KR101640980B1 - 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법 - Google Patents

철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101640980B1
KR101640980B1 KR1020140072779A KR20140072779A KR101640980B1 KR 101640980 B1 KR101640980 B1 KR 101640980B1 KR 1020140072779 A KR1020140072779 A KR 1020140072779A KR 20140072779 A KR20140072779 A KR 20140072779A KR 101640980 B1 KR101640980 B1 KR 101640980B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
aluminum
iron
manganese
alloy
carbon
Prior art date
Application number
KR1020140072779A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20150144099A (ko
Inventor
쳉-펭 리우
크리스토퍼 치우
Original Assignee
아포지안 메탈 인코포레이션
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 아포지안 메탈 인코포레이션 filed Critical 아포지안 메탈 인코포레이션
Priority to KR1020140072779A priority Critical patent/KR101640980B1/ko
Publication of KR20150144099A publication Critical patent/KR20150144099A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101640980B1 publication Critical patent/KR101640980B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/006—Making ferrous alloys compositions used for making ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2200/00—Crystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Abstract

철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법이 밝혀진다. 그 조성이 잔여량의 철(Fe)과 함께, 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8%의 탄소인 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 상기 성분들의 용융에 의해 형성된다. 계속해서 상기 합금은 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리되고 그리고 계속해서 담금질되어 상기 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트 상이 되도록 한다. 그리고 상기 담금질 공정 동안 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 밀집한 나노크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된다. 그에 의하여, 상기 합금의 강도 및 연성이 유의미하게 개선된다. 게다가, 질화처리 이후, 상기 합금의 표면 상에 대부분의 면심 입방(FCC) 구조를 갖는 질화알루미늄(AlN) 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 질화철(Fe4N)을 갖는 질화물층이 형성된다. 그에 의하여, 표면경도 및 내부식성이 개선된다. 따라서 상기 합금의 용도 효율 및 응용 효율이 더욱 증가된다.

Description

철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법{Fe-Mn-Al-C ALLOY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 철-망간-알루미늄-탄소 합금(Fe-Mn-Al-C alloy) 및 그의 제조방법, 특히 잔여량(balance)의 철과 함께 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8중량% 또는 1.45 내지 1.8중량%의 탄소를 포함하는 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 상기 구성성분들의 혼합물을 용융시키는 것에 의한 그의 제조방법에 관한 것이다. 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 고강도(high strength), 고연성(high ductility), 고표면경도(high surface hardness) 및 고내부식성(high corrosion resistance)의 특성들을 갖는다.
현재 획득가능한 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법의 기술분야에서, 문헌들 "Relationship between Microstructures and Tensile Properties of an Fe-30Mn-8.5Al--2.0C Alloy", Materials Transactions, 2010/04/28, Vol. 51, No. 6, pp1084-1088(이하 참조 1이라고 함), "Phase transtions in an Fe-9Al-30Mn-2.0C alloy", Scripta Materialia, 2007, Vo. 57, pp809-812(이하 참조 2라고 함), "Microstructure control and ductility improvement of the two-phase γ-Fe/κ-(Fe, Mn)3AlC alloys in the Fe-Mn-Al-C quaternary system", Intermetallics, 2004, Vo. 12, pp607-617(이하 참조 3이라고 함) 및 US2013/0081740A1(TW201313923A1) "COMPOSITION DESIGN AND PROCESSING METHODS OF HIGH STRENGTH, HIGH DUCTILITY, AND HIGH CORROSION RESISTANCE FE-MN-AL-C ALLOYS" (이하 참조 4라고 함)을 포함하여 다수의 선행기술들이 밝혀져 있다. 상기 참조 1 및 참조 2들은 본 발명자들의 연구 논문들이고 그리고 상기 참조 4는 본 발명자들의 특허출원이다. 참조 1의 1084 페이지, 좌측 문단의 28줄부터 우측 문단의 1줄의 서론의: "이들 연구들에 있어서, 철-(29~30)%, 망간-(7.7~9)% 알루미늄-(1.5~2.5)% 탄소 합금의 담금질된 대로(as-quenched)의 마이크로구조(microstructure)가 미세한 κ' 카바이드를 포함하는 γ상이라는 것이 밝혀졌다.(19.20)"을 참조하고, 여기에서의 참고문헌 19 및 20들은 상기에서 언급한 참조 2 및 참조 3과 동일하다. 참조 2 및 참조 3에 연관된 기술들은 참조 1의 1084 페이지에 밝혔다. 이들은 상기 참조 2 및 상기 참조 3들이 선행기술들로서 언급되었음을 의미한다. 따라서, 참조 1의 1084 페이지에 밝힌 상기 기술들은 참조 1(결론, 1088페이지)의 결과가 잔여량의 철과 함께 29 내지 30중량%의 망간, 7.7 내지 9중량%의 알루미늄, 1.5 내지 2.5중량%의 탄소를 포함하는 철-망간-알루미늄 탄소 합금에 적용될 수 있다는 것을 인정하는 것은 불가능하다.
참조 3을 참조하면, 잔여량의 철과 함께 29 내지 30중량의 망간, 7.7 내지 9중량%의 알루미늄 및 1.5 내지 2.5중량%의 탄소를 포함하는 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 밝혀졌다. 상기 합금은 1373K(1100℃)에서 고용화 열처리(solution heat-treated)되었다. 계속해서, 로(funace)가 냉각된 후에 오스테나이트(austenite) 및 κ-카바이드(κ-carbides)를 갖는 이중-상(dual-phase) 구조가 수득되었다. 요약 3 내지 5줄 및 613페이지 도 8에 나타난 바와 같이, 실온 인장시험 결과들은 인장강도가 약 900Mpa이고 그리고 신장율이 약 0임을 나타내고 있다. 상기 합금의 실온에서의 연성을 개선하기 위하여(참조 3, 614 내지 615 페이지를 참조), 상기 합금이 1373K(1100℃)에서 고용화 열처리되고 그리고 계속해서 1073K(800℃)에서 여러 숙성처리(aging treatment)에 의해 가공되었다. 따라서, 그의 마이크로구조가 γ/κ층상구조(γ/κ lamellar)인 거친 마이크로크기(microscale)(>10㎛)의 κ-카바이드 및 오스테나이트가 수득되었다. 실온 인장시험 결과들은 인장강도가 약 1050Mpa이고 그리고 신장율이 약 11%임을 나타내고 있다. 상기 참조 3에서의 기술들에 의해 가공된 상기 합금의 강도 및 연성들은 참조 4에서의 기술들에 의해 가공된 상기 합금의 강도 및 연성들 보다 훨씬 더 작다는 것은 자명하다. 게다가, 상기 참조 3은 단지 그의 마이크로구조가 상기 γ/κ층상구조인 상기 합금이 800℃의 숙성처리에 의해 생성되었다는 것만을 언급하였으며, 상기 참조 4에서 언급된 고용화 열처리의 담금질(quenching) 동안의 스피노달 분해(spinodal decomposition)에 의해 오스테나이트 매트릭스(austenite matrix) 내에 고밀도의 나노-크기(nano-sized)의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성되었다는 것은 밝히지 못하였다.
게다가, 참조 1의 명칭 "철-30망간-8.5알루미늄-2.0탄소 합금의 마이크로구조와 인장 특성들 간의 관계" 및 마지막 장에서의 결론들에서 밝혀진 바와 같이, 상기 참조 1의 연구 대상이 잔여량의 철과 함께 30중량%의 망간, 8.5중량%의 알루미늄, 2.0중량%의 탄소를 포함하여 각 성분의 특정의 비율을 갖는 단일의 철-망간-알루미늄-탄소 합금에 국한된다. 참조 2 "철-9알루미늄-30망간-2.0C합금에서의 상전이"도 마찬가지로, 연구 대상은 잔여량의 철과 함께 30중량%의 망간, 9중량%의 알루미늄, 2.0중량%의 탄소를 포함하여 각 성분의 특정의 비율을 갖는 단일의 철-망간-알루미늄-탄소 합금이다. 상기 참조 1 및 참조 2들은 본 발명의 발명자들의 연구 논문들이며, 여기에서 나노규모의 정렬된(nanoscale ordered) κ'-카바이드가 고용화 열처리 후 담금질된 상태 하에서 오스테나이트 매트릭스 내에 균질하게 침강되는 것으로 처음 발견되었다. 수득된 상기 마이크로구조는 상기 합금의 기계적인 특성들을 향상시킨다. 그러나, 상기 참조 1 및 참조 2들의 연구 대상들은 각각이 각 성분의 특정의 비율(2.0중량%의 탄소 및 8.5중량% 또는 9중량%의 알루미늄 등과 같이)을 갖는 철-망간-알루미늄-탄소 합금들이다. 상기 연구 결과는 그러한 종류의 철-망간-알루미늄-탄소 합금에만 적용될 수 있다(참조 1, 1088 페이지, 결론에서 언급된 바와 같이). 따라서, 상기 참조 1 및 참조 2의 결론이 다른 합금들에 적용될 수 있는 지 그렇지 않은 지의 여부는 불확실하다.
상기 참조 1 및 참조 2에서 밝혀진 각 성분의 특정의 비율(2.0중량%의 탄소 등과 같은)을 갖는 철-망간-알루미늄-탄소 합금들을 가공하기 위한 기술들은 산업적 응용에 적용될 수 없다. 심지어 동일한 금속 블럭에서 서로 다른 위치들이 균질하지 않은 지를 아는 금속에 대하여 친숙한 전문가들 조차도 완전하게 동일한 조성을 갖도록 하는 것은 불가능하다. 문헌 "STRUCTURE AND PROPERTIES OF ENGINEERING ALLOYS" William F. Smith, page 94, second edition을 참고하고, 실시예로서 가장 흔한 탄소강 AISI-SAE 1040을 취하시오. 상기 탄소강의 조성 분석 결과는 탄소(C)가 0.37 내지 0.44중량%의 범위이고 그리고 망간이 0.60 내지 0.90중량%의 범위이라는 것을 나타내고 있다. 문헌 "The Making, Shaping and Treating of Steel" Edited by Harold E. McGannon, page 1130을 참고하고, 상기 AISI 4340 합금강의 분석 결과는 그의 조성이 0.38 내지 0.43중량%의 탄소, 0.60 내지 0.80중량%의 망간, 0.20 내지 0.35중량%의 실리콘, 1.65 내지 2.00중량%의 니켈, 0.70 내지 0.90중량%의 크롬, 0.20 내지 0.30중량%의 몰리브덴, 0.035중량% 미만의 인 및 0.040중량% 미만의 황이라는 것을 나타내고 있다. 따라서 상기 참조 1 및 참조 2에서 밝혀지고 그리고 2.0중량%의 탄소와 같이 각 성분의 특정의 비율을 갖는 합금을 가공하는 데 사용된 상기 기술들이 산업적 응용에 적용될 수 없다는 것은 자명하다.
금속 합금, 산화물 유리(oxide glasses) 등과 같은 극히 적은 재료들에서만이 스피노달 분해(일종의 상변환)가 관측되었다(문헌 Wiley international Editions, Fundamentals of Physical Metallurgy, pp 390-391 and pp396-397을 참조). 스피노달 분해는 핵화(nucleation) 및 성장(growth)에 의해 생성된 제2 상(second phase) 침전 등과 같은 일반적인 합금들에서의 상변환과는 상당히/전적으로 다르다. 예를 들면, 상기 참조 3에서, 800℃에서의 숙성에 의하여 γ/κ층상 마이크로구조를 갖는 거친 κ-카바이드가 상기 합금 내에 형성되고 그리고 이는 핵화 및 성장으로부터 야기된다. 스피노달 변화가 요구되고 그리고 다음과 같다: (1) 2원 합금계(binary alloy system)의 상평형도(phase diagram)는 안정한 용해도 간극(miscibility gap)을 갖는다. (2) 상변화는 자발적이고 핵화를 위한 에너지 전달체(energy carrier)(ΔG*<0)를 수반하지 않는다. (3) 상분리 동안, 2개의 상들 사이에 존재하는 계면의 에너지 및 정합 변형 에너지(coherent strain energy)가 매우 낮아야 한다. 따라서 스피노달 분해를 위한 조성 범위 및 온도 영역들은 용해도 간극 보다 더 좁다. 스피노달 분해가 일어나는 철-몰리브덴 합금계를 실시예로서 취하시오. 스피노달 분해에 대한 조성 범위는 17 내지 20중량%의 몰리브데늄(Mo)의 범위이다(문헌 "Spinodal Decomposition in Fe-Mo-Co and Fe-Mo-V Ternary System" by Takao KOXAKAI et al., pp. 159-164를 참조). 몰리브데늄의 양을 낮추기 위한 스피노달 분해의 범위 확장을 위해서는 다른 비율의 코발트(Co) 또는 바나듐(V)이 첨가되어 3원 합금계(ternary alloy system)를 형성한다. 그러나, 스피노달 분해를 위한 상기 조성 범위 및 온도 영역은 여전히 보다 작은 범위로 한정되었다(163 페이지, 도 2에 나타난 바와 같이). 따라서, 상기 합금에서의 스피노달 분해의 발생은 어려우며, 많은 요구 조건들(특정의 조성 범위 및 온도 영역 등과 같은)이 일치될 것을 요구한다.
게다가, 본 발명자들은 금속 재료들에 연관된 문헌들(교과서(textbook), 학술지 논문(journal papers), 회의 논문(conference papers) 및 웹사이트 정보(website information)을 포함)을 검토하였고, 그리고 일단 스피노달 분해를 갖는 것으로 이미 알려진 금속이 고용화 열처리 이후 담금질 공정에 의하여 처리되면, 스피노달 분해는 상기 담금질 공정 동안에는 일어나지 않을 것이라는 것을 발견하였다. 담금질된 대로에서, 상기 합금은 단일상(single phase)으로 존재한다(문헌 "STRUCTURE AND PROPERTIES OF SPINODALLY DECOMPOSED Cu-Ni-Fe ALLOYS", pp347-349, Royal Society Publishing "An X-Ray study of the Dissociation of an Alloy of Copper, Iron and Nickel", pp368-378, 또는 AMERICAN SOCIETY FOR METALS, Phase Transformations, Chapter 12, p497 Spinodal Decomposition을 참조). 상기 합금은 내부 스피노달 분해 영역 온도까지 가열되어 스피노달 분해가 일어나도록 하여야 할 필요가 있다.
실시예로서의 A-B 2원 합금을 취하면, 가열의 초기 단계에서 작은 조성 요동(composition fluctuation)이 존재한다. 구성성분의 파진폭(wave amplitude)은 상당히 작아, 제2-상의 침전을 형성하기에는 충분치 않다. 따라서 그 순간에, 2개의 상들은 A-풍부(A-rich) 및 B-풍부(B-rich)라고 불리운다. 가열 시간의 증가와 함께, 상기 파진폭이 증가하여 상기 침전이 생성된다(문헌 "Phase Transformations in Metals and Alloys", pp 308-311을 참조). 이 침전은 상기 스피노달 분해 영역 밖에서 생성된 상기 침전과 동일한 조성을 가지나, 그러나 차이점은 상기 침전이 상기 가열시간의 증가에 따라 성장을 지속하고 그리고 다른 침전 조대화(precipitate coarsening)를 갖는다는 것이다. 일반적으로, 스피노달 분해를 수반하는 합금은 상당한 시간 동안 스피노달 분해 영역 이내의 온도까지 가열되어 상기 침전이 상기 매트릭스로부터 완전히 분리되도록 할 것이 요구된다. 실시예로서 "Cu-Fe-Ni 합금"을 취하시오. 상기 합금의 상변환 시간은 650℃에서 11주 동안 가열되도록 할 정도로 길다(문헌 "An X-Ray study of the Dissociation of an Alloy of Copper, Iron and Nickel", pp368-378을 참조). 따라서, 이제 확득가능한 스피노달 분해를 수반하는 상기 합금은 항온에서 상변환을 갖는다.
요구 조건들이 일치되기 어렵기 때문에 스피노달 분해가 상기 2상계 및 3상계들에서는 거의 일어나지 않는다는 것이 학습되었다. 본 발명에서 밝혀진 4성분 합금 철-망간-알루미늄-탄소 합금에 관해서는, 아직까지 완전한 상평형도가 구축되지 않았다. 본 발명자는 스피노달 분해 및 담금질 공정 동안에 밀집한 나노크기의 κ'-카바이드를 갖는 4원 합금의 조성을 찾아내는 데 헌신하여 본 발명의 4원 합금이 산업적 응용에 적용되도록 하였다.
따라서 본 발명자들의 연구(참조 4, US2013/0081740A1)는 스피노달 분해의 요구 조건들의 문제점을 극복한다. 그러나, 상기 참조 4에서 밝혀진 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금에 포함된 각 원소/구성성분은 더 큰 범위를 갖는다. 이는 스피노달 분해의 발생 및 산업적 응용에 부정적인 영향을 갖는다. 게다가, 본 발명의 본 발명자는 담금질 공정 동안의 스피노달 분해 파생의 κ'-카바이드, (Fe,Mn)3AlC)의 크기 및 분포 그리고 상기 합금의 기계적 특성들에 대한 이들의 영향들이 핵심 기술들, 특히 탄소 및 알루미늄의 비율 및 이들의 관계를 명확하여 산업적 응용에 적용되도록 하기 위한 추가의 분석 및 반복적인 연구가 요구된다고 생각한다. 따라서, 개량의 여지 및 산업적 응용에 더 적용가능한 합금에 대한 요구가 존재한다.
따라서 본 발명의 주 목적은 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 이의 제조방법을 제공하는 것이다. 잔여량의 철과 함께, 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8중량%의 탄소를 포함하는 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 상기 언급된 구성성분들의 혼합물을 용융시키는 것에 의해 생성된다. 상기 합금은 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리되고 그리고 계속해서 담금질되어 그의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상인 완전 오스테나이트의 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 수득된다. 그리고 상기 담금질 공정 동안의 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된다. 그에 의하여, 상기 합금의 강도 및 연성이 유의미하게 개선된다. 상기 합금의 용도 효율(use efficiency) 및 응용 효율(application efficiency)이 더욱 증가된다.
본 발명의 다른 목적은 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법을 제공하는 것이고, 여기에서 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 위한 재료들은 잔여량의 철과 함께, 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8중량%의 탄소를 포함한다. 따라서, 상기 형성된 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 고밀도를 수반한다. 그리고 상기 합금의 강도 및 연성이 유의미하게 개선된다.
본 발명의 또 다른 목적은 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법을 제공하는 것이고, 여기에서 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 질화처리(nitriding)로 처리되어 상기 합금의 표면 상에 대부분의 면심 입방(face-center-cubic: FCC) 구조를 갖는 질화알루미늄(aluminum nitride: AlN) 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 질화철(iron nitride: Fe4N)로 이루어지는 질화물층(nitride layer)이 형성된다. 그에 의하여, 상기 합금의 표면경도(surface hardness) 및 내부식성(corrosion resistance)가 개선된다. 상기 합금의 용도 효율 및 응용 효율이 더욱 증가된다.
본 발명의 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 잔여량의 철과 함께, 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8중량%의 탄소를 포함하는 혼합물을 용융시키는 것에 의해 생성된다.
본 발명의 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리되고 그리고 계속해서 담금질되어 그의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상인 합금이 수득된다. 게다가, 상기 담금질 공정 동안의 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된다.
본 발명의 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 높은 경도 및 높은 내부식성을 갖는 합금이다. 높은 경도를 갖는 상기 높은 내부식성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 질화물층을 포함한다. 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금은 잔여량의 철과 함께, 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.4 내지 1.8중량%의 탄소를 포함하는 혼합물을 용융시키는 것에 의해 생성된다. 계속해서, 상기 합금은 980 내지 1200℃의 온도에서 고용화 열처리 및 그리고 계속해서 담금질 공정으로 처리되어 상기 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 한다. 상기 담금질 공정 동안에, 고밀도의 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 형성된다. 상기 담금질된 합금을 450 내지 550℃에서 질화처리하는 것에 의하여 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 표면 상에 질화물층이 형성된다. 상기 합금의 표면 상의 상기 질화물층은 대부분의 면심 입방(FCC) 구조를 갖는 질화알루미늄(AlN) 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 질화철(Fe4N)을 포함한다.
고-강도(high-strength) 및 고-연성(high-ductility)의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법은 하기의 단계들, 즉:
단계 1: 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al) 및 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 혼합물을 용융시켜 합금을 형성시키는 단계;
단계 2: 상기 합금을 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리로 가공하고 그리고 계속해서 상기 합금을 담금질 가공하여 상기 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하는 단계;
를 포함한다. 그리고 상기 고용화 열처리 후 상기 담금질 공정 동안 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된다.
단계 3: 상기 담금질된 합금을 450 내지 550℃에서 숙성처리로 가공하는 단계.
본 발명에 따른 고강도, 고연성, 고경도 및 고내부식성을 갖는 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법은 하기의 단계들, 즉:
단계 1: 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al) 및 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 혼합물을 용융시켜 합금을 형성시키는 단계;
단계 2: 상기 합금을 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리로 가공하고 그리고 계속해서 상기 합금을 담금질 가공하여 상기 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하는 단계;
를 포함한다. 그리고 상기 고용화 열처리 후 상기 담금질 공정 동안 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된다.
단계 3: 상기 담금질된 합금을 플라즈마질화처리 챔버(plasma nitriding chamber)/또는 가스질화처리 챔버(gas nitriding chamber) 내로 위치시키고 그리고 450 내지 550℃에서 질화처리를 수행하여 상기 합금의 표면 상에 질화물층을 형성하는 단계. 상기 질화물층은 상기 합금의 표면 상에 대부분의 면심 입방 구조를 갖는 질화알루미늄 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 Fe4N을 포함한다.
상기 질화처리가 플라즈마질화처리 챔버에 의해 수행되는 경우, 상기 질화처리에 사용되는 가스는 20 내지 80% 질소가스 및 잔여량의 수소가스를 포함한다. 상기 플라즈마질화처리 챔버 내의 압력은 1 내지 6torr(토리챌리)이다.
상기 질화처리가 가스질화처리 챔버에 의해 수행되는 경우, 상기 질화처리에 사용되는 가스는 20 내지 80%의 암모니아가스 및 잔여량의 질소가스 또는 암모니아가스, 질소가스 및 수소가스의 혼합물을 포함한다.
게다가, 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 위한 재료들은 더욱이 잔여량의 철과 함께 23 내지 34중량%의 망간, 8 내지 9.5중량%의 알루미늄 및 1.45 내지 1.8중량%의 탄소(C)를 포함한다. 탄소의 비율이 1.45 내지 1.8중량%로 더 변경된다. 따라서 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 더 밀집하게 형성된다. 따라서 상기 합금의 강도 및 연성들이 유의미하게 개선된다.
별도의 잇점들 및 변경들은 당해 기술분야에서 숙련된 자들에게는 쉽게 일어날 수 있을 것이다. 따라서, 보다 넓은 관점들에 있어서 본 발명은 본 명세서에서 나타내고 그리고 기술된 상기 특정한 상세한 설명들 및 대표적인 장치들로 한정되는 것은 아니다. 따라서, 첨부된 특허청구범위들 및 그들의 등가물들로 한정되는 바와 같은 종합적인 발명의 개념의 정신 및 관점으로부터 벗어남이 없이 여러 변경들이 이루어질 수 있다.

Claims (9)

  1. 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하며; 여기에서 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 고용화 열처리 후 숙성공정(aging treatment) 없이 계속해서 담금질 공정으로 처리되어 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하고; 상기 담금질 공정 동안에, 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성된 철-망간-알루미늄-탄소 합금.
  2. 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 혼합물의 용융에 의하여 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 형성되고; 여기에서 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금이 고용화 열처리 후 숙성공정(aging treatment) 없이 계속해서 담금질 공정으로 처리되어 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하고; 상기 담금질 공정 동안에, 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성되고;
    450 내지 550℃에서의 상기 담금질된 합금의 질화처리에 의하여 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 표면 상에 질화물층이 형성되고 그리고 상기 질화물층이 면심 입방(FCC) 구조를 갖는 질화알루미늄(AlN) 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 질화철(Fe4N)을 갖는 고-경도 및 고-내부식성 철-망간-알루미늄-탄소 합금.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    더욱이 잔여량의 철(Fe)과 함께 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.45 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 합금.
  4. 하기의 단계들, 즉:
    단계 1: 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 혼합물을 용융시켜 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 형성시키는 단계;
    단계 2: 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리로 가공하고 숙성공정(aging treatment) 없이 계속해서 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 담금질 가공하여 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하고; 상기 고용화 열처리 후 상기 담금질 공정 동안 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성되는 단계; 및
    단계 3: 상기 담금질된 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 450 내지 550℃에서 숙성처리로 가공하는 단계;
    를 포함하는 고강도 및 고연성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
  5. 하기의 단계들, 즉:
    단계 1: 잔여량의 철(Fe)과 함께, 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.4 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 혼합물을 용융시켜 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 형성시키는 단계;
    단계 2: 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 980 내지 1200℃에서 고용화 열처리로 가공하고 숙성공정(aging treatment) 없이 계속해서 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 담금질 가공하여 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 마이크로구조가 완전한 오스테나이트(γ) 상이 되도록 하고; 상기 고용화 열처리 후 상기 담금질 공정 동안 스피노달 분해에 의하여 오스테나이트 매트릭스 내에 나노-크기의 (Fe, Mn)3AlCx 카바이드(κ'-카바이드)가 형성되는 단계; 및
    단계 3: 상기 담금질된 철-망간-알루미늄-탄소 합금을 플라즈마질화처리 챔버 또는 가스질화처리 챔버 내로 위치시키고 그리고 450 내지 550℃에서 질화처리를 수행하여 상기 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 표면 상에 질화물층을 형성하는 한편으로 상기 질화물층이 상기 합금의 표면 상에 면심 입방(FCC) 구조를 갖는 질화알루미늄(AlN) 및 상대적으로 소량의 면심 입방 구조를 갖는 질화철(Fe4N)을 포함하는 단계;
    를 포함하는 고강도, 고연성, 고경도 및 고내부식성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 질화처리가 플라즈마질화처리 챔버에 의해 수행되는 경우, 상기 질화처리에 사용되는 가스가 20 내지 80% 질소가스 및 잔여량의 수소가스를 포함하고; 상기 플라즈마질화처리 챔버 내의 압력이 1 내지 6torr인 고강도, 고연성, 고경도 및 고내부식성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 질화처리가 가스질화처리 챔버에 의해 수행되는 경우, 상기 질화처리에 사용되는 가스가 20 내지 80%의 암모니아가스 및 잔여량의 질소가스 또는 암모니아가스, 질소가스 및 수소가스의 혼합물을 포함하는 고강도, 고연성, 고경도 및 고내부식성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
  8. 제 4 항에 있어서,
    더욱이 잔여량의 철(Fe)과 함께 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.45 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 고강도 및 고연성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
  9. 제 5 항에 있어서,
    더욱이 잔여량의 철(Fe)과 함께 중량으로 23 내지 34%의 망간(Mn), 8 내지 9.5%의 알루미늄(Al), 1.45 내지 1.8%의 탄소(C)를 포함하는 고강도, 고연성, 고경도 및 고내부식성의 철-망간-알루미늄-탄소 합금의 제조방법.
KR1020140072779A 2014-06-16 2014-06-16 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법 KR101640980B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140072779A KR101640980B1 (ko) 2014-06-16 2014-06-16 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140072779A KR101640980B1 (ko) 2014-06-16 2014-06-16 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20150144099A KR20150144099A (ko) 2015-12-24
KR101640980B1 true KR101640980B1 (ko) 2016-07-19

Family

ID=55084160

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020140072779A KR101640980B1 (ko) 2014-06-16 2014-06-16 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101640980B1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110205459B (zh) * 2019-07-25 2020-12-22 重庆大学 一种铁锰铝碳系奥氏体低密度钢的热处理方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940008945B1 (ko) * 1991-12-30 1994-09-28 포항종합제철 주식회사 성형성 및 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간장
KR970043162A (ko) * 1995-12-30 1997-07-26 김종진 고망간강 냉연강판의 소둔열처리 방법 및 산세방법
KR20090070504A (ko) * 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고망간강 및 고망간 도금강판의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20150144099A (ko) 2015-12-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11866815B2 (en) High entropy alloy structure and a method of preparing the same
EP1836327B1 (en) High-strength four-phase steel alloys
KR101747052B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
US3567434A (en) Stainless steels
CN108350548B (zh) 具有优异可冷锻性的线材及其制造方法
CN108026624A (zh) 含有钝化元素的耐腐蚀且抗开裂的高锰奥氏体钢
WO2017027085A2 (en) Low alloy high performance steel
EP0640692B1 (en) Magnetic strips and methods for making the same
EP2952608A1 (en) Fe-Mn-Al-C alloy and method for manufacturing the same
CA2792615A1 (en) Tool steel for extrusion
KR101640980B1 (ko) 철-망간-알루미늄-탄소 합금 및 그의 제조방법
RU2679813C2 (ru) Применение стального сплава для цепей и деталей цепей, а также изготовленное из него звено цепи или деталь цепи
AU2019200246A1 (en) Steel material and expandable oil country tubular goods
JP2023501564A (ja) 均一に分布するナノサイズの析出物を多量含むオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JPH02228456A (ja) 冷間加工ニッケル基合金の強化法
JPH064889B2 (ja) 厚肉超高張力鋼の製造方法
JP2015218387A (ja) 鉄マンガンアルミニウム炭素合金及びその製造方法
JP6836280B2 (ja) 鋼材の製造方法および鋼材
TW201540847A (zh) 鐵錳鋁碳合金及其製造方法
JP2021522416A (ja) 硫化物応力割れ耐性を有する鋼、そのような鋼から形成された管状製品、そのような管状製品の製造プロセス、およびその使用
US2215459A (en) Carbon-free alloy
JP4590532B2 (ja) 低降伏比高張力鋼の製造方法
KR20070086625A (ko) 고강도, 고인성 합금의 열화학적 처리 방법 및 공정
KR102476008B1 (ko) 저경도를 갖는 고탄소 강재 및 그 제조 방법
JPH01177338A (ja) 窒化用非調質鋼

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190624

Year of fee payment: 4