트 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 베이나이트는 카바이드-프리(carbide-free)이고 두께가 100nm 미만인 베이나이트 플레이트들로 구성된 미세구조를 갖는 것인 베이나이트 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강은 15 - 30%의 잔류 오스테나이트를 갖는 미세구조를 갖는 베이나이트 강.
- 주조 슬래브를 스트립으로 열간압연하는 단계,
- 상기 스트립을 베이나이트 시작 온도보다 높은 온도까지 냉각시키는 단계,
- 상기 스트립을 베이나이트 시작 온도보다 높은 온도에서 권취하는 단계, 및
- 상기 권취된 스트립을 자연 냉각에 의해 냉각시키는 단계를 포함하여, 강을 열처리하여 베이나이트 강을 형성하는 베이나이트 제조 방법으로서,
상기 베이나이트 강은 하기 원소들(단위: 중량%)로 구성되는 것인 베이나이트 제조 방법:
C: 0.30 - 0.50
Si: 1.0 - 1.8
Mn: 1.0 - 2.5
Cr: 0.7 - 1.5
Ti: 0.017 - 0.08
Al: 0.01 - 1.50
P: 0.015 - 0.025
S: 0.007 - 0.01
Ni: 0.01 - 0.014
Mo: 0.01 - 0.024
Co: 0.001 - 0.005
나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물임.
제9항에 있어서, 상기 방법은 하기 단계들을 더 포함하는 베이나이트 제조 방법:
- 상기 개시된 조성의 액체강을 제조하는 단계,
- 상기 액체강을 슬래브로 주조하는 단계, 및
- 상기 슬래브를 냉각시키는 단계.
제10항에 있어서, 상기 주조되고 냉각된 슬래브는 오스테나이트 상태까지 재가열되는 것인 베이나이트 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 최종적인 열간압연 온도가 적어도 850℃인 베이나이트 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 열간압연된 스트립은 400 - 550℃의 온도 범위까지 급속 냉각되는 것인 베이나이트 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 스트립은 350 - 500℃ 범위의 스트립 온도에서 권취되는 것인 베이나이트 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 권취된 스트립은 주위 온도(ambient temperature)까지 자연 냉각되는 것인 베이나이트 제조 방법.
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제9항에 있어서, 하기 원소들(단위: 중량%) 중 하나 이상이 베이나이트 강에 존재하는 것인 베이나이트 제조 방법:
C: 0.30 - 0.40
Si: 1.2 - 1.7
Mn: 1.6 - 2.1
Cr: 0.9 - 1.2.