KR102095607B1 - 철강재의 제조 방법 - Google Patents

철강재의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102095607B1
KR102095607B1 KR1020147027871A KR20147027871A KR102095607B1 KR 102095607 B1 KR102095607 B1 KR 102095607B1 KR 1020147027871 A KR1020147027871 A KR 1020147027871A KR 20147027871 A KR20147027871 A KR 20147027871A KR 102095607 B1 KR102095607 B1 KR 102095607B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
base material
steel material
cooling
austenite
rotating tool
Prior art date
Application number
KR1020147027871A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20140132396A (ko
Inventor
히데토시 후지이
요시아키 모리사다
Original Assignee
고꾸리쯔 다이가꾸 호우징 오사까 다이가꾸
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 고꾸리쯔 다이가꾸 호우징 오사까 다이가꾸 filed Critical 고꾸리쯔 다이가꾸 호우징 오사까 다이가꾸
Publication of KR20140132396A publication Critical patent/KR20140132396A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102095607B1 publication Critical patent/KR102095607B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Aiming, Guidance, Guns With A Light Source, Armor, Camouflage, And Targets (AREA)
  • Adornments (AREA)

Abstract

철강재의 모재가 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열되어, 모재(1a, 1b)에 오스테나이트를 출현시킨다(S101). 모재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이 실온 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형이 모재에 도입된다(S102). 실온으로 철강재가 냉각되었을 때에 철강재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 것이 방지된다. CCT도상의 마르텐사이트가 생성되는 영역에 모재의 냉각 곡선을 외삽한 선이 교차하는 냉각 속도에 의해, 모재가 실온으로 냉각된다(S103). 제조된 철강재의 조직에는 실온에서 오스테나이트가 잔류한다.

Description

철강재의 제조 방법{METHOD FOR MANUFACTURING FERROUS MATERIAL}
본 발명의 일실시 형태는, 철강재의 제조 방법에 관한 것으로, 철강재의 모재에 처리를 실시하는 것에 의해서 강도와 연성을 높인 철강재를 제조하는 철강재의 제조 방법에 관한 것이다.
마찰 교반 접합(FSW: Friction Stir Welding)은, 이음매 특성을 비롯하여 여러 가지 우수한 특성을 가지고, 알루미늄 합금에 대해서는, 개발되고 바로 각종 산업 분야로 적용되고 있다. 한편, 구조 재료의 대부분을 차지하는 철강 재료의 마찰 교반 접합에 관해서도, 최근 활발히 연구가 이루어지고 있다. 연구 단계에서는 하기의 비특허문헌 1~3에 마찰 교반 접합에 의해서 탄소강의 접합을 행하는 것이 보고되고 있다.
더블유·엠·토머스(W. M. Thomas), 외 2명, 「과학·기술·용접·접합 4」(Sci. Technol. Weld. Join. 4), 1999년, p.365~372 티·제이·리너트(T. J. Lienert), 외 3명, 「접합 저널 82」(Weld. J. 82), 2003년, 1s~9s 에이·피·레이놀드(A. P. Reynolds), 외 3명, 「과학·기술·용접·접합 8」(Sci. Technol. Weld. Join. 8), 2003년, p.455~460
여기서, 철강 재료는 조성 및 조직 등에 의해서 기계적 특성의 향상이 도모되고 있지만, 고강도와 고연성을 양립시키는 것은 극히 곤란하다. 철강 재료의 마찰 교반 이음매에 있어서도 강도와 연성의 향상은 실용적으로는 극히 중요한 팩터이며, 자동차를 시작으로 하는 여러 가지의 산업계로부터 절실히 요망되고 있다. 또한, 마찰 교반 접합 이외의 압연 및 단조 등의 처리에 있어서도, 철강 재료의 강도 향상과 연성 향상을 양립시키는 것은 중요한 과제이다.
본 발명의 일실시 형태는 상기 과제에 비추어서 이루어진 것으로, 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재를 제조하는 것이 가능한 철강재의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 일실시 형태는, 철강재의 모재를 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열하는 가열 공정과, 모재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형(strain)을 모재에 도입하는 변형 도입 공정과, 연속 냉각 변태선도(CCT선도) 상의 모재에 마르텐사이트가 생성되는 영역에 냉각 곡선을 외삽(extrapolation)한 선이 교차하는 것으로 추정되는 냉각 속도에 의해, 가열 공정 및 변형 도입 공정이 실시된 모재를 Mf점보다 높은 온도로 냉각하는 냉각 공정을 포함하는 철강재의 제조 방법이다.
이 구성에 의하면, 가열 공정에서는, 철강재의 모재를 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열한다. 이것에 의해, 모재에 오스테나이트를 출현시킬 수 있다. 변형 도입 공정에서는, 모재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형을 모재에 도입한다. 이 때문에, 실온 등의 철강재가 사용되는 온도로 철강재가 냉각되었을 때에 철강재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 것을 방지할 수 있다. 모재에 변형을 도입하면, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역도 확대된다. 그러나, 냉각 공정에서는, 철강재의 모재가 연속하여 냉각되었을 때의 상변태를 시간 및 온도의 좌표 평면상에 나타낸 연속 냉각 변태선도(CCT선도: Continuous Cooling Transformation diagram)의 마르텐사이트가 생성되는 영역에 모재의 시간에 대한 온도의 함수를 나타내는 선인 냉각 곡선을 외삽한 선이 교차하는 것으로 추정되는 냉각 속도에 의해, 가열 공정 및 변형 도입 공정이 실시된 모재를 Mf점보다 높은 온도로 냉각한다. 이 때문에, 제조된 철강재의 조직에는 사용되는 온도에 있어서 오스테나이트가 잔류한다. 오스테나이트가 잔류된 철강재에 외부 응력이 인가되었을 경우, 변형을 받은 오스테나이트가 경질인 마르텐사이트로 변태하고, 변형을 받은 부분의 강도가 향상된다. 그 결과, 이 부분의 변형이 억제되고, 상대적으로 저강도인 미변태의 오스테나이트의 부분에 변태가 전파(傳搬)되는 TRIP 효과가 생긴다. 이 때문에, 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재를 제조할 수 있다.
이 경우, 냉각 공정이 실시된 모재의 조직을 검사하는 검사 공정을 더 포함하고, 검사 공정에 있어서 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 마르텐사이트가 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, 다음에 철강재를 제조할 때에, 변형 도입 공정에 있어서의 모재에 도입하는 변형의 양의 증가, 및 모재에의 오스테나이트 안정화 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽을 행하고, 검사 공정에 있어서 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 페라이트 및 펄라이트 중의 어느 한 쪽이 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, 다음에 철강재를 제조할 때에, 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도의 증가 및 모재에의 확산 변태를 억제하는 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽을 행할 수 있다.
이 구성에 의하면, 냉각 공정이 실시된 모재의 조직을 검사하는 검사 공정을 더 포함한다. 검사 공정에 있어서 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 마르텐사이트가 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, 철강재가 사용되는 온도에 대해서 충분히 Mf점이 저하되어 있지 않은 것이 추정된다. 여기서, 다음에 철강재를 제조할 때에, 변형 도입 공정에 있어서의 모재에 도입하는 변형의 양의 증가, 및 모재에의 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo 등의 오스테나이트 안정화 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다. 이것에 의해, 철강재가 사용되는 온도에 대해서 충분히 Mf점을 저하시켜서, 오스테나이트를 잔류시킬 수 있다. 또한, 검사 공정에 있어서 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 페라이트 및 펄라이트 중의 어느 한 쪽이 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, CTT 선도에 있어서의 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역을 회피하기 위해서는, 냉각 속도가 너무 낮거나, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역이 너무 확대되어 있는 것이 추정된다. 여기서, 다음에 철강재를 제조할 때에, 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도의 증가 및 Mo, W, V 및 Ta 등 Fe보다도 원자 반경이 큰 원소 등의 확산 변태를 저해하는 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다. 이것에 의해, CCT선도 상에 있어서의 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역을 회피하여, 오스테나이트를 잔류시킬 수 있다.
또한, 가열 공정 및 변형 도입 공정에서는, 모재에 봉 형상의 회전 툴의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴을 회전시키는 것에 의해, 모재의 가열 및 모재에의 변형의 도입을 행하고, 냉각 공정에서는, 모재에 회전 툴의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴을 회전시킨 상태에서 회전 툴의 선단부를 이동시키는 것, 및 회전 툴의 선단부를 모재로부터 떨어뜨리는 것 중 적어도 어느 한 쪽에 의해, 모재의 냉각을 행할 수 있다.
이 구성에 의하면, 가열 공정 및 변형 도입 공정에서는, 모재에 봉 형상의 회전 툴의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴을 회전시키는 것에 의해, 모재의 가열 및 모재에의 변형의 도입을 행하고, 냉각 공정에서는, 모재에 회전 툴의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴을 회전시킨 상태에서 회전 툴의 선단부를 이동시키는 것, 및 회전 툴의 선단부를 모재로부터 떨어뜨리는 것의 적어도 어느 한 쪽에 의해, 모재의 냉각을 행한다. 이러한 마찰 교반 접합의 기술을 이용하는 것에 의해, 하나의 처리로 가열 공정, 변형 도입 공정 및 냉각 공정을 행하는 것이 가능해진다. 또한, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하는 것에 의해, 모재를 국소적으로 가열하는 것, 및 모재에 국소적으로 변형을 도입하는 것이 용이해진다. 또한, 이 구성에 의하면, 회전 툴의 선단부의 이동 속도나, 회전 툴의 회전수를 조절하는 것에 의해, 냉각 속도를 제어하는 것이 용이해진다.
본 발명의 일실시 형태의 철강재의 제조 방법에 의하면, 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재를 제조하는 것이 가능해진다.
도 1은 실시 형태의 철강재의 제조 방법에 있어서의 마찰 교반 접합의 형태를 나타내는 사시도이다.
도 2는 도 1의 회전 툴의 사시도이다.
도 3은 실시 형태의 철강재의 공정을 나타내는 플로우 차트이다.
도 4는 철강재(1)의 상태도이다.
도 5는 철강재(2)의 CCT도이다.
도 6은 철강재에 있어서 변형이 도입되는 것에 의해, CCT도에서 펄라이트가 생성되는 영역과 마르텐사이트가 생성되는 영역이 변동하는 작용을 나타내는 도면이다.
도 7은 Zener-Hollomon 인자와 Ms점과의 관계를 나타내는 그래프 도면이다.
도 8은 Mo의 첨가에 의해 펄라이트가 생성되는 영역이 변동하는 작용을 나타내는 도이다.
도 9는 실시 형태의 철강재의 제조 방법에 있어서의 마찰 교반 접합의 다른 형태를 나타내는 사시도이다.
도 10은 실험예 1에 있어서의 철강재(1)의 화학적 조성을 나타내는 표이다.
도 11의 (a) ~ (d)는 실험예 1에 있어서의 철강재(1)의 교반부의 위상도(phase map)을 나타내고, 각각 회전 속도 100rpm, 200rpm, 300rpm 및 400rpm에서의 교반부의 위상도를 나타낸다.
도 12는 실험예 1에 있어서의 모재 및 각각의 회전 속도에 따른, 평행부의 폭이 5mm인 시료의 인장 강도를 나타내는 그래프 도면이다.
도 13는 실험예 1에 있어서의 모재 및 각각의 회전 속도에 따른, 평행부의 폭이 5mm인 시료의 연신을 나타내는 그래프 도면이다.
도 14는 실험예 1에 있어서의 모재, 회전 속도 100rpm에서의 시료 및 회전 속도 300rpm에서의 시료의 공칭 응력-공칭 소성 변형 곡선을 나타내는 그래프 도면이다.
도 15는 실험예 2에 있어서의 철강재(2) 및 철강재(3)의 화학적 조성을 나타내는 표이다.
도 16은 실험예 2에 있어서의 철강재(2)의 모재의 EBSD 상(相)분포 형상을 나타내는 도면이다.
도 17은 실험예 2에 있어서의 철강재(2)의 회전 속도 400rpm-접합 속도 100mm/min에서의 교반부의 EBSD 상분포 형상을 나타내는 도면이다.
도 18은 실험예 2에 있어서의 철강재(2)의 회전 속도 400rpm-접합 속도 400mm/min에서의 교반부의 EBSD 상분포 형상을 나타내는 도면이다.
도 19는 실험예 2에 있어서의 철강재(2)의 모재 및 회전 속도 400rpm-접합 속도 400mm/min에서의 공칭 응력-공칭 변형 곡선을 나타내는 그래프 도면이다.
도 20은 실험예 2에 있어서의 철강재(3)의 모재의 fcc 방위 맵을 나타내는 도면이다.
도 21은 실험예 2에 있어서의 철강재(3)의 회전 속도 200rpm-접합 속도 400mm/min에서의 모재의 fcc 방위 맵을 나타내는 도면이다.
도 22는 실험예 2에 있어서의 철강재(3)의 회전 속도 300rpm-접합 속도 400mm/min에서의 모재의 fcc 방위 맵을 나타내는 도면이다.
도 23은 실험예 2에 있어서의 철강재(3)의 회전 속도 400rpm-접합 속도 400mm/min에서의 모재의 fcc 방위 맵을 나타내는 도면이다.
도 24는 실험예 3에 있어서의 철강재(4)의 화학적 조성을 나타내는 표이다.
도 25는 실험예 3에 있어서의 여러 회전 속도에서의 교반부의 XRD 패턴을 나타내는 그래프 도면이다.
이하, 도면을 참조하여, 본 발명의 실시 형태에 대한 철강재의 제조 방법의 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에서는, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하여 강도와 연성을 높인 철강재를 제조한다. 우선, 간단하게 마찰 교반 접합에 대해 설명한다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 마찰 교반 접합에서는, 판 형상의 철강재의 모재(1a, 1b)의 단부끼리를 맞대어 교반부(20)를 형성하고, 모재(1a, 1b)를 접합한다. 모재(1a, 1b)의 교반부(20) 상에, 회전 툴(100)의 선단의 프로브(102)를 접촉시키면서, 후술하는 소정의 조건에 의해 회전시키고, 또한 교반부(20)의 길이 방향을 따라서 회전 툴(100)을 후술하는 소정의 조건에 의해 이동시키는 것에 의해, 교반부(20)에 강도와 연성을 높인 철강재를 제조한다. 이 경우, 교반부(20)의 길이 방향을 따라서 2회 이상, 회전 툴(100)을 통과시키도록 해도 좋다.
모재(1a, 1b)는, 예를 들면, 페라이트강, Cr-Mo강 및 고탄소강을 이용할 수 있다. 모재(1a, 1b)의 교반부(20) 상에는, 상황에 따라서 첨가재(10)를 충전할 수 있다. 첨가재(10)로서는, 가루 상태 또는 입자 상태로 한 C, Mn, Ni, Cr, Mo, W, V 및 Ta 등을 이용할 수 있다. 또한, 첨가재(10)로서는, 판 형상이나 얇은 시트 형상으로 한 C, Mn, Ni, Cr, Mo, W, V 및 Ta 등이 교반부(20) 상 혹은 교반부(20) 상 외의 모재(1a, 1b)의 표면에 배치되어 있어도 좋다. 혹은, 첨가재(10)는 교반부(20)에 한정되지 않고, 모재(1a, 1b)의 전체의 조성에 첨가되어 있어도 좋다.
후술하는 바와 같이, 본 실시 형태에서는 교반부(20)의 냉각 속도가 중요하기 때문에, 교반부(20)의 상면 또는 하면에, 냉각된 냉매를 순환시키는 것에 의해 교반부(20)를 외부로부터 강제적으로 냉각하는 냉각 수단이 배치되어 있어도 좋다. 이 경우의 냉각 수단으로서는, 예를 들면, 액체 CO2, 액체 질소 및 물 등을 교반부(20)에 공급하는 것으로도 할 수 있다.
본 실시 형태에서는, 도 2에 나타내는 회전 툴(100)을 준비한다. 회전 툴(100)은, 대략 원통 형상을 이루고, 선단의 쇼울더(shoulder)(101)보다 작은 직경의 대략 원기둥 형상의 프로브(102)를 구비하고 있다. 회전 툴(100)의 재질은, 예를 들면, 일본공업규격에 규격되어 있는 SKD61강 등의 공구강이나, 텅스텐 카바이트(WC)를 주성분으로 하는 초경합금, 또는 Si3N4 등의 세라믹스로 이루어지는 것으로 할 수 있다.
이하, 상기한 마찰 교반 접합의 기술을 이용한 철강재의 제조 방법에 대해 설명한다. 도 3에 나타내는 바와 같이, 모재(1a, 1b)의 교반부(20) 상에 회전 툴(100)의 선단의 프로브(102)를 접촉시키면서 회전시키는 것에 의해, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)가, 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열된다(S101). 도 4의 철강재(1)의 상태도에 나타내는 바와 같이, 철강재(1) 등의 철강재는, AC1점 이상의 온도로 가열되면 도면 중의 γ에 나타내는 영역에서 오스테나이트가 출현한다. 예를 들면, 철강재(1)에서는, AC1점은 840℃가 된다. 철강재의 조직에 오스테나이트를 잔류시키는 것에 의해, 후술하는 바와 같이 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재로 할 수 있다. 또한, 철강재의 조성마다의 AC1점은 하기 수학식(1)에 의해 구할 수 있다. 또한, 마찰 교반 처리시에 있어서의 교반부(20)에의 입열량(Q)은 하기 수학식(2)에 의해 구할 수 있다.
Figure 112014094456490-pct00001
Figure 112014094456490-pct00002
μ: 마찰계수, P: 교반부의 압력,
N: 회전 툴의 회전 속도,
R: 쇼울더의 직경, t: 교반부의 판 두께
ν: 회전 툴의 이동 속도
그러나, 도 5의 철강재(2)가 연속하여 냉각되었을 때의 상변태를 시간 및 온도의 좌표 평면상에 나타낸 CCT도(Continuous Cooling Transformation diagram: 연속 냉각 변태선도)에 나타내는 바와 같이, AC1점을 초과하는 온도로부터 실온 근처까지 철강재가 냉각되면, 오스테나이트에서 마르텐사이트나, 오스테나이트에서 페라이트 또는 펄라이트로의 변태가 생긴다. 도 5에 나타내는 바와 같이, 빠른 냉각 속도의 냉각 곡선 Cr1~Cr3에 의해 마르텐사이트가 출현하는 온도인 Ms점 미만으로 냉각된 철강재에서는, 도면 중의 M의 영역에 나타내는 바와 같이, 오스테나이트로부터, 인성이 떨어지는 마르텐사이트로의 변태가 생긴다. 또한, 느린 냉각 속도의 냉각 곡선 Cr4~Cr8에 의해 페라이트가 출현하는 온도인 Fs점이나, 펄라이트가 출현하는 온도인 Ps점보다 낮은 온도로 냉각된 철강재에서는, 도면 중의 F나 P의 영역으로 나타내는 바와 같이, 오스테나이트에서 페라이트나 펄라이트로의 변태가 생긴다. 이 때문에, 일반적으로 가열 처리 후에 실온까지 냉각된 철강재의 조직에는 오스테나이트는 잔류하고 있지 않다. 또한, 철강재의 조성마다의 Ms점은 하기 수학식(3)에 의해 구할 수 있다.
Figure 112014094456490-pct00003
여기서 본 실시 형태에서는, 도 3에 나타내는 바와 같이, 모재(1a, 1b)의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이, 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형이 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에 도입되는 것에 의해, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 조직에 오스테나이트가 잔류한다(S102). 도 6에 나타내는 바와 같이, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에 변형이 도입되면, 마르텐사이트가 출현하는 온도인 Ms점이 저하한다. Ms점의 저하에 수반하여, Ms점보다 낮은 온도이며 모재(1a, 1b)의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 미도시의 Mf점도 저하한다. 변형량이 충분히 큰 경우는, Mf점 및 Ms점의 양쪽 모두, 실온(20℃)보다 낮은 온도로 저하한다. 이것에 의해, 철강재가 사용되는 온도가 실온이라도, 모재(1a, 1b)의 조직에 오스테나이트를 잔류시키는 것이 가능해진다. 또한, 본 실시 형태에서는, Mf점을 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하시키는 것에 의해 철강재가 사용되는 온도에서 오스테나이트를 잔류시키는 것이 가능하지만, 철강재의 조직 전체면에 오스테나이트를 잔류시키기 위해서, Ms점을 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하시킬 수 있다.
본 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에의 변형의 도입은, 모재(1a, 1b)의 교반부(20) 상에 회전 툴(100)의 선단의 프로브(102)를 접촉시키면서 회전시키는 것에 의해, AC1점 이상에서의 가열과 동시에 하나의 처리로 행할 수 있다. 이러한 마찰 교반 접합의 기술을 이용하여 도입되는 변형의 양은, 하기 수학식(4)에 의해 구할 수 있다. 또한 하기 수학식(4)에 있어서, ε는 변형(하기 수학식 중에서는 ε을 시간으로 미분한 단위 시간 당의 변형의 도입량인 변형 속도)이며, Rm는 회전 툴(100)의 회전 속도의 1/2의 값이며, re는 교반부(20)의 유효(평균) 반경이며, Le는 교반부(20)의 유효(평균) 깊이이다. 이들 값은, 회전 툴(100)의 회전 속도, 쇼울더(101)의 직경, 프로브(102)의 직경 및 프로브(102)의 길이를 조정하는 것에 의해 제어할 수 있다.
Figure 112014094456490-pct00004
그러나, 변형의 도입에 의한 Mf점 및 Ms점을 저하시키는 효과는 모재(1a, 1b)의 온도가 높아질수록 저하한다. 여기서, 하기 수학식(5)에 나타내는 바와 같이 온도에 따른 보상을 곱한 Zener-Hollomon 인자 Z가, 변형의 도입에 따른 Mf점 및 Ms점을 저하시키는 효과를 산출하기 위하여 이용된다. 도 7에 나타내는 바와 같이, Zener-Hollomon 인자 Z의 자연대수의 감소에 수반하여 Ms점은 저하하는 것을 알 수 있다. 또한, 하기 수학식(5)에서, R은 1mol의 기체 정수이며, TC는, 철의 퀴리 온도이다.
Figure 112014094456490-pct00005
도 3으로 돌아와서, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)가, 철강재가 사용되는 온도로 냉각된다(S103). 여기서, 도 6에 나타내는 바와 같이, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에 변형이 도입되고, Mf점 및 Ms점이 저하하면, 동시에 펄라이트가 생성되는 영역도 확대된다. 도 6에 나타내는 CCT도상의 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에 펄라이트가 생성되는 영역 내에서 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 냉각이 종료되면, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 조직이 펄라이트가 되고 오스테나이트가 잔류하지 않을 가능성이 있다.
여기서, 본 실시 형태에서는, 도 6에 나타내는 바와 같이, CCT선도상의 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 마르텐사이트가 생성되는 영역에 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 냉각 곡선을 외삽한 선이 교차하는 것으로 추정되는 냉각 속도에 의해서, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)는 적어도 Mf점보다 높고, 예를 들면 Ms점보다도 높은 온도로 냉각된다(S103). 이것에 의해, 냉각 후의 모재(1a, 1b)의 교반부(20)에 오스테나이트가 잔류한다.
또한, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 냉각시에 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 시간에 대한 온도의 함수를 나타내는 선이 펄라이트가 생성되는 영역에 교차한다고 해도, 최종적으로 펄라이트가 생성되는 영역 외에서 냉각이 종료되면 오스테나이트는 잔류한다. 그러나, 철강재의 조직 전체면에 오스테나이트를 잔류시키기 위하여, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 냉각시에 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 시간에 대한 온도의 함수를 나타내는 선이 펄라이트가 생성되는 영역과 교차하지 않을 수가 있다.
본 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 냉각은, 모재(1a, 1b)의 교반부(20) 상에 회전 툴(100)의 선단의 프로브(102)를 접촉시키면서 회전시킨 상태에서 회전 툴(100)의 선단을 교반부(20)를 따라서 이동시키는 것에 의해, 교반부(20)에의 가열과 변형의 도입과 동시에 하나의 처리로 행할 수 있다. 회전 툴(100)의 회전 속도 또는 이동 속도(접합 속도)를 증가시키는 것에 의해 냉각 속도를 증가시키고, 회전 툴(100)의 회전 속도 또는 이동 속도(접합 속도)를 감소시키는 것에 의해 냉각 속도를 감소시킬 수 있다.
다음에 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 표본을 채취하고, 표본의 조직의 검사가 행해진다(S104). 표본의 검사는, 예를 들면, EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction: 전자 후방 산란 회절)나, XRD(X-ray Diffraction: X선 회절)에 의해 행할 수 있다. 검사된 표본의 조직 중에 오스테나이트가 잔류하고 있는 경우는(S105), 다음의 철강재를 제조할 때에, S102에서 도입되는 변형량과 S103에서의 냉각 속도의 조건인 회전 툴(100)의 쇼울더(101)의 직경, 프로브(102)의 직경, 프로브(102)의 길이, 회전 속도 및 이동 속도가 유지된다(S106).
검사된 표본의 조직 중에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 마르텐사이트가 생성되고 있는 경우는(S105), S102에 있어서 Ms점 및 Mf점이 충분히 저하하지 않고 있는 것이 추정된다. 이 경우, 다음의 철강재를 제조할 때에, S102에 있어서, 변형량의 증가, 및 모재(1a, 1b)에의 첨가재(10) 중의 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo 등의 오스테나이트 안정화 원소의 양의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다(S107). 변형량의 증가는, 상기 수학식(4), (5)의 변형 ε 혹은 Zener-Hollomon 인자 Z의 증대에 의해 실현된다. 구체적으로는, 회전 툴(100)의 회전수의 증가, 쇼울더(101)의 직경의 증가 및 프로브(102)의 직경의 증가에 의해서, 변형량을 증대시킬 수 있다. 또한, 마찰 교반 처리에 있어서의 교반부(20)의 온도를 저하시키는 것에 의해서, 변형량을 증대시킬 수 있다.
또한, 상기 수학식(3)에 나타낸 바와 같이, Ms점은 특히 C의 첨가량이 많을 수록 저하하기 때문에, 첨가재(10) 중의 C의 양의 증가에 의해, Ms점을 더 저하시키는 것이 가능해진다. Mf점에 대해서도 동일하다. 또한, Ms점 및 Mf점을 저하시키는 효과는, C의 첨가량이 가장 영향이 크기 때문에, 첨가재(10) 중의 C의 양을 제어하는 것에 의해, Ms점 및 Mf점의 저하의 정도를 제어할 수 있다. 그러나, 첨가재(10) 중의 Mn, Ni, Cr 및 Mo의 어느 하나의 양을 증대시키는 것에 의해서도, Ms점 및 Mf점의 저하의 정도를 증대시킬 수 있다.
검사된 표본의 조직 중에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되고 있는 경우는(S105), S103에 있어서 냉각 속도가 너무 낮거나, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역이 너무 확대되어 있기 때문에, 도 6에 나타내는 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역에서 냉각이 종료되고 있는 것이 추정된다. 이 경우, 다음의 철강재를 제조할 때에, S103에 있어서, 냉각 속도의 증가, 및 모재(1a, 1b)에의 첨가재(10) 중의 Mo, W, V 및 Ta 등 Fe보다도 원자 반경이 큰 원소 등의 확산 변태를 저해하는 원소의 양의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다(S108). 냉각 속도의 증가는, 회전 툴(100)의 회전 속도 또는 이동 속도(접합 속도)를 증가시키는 것에 의해 실현된다. 혹은, 모재(1a, 1b)의 교반부(20)의 상부 또는 하부에 설치된 냉각 수단에 의한 냉각량을 증대시키는 것에 의해 실현된다. 이 냉각 수단으로서는, 액체 CO2의 사용량의 증가 등에 의해, 외부로부터의 강제적인 냉각량을 증대시킬 수 있다.
또한, 도 8에 나타내는 바와 같이, 펄라이트 또는 페라이트가 생성되는 영역은, 모재(1a, 1b)에의 첨가재(10) 중의 Mo, W, V 및 Ta 등 Fe보다도 원자 반경이 큰 원소 등의 확산 변태를 저해하는 원소의 양이 많을수록 감소한다. 이것은, 도 6에 나타내는 바와 같이, 교반부(20)에 변형이 도입되면, 이에 따라 펄라이트 또는 페라이트가 생성되는 영역이 증대하지만, Mo, W, V 및 Ta와 같이 Fe보다 큰 원자가 첨가되어 있으면, 확산 변태가 저해되고 펄라이트 또는 페라이트가 생성되는 영역이 증대하는 작용이 억제된다고 생각된다. 그 때문에, 첨가재(10) 중의 Mo, W, V 및 Ta 등의 확산 변태를 저해하는, Fe보다도 원자 반경이 큰 원소의 양을 증가시키는 것에 의해, 동일한 냉각 속도라도, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역이 아니라, 오스테나이트가 잔류하는 영역에서 냉각을 종료시킬 수 있다.
이상과 같이 하여 제어된 조건에 의해, 다음의 철강재가 제조된다(S109). 또한, S105에 있어서, 오스테나이트가 잔류하고 있는 경우라도, 마르텐사이트가 생성되고 있는 경우에는 S107의 공정을 행하고, 페라이트 또는 펄라이트가 생성하고 있는 경우에는 S108의 공정을 행하는 것에 의해, 다음의 철강재의 제조에 있어서, 보다 많이 오스테나이트가 잔류하고 있는 철강재를 제조할 수 있다.
본 실시 형태에서는, 철강재의 모재(1a, 1b)가 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열된다(S101). 이것에 의해, 모재(1a, 1b)에 오스테나이트를 출현시킬 수 있다. 모재(1a, 1b)의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이 실온 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형이 모재에 도입된다(S102). 이 때문에, 실온으로 철강재가 냉각되었을 때에 철강재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 것을 방지할 수 있다.
모재(1a, 1b)에 변형을 도입하면, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역도 확대된다. 그러나, 철강재의 모재가 연속하여 냉각되었을 때의 상변태를 시간 및 온도의 좌표 평면상에 나타낸 연속 냉각 변태선도(CCT선도: Continuous Cooling Transformation diagram)의 마르텐사이트가 생성되는 영역에 모재(1a, 1b)의 시간에 대한 온도의 함수인 냉각 곡선을 외삽한 선이 교차하는 것으로 추정되는 냉각 속도에 의해, 모재(1a, 1b)가 실온으로 냉각된다(S103). 이 때문에, 제조된 철강재의 조직에는 실온에서 오스테나이트가 잔류한다.
오스테나이트가 잔류된 철강재에 외부 응력이 인가되었을 경우, 변형을 받은 오스테나이트가 경질인 마르텐사이트로 변태하고, 변형을 받은 부분의 강도가 향상한다. 그 결과, 이 부분의 변형이 억제되고, 상대적으로 저강도인 미변태의 오스테나이트의 부분에 변태가 전파되는 TRIP 효과가 생긴다. 이 때문에, 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재를 제조할 수 있다.
본 실시 형태에서는, 철강재의 전체의 화학적 조성에 의해 고강도 및 고연성을 가지는 철강재로 하는 것이 아니라, 철강재의 모재에 대해서 전체적 또는 국소적으로 처리를 가하는 것으로, 고강도 및 고연성을 가지는 철강재로 하는 것이 가능하다. 예를 들면, 자동차의 구조 부재의 특정 부위에 있어서는, 충돌시의 충격에 대해서, 고강도에 의해 차체의 형상을 유지하면서, 고연성에 의해 충격을 흡수하여 차를 탄 사람을 보호하는 것이 필요하다. 그렇지만, 본 실시 형태에 의하면, 철강재의 모재의 특정 부위에 국소적인 처리를 가하여, 특정 부위만 고강도 및 고연성을 갖게 하는 것이 가능하다. 이러한 본 실시 형태의 철강재를 자동차의 구조 부재에 적용한 경우는, 충돌시의 변형 중에 서서히 강도가 상승하기 때문에, 충돌시의 차를 탄 사람에 대한 충격을 저감할 수 있다. 따라서, 본 실시 형태의 처리가 실시된 자동차의 구조 부재는 우수한 충돌 안전성을 나타내는 것을 기대할 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태의 산업상의 이용성은 극히 높다.
또한, 본 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)의 조직을 검사하는 공정을 더 포함한다(S104). 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 마르텐사이트가 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는(S105), 실온에 대해서 충분히 Mf점이 저하하지 않고 있는 것이 추정된다. 여기서, 다음에 철강재를 제조할 때에, S102에 있어서의 모재(1a, 1b)에 도입하는 변형의 양의 증가, 및 모재(1a, 1b)에의 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo 등의 오스테나이트 안정화 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다(S107). 이것에 의해, 실온에 대해서 충분히 Mf점을 저하시켜서, 오스테나이트를 잔류시킬 수 있다.
또한, 모재(1a, 1b)의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 페라이트 및 펄라이트 중의 어느 한 쪽이 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는(S105), CCT선도 상에 있어서의 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역을 회피하기 위해서는, 냉각 속도가 너무 낮거나, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역이 너무 확대되어 있는 것이 추정된다. 여기서, 다음에 철강재를 제조할 때에, S103에 있어서의 냉각 속도의 증가, 및 모재(1a, 1b)에의 Mo, W, V 및 Ta 등 Fe보다도 원자 반경이 큰 원소 등의 확산 변태를 저해하는 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽이 행해진다(S108). 이것에 의해, CCT선도 상에 있어서의 페라이트 또는 펄라이트가 생성되는 영역을 회피하여, 오스테나이트를 잔류시킬 수 있다.
또한, 본 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)에 봉 형상의 회전 툴(100)의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴(100)을 회전시키는 것에 의해, 모재(1a, 1b)의 가열 및 모재(1a, 1b)에의 변형의 도입을 행하고, 모재(1a, 1b)에 회전 툴(100)의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴(100)을 회전시킨 상태에서 회전 툴(100)의 선단부를 이동시키는 것에 의해, 모재(1a, 1b)의 냉각을 행한다. 이러한 마찰 교반 접합의 기술을 이용하는 것에 의해, 하나의 처리로 가열, 변형의 도입 및 냉각을 행하는 것이 가능해진다. 또한, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하는 것에 의해, 모재(1a, 1b)를 국소적으로 가열하는 것, 및 모재(1a, 1b)에 국소적으로 변형을 도입하는 것이 용이해진다. 또한, 본 실시 형태에서는, 회전 툴(100)의 선단부의 이동 속도나, 회전 툴(100)의 회전수를 조절하는 것에 의해, 냉각 속도를 제어하는 것이 용이해진다.
또한, 본 발명은 상기 실시 형태로 한정되지 않고, 여러 가지 변형 형태가 가능하다. 예를 들면, 상기 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)에 회전 툴(100)의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴(100)을 회전시킨 상태에서 회전 툴(100)의 선단부를 이동시키는 것에 의해, 모재(1a, 1b)끼리를 접합하고, 접합에 의한 교반부(20)에 철강재를 생성시키는 형태를 주로 설명했다. 그러나, 본 발명의 다른 실시 형태에서는, 모재(1a, 1b)에 회전 툴(100)의 선단부를 접촉시키면서 회전 툴(100)을 회전시킨 상태에서 회전 툴(100)의 선단부를 단수 혹은 복수의 부위에서 정지시키는 스팟형의 마찰 교반 접합의 기술에 의해, 교반부(20)에 철강재를 생성시켜도 좋다. 이 경우, 모재(1a, 1b)의 냉각은, 회전 툴(100)의 선단부를 모재(1a, 1b)로부터 떨어뜨리는 것으로 행할 수 있다. 냉각 속도의 제어는, 회전 툴(100)의 인발 속도 및 회전 속도 등을 조절하는 것에 의해 행할 수 있다.
혹은, 도 9에 나타내는 바와 같이, 판 형상의 모재(1a, 1b)를 중첩하고, 그 사이에 분말 상태 또는 입자 상태의 첨가재(10)를 충전하거나, 판 형상 또는 시트 형상의 첨가재(10)를 배치하여 교반부(20)로 하고, 회전 툴(100)을 모재(1a)에 접촉시키면서 회전시키고, 모재(1a) 위를 이동시키는 것에 의해, 교반부(20)를 교반하는 중첩 접합과 유사한 형태로 마찰 교반 처리를 행해도 좋다. 이 경우도, 회전 툴(100)의 이동을 수반하지 않는 스팟형의 마찰 교반 처리로 할 수 있다.
혹은, 모재끼리의 접합을 수반하지 않고, 단일의 모재(1a)의 표면에 분말 상태, 입자 상태, 판 형상 또는 시트 형상의 첨가재(10)를 공급한 후에, 회전 툴(100)을 모재(1a)에 접촉시키면서 회전시키고, 모재(1a) 위를 이동시키는 것으로써, 교반부(20)를 교반하는 것에 의해, 교반부(20)의 조직을 개질하여 교반부(20)에 철강재를 생성시켜도 좋다. 이 경우도, 회전 툴(100)의 이동을 수반하지 않는 스팟형의 마찰 교반 처리로 할 수 있다. 또한, 상기한 여러 가지 마찰 교반 접합 및 마찰 교반 처리에 있어서는, 필요가 없는 경우에는 첨가재(10)의 배치를 생략할 수 있다.
또한, 상기 실시 형태에 있어서는, 마찰 교반 처리를 이용하는 것에 의해, 고강도와 고연성을 가지는 철강재를 제조하는 형태를 설명했다. 그러나, 본 발명의 실시 형태는 이것으로 한정되지 않고, 철강재의 모재에의 가열, 변형의 도입 및 냉각을 본 발명의 실시 형태에서 규정한 조건에 합치하도록 행하는 것으로, 마찰 교반 처리 이외에도 고강도와 고연성을 가지는 철강재를 제조하는 것이 가능하다. 예를 들면, 철강재의 모재의 가열은 소정의 열원 등에 의해서도 행할 수 있다. 또한, 철강재의 모재에의 변형의 도입은 압연 및 단조 등의 처리에 의해서도 행할 수 있다. 또한, 철강재의 모재의 냉각은 소정의 냉각 수단에 의해 행할 수 있다.
(실험예 1)
이하, 본 실시 형태의 실험예에 대하여 설명한다. 도 10에 나타내는 화학적 조성을 가지는 철강재(1)에 대해서, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하여 접합부에 철강재를 생성했다. 회전 툴로서는, WC의 초경합금 툴을 사용했다. 나사를 가지지 않는 원기둥 형상의 프로브 및 10°의 오목 경사를 가지는 쇼울더를 특징으로 하는 단순 형상의 툴을 이용했다. 길이 200mm×폭 50mm×두께 1.5mm의 철강재(1)의 평판의 단부끼리를 맞대고, 마찰 교반 접합에 의해 접합했다. 접합 조건은, 쇼울더의 직경=12mm, 프로브의 직경=4mm, 프로브의 길이=1.3mm, 회전 툴의 기울기=3°로 했다. 회전 속도는 100~400rpm으로 하고, 접합 속도는 100mm/min로 일정하게 했다. 철강재(1)는 750℃ 이상이면 급격하게 연화하기 쉬워지기 때문에 하중을 가능한 한 감소시켜서 접합을 행했다. 접합시는 회전 툴 및 교반부의 산화 방지를 위해서 실드 가스로서 아르곤 가스를 30ℓ/min의 유량으로 사용했다. 회전 툴 및 접합 장치의 냉각을 위해서 수냉의 쿨링 홀더를 장착했다.
교반부의 검사를 행했다. 도 11(a)~(d)의 위상도에 나타내는 바와 같이, 철강재(1)의 모재의 조직은 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트이지만, 회전 속도의 증가에 수반하여, 도면 중에서 흑색, 회색, 백색의 3색 중에서 회색으로 나타나는 잔류 오스테나이트의 양이 증가하고 있는 것이 확인할 수 있다.
모재 및 각 회전 속도에 따라 얻어진 접합 이음매에 대해서, 시험편의 평행부의 폭을 5mm로 하여 인장 시험을 행했다. 도 12에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 양이 많은 회전 속도 300rpm 및 400rpm의 접합 이음매는, 모재(BM) 및 다른 회전 속도에서 얻어진 접합 이음매에 비하여 인장 강도가 증대하고 있는 것이 알 수 있다. 또한, 도 13에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 양이 많은 회전 속도 300rpm 및 400rpm의 접합 이음매는, 인장 강도가 향상되어 있음에도 불구하고, 모재(BM) 및 다른 회전 속도에서 얻어진 접합 이음매에 비하여 연신도 증대하고 있는 것을 알 수 있다. 즉, 도 14에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 양이 많은 회전 속도 300rpm의 접합 이음매는, 모재나 회전 속도 100rpm의 접합 이음매에 비하여 강도 및 연성의 양쪽 모두가 향상된 것이 되는 것을 알 수 있다.
(실험예 2)
도 15에 나타내는 화학적 조성을 가지는 철강재(2) 및 철강재(3)에 대하여, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하여 접합부에 철강재를 생성했다. 접합 조건은, 쇼울더의 직경=12mm, 프로브의 직경=4mm, 프로브의 길이=1.4mm로 했다. 접합 조건으로서는, 회전 툴의 회전 속도=200~400rpm, 접합 속도=100, 400mm/min, 회전 툴로부터 모재에의 접합 하중=1500~3300kg, 철강재(2) 및 철강재(3)의 판 두께=1.6mm로 했다. 철강재(2)에 대해서는, 회전 속도 400rpm으로 일정하게 하고, 접합 속도를 100 및 400mm/min으로 변화시켰다. 철강재(3)에 대해서는, 접합 속도를 400mm/min으로 일정하게 하고, 회전 속도를 200, 300 및 400rpm으로 변화시켰다.
접합부를 EBSD에 의해 검사했다. 도 16에 나타내는 철강재(2)의 모재와, 도 17에 나타내는 철강재(2)의 회전 속도 400rpm- 접합 속도 100mm/min의 조건에서의 접합부에서는, 도면 중에 회색으로 나타나는 잔류 오스테나이트가 적은 것을 알 수 있다. 한편, 도 18에 나타내는 철강재(2)의 회전 속도 400rpm- 접합 속도 400mm/min의 조건에서의 접합부에서는, 도면 중에 회색으로 나타나는 잔류 오스테나이트가 많은 것을 알 수 있다. 모재 및 각 접합 속도에 따라 얻어진 접합 이음매에 대하여, 인장 시험을 행했다. 도 19에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 양이 많은 접합 속도 400mm/min의 접합 이음매는, 모재에 비해 강도 및 연성의 양쪽 모두가 향상된 것이 되는 것을 알 수 있다.
또한, 도 21에 나타내는 철강재(3)의 회전 속도 400rpm- 접합 속도 100mm/min의 조건에서의 접합부에서는, 도 20, 도 22~23에 나타내는 철강재(3)의 모재나 다른 회전 속도에서의 접합부에 비하여, 도면 중에 밝은 색으로 나타나는 잔류 오스테나이트가 많은 것을 알 수 있다.
(실험예 3)
도 24에 나타내는 화학적 조성을 가지는 철강재(4)에 대해서, 마찰 교반 접합의 기술을 이용하여 접합부에 철강재를 생성했다. 판 두께=2mm, 회전 툴의 회전 속도=100~400rpm으로 하고, 회전 툴의 이동 속도는 100mm/min으로 일정하게 했다. 회전 툴은, 초경합금제이며, 쇼울더의 직경=12mm, 프로브의 직경=4mm, 프로브의 길이=1.8mm로 했다. 얻어진 접합부를 XRD에 의해 검사했다. 도 25에 나타내는 바와 같이, 회전 속도가 증가하면 잔류 오스테나이트(γ)의 피크가 커져 있는 것을 알 수 있다.
본 발명의 일실시 형태의 제조 방법에 의하면, 고강도를 가지면서도 고연성을 가지는 철강재를 제조하는 것이 가능해진다.
1a, 1b: 모재
10: 첨가재
20: 교반부
100: 회전 툴
101: 쇼울더
102: 프로브

Claims (3)

  1. 철강재의 모재를 오스테나이트가 출현하는 온도인 AC1점 이상으로 가열하는 가열 공정과,
    상기 모재의 조직 전체면이 마르텐사이트가 되는 온도인 Mf점이 상기 철강재가 사용되는 온도 미만으로 저하하는 것으로 추정되는 양의 변형(strain)을 상기 모재에 도입하는 변형 도입 공정과,
    연속 냉각 변태선도(CCT선도) 상의 상기 모재에 마르텐사이트가 생성되는 영역에 냉각 곡선을 외삽(extrapolation)한 선이 교차하는 것으로 추정되는 냉각 속도에 의해, 상기 가열 공정 및 상기 변형 도입 공정이 실시된 상기 모재를 상기 Mf점보다 높은 온도로 냉각하는 냉각 공정과,
    상기 냉각 공정이 실시된 상기 모재의 조직을 검사하는 검사 공정을 포함하며,
    상기 검사 공정에서 상기 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 마르텐사이트가 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, 다음에 상기 철강재를 제조할 때에, 상기 변형 도입 공정에 있어서의 상기 모재에 도입하는 변형의 양의 증가, 및 상기 모재에의 오스테나이트 안정화 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽을 행하고,
    상기 검사 공정에서 상기 모재의 조직에 오스테나이트가 잔류하고 있지 않고, 페라이트 및 펄라이트 중의 어느 하나가 생성되고 있는 것이 판명되었을 때는, 다음에 상기 철강재를 제조할 때에, 상기 냉각 공정에 있어서의 상기 냉각 속도의 증가 및 상기 모재에의 확산 변태를 억제하는 원소의 첨가량의 증가 중 적어도 어느 한 쪽을 행하며,
    상기 가열 공정 및 상기 변형 도입 공정에서는, 상기 모재에 봉 형상의 회전 툴의 선단부를 접촉시키면서 상기 회전 툴을 회전시키는 것에 의해, 상기 모재의 가열 및 상기 모재에의 변형의 도입을 행하고,
    상기 냉각 공정에서는, 상기 모재에 상기 회전 툴의 상기 선단부를 접촉시키면서 상기 회전 툴을 회전시킨 상태에서 상기 회전 툴의 상기 선단부를 이동시키는 것, 및 상기 회전 툴의 상기 선단부를 상기 모재로부터 떨어뜨리는 것 중 적어도 어느 한 쪽에 의해, 상기 모재의 냉각을 행하는, 철강재의 제조 방법.
  2. 삭제
  3. 삭제
KR1020147027871A 2012-03-14 2013-03-12 철강재의 제조 방법 KR102095607B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2012-057986 2012-03-14
JP2012057986A JP5900922B2 (ja) 2012-03-14 2012-03-14 鉄鋼材の製造方法
PCT/JP2013/056800 WO2013137249A1 (ja) 2012-03-14 2013-03-12 鉄鋼材の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140132396A KR20140132396A (ko) 2014-11-17
KR102095607B1 true KR102095607B1 (ko) 2020-03-31

Family

ID=49161155

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147027871A KR102095607B1 (ko) 2012-03-14 2013-03-12 철강재의 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9617613B2 (ko)
JP (1) JP5900922B2 (ko)
KR (1) KR102095607B1 (ko)
CN (1) CN104204233B (ko)
IN (1) IN2014MN01789A (ko)
WO (1) WO2013137249A1 (ko)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11135674B2 (en) 2016-06-27 2021-10-05 Kawasaki Jukogyo Kabushiki Kaisha Friction stir spot welding method and friction stir spot welding device
JP6634616B2 (ja) * 2016-07-29 2020-01-22 国立大学法人大阪大学 摩擦攪拌接合用鋼及び摩擦攪拌接合方法
CN112041111B (zh) * 2018-07-19 2022-03-08 日本轻金属株式会社 液冷套的制造方法
JP2020075255A (ja) * 2018-11-05 2020-05-21 日本軽金属株式会社 液冷ジャケットの製造方法及び摩擦攪拌接合方法
WO2021025155A1 (ja) * 2019-08-08 2021-02-11 日本軽金属株式会社 自動接合システム
KR102147609B1 (ko) 2019-12-12 2020-08-24 박성룡 프레스 금형용 철강 제조 공정을 위한 제어 방법 및 장치
JP7347234B2 (ja) * 2020-01-24 2023-09-20 日本軽金属株式会社 液冷ジャケットの製造方法及び摩擦攪拌接合方法
JP7347235B2 (ja) * 2020-01-24 2023-09-20 日本軽金属株式会社 液冷ジャケットの製造方法及び摩擦攪拌接合方法
CN113798656B (zh) * 2021-09-07 2023-07-25 西安建筑科技大学 一种高强度钢差动稳奥搅拌摩擦焊接方法和焊接接头

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008073694A (ja) 2006-09-19 2008-04-03 Mazda Motor Corp 摩擦接合方法
WO2010059201A2 (en) * 2008-11-18 2010-05-27 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength and toughness steel structures by friction stir welding
JP2012040584A (ja) 2010-08-17 2012-03-01 Osaka Univ 鉄系材料の接合方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1458990B2 (de) * 1962-04-11 1971-07-01 Ford Werke AG, 5000KoIn Verfahren zum verbessern der mechanischen eigenschaften von haertbarem stahl
US4609410A (en) * 1980-12-04 1986-09-02 United States Steel Corporation Method for producing high-strength deep-drawable dual-phase steel sheets
CA2004548C (en) * 1988-12-05 1996-12-31 Kenji Aihara Metallic material having ultra-fine grain structure and method for its manufacture
JP3496289B2 (ja) * 1994-09-30 2004-02-09 大同特殊鋼株式会社 マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼高強度部材の製造方法
US6319338B1 (en) * 1996-11-28 2001-11-20 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same
JP2002273579A (ja) * 2001-03-15 2002-09-25 Hitachi Ltd 鉄基材料の接合方法およびその構造物
DE60228395D1 (de) * 2001-12-26 2008-10-02 Jfe Steel Corp Strukturbauelement eines Fahrzeuges aus Martensitischem Rostfreistahlblech
WO2005095663A1 (ja) * 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4992711B2 (ja) * 2005-03-30 2012-08-08 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
US8968495B2 (en) * 2007-03-23 2015-03-03 Dayton Progress Corporation Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels
JP4528356B2 (ja) * 2007-07-23 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 変形特性に優れた鋼管
GB0719457D0 (en) * 2007-10-04 2007-11-14 Skf Ab Heat-treatment process for a steel
CN101323054B (zh) * 2007-11-09 2010-09-01 罗键 导电-搅拌摩擦复合热源焊接方法及设备
WO2010019735A2 (en) * 2008-08-14 2010-02-18 Smith International, Inc. Methods of treating hardbanded joints of pipe using friction stir processing
US7874471B2 (en) * 2008-12-23 2011-01-25 Exxonmobil Research And Engineering Company Butt weld and method of making using fusion and friction stir welding
CN101559534B (zh) * 2009-05-18 2012-07-25 北京科技大学 可改善焊缝性能的多足式搅拌摩擦焊焊接方法
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5333298B2 (ja) * 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
ES2711911T3 (es) * 2012-02-22 2019-05-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero laminado en frío y método de fabricación de ésta
US20130240096A1 (en) * 2012-03-16 2013-09-19 Gm Global Technology Operations Llc. Phase change graded sma actuators

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008073694A (ja) 2006-09-19 2008-04-03 Mazda Motor Corp 摩擦接合方法
WO2010059201A2 (en) * 2008-11-18 2010-05-27 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength and toughness steel structures by friction stir welding
JP2012040584A (ja) 2010-08-17 2012-03-01 Osaka Univ 鉄系材料の接合方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104204233B (zh) 2016-07-20
JP5900922B2 (ja) 2016-04-06
CN104204233A (zh) 2014-12-10
WO2013137249A1 (ja) 2013-09-19
IN2014MN01789A (ko) 2015-07-03
US9617613B2 (en) 2017-04-11
KR20140132396A (ko) 2014-11-17
JP2013189692A (ja) 2013-09-26
US20150007912A1 (en) 2015-01-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102095607B1 (ko) 철강재의 제조 방법
Dong et al. Selective laser melting (SLM) of CX stainless steel: Theoretical calculation, process optimization and strengthening mechanism
Benafia et al. Influence of surface mechanical attrition treatment on the oxidation behaviour of 316L stainless steel
Jafarzadegan et al. Microstructural characterization in dissimilar friction stir welding between 304 stainless steel and st37 steel
El-Batahgy et al. Investigation into feasibility of FSW process for welding 1600 MPa quenched and tempered steel
Xue et al. Achieving ultrafine dual-phase structure with superior mechanical property in friction stir processed plain low carbon steel
Santos et al. Fracture toughness of ISO 3183 X80M (API 5L X80) steel friction stir welds
Choi et al. Hybrid friction stir welding of high-carbon steel
Vidyarthy et al. Influence of M-TIG and A-TIG welding process on microstructure and mechanical behavior of 409 ferritic stainless steel
Roy et al. Effect of laser treatment parameters on surface modification and tribological behavior of AISI 8620 steel
Mahmoudiniya et al. Friction stir welding of advanced high strength dual phase steel: Microstructure, mechanical properties and fracture behavior
Jia et al. Microstructure and mechanical properties of laser welded dissimilar joints between QP and boron alloyed martensitic steels
Khodir et al. Microstructures and mechanical properties evolution during friction stir welding of SK4 high carbon steel alloy
Coelho et al. Induction-assisted laser beam welding of a thermomechanically rolled HSLA S500MC steel: A microstructure and residual stress assessment
Chen et al. Evaluation of microstructure and mechanical properties in friction stir processed SKD61 tool steel
Karami et al. Engineering tensile properties by controlling welding parameters and microstructure in a mild steel processed by friction stir welding
CN105705288B (zh) 高强度钢板的摩擦搅拌接合方法
Grajcar et al. Study on non-metallic inclusions in laser-welded TRIP-aided Nb-microalloyed steel
Cheng et al. Friction stir welding of ductile iron and low carbon steel
Li et al. Effect of lower bainite/martensite/retained austenite triplex microstructure on the mechanical properties of a low-carbon steel with quenching and partitioning process
Hamada et al. Enhancement in grain-structure and mechanical properties of laser reversion treated metastable austenitic stainless steel
Choi et al. Microstructural characterizations following friction stir welding of dissimilar alloys of low-and high-carbon steels
Khodabakhshi et al. Orientation structural mapping and textural characterization of a CP-Ti/HA surface nanocomposite produced by friction-stir processing
Paraye et al. A novel approach to synthesize surface composite by in-situ grown VC reinforcement in steel matrix via TIG arcing
Wang et al. Welding behavior of an ultrahigh-strength quenching and partitioning steel by fusion and solid-state welding methods

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant