KR102211466B1 - 오스테나이트계 강 합금 - Google Patents

오스테나이트계 강 합금 Download PDF

Info

Publication number
KR102211466B1
KR102211466B1 KR1020180146921A KR20180146921A KR102211466B1 KR 102211466 B1 KR102211466 B1 KR 102211466B1 KR 1020180146921 A KR1020180146921 A KR 1020180146921A KR 20180146921 A KR20180146921 A KR 20180146921A KR 102211466 B1 KR102211466 B1 KR 102211466B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
austenitic steel
weight
mpa
austenitic
steel alloy
Prior art date
Application number
KR1020180146921A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20200068042A (ko
Inventor
밍-후앙 치앙
팅-이 후앙
Original Assignee
어포젼 메탈 컴퍼니 리미티드
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 어포젼 메탈 컴퍼니 리미티드 filed Critical 어포젼 메탈 컴퍼니 리미티드
Publication of KR20200068042A publication Critical patent/KR20200068042A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102211466B1 publication Critical patent/KR102211466B1/ko

Links

Images

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

오스테나이트계 강 합금은 망간 25 중량% 내지 31 중량%, 알루미늄 7 중량% 내지 10 중량%, 탄소 1.2 중량% 내지 1.6 중량%, 몰리브덴 0 중량% 초과 6 중량% 미만의 양 및 잔량의 철을 함유한다.

Description

오스테나이트계 강 합금{AUSTENITIC STEEL ALLOY}
본 발명은 오스테나이트계 강 합금에 관한 것으로, 보다 구체적으로 고온-가공 공구용 오스테나이트계 강 합금에 관한 것이다. 본 발명은 또한 상기 합금을 사용하는 오스테나이트계 강의 제조 방법 및 상기 방법으로 제조된 오스테나이트계 강에 관한 것이다.
마르텐사이트계 강은, 우수한 기계적 특성, 예컨대 경도 및 인성(toughness)으로 인해 고온-가공 공구를 제조하는 데 일반적으로 사용되는 강 재료이다. 그러나, 마르텐사이트계 강은 비교적 낮은 연성(ductility)을 가지기 때문에, 이로부터 제조된 고온-가공 공구는 균열이 일어나기 쉽다.
AISI H13 강은 고온-가공 공구를 제조하는데 일반적으로 사용되는 마르텐사이트계 강의 예이며, 0.32 중량% 내지 0.45 중량%의 탄소, 0.80 중량% 내지 1.20 중량%의 규소, 0.20 중량% 내지 0.50 중량%의 망간, 4.75 중량% 내지 5.50 중량%의 크롬, 1.10 중량% 내지 1.75 중량%의 몰리브덴, 0.80 중량% 내지 1.20 중량%의 바나듐, 0.03 중량% 이하의 인, 0.03 중량% 이하의 황 및 잔량의 철을 포함한다. AISI H13 강은 실온에서의 경도 55 내지 58, 실온에서의 신율 3% 내지 5%, 충격 인성 5 주울(J) 내지 10 J, 고온 로크웰(Rockwell) C 경도 (HRc) 33 내지 41을 갖는다. 신율이 비교적 낮은 AISI H13 강은 사용시에 균열이 발생하기 쉽기 때문에, 통상 그의 실온 경도를 42 내지 50의 범위로 감소시켜 신율을 5% 내지 8%의 범위로 증가시킨다.
QRO 90 강은, 고온-가공 공구를 제조하는데 일반적으로 사용되는 마르텐사이트계 강의 또 다른 예이며, 탄소 0.38 중량%, 규소 0.30 중량%, 망간 0.75 중량%, 크롬 2.60 중량%, 몰리브덴 2.25 중량%, 바나듐 0.9 중량% 및 잔량의 철을 포함한다. QRO 90 강은 실온 경도 45, 신율 약 11%, 충격 인성 10 J, 고온 록크웰 C 경도 (HRc) 26 내지 41을 갖는다.
대안적으로, 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강은, 높은 기계적 강도 및 높은 연성과 관련된 잠재력이 있는 유망한 용도로 인해 지난 수십 년 동안 광범위한 연구를 거쳐왔다.
약 1.2 중량%를 초과하는 양으로 탄소를 함유하는 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강은 연성 면에서 열화될 수 있고 심지어 균열될 수 있다. 따라서, 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강 중의 탄소량은 통상 0.54 내지 1.3 중량%의 범위로 제어되고, 몰리브덴(Mo), 니오븀(Nb), 및/또는 텅스텐(W)으로써 첨가되어 기계적 강도를 향상시킨다. 그러나, 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강은, 에이징 처리 중에 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강의 그레인 경계(grain boundary) 상의 조질 탄화물(coarse carbide)의 석출에 의해 그의 연성(즉, 신율)이 바람직하지 않게 감소될 수 있다. 따라서, 이로부터 제조된 고온-가공 공구는 균열이 발생하기 쉽다.
본 출원인의 미국 특허 제 9,528,177 호는, 본질적으로 Fe, Mn, Al 및 C를 특정량으로 포함하는 Fe-Mn-Al-C 4 원 합금을 개시한다. 구체적으로, 상기 Fe-Mn-Al-C 4 원 합금의 탄소량은 1.4 중량% 내지 2.2 중량%의 범위로 조절된다. 상기 Fe-Mn-Al-C 4 원 합금은, 용해 열처리 온도로부터의 급냉 동안의 스피노달(spinodal) 분해 상전이 메커니즘에 의해 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 미세 κ' 탄화물이 형성되는 것으로 인하여 탁월한 연성과 높은 기계적 강도를 갖는다. 상기 Fe-Mn-Al-C 4 원 합금에 Cr, Ti, 및 Mo와 같은 강한 탄화물-형성 원소를 첨가하는 것은, 그러한 원소의 첨가는 오스테나이트 매트릭스 내의 고밀도의 미세 κ' 탄화물의 형성에 유익한 효과를 나타내지 않는 것으로 보이므로, 바람직하지 않다.
본 발명의 제 1 목적은, 실온에서 연성을 손상시키지 않으면서 우수한 기계적 성질을 가지며 또한 고온에서도 우수한 기계적 성질을 갖는 오스테나이트계 강 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 제 2 목적은, 상기 오스테나이트계 강 합금을 사용하여 오스테나이트계 강을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 제 3 목적은, 상기 방법에 의해 제조된 오스테나이트계 강을 제공하는 것이다.
본 발명의 제 1 양태에 따르면, 25 중량% 내지 31 중량%의 망간, 7 중량% 내지 10 중량%의 알루미늄, 1.2 중량% 내지 1.6 중량%의 탄소, 0 중량% 초과 6 중량% 미만의 몰리브덴, 및 잔량의 철을 포함하는 오스테나이트계 강 합금을 제공한다.
본 발명의 제 2 양태에 따르면, 본 발명의 제 1 양태의 오스테나이트계 강 합금을 사용하여 오스테나이트계 강을 제조하는 방법이 제공된다.
본 발명의 제 3 양태에 따르면, 본 발명의 제 2 양태의 방법에 의해 제조된 오스테나이트계 강이 제공된다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 실온 및 고온(예를 들어, 약 500℃)에서 우수한 기계적 성질을 가지며, 이는, 망간, 알루미늄, 탄소 및 철을 특정 양으로 포함하는 오스테나이트계 강 합금에 6 중량% 미만의 양으로 몰리브덴을 첨가함으로써 달성된다.
본 발명의 다른 특징 및 이점은 첨부 도면을 참조하여 실시양태(들)에 대한 다음의 상세한 설명에서 명백해질 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 오스테나이트계 강의 제조 방법의 실시양태의 흐름도이다.
도 2는 고온-가공(hot-working) 처리 후의 실시예 1의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 3은 고온-가공 처리 후의 실시예 3의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 4는 고온-가공 처리 후의 실시예 8의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 5는 에이징 처리 후의 실시예 1의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 6은 에이징 처리 후의 실시예 3의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 7은 에이징 처리 후의 실시예 8의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 8은 고온-가공 처리 후의 비교예 1의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 9는 고온-가공 처리 후의 비교예 2의 오스테나이트계 강의 광학 현미경 사진이다.
도 10은 실시예의 시험편에 대한 응력과 변형률 간의 관계를 도시하는 곡선이다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 25 중량% 내지 31 중량%의 망간(Mn), 7 중량% 내지 10 중량%의 알루미늄(Al), 1.2 중량% 내지 1.6 중량%의 탄소(C), 0 중량% 초과 6 중량% 미만의 몰리브덴(Mo) 및 잔량의 철(Fe)을 포함한다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 우수한 기계적 성질 및 높은 연성을 가지며, 자동차 강판과 같은 일반적인 강판, 기어와 같은 기계 부품 및 경질(hard) 작업 공구 등의 제조에 사용될 수 있다.
Mn은 강한 오스테나이트-안정화 원소이다. 오스테나이트 상은, 더 많은 전위 슬립 시스템(dislocation slip system)을 갖는 면심 입방(face-center-cubic, FCC) 구조이며, 따라서 다른 결정 구조, 예컨대 체심 입방(body-center-cubic, BCC) 및 조밀 육방(hexagonal close packed, HCP) 구조보다 더 우수한 연성을 갖는다. 따라서, 실온에서 완전 오스테나이트성 구조를 얻기 위해서는, Mn이 25 중량% 내지 31 중량%의 양으로 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금에 존재한다. 특정 실시양태에서, Mn은 26 중량% 내지 30 중량%의 양으로 존재한다. 특정 실시양태에서, Mn은 27 중량% 내지 29 중량%의 양으로 존재한다.
Al은, 강한 페라이트-안정화 원소일뿐만 아니라 (Fe, Mn)3AlCx 탄화물 (즉, κ' 탄화물)을 형성하기 위한 주요(primary) 원소 중 하나이다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금에서, Al은 7 중량% 내지 10 중량%의 양으로 존재한다. 특정 실시양태에서, Al은 8 중량% 내지 10 중량%의 양으로 존재한다. 특정 실시양태에서, Al은 8 중량% 내지 9 중량%의 양으로 존재한다.
C는, 몰리브덴 (Mo), 니오븀 (Nb) 및/또는 텅스텐 (W)이 첨가되는 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강 중의 C의 양 (즉 1.0 중량% 이하)에 비해 상대적으로 높은 1.2 중량% 내지 1.6 중량%의 양으로 오스테나이트계 강 합금에 존재한다. 특정 실시양태에서, C는 1.4 중량% 내지 1.6 중량%의 양으로 존재한다.
Mo는 매우 강한 탄화물-형성 원소이다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금에서, Mo는 0 중량% 초과 6 중량% 미만의 양으로 존재한다. 특정 실시양태에서, Mo는 2 중량% 내지 6 중량%의 양으로 존재한다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 크롬(Cr)을 추가로 포함한다. Cr 또한 매우 강한 탄화물-형성 원소이다. 본 발명의 오스테나이트계 강 합금에 있어서, Cr은 6 중량% 미만의 양으로 존재한다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 코발트 (Co)를 추가로 포함한다. Co 또한 매우 강한 탄화물-형성 원소이다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금에 있어서, Co는 5 중량% 미만의 양으로 존재한다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금의 저-융점 원소 (예를 들어, Mn 및 Al)의 양은, 상기 저-융점 원소의 증발 효과를 야기하는 제련(smelting)으로 인해, 상기 합금으로부터 제조된 오스테나이트계 강의 저-융점 원소의 양과 약간 다를 수 있음을 주지하여야 한다. 그러나 이 차이는 허용가능한 오차(tolerance) 내에 든다. 따라서, 상기 합금으로부터 제조된 오스테나이트계 강의 특성에 영향을 미치지 않을 것이다.
도 1에 따르면, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강의 제조 방법의 실시양태는
a) 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금을 고주파 제련 로(smelting furnace)에서 대기 중에서 제련하여 용융된 강 합금을 수득하는 단계;
b) 상기 용융된 강 합금을 주조(casting)하여 주편(cast piece)을 수득하는 단계;
c) 상기 주편을, 1100℃ 내지 950℃의 온도에서 열간 압연, 열간 단조 등과 같은 고온-가공으로 처리하여, 사전결정된 형상의 고온-가공된 바디(body)를 수득하는 단계;
d) 상기 고온-가공된 바디를 초기 수-급랭(water-quenching) 처리로 처리한 후 상온으로 냉각시켜 수-급랭된 바디를 수득하는 단계;
e) 상기 수-급랭된 바디를 480℃ 내지 600℃의 온도에서 에이징 처리하여 에이징된 바디를 수득하는 단계; 및
f) 에이징된 바디를 추가의 수-급랭 처리로 처리한 후 실온으로 냉각시키는 단계
를 포함한다.
특정 실시양태에서, 단계 c)에서 상기 고온-가공된 바디는 주편의 두께의 25% 미만의 두께를 갖는다.
특정 실시양태에서, 단계 e)에서 에이징 처리를 위한 온도는 480℃ 내지 500℃이고, 에이징 처리는 5 시간 내지 12 시간의 기간 동안 수행된다.
특정 실시양태에서, 단계 e)에서 에이징 처리를 위한 온도는 500℃ 초과 내지 600℃ 이하이며, 에이징 처리는 1 시간 내지 4 시간 동안 수행된다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 강을 제조하는 방법은, 비교적 적은 탄소 함량을 갖고 강한 탄화물-형성 원소를 함유하는 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C 강을 제조하는 방법과 상이하다. 구체적으로, 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강의 제조 방법에서는, 고온-가공 처리 후에, 그레인 경계 상에 석출된 조질 탄화물을 매트릭스 상 내로 용해시켜 상기 종래의 오스테나이트 Fe-Mn-Al-C 강의 연성을 향상시키기 위한 용체화 열 처리(solution heat treatment)가 필요하다. 본 발명의 오스테나이트계 강 합금의 제조 방법에서는, 오스테나이트계 강을 제조하기 위한 오스테나이트계 강 합금이 탄소 함량이 비교적 높고 강한 탄화물-형성 원소를 함유하지만, 고온-가공 처리를 행하기 위한 온도가 1100 내지 950℃의 범위로 조절되어 고온-가공 처리 중의 그레인 경계 상의 조질 탄화물의 석출을 피할 수 있다. 따라서, 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강의 제조 방법에서 요구되는 용체화 열처리 없이 기계적 물성이 탁월하고 연성이 높은 오스테나이트계 강이 제조될 수 있다.
단계 f)에서 추가의 수-급랭 처리를 수행하는 대신에 에이징된 바디가 실온으로 자연적으로 냉각될 수 있음을 알아야 한다. 또한, 본원 발명에 따른 오스테나이트계 강의 제조 방법에서 용체화 열처리는 필수적인 것은 아니며, 필요에 따라 선택적으로 실시될 수 있다.
본 발명에 따른 방법으로 제조된 오스테나이트계 강은 완전 오스테나이트 상이며, 25℃에서의 항복 강도 1200 MPa 내지 1400 MPa, 25℃에서의 로크웰 C 경도 (HRc) 45 내지 55, 25℃에서의 극한(ultimate) 인장 강도 1200 MPa 내지 1500 MPa, 25℃에서의 신율 20% 내지 40%를 갖는다. 또한, 본 발명의 방법에 의해 제조된 오스테나이트계 강은 700℃까지의 고온에서 매우 우수한 항복 강도 및 극한 인장 강도를 갖는다. 따라서, 본 발명의 방법에 의해 제조된 오스테나이트계 강은 자동차 강판 등의 일반적인 강판, 기어 등의 기계적 부품, 경질(hard) 작업 공구 등의 제조에 사용될 수 있다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 1.42 중량% 내지 1.5 중량%의 양의 탄소 및 3.5 중량% 내지 5 중량%의 양의 몰리브덴을 포함한다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금으로 제조된 오스테나이트계 강은 25℃에서 1353 ㎫ 내지 1386 ㎫의 극한 인장 강도, 25℃에서의 1310 ㎫ 및 1340 ㎫의 항복 강도 및 25℃에서 47 내지 47.7의 HRc를 갖는다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 1.42 중량% 내지 1.45 중량%의 양의 탄소 및 3.5 중량% 내지 4 중량%의 양의 몰리브덴을 포함한다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금으로 제조된 오스테나이트계 강은 25℃에서 25%의 신율을 갖는다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 27.7 중량% 내지 30 중량%의 망간 및 8.2 중량% 내지 8.5 중량%의 알루미늄을 포함한다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금으로 제조된 오스테나이트계 강은 25℃에서 1280 MPa에서 1386 MPa의 극한 인장 강도, 25℃에서 1250 MPa 내지 1350 MPa의 항복 강도, 25℃에서 46.7 내지 47.7의 경도(HRc), 및 25℃에서 20 내지 32%의 신율을 갖는다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 27 중량% 내지 29 중량%의 망간, 8.0 중량% 내지 8.5 중량%의 알루미늄 및 3.0 중량% 내지 6 중량%의 몰리브덴을 포함한다. 본원 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금으로 제조된 오스테나이트계 강은, 25℃에서의 신율이 20% 초과이고, 25℃에서의 극한 인장 강도가 1280㎫ 초과이며, 25℃에서의 항복 강도가 1230 MPa 초과이고, 300℃에서의 극한 인장 강도가 1000 MPa 초과이고, 300℃에서의 항복 강도가 1000 MPa 초과이다.
특정 실시양태에서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은 몰리브덴을 3.0 중량%의 양으로 포함하고, 추가로, 크롬을 3 중량% 또는 코발트를 2 중량%의 양으로 포함한다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강로 제조된 오스테나이트계 강은 25℃에서의 극한 인장 강도가 1280 MPa에서 1344 MPa이고, 25℃에서의 항복 강도가 1230 MPa 내지 1300 MPa이고, 경도(HRc)(25℃)가 45 내지 46.8이고, 신율(25℃)이 24% 내지 37%이다.
또한, 고온-가공 공구를 위해 현재 입수가능한 강은 7.8 g/cm3 내지 7.9 g/cm3의 밀도를 갖는다. 본 발명에 따른 방법으로 제조된 오스테나이트계 강은 6.6 g/cm3 내지 6.8 g/cm3의 밀도를 가지며, 이는 현재 입수가능한 강의 밀도보다 14% 더 작은 값이다. 따라서, 우수한 기계적 특성 및 높은 연성 이외에, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 오스테나이트계 강은, 경량 이점을 갖는다.
1.4 중량% 내지 2.2 중량%의 비교적 높은 양의 탄소를 갖는 종래의 Fe-Mn-Al-C 합금은 완전한 오스테나이트 상을 가질 수 있고, 고밀도의 미세 κ' 탄화물 (즉, (Fe,Mn)3AlCx 탄화물)을 오스테나이트 매트릭스 내에 형성하고, 고온-가공 처리, 용체화 열처리 및 수-급랭 처리를 제어함으로써, 그레인 경계 상의 조질 탄화물 석출을 피하여 우수한 기계적 강도 및 높은 연성을 가질 수 있다. 그러나, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강의 제조 방법에서는, 오스테나이트계 강 합금에 강한 탄화물-형성 원소 (Mo 및 임의적으로 Cr 및 Co)를 특정량 첨가하고, 고온-가공처리를 수행하기 위한 온도를 특정 범위 내(즉, 1100℃ 내지 950℃)로 조절함으로써, 고온-가공 처리 중에 그레인 경계 상에 조질 탄화물이 석출되는 것을 피할 수 있다. 따라서, 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강의 제조 방법에서 요구되는 용체화 처리 없이도, 기계적 성질이 우수하고 연성이 높은 오스테나이트계 강이 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 이들 실시예는 예시적이고 설명적인 것이며 본 개시에 대한 제한으로 해석되어서는 안된다.
실시예 1:
Mn 30 중량%, Al 85 중량%, C 1.45 중량%, Mo 6 중량%, 및 잔량의 Fe를 함유하는 강 합금을 고주파 제련 로(furnace)에서 대기 하에서 제련하여 용융된 강 합금을 수득하고, 이 용융된 강 합금을 주조하여 두께 2 ㎝의 주편을 얻었다.
이 주편을 1100℃의 로에서 가열한 후, 1100℃ 내지 950℃의 온도에서 열간 압연하여, 상기 주편 두께의 25% 미만의 두께를 갖는 시험편을 얻었다.
이 시험편을 초기 수-급랭 처리한 후, 실온으로 냉각시켜 수-급랭된 바디를 얻었다.
상기 수-급랭된 바디를 연마하여 산화물 층을 제거한 후, 500℃에서 에이징 처리하여, 에이징된 바디를 얻었다.
싱기 에이징된 바디를 추가로 수-급랭 처리한 후 실온으로 냉각시켰다.
실시예 2 내지 11:
실시예 2 내지 11의 각각에서, 하기 표 1에 나타낸 강 합금을 사용하여 실시예 1의 절차를 반복하였다.
비교예 1 내지 3:
비교예 1 내지 3의 각각에서, 하기 표 1에 나타낸 강 합금을 사용하여 실시예 1의 절차를 반복하였다.
강 합금 Fe
(중량%)		 Mn
(중량%)		 Al
(중량%)		 C
(중량%)		 Mo
(중량%)		 Cr
(중량%)		 Co
(중량%)
실시예 1 잔량 30 8.5 1.45 6 - -
실시예 2 잔량 30 8.5 1.45 4 - -
실시예 3 잔량 30 8.5 1.50 3.5 - -
실시예 4 잔량 27 8.5 1.48 6 - -
실시예 5 잔량 27.5 8.3 1.43 5 - -
실시예 6 잔량 28 8.2 1.42 3.5 - -
실시예 7 잔량 28.5 8.4 1.46 2 - -
실시예 8 잔량 30 8.5 1.45 3 3 -
실시예 9 잔량 28.5 8.0 1.52 3 3 -
실시예 10 잔량 30 8.5 1.45 3 - 2
실시예 11 잔량 27 8.2 1.42 3 - 2
비교예 1 잔량 28.5 8.2 1.45 9 - -
비교예 2 잔량 28 8.3 1.53 9 5 -
비교예 3 잔량 28.5 8.3 1.5 - - -
실시예 1 내지 11 및 비교예 1 내지 3의 시험편 각각에 대하여, 25℃에서 항복 강도 (YS), 극한 인장 강도 (UTS), 신율 (El) 및 로크웰 경도 (HRc)를 아래에 설명된 절차를 따라 측정하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.
실시예 4, 7 및 9 및 비교예 1 내지 3의 시험편 각각에 대해, 300℃, 500℃ 및 700℃에서 항복 강도 (YS) 및 극한 인장 강도 (UTS) 측정을 아래에 설명되어 있는 절차에 따라 수행하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.
측정:
ASTM E8/E8M의 규격에 따라 인스트론(Instron) 인장 시험기를 사용하여 원하는 온도 (즉, 25℃, 300℃, 500℃, 또는 700℃)에서 10-3/sec의 변형률 속도로 인장 시험을 실시하였다. 각각의 시험편에 대하여, 응력-변형률의 관계를 기록하여 원하는 온도에서의 응력-변형 곡선을 얻었으며, 이를 도 10에 도시한다 (이때 L2 및 L3은 L1에 평행하다).
1. 항복 강도 (YS):
항복 강도는, 상기 응력-변형률 곡선에서 점 A로 나타낸 바와 같이, 상기 응력-변형률 곡선에서 0.2% 오프셋(offset) 변형률에서 얻은 응력으로 정의된다.
2. 극한 인장 강도 (UTS):
극한 인장 강도는, 상기 응력-변형률 곡선에서 점 B로 나타낸 것처럼, 파괴 전 최대 응력으로 정의된다.
3. 신율 (El):
신율은 상기 응력-변형률 곡선에서 점 C로 표시된 변형률로 정의된다.
4. 로크웰 C 경도 (HRc)
로크웰 경도 장치를 사용하여 하중 150kgf에서 각각의 시험편의 로크웰 C 경도를 측정하였다. 상기 측정에는 다이아몬드 원추형 압자(indenter)를 사용하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.
강 합금 YS
( MPa)		 UTS
( MPa)		 El
(%)		 록크웰 C 경도
(HRc)		 에이징 시간
(500℃/h)
실시예 1 1350 1375 20 47.4 12
실시예 2 1340 1366 25 47.0 12
실시예 3 1330 1386 22 47.7 6
실시예 4 1230 1308 21 46.3 12
실시예 5 1320 1365 20 47.4 12
실시예 6 1310 1353 24 47.0 6
실시예 7 1250 1314 20 46.5 12
실시예 8 1300 1322 26 45.0 12
실시예 9 1300 1344 24 46.8 12
실시예 10 1250 1280 32 46.7 5
실시예 11 1230 1280 37 46.7 5
비교예 1 1400 1464 7 50.2 6
비교예 2 1360 1410 5 49.0 5
비교예 3 1210 1262 38 45.6 2.5
강 합금 300℃ 500℃ 700℃
YS UTS YS UTS YS UTS
실시예 4 1000 1033 690 758 410 440
실시예 7 970 1022 650 719 410 449
실시예 9 1030 1070 700 786 420 444
비교예 1 1020 1047 750 827 420 442
비교예 2 1010 1068 680 749 400 427
비교예 3 850 938 600 670 530 559
표 2에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 내지 11의 시험편은, 25℃에서의 항복 강도가 1230 MPa 내지 1350 MPa이고, 25℃에서의 극한 인장 강도가 1280 MPa 내지 1386 MPa이고, 25℃에서의 신율이 20% 내지 37%이고, 로크웰 C 경도 (HRc)가 45.0 내지 47.7이다. 실시예 1 내지 11의 시험편은 비교예 1 및 2의 시험편에 비해 기계적 강도 및 연성이 더 우수함이 입증되었다. 구체적으로, 실시예 1 내지 11의 오스테나이트계 강 합금은, 강 합금의 Mo 양을 2 중량% 내지 6 중량%의 범위 내로 제어함으로써, 비교예 1 내지 3의 강 합금 및 종래의 AISI H13 및 QRO 90 합금에 비해, 실온(즉, 25℃)에서의 기계적 강도 및 연성이 더 우수하고 고온에서의 기계적 강도 또한 충분하다. 따라서, 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금을 고온-가공 공구의 제조에 사용하면, 종래 기술에서 겪었던 균열 문제를 피할 수 있다.
또한, 표 2에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 내지 11의 시험편 각각의 기계적 강도는 5 시간 내지 12 시간의 에이징 시간에 크게 영향을 받지 않는다. 고온-가공 처리 동안 온도를 조절함으로써 오스테나이트계 강의 그레인 경계 상에 조질 탄화물이 석출되는 것을 피할 수 있음이 입증되었다. 따라서, 본 발명의 오스테나이트계 강 합금의 에이징 처리 시간을 보다 유통성있게 할 수 있어, 보다 긴 에이징 시간으로 인한 조질 탄화물의 현저한 석출의 문제를 경감 또는 회피할 수 있다.
도 2 내지 도 4를 참조하면, 1100℃ 내지 950℃의 온도에서 고온-가공 처리 후, 실시예 1, 3 및 8의 시험편 각각에서 관찰되는 조질 탄화물의 석출은 없다. 도 5 내지 도 7을 참조하면, 1100℃ 내지 950℃의 온도에서의 고온-가공 처리에 이어 에이징 처리를 한 후, 실시예 1, 3 및 8의 시험편 각각에 관찰되는 조질 탄화물의 석출은 없다. 그러나, 도 8 및 도 9를 참조하면, 강한 탄화물-형성 원소가 과량으로 첨가된 비교예 1 및 2의 시험편 각각에서는 조질 탄화물의 상당한 석출이 관찰되었다.
또한, 표 3에서 보듯이, 실시예 4, 7 및 9의 시험편은 300℃에서의 항복 강도가 970 MPa 내지 1030 MPa이고, 300℃에서의 극한 인장 강도가 1022 MPa 내지 1070 MPa이고, 500℃에서의 항복 강도가 650 MPa 내지 700 MPa이고, 500℃에서의 극한 인장 강도가 719 MPa 내지 786 MPa이고, 700℃에서의 항복 강도가 410 MPa 내지 420 MPa이고, 700℃에서의 극한 인장 강도가 440 MPa 내지 449 MPa이다. 비교예 3의 시험편은 25℃에서 우수한 연성을 갖지만, 25℃, 300℃ 및 500℃에서의 항복 강도 및 극한 인장 강도는 실시예 4, 7 및 9의 시험편의 값에 비해 비교적 낮다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금으로 제조된 오스테나이트계 강은 상온 (즉, 25℃) 및 고온에서 기계적 강도가 우수하여, 고온-가공 도구의 제조에 사용될 수 있다.
상기 내용을 고려할 때, 탄소를 1 중량% 이하로 함유하는 종래의 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강에서는, 상대적으로 소량의 강한 탄화물-형성 원소(들), 예컨대 몰리브덴 및/또는 텅스텐을 첨가함으로써 오스테나이트계 강의 연성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 오스테나이트계 강의 기계적 강도는 현저하게 향상될 수 없다. 한편, 이러한 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C계 강에서, 비교적 많은 양의 탄화물-형성 원소(들)를 첨가함으로써 기계적 강도를 향상시킬 수는 있다. 그러나, 연성을 유지할 수 없다. 미국 특허 제 9,528,177 호에서는 강한 탄화물-형성 원소 예컨대 Cr, Ti 및 Mo을 Fe-Mn-Al-C 4원 합금에 첨가하는 것은 권고하지 않는데, 그 이유는, 강한 탄화물-형성 원소의 첨가는 Fe-Mn-Al- 오스테나이트 매트릭스 내에 고밀도의 미세 κ' 탄화물을 형성하는데 유익한 효과가 없는 것으로 보이기 때문이었다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 강 합금은, 6 중량% 미만의 특정량의 몰리브덴 및 1.2 중량% 내지 1.6 중량%의 비교적 많은 양의 탄소를 내부에 포함한다. 따라서, 1100℃ 내지 950℃의 온도에서 고온-가공 처리하는 것을 포함하는 본 발명의 방법을 통해 상기 오스테나이트계 강 합금을 이용하여 상온 및 고온 둘다에서 더 우수한 기계적 강도 및 높은 연성을 가진 오스테나이트계 강을 제조할 수 있다.
상기 설명에서, 설명의 목적으로, 실시양태(들)의 완전한 이해를 제공하기 위해 다수의 특정 세부 사항이 설명되었다. 그러나, 당업자에게는, 하나 이상의 다른 실시양태가 이들 특정 세부 사항의 몇몇은 없이도 실시될 수 있음이 명백할 것이다. 본 명세서 전반에 걸쳐 기재된 "일 실시양태", "실시양태", 서수 표시를 갖는 실시양태 등은, 특정 특징부, 구조 또는 특성이 본 발명의 실시에 포함될 수 있음을 의미한다. 또한, 상세한 설명에서, 다양한 특징부는 때때로 본 발명 개시의 간소화 및 다양한 발명의 양상의 이해를 돕기 위해, 단일 실시양태, 도면 또는 그에 대한 설명으로 함께 그룹화되며, 하나 이상의 특징부 또는 일 실시양태로부터의 특정 세부 사항은 적절한 경우 발명의 실시시에 다른 실시양태로부터의 하나 이상의 특징부 또는 특정 세부 사항과 함께 실시될 수 있음을 주지하여야 한다.
본 개시는 예시적인 실시양태(들)로 간주되는 것과 관련하여 설명되었지만, 본 개시는 개시된 실시양태(들)에 한정되지 않고 가장 넓은 해석 범위의 정신 및 범위 내에 포함되는 다양한 배열을 커버하여 그러한 모든 변형 및 등가의 배열을 포괄하는 것으로 이해되어야 한다.

Claims (18)

  1. 25 중량% 내지 31 중량%의 망간;
    7 중량% 내지 10 중량%의 알루미늄;
    1.4 중량% 내지 1.6 중량%의 탄소;
    2 중량% 내지 6 중량%의 몰리브덴; 및
    잔량의 철
    을 포함하는 오스테나이트계 강 합금(steel alloy).
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 망간은 26 중량% 내지 30 중량%의 양으로 존재하고, 상기 알루미늄은 8 중량% 내지 10 중량%의 양으로 존재하는, 오스테나이트계 강 합금.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 망간은 27 중량% 내지 29 중량%의 양으로 존재하는, 오스테나이트계 강 합금.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 알루미늄은 8 중량% 내지 9 중량%의 양으로 존재하는, 오스테나이트계 강 합금.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    6 중량% 미만의 양으로 크롬을 더 포함하는 오스테나이트계 강 합금.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    5 중량% 미만의 양으로 코발트를 더 포함하는 오스테나이트계 강 합금.
  7. 오스테나이트계 강을 제조하는 방법으로서,
    a) 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항의 오스테나이트계 강 합금을 제련(smelting)하여 용융된 강 합금을 수득하는 단계;
    b) 상기 용융된 강 합금을 주조(casting)하여 주편(cast piece)을 수득하는 단계;
    c) 상기 주편을 1100℃ 내지 950℃의 온도에서 고온-가공 처리하여 고온-가공된 바디(body)를 수득하는 단계;
    d) 상기 고온-가공된 바디를 초기 수-급랭(water-quenching) 처리하여 수-급랭된 바디를 수득하는 단계; 및
    e) 상기 수-급랭된 바디를 480℃ 내지 600℃의 온도에서 에이징 처리하여 에이징된 바디를 수득하는 단계
    를 포함하는 방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 에이징 처리의 온도가 480℃ 내지 500℃이고, 상기 에이징 처리가 5 시간 내지 12 시간의 기간 동안 수행되는, 방법.
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 에이징 처리의 온도가 500℃ 초과 600℃ 이하이고, 상기 에이징 처리가 1 시간 내지 4 시간의 기간 동안 수행되는, 방법.
  10. 제 7 항에 있어서,
    상기 에이징된 바디를 추가의 수-급랭 처리하는 단계를 더 포함하는 방법.
  11. 제 7 항에 있어서,
    단계 c)에서, 상기 고온-가공된 바디가 상기 주편 두께의 25% 미만의 두께를 갖는, 방법.
  12. 제 7 항에 따른 방법에 의해 제조된 오스테나이트계 강으로서,
    완전 오스테나이트계 상, 1200 MPa 내지 1400 MPa의 25℃에서의 항복 강도, 45 내지 55의 25℃에서의 로크웰 C 경도, 1200 MPa 내지 1500 MPa의 25℃에서의 극한 인장 강도, 20% 내지 40%의 25℃에서의 신율을 갖는 오스테나이트계 강.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 강은 300℃에서 1000 MPa 초과의 극한 인장 강도를 갖는, 오스테나이트계 강.
  14. 제 12 항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 강은 300℃에서 970 MPa 초과의 항복 강도를 갖는, 오스테나이트계 강.
  15. 제 12 항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 강은 500℃에서 650 MPa 초과의 항복 강도 및 500℃에서 700 MPa 초과의 극한 인장 강도를 갖는, 오스테나이트계 강.
  16. 제 12 항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 강은 700℃에서 410 MPa 내지 420 MPa의 항복 강도 및 700℃에서 440 MPa 내지 449 MPa의 극한 인장 강도를 갖는, 오스테나이트계 강.
  17. 삭제
  18. 삭제
KR1020180146921A 2018-07-11 2018-11-26 오스테나이트계 강 합금 KR102211466B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
TW107123925A TWI715852B (zh) 2018-07-11 2018-07-11 沃斯田體合金鋼
TW107123925 2018-07-11

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200068042A KR20200068042A (ko) 2020-06-15
KR102211466B1 true KR102211466B1 (ko) 2021-02-03

Family

ID=63578922

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020180146921A KR102211466B1 (ko) 2018-07-11 2018-11-26 오스테나이트계 강 합금

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20200017929A1 (ko)
EP (1) EP3594376B1 (ko)
JP (1) JP6735798B2 (ko)
KR (1) KR102211466B1 (ko)
CN (1) CN110714167A (ko)
AU (1) AU2018220088B1 (ko)
CA (1) CA3014436C (ko)
MX (1) MX2018016180A (ko)
TW (1) TWI715852B (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005015909A (ja) 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB841366A (en) * 1957-07-02 1960-07-13 Langley Alloys Ltd Improvements in iron aluminium alloys
US4865662A (en) * 1987-04-02 1989-09-12 Ipsco Inc. Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy
GB2220674A (en) * 1988-06-29 1990-01-17 Nat Science Council Alloys useful at elevated temperatures
US4975335A (en) * 1988-07-08 1990-12-04 Fancy Steel Corporation Fe-Mn-Al-C based alloy articles and parts and their treatments
US4875933A (en) * 1988-07-08 1989-10-24 Famcy Steel Corporation Melting method for producing low chromium corrosion resistant and high damping capacity Fe-Mn-Al-C based alloys
FR2634221A1 (fr) * 1988-07-13 1990-01-19 Nat Science Council Pieces coulees en alliages a base de fe-mn-al-cr-si-c
JPH02228450A (ja) * 1989-03-02 1990-09-11 Tokushu Denkyoku Kk 鋳造用合金
CA1334802C (en) * 1989-03-02 1995-03-21 James M. Zimmer Aluminum-manganese-iron steel alloy
BR8907902A (pt) * 1989-08-31 1992-09-01 Ipsco Enterprises Inc Liga de aco substancialmente austenitica e processo de producao da mesma
JPH0699775B2 (ja) * 1991-12-27 1994-12-07 東大精密鋳造股▲フン▼有限公司 鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法
US5167733A (en) * 1992-02-06 1992-12-01 Eastern Precision Casting Co., Ltd. Method for manufacturing iron-manganese-aluminum alloy castings
JP4179112B2 (ja) * 2003-09-08 2008-11-12 ダイキン工業株式会社 設備機器管理装置、設備機器管理システムおよび設備機器管理方法
JP5317048B2 (ja) * 2008-06-10 2013-10-16 株式会社Ｎｅｏｍａｘマテリアル 抵抗合金の製造方法
US7931758B2 (en) * 2008-07-28 2011-04-26 Ati Properties, Inc. Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles
DE102011117135A1 (de) * 2010-11-26 2012-05-31 Salzgitter Flachstahl Gmbh Energie speicherndes Behältnis aus Leichtbaustahl
DE102011000089A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
JP5177310B2 (ja) * 2011-02-15 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
TWI445832B (en) * 2011-09-29 2014-07-21 The composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance alloys
CN106068333B (zh) * 2013-12-26 2018-07-06 Posco公司 高强度低比重钢板及其制造方法
US20170088910A1 (en) * 2015-09-29 2017-03-30 Exxonmobil Research And Engineering Company Corrosion and cracking resistant high manganese austenitic steels containing passivating elements
US20180274055A1 (en) * 2015-10-06 2018-09-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel sheet
US10227681B2 (en) * 2015-10-21 2019-03-12 Caterpillar Inc. High manganese steel with enhanced wear and impact characteristics
WO2017203312A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN106244927B (zh) * 2016-09-30 2018-04-03 北京理工大学 一种低密度超高强度钢及其制备方法
KR101836714B1 (ko) * 2016-10-12 2018-03-09 현대자동차주식회사 고망간강

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005015909A (ja) 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Wolfgang Bleck ET AL, "New Method in Steel Design", METEC 2015, pp.1~5, (2015.06.19.)

Also Published As

Publication number Publication date
CN110714167A (zh) 2020-01-21
CA3014436C (en) 2024-01-09
JP2020007632A (ja) 2020-01-16
US20200017929A1 (en) 2020-01-16
MX2018016180A (es) 2020-01-13
TWI715852B (zh) 2021-01-11
CA3014436A1 (en) 2020-01-11
EP3594376B1 (en) 2021-01-06
TW202006153A (zh) 2020-02-01
AU2018220088B1 (en) 2020-01-02
JP6735798B2 (ja) 2020-08-05
KR20200068042A (ko) 2020-06-15
EP3594376A1 (en) 2020-01-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102119959B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR102031446B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR101461763B1 (ko) 고인성 비조질강 선재 및 그의 제조방법
JP2020536169A (ja) ステンレス鋼、ステンレス鋼をアトマイズすることにより得られるプレアロイ粉及びプレアロイ粉の使用
KR20190077772A (ko) 냉간압조용 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법
KR20200061629A (ko) 열간 단조재 및 이의 제조방법
EP3889302A1 (en) Chromium-molybdenum steel plate having excellent creep strength and method for manufacturing same
KR20210077531A (ko) 냉간가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR102211466B1 (ko) 오스테나이트계 강 합금
KR100834535B1 (ko) 고경도 고인성 열간공구강의 제조방법
KR102117401B1 (ko) 수소취성 저항성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 볼트용 강재, 이들의 제조방법
EP4265789A1 (en) Armored steel having high hardness and excellent low-temperature impact toughness, and method for manufacturing same
KR102498147B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102445781B1 (ko) 냉간압조용 고강도 선재 제조방법
EP4265788A1 (en) High-hardness bullet-proof steel with excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing same
KR102043511B1 (ko) 열처리 경화형 고탄소 강판 및 그 제조방법
EP4265790A1 (en) Armored steel having high hardness and excellent low-temperature impact toughness and manufacturing method therefor
KR101797369B1 (ko) 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법
EP4265791A1 (en) Armored steel having high hardness and excellent low-temperature impact toughness, and method for manufacturing same
KR20230043471A (ko) 저온인성이 우수한 알루미늄 첨가 경량 중망간강 및 그 제조방법
KR101721587B1 (ko) 고강도 및 고인성을 갖는 자동차 허브용 베이나이트강 및 그 제조방법
EP4265786A1 (en) High hardness armored steel having excellent low-temperature impact toughness, and manufacturing method therefor
KR20220084556A (ko) 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법
KR20200075352A (ko) 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Legal Events

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