KR20130127080A - 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20130127080A
KR20130127080A KR20120050716A KR20120050716A KR20130127080A KR 20130127080 A KR20130127080 A KR 20130127080A KR 20120050716 A KR20120050716 A KR 20120050716A KR 20120050716 A KR20120050716 A KR 20120050716A KR 20130127080 A KR20130127080 A KR 20130127080A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
twip steel
mechanical properties
excellent mechanical
rolling
cryogenic
Prior art date
Application number
KR20120050716A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101374825B1 (ko
Inventor
이태경
이종수
송석원
김재형
츠자키 카네아키
코야마 모토미치
Original Assignee
포항공과대학교 산학협력단
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 포항공과대학교 산학협력단 filed Critical 포항공과대학교 산학협력단
Priority to KR20120050716A priority Critical patent/KR101374825B1/ko
Priority to US14/399,515 priority patent/US10144982B2/en
Priority to PCT/KR2012/006567 priority patent/WO2013172510A1/ko
Publication of KR20130127080A publication Critical patent/KR20130127080A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101374825B1 publication Critical patent/KR101374825B1/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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0231—Warm rolling
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous 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
    • C22C38/04—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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

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)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 상온뿐 아니라 -100℃ 이하의 극저온에서도 기계적 성능이 우수한 Fe-Mn-C계 쌍정유기소성강(이하, 'TWIP 강'이라 함)과 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 TWIP 강은, Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 공형압연을 통해 제조되며, 미세조직이 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하여 이루어지고 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법 {Fe-Mn-C BASED TWIP STEEL WITH SUPERIOR MECHANICAL PROPERTIES AT CRYOGENIC CONDITION, AND METHOD TO MANUFACTURE THE SAME}
본 발명은 상온뿐 아니라 -100℃ 이하의 극저온에서도 기계적 성능이 우수한 Fe-Mn-C계 쌍정유기소성강(이하, 'TWIP 강'이라 함)과 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 미세조직학적으로 초미세 연신결정립 구조(ultrafine elongated grain structure)를 가져 -196 ~ -100℃의 극저온 영역에서도 강도와 연성이 우수한 TWIP 강과, 이러한 TWIP 강을 벌크(bulk)한 봉상으로 대량 생산할 수 있어 산업적 활용도가 매우 우수한 TWIP 강의 제조 방법에 관한 것이다.
TWIP 강은 망간을 다량 함유하여 상온에서 안정한 오스테나이트 단상(single phase)을 가지고, 소성변형 중 오스테나이트 결정립 내에 기계적 쌍정을 발생시켜 전위의 이동을 방해함으로써 가공 경화를 추가로 얻어 우수한 연신율을 갖게 한 것을 특징으로 하며 높은 연신율뿐 아니라 높은 인장강도도 얻을 수 있는 이점이 있는 소재이므로, 다양한 구조재료로의 활용이 고려되고 있는 소재이다.
일반적인 페라이트(Ferrite) 강은 저온 영역에서 특히 연성이 크게 저하되는데, 이는 저온 영역으로 내려가면 항복강도가 급격히 상승하여 취성 파괴를 야기하기 때문이다.
이에 비해, TWIP 강을 포함한 오스테나이트 강의 경우 저온에서 강도가 페라이트 강만큼 급격히 증가하지 않기 때문에 취성-연성 천이 온도(ductile-brittle transition temperature)도 일반적으로 더 낮아. 저온 또는 극저온 재료로써 사용될 수 있는 잠재력을 가지고 있다.
하기 특허문헌 1에는, 저온에서 연성이 우수한 TWIP 강으로, 중량%로, C: 1.00% 이하, Mn: 7.0% 내지 30.00%, Al: 1.00% 내지 10.00%, Si: 2.50% 초과 8.00% 이하, Al+Si: 3.50% 초과 12.00% 이하, B: 0.01% 미만, Ni: 8.00% 미만, Cu: 3.00% 미만, N: 0.60% 미만, Nb: 0.30% 미만, Ti: 0.30% 미만, V: 0.30% 미만, P: 0.01% 미만 및 잔부로서 Fe와 불가피한 불순물을 함유하는 강 스트립 또는 강 시트의 제조방법이 개시되어 있다. 그런데 이 방법에 의해 제조된 TWIP 강은 스트립 형태로 밖에 제조되지 않을 뿐 아니라 -100℃ 이하의 극저온에서 우수한 연성을 구현하기 어려운 문제점이 있다.
또한, 하기 특허문헌 2에는, 0.5중량% 내지 1.0중량%의 탄소와, 10중량% 내지 20중량%의 망간과, 4.0중량% 이하의 크롬과, 0.02중량% 내지 0.3중량%의 질소와, 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함하는 TWIP 강이 개시되어 있는데, 이 문헌도 판재 형상의 TWIP 강과 이의 제조방법에 관한 것이며, 이 합금 역시 극저온에서 우수한 기계적 특성을 구현하기 어려운 문제점이 있다.
1. 한국등록특허공보 제1127632호 2. 한국공개특허공보 제2011-107473호
본 발명은 전술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 과제는 상온은 물론 극저온에서 우수한 기계적 특성을 구현할 수 있어, 특히 극저온의 극한 환경에 적합하게 사용될 수 있는 TWIP 강을 제공하는데 있다.
또한, 본 발명의 다른 과제는 극저온에서 우수한 기계적 특성을 갖는 TWIP 강을 벌크(bulk)한 봉상으로 대량 생산할 수 있는 TWIP 강의 제조 방법을 제공하는 데 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 공형압연으로 제조되고, 미세조직이 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하여 이루어지고 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강을 제공한다.
상기 TWIP 강의 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 0.5㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 TWIP 강은 -160℃에서 항복강도가 1000MPa 이상, 인장강도가 1600MPa 이상, 연신율이 20% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 TWIP 강은 -160℃에서 인장강도와 균일연신율의 곱이 40000MPa% 이상일 수 있다.
상기 다른 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, (a) Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 합금을 공형압연이 가능한 형태로 가공하는 단계, (b) 상기 가공된 합금을 700 ~ 1100℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열한 후 수냉하는 단계 및 (c) 수냉된 합금을 400 ~ 550℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열한 후 공형압연하는 단계를 포함하며, 상기 공형압연은 80% 이상의 단면감소율로 수행하는 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법을 제공한다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 (b) 단계에서 가열은 30분 ~ 2시간 동안 행해지는 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 (c) 단계에서 가열은 30분 ~ 2시간 동안 행해지는 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 (c) 단계에서 80% 이상의 단면감소율은 6 ~ 12패스에 걸쳐 이루어지는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 TWIP 강은 봉상으로 이루어질 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 TWIP 강의 미세조직은 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하고, 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향에서의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하일 수 있으며, 0.5㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 TWIP 강은 -160℃에서 항복강도가 1000MPa 이상, 인장강도가 1600MPa 이상, 연신율이 20% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 TWIP 강은 -160℃에서 인장강도와 균일연신율의 곱이 40000MPa% 이상일 수 있다.
본 발명에 따른 방법에 의해 제조된 TWIP 강은 강소성 가공인 다중 공형압연(multi-pass caliber-rolling)을 적용하여 초미세 연신결정립 조직을 형성하고, 이를 통해ε-마르텐사이트 및 소둔쌍정을 억제함으로써 극저온 영역에서 강도를 향상시키고 연성 손실을 최소화하여 극저온에서 우수한 기계적 특성을 구현할 수 있다.
또한, 공형압연을 통해 최종 형상을 판재가 아닌 봉재 형태로 제조할 수 있고, 공정의 특성 상 단면 직경 및 길이의 조절이 자유롭고 대량생산이 가능하므로, 산업상 활용 가치가 매우 높다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따라 제조한 TWIP 강의 결정립계도이다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 상온(RT) 및 극저온(-150℃)에서 측정한 항복강도 및 인장강도를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 상온(RT) 및 극저온(-150℃)에서 측정한 균일연신율(uniform elongation)을 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 인장강도와 균일연신율의 곱의 측정결과를 나타낸 것이다.
이하 본 발명을 TWIP 강과 이 TWIP 강을 제조하는 제조방법으로 구분하여 상세하게 설명한다.
[TWIP 강]
본 발명의 실시예에 대한 상세한 설명에 앞서, 본 발명에서 사용하는 용어에 대해 정의한다.
본 발명에서 '연신결정립'이란, 공형압연의 압연방향으로 길게 연신된 결정립으로 종횡비(aspect ratio)가 2 이상, 바람직하게는 10 이상, 보다 바람직하게는 20 이상으로 길게 연신된 결정립을 의미한다.
또한, '연신결정립 조직'이란, 공형압연된 미세조직에서 상기와 같이 정의된 '연신결정립'이 미세조직 전체 면적에서 차지하는 비율이 적어도 80% 이상인 것을 의미한다.
또한, '평균 결정립 크기'란 공형압연의 압연방향에 대한 직각방향에서 고경각경계면 간의 거리의 평균을 의미한다.
본 발명에 따른 TWIP 강은, Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직이 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하여 이루어지고 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.
상기 조성은 적층 결함 에너지(stacking fault energy)를 낮게 만들어 재료의 기본 인장 성능을 높이는 방향으로 설계된 것이며, 구체적인 성분 함량의 한정이유에 대해 설명한다.
망간( Mn ) : 13 ~ 24중량%
상기 망간(Mn)은 강에서 고용강화원소로서 오스테나이트 안정화에 기여하는데, Mn의 함량이 13중량% 미만이거나 24중량%를 초과할 경우 적층결함 에너지가 지나치게 높아 쌍정유기소성 효과를 억제하므로 바람직하지 않다. 따라서 상기 Mn의 함량은 13 ~ 24중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Mn의 함량을 16 ~ 18중량%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
탄소(C): 0.4 ~ 1.2중량%
상기 탄소(C)는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는데, C의 함량이 0.4중량% 미만일 경우 ε-마르텐사이트 변태가 발생하여 물성에 악영향을 끼치고, 1.2중량%를 초과할 경우 적층결함 에너지가 지나치게 높아 쌍정유기소성 효과를 억제하므로 바람직하지 않다. 따라서 상기 C의 함량은 0.4 ~ 1.2중량%로 제한하는 것이 바람직하다. C의 함량을 0.5 ~ 0.9중량%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
불가피한 불순물
제조과정 중 Si, Al, N, S 등의 불순물이 첨가될 수 있으며 허용 최대 함량은 0.1중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 TWIP 강의 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것이 바람직한데, 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛를 초과할 경우 극저온에서 우수한 유사한 기계적 성질을 구현할 수 없기 때문이다. 또한, 상기 평균 결정립 크기는 0.5㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
[TWIP 강의 제조방법]
본 발명에 따른 TWIP 강의 제조방법은, Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 합금을 공형압연이 가능한 형태 예를 들면 빌렛(billet)으로 가공하는 빌렛 가공 단계와, 상기 가공된 빌렛을 700 ~ 1100℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열한 후 수냉하는 균질화 처리 단계와, 열처리된 빌렛을 400 ~ 550℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열하는 가공전 가열 단계와, 공형압연하는 압연 단계를 포함한다.
상기 빌렛 가공 단계는 공형압연기로 가공할 수 있는 형태로 가공하는 단계이며, 합금의 용해 후 주조 과정을 통해 잉곳에서 빌렛의 형태로 가공되며, 공지의 방법이 사용된다.
상기 균질화 처리 단계는 빌렛을 열처리하여 조직을 균일화시키는 단계인데, 이때 최종 제품의 기계적 특성에 악영향을 미칠 수 있는 탄화물의 석출을 방지하는 것이 중요하다. 열처리 온도가 700℃ 미만일 경우 탄화물이 석출되어 물성에 악영향을 미치고, 1100℃를 초과할 경우 경제적인 손실이 크다. 따라서 열처리 온도의 범위는 700 ~ 1100℃가 바람직하다. 또한, 열처리 시간은 30분 미만일 경우 재료 전체에 균일한 열처리가 이루어지는데 충분하지 않고, 5시간을 초과할 경우 경제적인 손실이 크다. 따라서 열처리 시간은 30분 ~ 5시간으로 유지하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 열처리 시간은 30분 ~ 2시간이다.
상기 가공전 가열 단계는 공형압연이 용이하게 수행될 수 있고 원하는 미세조직을 갖도록 하기 위한 단계이다. 이때 가열 온도가 400℃ 미만일 경우 공형압연의 가공성이 크게 저하되고, 550℃를 초과할 경우 공형압연 중에 동적 석출(dynamic precipitation)이 일어나 최종 제품의 기계적 특성이 저하할 수 있다. 따라서 공형압연전 가열 온도의 범위는 400 ~ 550℃가 바람직하다. 또한, 가열 처리 시간은 30분 미만일 경우 재료 전체에 균일한 가열에 충분하지 않고, 5시간을 초과할 경우 경제적인 손실이 크다. 따라서 열처리 시간은 30분 ~ 5시간으로 유지하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 열처리 시간은 30분 ~ 2시간이다.
본 발명에 따른 제조방법에 있어서, 상기 공형압연 시 단면감소율은 80% 이상이 되도록 하는 것이 바람직한데, 단면감소율이 80% 미만일 경우 본 발명에 따른 연신결정립을 갖는 미세조직을 구현하기에 충분하지 않기 때문이다.
또한, 80% 이상의 단면감소율은 6 ~ 12패스에 걸쳐 이루어지는 것이 바람직한데, 이는 6패스 미만일 경우 각 패스당 가해지는 압연량이 지나치게 커서 재료 내부에 결함을 유발하여 바람직하지 않고, 12패스를 초과할 경우 경제적인 손실이 크기 때문이다.
[실시예]
이하, 본 발명의 구체적 실시예를 설명한다.
중량비 기준으로, Mn 17%, C 0.6%, 나머지 Fe로 이루어진 합금의 용탕을 제조한 후 주조하여, 폭 30mm, 길이 500mm의 사각 기둥 형태의 빌렛으로 가공하였다.
이어서, 상기 빌렛을 열처리로에 장입하고 1000℃로 가열하여 1시간 동안 유지한 후 수냉하였다.
수냉한 빌렛을 500℃로 가열하여 1시간 유지 후 다중 공형압연기를 이용하여 강소성가공을 수행하였다. 이때 상기 다중 공형압연기는 총 8패스에 걸쳐 누적 단면 감소율 80%가 이루어지도록 설계되었다.
공형압연의 구체적인 과정은 다음과 같다.
500℃로 가열한 빌렛을 꺼내어 상온에서 공형압연기의 8패스까지 연속적으로 압연한다. 이때 각 패스마다 재료를 시계 방향으로 90°씩 회전시키면서 압연하는데, 예를 들면 1패스 압연 후 재료를 시계 방향으로 90°회전시켜 2패스 압연을 수행하고 그 후 다시 재료를 시계 방향으로 90° 회전시켜(총 180°회전) 3패스 압연을 수행하는 식이다.
도 1은 상기한 방법으로 제조한 봉재의 미세조직에 대한 EBSD 분석을 수행하여 결정립계를 나타낸 것이다. 도 1에서 검은 선은 고경각계, 녹색 선은 저경각계를 의미한다. 도 1에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따라 제조된 TWIP 강 봉재의 미세조직은 고경각계를 기준으로 종횡비가 20을 초과하는 압연방향으로 길게 연신된 연신결정립 조직을 갖는 것을 알 수 있다.
상기 도 1에서 공형압연방향에 대한 직각방향에서 고경각계면 간의 거리를 측정한 평균은 약 460nm로 확인되었으며, 본 발명의 실시예에 따른 제조방법을 통해 초미세 연신결정립 조직이 형성되었음을 알 수 있다.
[비교예]
비교재의 준비는 이하와 같이 수행되었다. 동일한 조성의 소재를 1000℃에서 열간 압연하여 25mm 두께의 판재로 가공 후, 열처리로에 장입하고 다시 1000℃로 가열하여 1시간 동안 유지한 후 수냉하였다. 수냉한 판재를 단면 감소율 60%가 이루어지도록 냉간 압연 후 각각 700℃, 800℃, 900℃, 1000℃에서 30분 간 처리 후 다시 수냉하였다. 이때 해당 소재들의 평균 결정립 크기는 각각 3.5㎛, 10㎛, 23㎛, 37㎛로 확인되었다.
하기 표 1은 상온(RT)과 극저온(-150℃)에서 수행한 인장시험 결과를 나타낸 것이다.
시편 결정립크기
(㎛)		 인장특성
상온(RT) 극저온(-150℃)
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 균일
연신율
(%)		 Rm-A
(MPa%)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 균일
연신율
(%)		 Rm-A
(MPa%)
실시예 0.46 840 1280 40 51200 1100 1700 29 49300
비교예 1 3.5 410 1120 55 61600 500 1360 27 36720
비교예 2 10.4 340 1080 65 70200 390 1200 21 25200
비교예 3 22.8 290 1020 62 63240 350 1050 16 16800
비교예 4 37.2 280 980 64 62720 340 910 12 10920
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 상온(RT) 및 극저온(-150℃)에서 측정한 항복강도 및 인장강도를 나타낸 것이고, 도 3은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 상온(RT) 및 극저온(-150℃)에서 측정한 균일 연신율(uniform elongation)을 나타낸 것이며, 도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 TWIP 강의 인장강도와 균일연신율의 곱의 측정결과를 나타낸 것이다.
상기 표 1과 도 2에서 확인되는 바와 같이, 항복강도(0.2% proof stress)와 인장강도(UTS)의 경우, 상온과 극저온 모두 결정립 크기가 줄어들수록 항복강도와 인장강도가 커지는 특성을 나타내며, 극저온이 상온에 비해 항복강도와 인장강도가 높은 수치를 나타낸다.
그런데 연신율의 경우, 표 1과 도 3에서 확인되는 바와 같이, 상온의 인장시험에서는 결정립 크기가 줄어들수록 강도의 증가에 반비례하여 연신율이 감소하는 일반적인 경향을 보이나, -150℃의 극저온에서는 결정립의 크기가 줄어들어 강도가 커짐에도 불구하고 연신율이 증가하는 반대의 현상을 나타낸다.
이에 따라, TWIP 강의 기계적 특성을 나타내는 인자인 인장강도와 균일연신율의 곱('에코지수' 또는 'Rm-A'로 불리는 값)의 수치를 결정립 크기로 플롯하면, 도 4에서 확인되는 바와 같이, 결정립 크기가 1㎛ 미만인 경우, 약 50000MPa% 정도로 상온에서 구현 가능한 최대치인 약 70000MPa%와 비교할 때 상온 최대치의 약 70% 정도의 기계적 특성의 구현이 가능함을 알 수 있다. 특히, 연신율은 극저온에서 약 30% 정도의 높은 값을 가지므로, 본 발명에 따른 TWIP 강은 극저온 환경에서 적합하게 사용될 수 있음을 보여준다.

Claims (13)

  1. Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 공형압연으로 제조되고, 미세조직이 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하여 이루어지고 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향으로의 평균 결정립 크기가 0.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 TWIP 강은 -160℃에서 항복강도가 1000MPa 이상, 인장강도가 1600MPa 이상, 연신율이 20% 이상인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 TWIP 강은 -160℃에서 인장강도와 총연신율의 곱이 40000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강.
  5. (a) Mn 13 ~ 24중량%, C 0.4 ~ 1.2중량%와, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 합금을 공형압연이 가능한 형태로 가공하는 단계,
    (b) 상기 가공된 합금을 700 ~ 1100℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열한 후 수냉하는 단계 및
    (c) 수냉된 합금을 400 ~ 550℃에서 30분 ~ 5시간 동안 가열한 후 공형압연하는 단계를 포함하며,
    상기 공형압연은 80% 이상의 단면감소율로 수행하는 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 (b) 단계에서 가열은 30분 ~ 2시간 동안 행해지는 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 (c) 단계에서 가열은 30분 ~ 2시간 동안 행해지는 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 단면감소율은 6 ~ 12패스에 걸쳐 이루어지는 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  9. 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TWIP 강은 봉상으로 이루어진 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  10. 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TWIP 강의 미세조직은 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하고, 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향에서의 평균 결정립 크기가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  11. 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TWIP 강의 미세조직은 압연방향으로 연신된 연신결정립을 포함하고, 상기 연신결정립의 압연방향에 대한 직각방향에서의 평균 결정립 크기가 0.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  12. 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TWIP 강은 -160℃에서 항복강도가 1000MPa 이상, 인장강도가 1600MPa 이상, 연신율이 20% 이상인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
  13. 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TWIP 강은 -160℃에서 인장강도와 총연신율의 곱이 40000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 극저온에서 기계적 특성이 우수한 TWIP 강의 제조방법.
KR20120050716A 2012-05-14 2012-05-14 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법 KR101374825B1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20120050716A KR101374825B1 (ko) 2012-05-14 2012-05-14 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법
US14/399,515 US10144982B2 (en) 2012-05-14 2012-08-17 Fe—Mn—C-based TWIP steel having remarkable mechanical performance at very low temperature, and preparation method thereof
PCT/KR2012/006567 WO2013172510A1 (ko) 2012-05-14 2012-08-17 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20120050716A KR101374825B1 (ko) 2012-05-14 2012-05-14 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20130127080A true KR20130127080A (ko) 2013-11-22
KR101374825B1 KR101374825B1 (ko) 2014-03-13

Family

ID=49583900

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR20120050716A KR101374825B1 (ko) 2012-05-14 2012-05-14 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법

Country Status (3)

Country Link
US (1) US10144982B2 (ko)
KR (1) KR101374825B1 (ko)
WO (1) WO2013172510A1 (ko)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2659542C2 (ru) * 2016-12-09 2018-07-02 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Сверхпрочная высокомарганцевая сталь, полученная за счет комбинирования механизмов упрочнения
CN112662932B (zh) * 2019-10-15 2022-03-04 中国石油化工股份有限公司 一种twip钢及其制备方法
CN113941430B (zh) * 2021-10-13 2023-05-02 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 基于twip效应和纳米析出强化的耐磨高锰钢、制备方法及用途
CN114606430B (zh) * 2022-03-01 2023-05-12 兴机电器有限公司 一种低碳Fe-Mn-Al-Si系TWIP钢及其制备方法
CN114561584B (zh) * 2022-03-01 2022-07-29 浙江工贸职业技术学院 一种高屈服强度与高延伸率的钢材的制备方法及钢材

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1807542A1 (de) 2004-11-03 2007-07-18 ThyssenKrupp Steel AG Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels "direct strip casting "
KR101020546B1 (ko) * 2008-07-18 2011-03-09 현대자동차주식회사 초고강도 ｔｗｉｐ 강판 및 그 제조방법
KR101054773B1 (ko) 2008-09-04 2011-08-05 기아자동차주식회사 Ｔｗｉｐ형 초고강도 강판의 제조방법
KR101140986B1 (ko) * 2010-04-16 2012-05-03 현대제철 주식회사 경량, 고연성의 고망간 알루미늄 함유 강 및 그 제조 방법
US20120128524A1 (en) * 2010-11-22 2012-05-24 Chun Young Soo Steel wire rod having excellent cold heading quality and hydrogen delayed fracture resistance, method of manufacturing the same, and mehod of manufacturing bolt using the same

Also Published As

Publication number Publication date
US10144982B2 (en) 2018-12-04
US20150114526A1 (en) 2015-04-30
KR101374825B1 (ko) 2014-03-13
WO2013172510A1 (ko) 2013-11-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100987176B1 (ko) 두께 100 ｍｍ 이상의 오스테나이트계 스테인레스 압연강판 및 그 제조 방법
WO2011111333A1 (ja) 高強度プレス部材およびその製造方法
JP5407178B2 (ja) 冷間加工性に優れた冷間鍛造用鋼線材およびその製造方法
KR102096190B1 (ko) 향상된 기계적 물성을 갖는 성형 가능한 경량 강 및 상기 강으로부터 반제품을 제조하기 위한 방법
KR20020088425A (ko) 어닐링 생략 가능한 기계 구조용 열간압연 선재·봉강 및그 제조 방법
KR101915906B1 (ko) V-Cr-Fe-Ni계 고강도 고엔트로피 합금
KR101374825B1 (ko) 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법
KR102178711B1 (ko) 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
JP5080215B2 (ja) 等方性と伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
WO2014157146A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびそれを用いた高強度鋼材の製造方法
EP3395988B1 (en) High-strength structural steel sheet excellent in hot resistance and manufacturing method thereof
KR102198924B1 (ko) 고엔트로피 합금 및 그 제조방법
KR101987665B1 (ko) 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR101977467B1 (ko) 강도 및 냉간가공성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법
KR102403849B1 (ko) 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
KR102175586B1 (ko) 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
EP3336205B1 (en) High-strength steel wire and method of manufacturing the same
JP5534112B2 (ja) 冷間圧延の素材用の熱延鋼板およびその製造方法
KR101180196B1 (ko) 우수한 강도와 연성을 갖는 초세립 선재 및 그 제조방법
KR102385471B1 (ko) 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법
KR101449113B1 (ko) 굽힘 피로 특성 및 연성이 우수한 고탄소 강선 및 그 제조방법
KR101328320B1 (ko) 고강도를 갖는 과공석 선재 및 그 제조방법
KR102391061B1 (ko) 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법
KR101228798B1 (ko) 초세립 고강도 선재 및 그 제조방법
KR101406390B1 (ko) 충격특성이 우수한 고강도 초미세립 선재 및 그 제조방법

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
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170102

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180108

Year of fee payment: 5

LAPS Lapse due to unpaid annual fee