KR20160067140A

KR20160067140A - 첨단 고강도 금속 합금의 제조를 위한 재결정화, 미세화, 및 강화 메커니즘

Info

Publication number: KR20160067140A
Application number: KR1020167011482A
Authority: KR
Inventors: 다니엘 제임스 브래너건; 그랜트 지. 저스티스; 앤드류 티. 볼; 제이슨 케이. 월레저; 브라이언 이. 미챔; 커티스 클라크; 롱저우 마; 이고르 야쿠브초프; 스캇 라리쉬; 솅 쳉; 테일러 엘. 기든스; 앤드류 이. 프레리히스; 알라 브이. 세르기바
Original assignee: 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드
Priority date: 2013-10-02
Filing date: 2014-10-02
Publication date: 2016-06-13
Also published as: CA2926184A1; EP3052671B1; JP2016540113A; EP3052671A1; US9284635B2; US20150090372A1; JP2019210552A; WO2015051162A1; CA2926184C; US20150101714A1; KR102256921B1; EP3052671A4; JP6776415B2; CN105765096A; JP6626436B2

Abstract

본 개시내용은 금속 시트 제조에 적용가능한 향상된 특성 조합을 갖는 금속 합금의 부류에 관한 것이다. 더욱 구체적으로, 본 출원은 비교적 높은 강도 및 연성의 금속 합금의 형성, 및 감소된 두께에서 비교적 높은 강도 및 연성을 갖는 금속 시트를 제조하는, 승온 처리 및 냉간 변형의 1회 이상의 순환의 사용을 특정한다.

Description

첨단 고강도 금속 합금의 제조를 위한 재결정화, 미세화, 및 강화 메커니즘 {RECRYSTALLIZATION, REFINEMENT, AND STRENGTHENING MECHANISMS FOR PRODUCTION OF ADVANCED HIGH STRENGTH METAL ALLOYS}

관련 출원의 상호 참조

본 출원은 2013년 10월 2일에 출원된 미국 가출원 일련 번호 61/885,842를 우선권 주장한다.

발명의 분야

본 출원은 금속 시트(sheet) 제조에 적용가능한 향상된 특성 조합을 갖는 금속 합금의 부류에 관한 것이다. 더욱 구체적으로, 본 출원은 비교적 높은 강도 및 연성의 금속 합금의 형성, 및 감소된 두께에서 비교적 높은 강도 및 연성을 갖는 금속 시트를 제조하는, 승온 처리 및 냉간 변형(cold deformation)의 1회 이상의 순환(cycle)의 사용을 특정한다.

강철은 3,000년 이상 동안 인류에 의해 사용되어 왔고 공업용의 모든 금속 합금의 80 중량% 초과를 포함하여 산업계에서 널리 이용된다. 기존 강철 기술은 공석 변태(eutectoid transformation)를 조작하는 것에 기반을 두고 있다. 제1 단계는 합금을 단일 상 영역 (오스테나이트)으로 가열한 다음에, 다양한 냉각 속도로 강철을 냉각 또는 켄칭하여 흔히 페라이트, 오스테나이트, 및 시멘타이트의 조합물인 다상(multiphase) 구조를 형성시키는 것이다. 강철 조성물 또는 열 처리에 따라, 광범위한 특성을 갖는 다종다양한 특성의 미세구조(microstructure) (즉 다각형 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 오스테나이트 및 마텐자이트)를 수득할 수 있다. 공석 변태의 이러한 조작의 결과로 현재 이용가능한 다종다양한 강철이 생성되게 되었다.

현재, 51개의 상이한 제1철 합금 금속 족 중에 25,000개 초과의 전 세계적인 등가물이 있다. 시트 형태로 제조되는 강철에 대해서, 인장 강도 특성을 기반으로 넓은 분류가 이용될 수 있다. 저 강도 강철 (Low-Strength Steels: LSS)은 270 MPa 미만의 극한 인장 강도(ultimate tensile strength)를 나타내는 것으로 정의될 수 있고 극저탄소강(interstitial free steel) 및 연강(mild steel)과 같은 유형을 포함한다. 고 강도 강철 (High-Strength Steels: HSS)은 270 내지 700 MPa의 극한 인장 강도를 나타내는 것으로 정의되는 강철일 수 있고 고 강도 저 합금, 고 강도 극저탄소강 및 소부 경화성 강(bake hardable steal)과 같은 유형을 포함한다. 첨단 고 강도 강(Advanced High-Strength Steels: AHSS)은 700 MPa 초과의 극한 인장 강도를 가질 수 있고 마텐자이트계 강 (MS), 2상 (dual phase: DP) 강, 변태 유기 소성(transformation induced plasticity: TRIP) 강, 복소 위상 (complex phase: CP) 강 및 쌍정 유기 소성(twin induced plasticity: TWIP) 강과 같은 유형을 포함한다. 강도 수준이 증가함에 따라, 강철의 연성(ductility)은 일반적으로 감소한다. 예를 들어, LSS, HSS 및 AHSS는 각각 25% 내지 55%, 10% 내지 45% 및 4% 내지 50%의 수준의 인장 신장률(tensile elongation)을 나타낼 수 있다.

AHSS는 자동차 용도를 위해 개발되었다. 예를 들어, 미국 특허 번호 8,257,512 및 8,419,869를 참조. 이들 강철은 종래의 강종과 비교하여 개선된 성형성(formability) 및 내충돌성을 특징으로 한다. 현재의 AHSS는 열-기계적 처리에 이어서 제어된 냉각을 포함하는 공정으로 제조된다. 코팅되지 않든 또는 코팅되든 자동차 제품에서 목적하는 최종 미세구조를 달성하기 위해서는 합금 조성물 및 가공 조건에 대한 상당히 많은 수의 가변 파라미터의 제어를 필요로 한다.

특정 적용을 위해 설계된, AHSS 강의 추가 개발은, 바람직한 최종 강도 및 연성 특성을 각각 담당하는 특정 강화 및 가소성 메커니즘을 최적화하기 위해 합금화, 미세구조 및 열-기계적 처리 경로의 주의 깊은 제어가 필요할 것이다.

개요

본 개시내용은 합금 및 그와 관련된 제조 방법에 관한 것이다. 방법은,

a. 55.0 내지 88.0 원자% 수준의 Fe, 0.50 내지 8.0 원자% 수준의 B, 0.5 내지 12.0 원자% 수준의 Si 및 1.0 내지 19.0 원자% 수준의 Mn을 포함하는 금속 합금을 공급하는 단계;

b. 상기 합금을 용융시키고 고체화시켜 200 nm 내지 200,000 nm의 매트릭스 결정립(matrix grain) 크기를 제공하는 단계;

c. 상기 합금을 가열하여 50 nm 내지 5000 nm의 미세화된(refined) 매트릭스 결정립 크기를 형성시키는 단계 (여기서 합금은 200 MPa 내지 1225 MPa의 항복 강도를 갖는다);

d. 상기 합금에 200 MPa 내지 1225 MPa의 상기 항복 강도를 초과하는 응력을 가하는 단계 (여기서 상기 합금은 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 나타낸다)

를 포함한다.

임의로, 그 다음에 하기 단계를 적용할 수 있다:

e. 700℃ 및 상기 합금의 융점 미만의 범위의 온도로 가열하는 단계 (여기서 상기 합금은 100 nm 내지 50,000 nm의 결정립, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물, 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖고, 상기 합금은 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도를 갖는다); 및

f. 상기 합금에 상기 항복 강도 초과로 응력을 가하고 10 nm 내지 2500 nm의 미립자 크기, 20 nm 내지 10000 nm의 붕소화물, 1 nm 내지 200 nm의 침전 미립자를 갖는 합금을 형성시켜, 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도, 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 초래하는 단계.

상기에서, 단계 (b) 및 단계 (c)에서의 고체화된 합금은 1 mm 내지 500 mm의 범위의 두께를 가질 수 있다. 단계 (d), (e) 및 (f)에서, 두께는 기계적 특성을 손상시키지 않고, 목적하는 수준으로 감소시킬 수 있다.

본 개시내용은 또한,

a. 55.0 내지 88.0 원자% 수준의 Fe, 0.50 내지 8.0 원자% 수준의 B, 0.5 내지 12.0 원자% 수준의 Si 및 1.0 내지 19.0 원자% 수준의 Mn을 포함하는 금속 합금을 공급하는 단계 (여기서 상기 합금은 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도를 나타내고, 상기 합금은 제1 두께를 갖는다);

b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 융점 미만의 범위의 온도로 가열하고 상기 합금에 응력을 가하고 10 nm 내지 2500 nm의 미립자 크기, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물, 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖는 합금을 형성시키는 단계 (여기서 상기 합금은 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도, 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 나타내고, 상기 합금은 상기 제1 두께 미만인 제2 두께를 갖는다)

를 포함하는 방법에 관한 것이다.

상기 실시양태에서 합금의 가열 및 응력 처리 (단계 b)를 반복하여 선택된 적용을 목표로 하는 합금에 대해 특히 감소된 두께를 달성하도록 할 수 있다.

따라서, 본 개시내용의 합금은 벨트 주조(belt casting), 박판 스트립(thin strip) / 쌍롤식 주조(two roll casting), 박 슬라브 주조(thin slab casting) 및 후 슬라브 주조(thick slab casting)를 포함한 연속 주조 공정에 적용된다. 합금은 특히 차량, 드릴 칼라(drill collar), 드릴 파이프, 파이프 케이싱(pipe casing), 공구 조인트(tool joint), 웰헤드(wellhead), 압축 가스 저장 탱크 또는 액화 천연 가스 캐니스터(canister)에 적용된다.

하기 상세한 설명은, 예증 목적으로 제공되고 본 발명의 임의의 측면을 제한하는 것으로 여겨지지 않는 첨부된 도면을 참조로 보다 잘 이해될 수 있다.
도 1은 부류 1 강철의 형성을 나타내는 것이다.
도 2는 모달 나노상 구조(Modal Nanophase Structure)를 갖는 부류 1 강철의 기계적 반응을 나타내는 응력 대 변형 선도(stress v. strain diagram)이다.
도 3A는 부류 2 강철의 형성을 나타내는 것이다.
도 3B는 구조 3 (부류 2 강철)에 적용된 바와 같은 재결정화 및 나노상 미세화 및 강화(Refinement & Strengthening)의 적용 및 미세화 고 강도 나노모달 구조(Refined High Strength Nanomodal Structure)의 형성을 나타내는 것이다.
도 4는 고 강도 나노모달 구조를 갖는 부류 2 강철의 기계적 반응을 나타내는 응력 대 변형 선도이다.
도 5는 미세화 고 강도 나노모달 구조를 갖는 강철 합금의 기계적 반응을 나타내는 응력 대 변형 선도이다.
도 6은 공정이 3개의 주요 공정 단계로 나눠질 수 있음을 도시하는 박판 스트립 주조를 나타내는 것이다.
도 7은 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조된 코일로부터 취해진 합금 260으로부터의 시판 시트 샘플의 예를 나타내는 것이다.
도 8은 (a) 시트 제조의 상이한 단계에서 합금 260 및 (b) 상이한 파라미터로 후처리(post-processing) 후 합금 284로부터의 산업용 시트의 인장 특성을 나타내는 것이다.
도 9는 (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역에서 1.8 mm의 주조물 두께를 갖는 합금 260으로부터의 실험실 주조물 시트에서의 고체화된 상태의(as-solidified) 미세구조의 후방 산란(backscattered) SEM 현미경 사진을 나타내는 것이다.
도 10은 합금 260 산업용 시트에서의 고체화된 상태의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 11은 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 산업용 시트에서의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 12는 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 산업용 시트에서의 미세구조의 명 시야(bright-field) TEM 영상을 나타내는 것이다.
도 13은 50% 감소로 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트(cold-rolled sheet)에서의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 14는 50% 감소로 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트에서의 미세구조의 명 시야 TEM 영상을 나타내는 것이다.
도 15는 냉간 압연 상태에서 합금 260 시트에 관한 x-선 회절 데이터 (강도 대 2-세타); a) 측정된 패턴, b) 리트벨트(Rietveld) 계산된 패턴과 확인된 피크를 나타내는 것이다.
도 16은 5분 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트에서의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 17은 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트에서의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 18은 5분 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트에서의 미세구조의 명 시야 TEM 현미경 사진을 나타내는 것이다.
도 19는 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260으로부터의 냉간 압연 시트에서의 미세구조의 명 시야 TEM 현미경 사진을 나타내는 것이다.
도 20은 냉간 압연 및 열 처리 상태에서 합금 260 시트에 관한 x-선 회절 데이터 (강도 대 2-세타); a) 측정된 패턴; b) 리트벨트 계산된 패턴과 확인된 피크를 나타내는 것이다.
도 21은 합금 260으로부터의 인장 시험 견본(tensile specimen)의 게이지 섹션(gage section)에서의 미세구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: (a) 외부 층 영역; (b) 중심 층 영역을 나타내는 것이다.
도 22는 합금 260으로부터의 인장 시험 견본의 게이지 섹션에서의 미세구조에서의 명 시야 (a) 및 암 시야(dark-field) (b) TEM 현미경 사진을 나타내는 것이다.
도 23은 변형된 샘플의 인장 게이지에서의 합금 260 시트에 관한 x-선 회절 데이터 (강도 대 2-세타); a) 측정된 패턴, b) 리트벨트 계산된 패턴과 확인된 피크를 나타내는 것이다.
도 24는 8시간 동안 1150℃에서 과시효(overaging)한 후 합금 260으로부터의 산업용 시트에서의 인장 특성의 회복(recovery)을 나타내는 것이다.
도 25는 16시간 동안 1150℃에서 과시효한 후 합금 260으로부터의 산업용 시트에서의 인장 특성의 회복을 나타내는 것이다.
도 26은 8시간 동안 1150℃에서 과시효한 후 합금 284로부터의 산업용 시트에서의 인장 특성의 회복을 나타내는 것이다.
도 27은 다단계의 냉간 압연(cold rolling) 및 어닐링(annealing) 후 합금 260에서의 특성 회복을 나타내는 것이다.
도 28은 인장 특성이 인장 시험 전에 합금 260 시트에서의 구조에 의해 결정된 2개의 뚜렷이 구별되는 군으로 나뉘고, 나타낸 메커니즘을 이용하는 구조들 사이의 전이에 공정이 순환적으로 적용될 수 있음을 보이는, 표 15에 기재된 가공의 각각의 단계 후 합금 260 시트의 인장 특성을 나타내는 것이다.
도 29는 슬라브 제조 단계를 도시하는 연속 슬라브 주조 공정 흐름도를 나타내는 것이다.
도 30은 박판 스트립 주조와 유사한 3개의 공정 단계로 나눠질 수 있는 강판(steel sheet) 제조 단계를 나타내는 박 슬라브 주조 공정 흐름도를 나타내는 것이다.

상세한 설명

본원에서의 강철 합금은 이들이 인식 가능한 결정질 결정립 크기 형태(morphology) 및 기계적 특성을 갖는 바람직하게는 결정질 (비-유리질(non-glassy))인 부류 1 또는 부류 2 강철로서 본원에서 기재되는 것을 형성하는 것이 초기에 가능하다는 것이다. 본 개시내용은 부류 2 강철에 대한 개선에 집중되며 부류 1에 관한 이하에서의 논의는 명확한 문맥을 제공하고자 하는 것이다.

부류 1 강철

본원에서의 부류 1 강철의 형성을 도 1에 도시하였다. 거기에 도시된 바와 같이, 모달 구조 (구조 #1, 도 1)는 합금의 액체 용융물로 시작하고 냉각에 의해 고체화시키는 것의 결과로서 초기에 형성되고, 이는 특정 결정립 크기를 갖는 특정 상의 핵형성 및 성장을 제공한다. 따라서 "모달"에 관한 본원에서의 언급은 두가지 이상의 결정립 크기 분포를 갖는 구조로서 이해될 수 있다. 본원에서의 결정립 크기는 바람직하게는 주사 전자 현미경법 또는 투과 전자 현미경법과 같은 방법에 의해 인식 가능한 구체적 특정 상(specific particular phase)의 단일 결정의 크기로서 이해될 수 있다. 따라서, 부류 1 강철의 구조 #1은 바람직하게는 도시된 바와 같은 실험실 규모 절차를 통한 가공 및/또는 냉각 표면 가공 방법, 예컨대 쌍롤식 가공(twin roll processing), 후 또는 박 슬라브 주조를 포함한 산업적 규모 방법을 통한 가공에 의해 달성될 수 있다.

따라서 부류 1 강철의 모달 구조는 초기에, 용융물로부터의 냉각시, 하기 결정립 크기: (1) 오스테나이트 및/또는 페라이트를 함유하는 500 nm 내지 20,000 nm의 매트릭스 결정립 크기; (2) 25 nm 내지 500 nm의 붕소화물 크기 (즉 비금속성 결정립, 예컨대 M₂B (여기서 M은 금속이고 B에 공유 결합됨))를 보유할 것이다. 붕소화물은 또한 바람직하게는 "피닝(pinning)" 유형 상일 수 있고 이는 매트릭스 결정립이 승온에서 조대화(coarsening)에 저항하는 피닝 상에 의해 효과적으로 안정화될 것이라는 특징을 지칭하는 것이다. 금속 붕소화물은 M₂B 화학량론을 나타내는 것으로 확인되었지만 다른 화학량론이 가능하고 M₃B, MB (M₁B₁), M₂₃B₆, 및 M₇B₃를 포함하는 피닝을 제공할 수 있다는 점을 주목한다.

부류 1 강철의 모달 구조는 열 기계적 변형에 의해 및 열 처리를 통해 변형될 수 있고, 그 결과 특성의 일부 변화가 초래되지만, 모달 구조는 유지될 수 있다.

상기 언급된 부류 1 강철을 기계적 응력에 노출시킬 경우, 관찰된 응력 대 변형 선도(strain diagram)를 도 2에 도시하였다. 따라서 모달 구조는 동적 나노상 침전 (메커니즘 #1, 도 1)으로서 확인되는 것을 겪으며 이는 모달 나노상 구조 (구조 #2, 도 1)를 야기하는 것으로 관찰된다. 따라서 합금이 응력하에 항복을 경험할 경우 이러한 동적 나노상 침전이 촉발되고, 동적 나노상 침전을 겪는 부류 1 강철의 항복 강도는 바람직하게는 300 MPa 내지 840 MPa에서 일어날 수 있는 것으로 밝혀졌다. 따라서, 이러한 명시된 항복 강도를 초과하는 기계적 응력의 적용으로 인해 동적 나노상 침전이 일어남을 알 수 있다. 동적 나노상 침전 그 자체는 회합된 결정립 크기를 갖는 침전 상으로 칭해지는 부류 1 강철에서 추가의 인식 가능한 상의 형성으로서 이해될 수 있다. 즉, 이러한 동적 나노상 침전의 결과는 500 nm 내지 20,000 nm의 인식 가능한 매트릭스 결정립 크기, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물 피닝 상을, 1.0 nm 내지 200 nm 크기의 육방 상의 침전의 형성과 함께, 여전히 보유하는, 모달 나노상 구조 (구조 #2, 도 1)를 갖는 합금을 형성하는 것이다. 따라서, 위에서 언급된 바와 같이, 매트릭스 결정립은 합금에 응력이 가해질 경우, 조대화하지 않고, 언급된 바와 같은 침전의 발생을 야기한다.

육방 상에 대한 언급은 P6₃mc 공간 군 (#186)을 갖는 복육방추 부류(dihexagonal pyramidal class) 육방 상 및/또는 육방 P6bar2C 공간 군 (#190)을 갖는 복삼방 양추(ditrigonal dipyramidal) 부류로서 이해될 수 있다. 게다가, 부류 1 강철의 이러한 제2 유형 구조의 기계적 특성은 인장 강도가 630 MPa 내지 1100 MPa의 범위에 해당하고, 신장률은 10 내지 40%인 것으로 관찰된다는 것이다. 더욱이, 부류 1 강철의 제2 구조 유형은 이것이 명시된 항복을 겪은 후 거의 저조한(flat) 0.1 내지 0.4의 변형 경화 계수를 나타낸다는 것이다. 변형 경화 계수는 식 σ = K εⁿ (여기서, σ는 물질에 대해 적용된 응력을 나타내고, ε는 변형률이고, K는 강도 계수임)에서 n의 값을 지칭하는 것이다. 변형 경화 지수 n의 값은 0 내지 1에 있다. 0의 값은 합금이 완전 소성 고체임 (즉 물질이 적용된 힘에 대해 비가역적 변화를 겪음)을 의미하며, 한편 1의 값은 100% 탄성 고체 (즉 물질은 적용된 힘에 대해 가역적 변화를 겪음)를 나타낸다. 하기 표 1은 본원에서의 부류 1 강철의 구조 및 메커니즘에 관한 요약을 제공한다.

<표1> 부류 1 강철에 관한 구조 및 성능의 비교

부류 2 강철

본원에서의 부류 2 강철의 형성을 도 3A에 도시하였다. 부류 2 강철은 또한 확인된 합금으로부터 본원에서 형성될 수 있고, 이는 모달 구조 (구조 #1, 도 3A)로 시작 후 2종의 신규 구조 유형에 이어서, 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 3A) 및 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A)로서 본원에서 확인된 2종의 신규 메커니즘을 포함한다. 부류 2 강철에 관한 구조 유형은 본원에서 나노모달 구조 (구조 #2, 도 3A) 및 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A)로서 기재된다. 따라서, 본원에서의 부류 2 강철은 다음과 같이 특성화될 수 있다: 구조 #1 - 모달 구조 (단계 #1), 메커니즘 #1 - 나노상 미세화 (단계 #2), 구조 #2 - 나노모달 구조 (단계 #3), 메커니즘 #2 - 동적 나노상 강화 (단계 #4), 및 구조 #3 - 고 강도 나노모달 구조 (단계 #5).

거기에 도시된 바와 같이, 모달 구조 (구조 #1)는 합금의 액체 용융물로 시작하여 냉각에 의해 고체화시키는 것의 결과로서 초기에 형성되고, 이는 특정 결정립 크기를 갖는 특정 상의 핵형성 및 성장을 제공한다. 본원에서의 결정립 크기는 다시 바람직하게는 주사 전자 현미경법 또는 투과 전자 현미경법과 같은 방법에 의해 인식 가능한 구체적 특정 상의 단일 결정의 크기로서 이해될 수 있다. 따라서, 부류 2 강철의 구조 #1은 바람직하게는 도시된 바와 같은 실험실 규모 절차를 통한 가공 및/또는 냉각 표면 가공 방법, 예컨대 쌍롤식 가공, 후 또는 박 슬라브 주조를 포함한 산업적 규모 방법을 통한 가공에 의해 달성될 수 있다.

따라서 부류 2 강철의 모달 구조는 초기에, 용융물로부터의 냉각시, 하기 결정립 크기: (1) 오스테나이트 및/또는 페라이트를 함유하는 200 nm 내지 200,000 nm의 매트릭스 결정립 크기; (2) 20 nm 내지 10000 nm의 붕소화물 크기 (즉 비금속성 결정립, 예컨대 M₂B (여기서 M은 금속이고 B에 공유 결합됨))를 나타낼 것이다. 붕소화물은 또한 바람직하게는 "피닝" 유형 상일 수 있고 이는 매트릭스 결정립이 승온에서 조대화에 저항하는 피닝 상에 의해 효과적으로 안정화될 것이라는 특징을 지칭하는 것이다. 금속 붕소화물은 M₂B 화학량론을 나타내는 것으로 확인되었지만 다른 화학량론이 가능하고 M₃B, MB (M₁B₁), M₂₃B₆, 및 M₇B₃를 포함하는 피닝을 제공할 수 있으며 이는 상기에 언급된 메커니즘 #1 또는 #2에 의해 영향받지 않는다는 점을 주목한다. 더욱이, 본원에서의 부류 2 강철의 구조 #1은 오스테나이트 및/또는 페라이트를 이러한 붕소화물 상과 함께 포함한다.

모달 구조가 바람직하게는 우선 창출되고 (구조 #1, 도 3A) 이어서 창출 후, 모달 구조가 이제 메커니즘 #1을 통해 특유하게 미세화될 수 있고, 이는 구조 #2를 야기하는 나노상 미세화이다. 나노상 미세화는 초기에 200 nm 내지 200,000 nm의 범위에 해당하는 구조 #1의 매트릭스 결정립 크기가, 크기가 감소되어 전형적으로 50 nm 내지 5000 nm의 범위에 해당하는 매트릭스 결정립 크기를 갖는 구조 # 2를 제공한다는 특징을 지칭하는 것이다. 붕소화물 피닝 상은 일부 합금에서 크기를 상당히 변화시킬 수 있으며, 한편 열 처리 동안 매트릭스 결정립 조대화에 저항하도록 설계된다는 점을 주목한다. 이들 붕소화물 피닝 부위의 존재로 인해, 조대화를 야기하는 결정립계(grain boundary)의 이동이 제너 피닝(Zener pinning) 또는 제너 드래그(Zener drag)로 칭해지는 공정에 의해 지체될 것으로 예상될 것이다. 따라서, 매트릭스의 결정립 성장이 총 계면 면적의 감소로 인해 에너지적으로 유리할 수 있지만, 붕소화물 피닝 상의 존재는 이들 상의 높은 계면 에너지로 인해 조대화의 이러한 구동력(driving force)에 대응할 것이다.

부류 2 강철에서의 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 3A)의 특성, 200 nm 내지 200,000 nm의 범위에 해당하는 것으로서 언급된 마이크로미터 규모 오스테나이트 상 (감마-Fe)은 새로운 상 (예를 들어 페라이트 또는 알파-Fe)으로 부분적으로 또는 완전히 변태된다. 부류 2 강철의 모달 구조 (구조 #1, 3A)에 초기에 존재하는 페라이트 (알파-철)의 체적 분율은 0 내지 45%이다. 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 3A)의 결과로서 구조 #2에서의 페라이트 (알파-철)의 체적 분율은 전형적으로 20 내지 80%이다. 정적 변태 (메커니즘 #1, 도 3A)는 바람직하게는 승온 열 처리 (임의로 가압과 함께) 동안 일어나고 따라서 특유의 미세화 메커니즘을 포함하며 그 이유는 결정립 미세화가 아니라 결정립 조대화가 승온에서의 통상적인 물질 반응이기 때문이다. 바람직하게는, 700℃ 및 합금의 Tm 미만의 온도로 가열한다. 따라서 이러한 온도는 특정 합금에 따라, 예를 들어 700℃ 내지 1200℃의 범위에 포함된다. 가해진 압력은 5 MPa 내지 1000 MPa의 범위일 수 있는 물질의 승온 항복 강도를 초과하는 것이다.

따라서, 결정립 조대화는 나노상 미세화 동안 본원에서의 부류 2 강철의 합금에 의해 일어나지 않는다. 구조 #2는 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A) 동안에 구조 #3으로 변태하는 특유의 능력이 있고 400 MPa 내지 1825 MPa의 범위의 인장 강도 값과 1.0% 내지 59.2%의 총 신장률을 나타낸다.

합금의 화학적 성분에 따라, 일부의 비-스테인리스 고 강도 강에서 나노상 미세화 및 후속 열적 공정 동안 나노규모 침전물이 형성될 수 있다. 나노-침전물은 1 nm 내지 200 nm 크기의 범위이고, 이들 상의 대부분 (>50%)은 크기가 10 ~ 20 nm이고, 이는 매트릭스 결정립 조대화를 지연시키기 위한 구조 #1에서 형성된 붕소화물 피닝 상보다 훨씬 작다. 붕소화물은 20 내지 10000 nm 크기의 범위인 것으로 밝혀졌다.

상기에 대해 부연하면, 부류 2 강철을 제공하는 본원에서의 합금의 경우에, 이러한 합금이 그의 항복점을 초과하는 경우, 일정 응력에서 소성 변형이 일어난 후에 구조 #3의 창출을 야기하는 동적 상 변태가 일어난다. 더욱 구체적으로, 충분한 변형이 유기된 후, 응력 대 변형 곡선의 경사가 변화하고 증가하는 변곡점이 생긴다. 도 4에, 부류 2 강철의 변형 거동을 겪는 본원에서의 강철 합금을 나타내는 응력 변형 곡선이 도시되어 있다. 변형과 함께 강도가 증가하며 이는 메커니즘 # 2 (동적 나노상 강화)의 활성화를 나타내는 것이다.

동적 나노상 강화 동안 추가의 변형으로, 강도는 계속 증가하지만 변형 경화 계수 값은 거의 파손까지 점진적으로 감소한다. 일부 변형 연화(strain softening)가 일어나지만 파괴점(breaking point) 근처에서만 일어나며 이는 네킹(necking)에서 국소화된 단면적의 감소로 인한 것일 수 있다. 응력하에 물질 변형에서 일어나는 강화 변태는 일반적으로 구조 #3을 야기하는, 동적 공정으로서 메커니즘 #2를 정의한다는 점을 주목한다. "동력학"이란, 공정이 물질의 항복점을 초과하는 응력의 적용을 통해 일어날 수 있음을 의미한다. 구조 #3을 달성하는 합금에 대해 달성될 수 있는 인장 특성은 400 MPa 내지 1825 MPa의 범위의 인장 강도 값과 1.0% 내지 59.2%의 총 신장률을 포함한다. 달성된 인장 특성의 수준은 또한 부류 2 강철에 관한 특징적 응력 변형 곡선에 상응하여 응력이 증가함에 따라 생기는 변태의 양에 따라 달라진다.

이러한 동적 메커니즘과 관련하여, 1 nm 내지 200 nm의 인식 가능한 결정립 크기를 보유하는 신규하고/거나 추가의 침전 상 또는 상들이 관찰된다. 게다가, 상기 침전 상에서 P6₃mc 공간 군 (#186)을 갖는 복육방추 부류 육방 상, 육방 P6bar2C 공간 군 (#190)을 갖는 복삼방 양추 부류, 및/또는 Fm3m 공간 군 (#225)을 갖는 M₃Si 입방(cubic) 상이 추가로 확인된다. 따라서, 동적 변태는 부분적으로 또는 완전히 일어날 수 있고 물질에서 비교적 높은 강도를 제공하는 신규 나노규모 / 근사(near) 나노규모 상을 갖는 미세구조의 형성을 초래한다. 즉, 구조 #3은 20 nm 내지 10000 nm의 범위인 붕소화물 상에 의해 피닝되는 일반적으로 25 nm 내지 2500 nm 크기의 매트릭스 결정립을 1 nm 내지 200 nm의 범위인 침전 상과 함께 갖는 미세구조로서 이해될 수 있다. 1 nm 내지 200 nm의 결정립 크기를 갖는 상기 언급된 침전 상의 초기 형성은 나노상 미세화에서 개시되고 동적 나노상 강화 동안 계속되어 구조 #3 형성을 야기한다. 구조 #2에서 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전 상 / 결정립의 체적 분율은 구조 #3으로의 변태 동안 증가하고 확인된 강화 메커니즘을 돕는다. 또한, 구조 #3에서, 감마-철의 수준은 임의적이고 특정의 합금의 화학적 성분 및 오스테나이트 안정성에 따라 제거될 수 있다는 점을 주목하여야 한다

동적 재결정화는 공지된 공정이지만 메커니즘 #2 (도 3A)와는 상이하고 그 이유는 이것이 작은 결정립으로부터 큰 결정립의 형성을 포함하고 따라서 이것이 미세화 메커니즘이 아니라 조대화 메커니즘이기 때문이라는 점을 주목한다. 게다가, 새로운 미변형(undeformed) 결정립이 변형 결정립에 의해 대체됨에 따라 여기서 존재하는 메커니즘과 대조적으로 어떤 상 변화도 일어나지 않고 이는 또한 여기서 강화 메커니즘과 대조적으로 강도의 상응하는 감소를 초래한다. 또한 강철 중 준안정(metastable) 오스테나이트는 기계적 응력하에 마텐자이트로 변태하는 것으로 공지되어 있지만, 바람직하게는, 마텐자이트 또는 체심 정방 철 상(body centered tetragonal iron phase)에 대한 어떤 증거도 본 출원에서 기재된 신규 강철 합금에서 발견되지 않는다는 점을 주목한다. 하기 표 2는 본원에서의 부류 2 강철의 구조 및 메커니즘에 대한 요약을 제공한다.

<표2> 부류 2 강철의 구조 및 성능의 비교

부류 2 강철의 재결정화 및 냉간 성형(Cold Forming)

위에서 언급된 바와 같이, 본원에서의 강철 합금은 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A 및 표 2)를 형성하는 것이 가능하다는 것이다. 도 3A에서, 구조 #1은 1 mm 내지 500 mm의 두께 범위에서 물질의 고체화에서 형성될 수 있고, 구조 #2 (나노상 미세화 후)는 1 mm 내지 500 mm의 두께에 관한 것이고, 구조 #3 (동적 나노상 강화 후)은 0.1 mm 내지 25 mm의 감소된 두께로 형성된다는 점을 주목하여야 한다.

도 3B를 참조로, 이제, 명시된 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3)는 재결정화를 겪어 재결정화 모달 구조(Recrystallized Modal Structure) (구조 #4, 도 3B)를 제공할 수 있고 이는 후속 변형 동안 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)를 겪고 이는 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)의 변태를 야기한다는 것이 인식되었다. 이들 단계 동안 합금의 두께는 0.1 mm 내지 <25 mm의 범위이다. 그러나, 알 수 있는 바와 같이, 합금 가공 동안 실현되어 감소된 두께 시트를 제공하게 될 단계인, 재결정화를 초래하는 가열에 이어서 항복점 초과로 응력을 가하는 것은, 구조 #3의 기계적 특성을 손상시키지 않는다. 즉, 구조 #3은, 두께를 감소시키는 것을 목표로 하는 시트 가공에서 실현될 수 있는, 가열 및 재결정화에 이어서 항복 초과의 응력을 겪는 경우, 본원에서는, 합금의 기계적 강도 특성을 손상시키지 않는다 (예를 들어 10% 초과의 감소). 생성된 구조 #5는 초기 구조 #3과 유사한 거동 (도 5) 및 기계적 특성을 제공하고 특정의 합금 및 가공 조건에 따라 특성에서의 개선을 초래할 수 있다.

게다가, 도 3B에 도시된 바와 같이, 재결정화 (단계 6) 및 후속 변형 (단계 8)을 본원에 설명된 바와 같이, 고 강도 나노모달 구조에 반복하여 적용할 수 있다. 도 3A 및 도 3B에서 단계 9까지의 발달 공정을 겪는 1회 이상의 순환 후, 추가의 순환이 고려될 수 있고 특정 최종 사용자의 적용, 목적하는 두께 목적 (즉 0.1 mm 내지 25 mm의 범위의 최종 두께를 목표로 함) 및 후속 어닐링을 적용하지 않고 중간 수준으로의 냉간 압연과 같은 특성의 최종 테일러링(tailoring)의 요구에 따라 단계 7, 단계 8, 또는 단계 9에서 어느쪽이든 종료할 수 있다는 점을 주목한다.

상기에 대해 부연하면, 완전 또는 부분 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3)를 갖는 강철 합금을 고온 노출 (700℃ 이상이나 융점 미만의 온도)에 적용하는 경우 재결정화가 일어나서 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)의 형성을 야기한다. 이전에 합금을 상당한 양의 소성 변형 (즉 항복점 초과의 응력)에 적용한 후 이러한 재결정화가 일어난다. 이러한 변형의 예는 냉간 압연에 의해 나타나지만 냉간 스탬핑(cold stamping), 유압 성형, 롤 성형 등을 포함한 다종다양한 저온 가공(cold processing) 단계에 의해 일어날 수 있다. 소성 범위로의 냉간 압연은 매트릭스 결정립 중 고밀도의 전위(dislocation)를 도입하고 강화는 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A)를 창출하는 확인된 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A)를 통해 일어난다. 매트릭스 결정립에 보관된 고밀도의 전위를 갖는 고 강도 나노모달 구조는 이제 승온에 노출시 재결정화를 겪는 것으로 나타났으며, 이는 전위 제거, 상 변화, 및 매트릭스 결정립 성장을 유발하여 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)의 형성을 야기한다. 매트릭스 결정립 성장이 일어나지만, 성장의 정도는 결정립계에서 붕소화물 상의 피닝 효과에 의해 제한된다는 점을 주목한다.

따라서 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)는 20 nm 내지 10000 nm의 범위의 크기를 갖는 붕소화물 상에 의해 피닝되는 100 nm 내지 50,000 nm의 크기로 매트릭스 결정립 성장 및 1 nm 내지 200 nm 크기의 범위인 매트릭스에 무작위로 분포된 침전 상에 의해 특성화된다. 구조 분석에 의하면 감마-Fe (오스테나이트)이 주요 매트릭스 상 (25% 내지 90%)이고 이것은 전형적으로 존재하는 M₂B₁ 화학량론을 갖는 혼합 착물(complex mixed) 전이 금속 붕소화물 상과 일치된다. 물질 중 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3)의 초기 상태, 냉간 압연 및 열 처리의 파라미터 및 특정의 화학적 성분에 따라, 추가 상이 알파-Fe (페라이트) (0 내지 50%) 및 잔존 나노침전물 (0 내지 30%)에 의해 나타내질 수 있다.

상기에 대해 부연하면, 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)를 갖는 본원에서의 합금의 변형의 경우에, 이러한 합금이 그의 항복점을 초과하는 경우, 일정 응력에서 소성 변형이 일어난 후에 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)의 창출을 야기하는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)를 통해 동적 상 변태가 일어난다. 더욱 구체적으로, 충분한 변형이 유기된 후, 응력 대 변형 곡선의 경사가 변화하고 증가하는 변곡점이 생긴다. 도 5에, 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)를 갖는 부류 2 강철의 변형 거동을 겪는 본원에서의 강철 합금을 나타내는 응력 변형 곡선이 도시되어 있다. 변형과 함께 강도가 증가하며 이는 메커니즘 # 3 (나노상 미세화 및 강화)의 활성화를 나타내는 것이다. 추가의 변형으로, 강도는 계속 증가하지만 변형 경화 계수 값은 거의 파손까지 점진적으로 감소한다. 일부 변형 연화가 일어나지만 파괴점 근처에서만 일어나며 이는 네킹에서 국소화된 단면적의 감소로 인한 것일 수 있다. 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)의 형성과 함께 본원에서의 합금에서 달성될 수 있는 인장 특성은 400 MPa 내지 1825 MPa의 범위의 인장 강도 값과 1.0% 내지 59.2%의 총 신장률을 포함한다. 달성된 인장 특성의 수준은 또한 부류 2 강철에 관한 특징적 응력 변형 곡선에 상응하여 응력이 증가함에 따라 생기는 변태의 양에 따라 달라진다.

메커니즘 # 3 (도 3B)과 관련하여, 1 nm 내지 200 nm의 인식 가능한 결정립 크기를 보유하는 신규하고/거나 추가의 침전 상 또는 상들이 관찰된다. 게다가, 상기 침전 상에서 P6₃mc 공간 군 (#186)을 갖는 복육방추 부류 육방 상, 육방 P6bar2C 공간 군 (#190)을 갖는 복삼방 양추 부류, 및/또는 Fm3m 공간 군 (#225)을 갖는 M₃Si 입방 상이 추가로 확인된다. 따라서, 동적 변태는 부분적으로 또는 완전히 일어날 수 있고 물질에서 비교적 높은 강도를 제공하는 신규 나노규모 / 근사 나노규모 상을 갖는 미세구조의 형성을 초래한다. 즉, 구조 #5 (도 3B)는 20 nm 내지 10000 nm의 범위인 붕소화물 상에 의해 피닝되는 일반적으로 10 nm 내지 2000 nm 크기의 매트릭스 결정립을 1 nm 내지 200 nm의 범위인 침전 상과 함께 갖는 미세구조로서 이해될 수 있다. 구조 #5에서 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전 상의 체적 분율은 메커니즘 #3을 통한 변태 동안 증가한다. 또한, 구조 #5에서, 감마-철의 수준은 임의적이고 특정의 합금의 화학적 성분 및 오스테나이트 안정성에 따라 제거될 수 있다는 점을 주목하여야 한다.

도 3B에서 화살표에 의해 나타낸 바와 같이, 새로 확인된 구조 및 메커니즘은 순차적 방식으로 순환적으로 적용될 수 있다. 예를 들어, 일단 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3)가 부분적으로 또는 완전히 형성되면, 이는 고온 노출을 통해 재결정화되어 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성시킬 수 있다. 이 구조는 냉간 압연, 냉간 스탬핑, 유압 성형, 롤 성형 등을 포함한 다양한 공정에 의한 냉간 변형에 의해 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)로 후속적으로 변태되는 특유한 능력을 갖는다. 일단 이러한 순환이 완료되면, 그 다음에 필요한 만큼 순환을 다수회 반복할 수 있다 (즉 구조 #3 형성, 구조 #4로의 재결정화, 후속적으로 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)를 통해 냉간 변형하여 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)를 제조하는 것을 포함한 추가 순환). 예를 들어, 2 내지 20회 순환을 겪을 수 있는 것이 고려된다.

산업적 가공에서 이들 변태의 순환 성질(cyclic nature)의 사용에 관한 많은 예가 있다. 예를 들어, 화학적 성분 및 조작가능한 메커니즘 및 실현 미세구조(enabling microstructure)를 갖는 시트를 고려하며, 이는 박 슬라브 공정에 의해 50 mm 두께에서 초기 주조된 다음에 수개의 단계를 통해 열간 압연되어 3 mm 시트를 생성시킨다. 그러나, 시트의 목표 게이지(targeted gauge) 두께는 자동차에서 특정 적용을 위해 ~1 mm이다. 따라서, 열간 압연된 상태의(as-hot rolled) 3 mm 두께 시트는 그 다음에 목표 게이지에 이르기까지 냉간 압연되어야 한다. 30%의 감소 후 3 mm 시트는 이제 ~2.1 mm 두께이며 고 강도 나노모달 구조 (도 3A 및 3B에서 구조 #3)를 형성하였다. 추가의 냉간 압연(cold reduction)은 연성이 너무 낮으므로 이 실시예에서의 시트의 파손을 초래할 것이다.

시트는 이제 열 처리 (700℃ 초과이나 Tm 미만에서 가열)되고 재결정화 모달 구조 (구조 #4)가 형성된다. 그 다음에 이 시트는 또 다른 30%의 감소로 ~1.5 mm의 게이지 두께로 냉간 압연되어 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)를 형성한다. 추가의 냉간 압연은 다시 시트의 파손을 초래할 것이다. 그 다음에 열 처리를 적용하여 시트를 재결정화하여 고 연성 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 초래한다. 그 다음에 시트는 또 다른 30%로 냉간 압연되어 ~1.0 mm 두께의 게이지 두께를 산출하고 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)를 수득한다. 게이지 두께 목표에 이른 후, 어떤 추가의 냉간 압연 감소도 필요하지 않다. 특정의 적용에 따라, 시트는 다시 가열되거나 가열되지 않아 재결정화될 수 있다. 예를 들어, 부품의 후속 냉간 스탬핑을 위해, 시트를 재결정화하여 고 연성 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성시키는 것이 유리할 수 있다. 그 다음에 이러한 생성된 시트는 최종 사용자에 의해 냉간 스탬핑될 수 있고 스탬핑 공정 동안에, 부분적으로 또는 완전히, 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)로 변태될 것이다.

일단계 또는 다단계로, 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성한 후의 또 다른 예는, 이 구조를 냉간 압연을 통해 냉간 변형에 노출시키고 항복 강도를 초과한 후 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)를 얻는 것일 것이다. 그러나, 변형으로서, 물질은 단지 부분적으로 냉간 압연된 다음에 어닐링 (즉 재결정화)되지 않을 수 있다. 예를 들어, 파손 전에 40%까지 냉간 압연될 수 있는 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 갖는 특정 시트 물질은 예를 들어 대신에 단지 10%, 20% 또는 30% 냉간 압연된 다음에 어닐링되지 않을 수 있을 것이다. 이는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)를 통해 부분 변태를 초래할 것이고 항복 강도, 극한 인장 강도, 및 연성의 특유한 조합을 초래할 것이고 이는 상이한 요구로 특정의 적용을 위해 테일러링될 수 있을 것이다. 예를 들어, 높은 항복 강도 및 높은 인장 강도는 충돌 사건 동안에 충돌을 피하기 위해 자동차의 객실에서 필요하며 한편 낮은 항복 강도 및 높은 인장 강도와 높은 연성은 종종 충돌 에너지 관리 영역이라 칭해지는 자동차의 전방(front) 또는 후방 단부(back end)에서 사용하기에 매우 매력적일 수 있다.

이제 본원에서의 특정 특징은 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성한 후 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)를 겪는 본원에서의 강철 합금의 능력이라는 점을 이해하여야 한다. 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 갖는 본원에서의 강철 합금의 기계적 거동의 예는 개략적으로 도 5에 도시되어 있다. 기계적 거동은 도 4에 도시된 나노모달 구조 (구조 #2)를 갖는 본원에서의 강철 합금에 대한 것과 유사하다. 재결정화 모달 구조를 갖는 이러한 합금이 그의 항복점을 초과하는 경우, 일정 응력에서 소성 변형이 일어난 후에 동적 상 변태와 동시에 구조 미세화가 일어나서, 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)의 형성을 야기한다. 더욱 구체적으로, 충분한 변형이 유기된 후, 응력 대 변형 곡선의 경사가 변화하고 증가하는 변곡점이 생기고 (도 5), 변형과 함께 강도가 증가하며 이는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)의 활성화를 나타내는 것이다. 하기 표 3은 본원에서의 강철 합금의 구조 및 메커니즘에 대한 요약을 제공한다.

<표3> 강철 합금의 구조 및 성능

바람직한 합금의 화학적 성분 및 샘플 제조

연구된 합금의 화학적 조성을 표 4에 나타냈고 이는 이용된 바람직한 원자비를 제공한다. 초기 연구는 압력 진공 주조기 (PVC)에서 시트 주조에 의해 행하였다. 고 순도 원소 (> 99 wt%)를 사용하여, 목표 합금의 네가지 35 g 합금 공급 원료를 표 4에 제공된 원자비에 따라 계량하였다. 그 다음에, 공급 원료 물질을 아크-용융 시스템의 구리 노(copper hearth) 내에 배치하였다. 공급 원료를 차폐 가스로서 고 순도 아르곤을 사용하여 잉곳 내로 아크-용융시켰다. 잉곳을 수회 플리핑하고 재용융시켜 균질성을 보장하였다. 혼합 후, 그 다음, 잉곳을 PVC 챔버 내에 배치하고, RF 유도를 사용하여 용융시킨 다음, 두께가 3.3 mm인 3 인치 x 4 인치 시트를 주조하기 위해 설계된 구리 다이 상으로 사출시켰다.

<표4>

합금의 화학적 조성

상기로부터 도 3A 및 3B에 도시된 변태되기 쉬운 본원에서의 합금이 하기 그룹에 포함된다는 것을 알 수 있다: (1) Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si (합금 1 내지 63, 66 내지 71, 184, 192, 280 내지 283); (2) Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu (합금 64, 72, 74 내지 183, 188 내지 191, 193 내지 229, 233 내지 235, 248, 249, 252, 253, 256 내지 260, 268 내지 279, 284 내지 288, 292 내지 297, 301); (3) Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/C (합금 65, 73); (4) Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu/Ti (합금 185 내지 187); (5) Fe/Cr/Mn/B/Si/Cu (합금 230 내지 232, 236 내지 238, 261); (6) Fe/Cr/Mn/B/Si (합금 239 내지 247, 250, 251, 254, 255, 293); (7) Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu/C (합금 262 내지 267, 289 내지 290, 295, 296, 300, 302, 304); (8) Fe/Mn/B/Si (합금 291, 294); (9) Fe/Ni/Mn/B/Si/Cu/C (합금 298, 303); (10) Fe/Cr/Mn/B/Si/C (합금 299).

상기로부터, 관련 기술분야의 통상의 기술자는 본원에서의 합금 조성물이 하기 명시된 원자%에서 하기 네가지 원소를 포함한다는 것을 이해할 것이다: Fe (55.0 내지 88.0 at.%); B (0.50 내지 8.0 at.%); Si (0.5 내지 12.0 at.%); Mn (1.0 내지 19.0 at.%). 게다가, 하기 원소는 임의적이고 명시된 원자%로 존재할 수 있다는 것이 이해될 수 있다: Ni (0.1 내지 9.0 at.%); Cr (0.1 내지 19.0 at.%); Cu (0.1 내지 6.00 at.%); Ti (0.1 내지 1.00 at.%); C (0.1 내지 4.0 at.%). 10 원자%까지 존재할 수 있는, Al, Mo, Nb, S, O, N, P, W, Co, Sn, Zr, Pd 및 V와 같은 원자를 포함한 불순물이 존재할 수 있다.

따라서, 본원에서 합금은 또한 보다 넓게는 Fe계 합금 (Fe 함량이 50.0 원자% 초과)으로서 기재될 수 있고 B, Ni 및 Si를 추가로 포함하며, 부류 2 강철 (도 3A)를 형성하는 것이 가능하고 재결정화 (700℃ 그러나 Tm 미만으로 열 처리)에 이어서 항복 초과로 응력을 가하는 것을 겪어 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)를 제공하는 것이 추가로 가능하고, 재결정화 및 항복 초과 응력의 이러한 단계를 반복할 수 있다. 합금은 항복 강도, 인장 강도, 및 인장 신장률 특성에 관해서 확인된 구조에 관해 달성되는 기계적 특성에 의해 추가로 정의될 수 있다.

강철 합금 특성

관심 모든 합금에 관해 주조된 상태로서 물질에 대해 열 분석을 수행하였다. 네취(Netzsch) 페가수스(Pegasus) 404 시차 주사 열량계 (DSC) 상에서 측정을 실시하였다. 측정 프로파일은 900℃까지의 급속 램프(ramp), 이어서 10℃/분의 속도로 1400℃로의 제어 램프, 10℃/분의 속도로 1400℃에서 900℃로의 제어 냉각, 및 10℃/분의 속도로 1400℃로의 제2 가열로 이루어졌다. 고상선, 액상선, 및 피크 온도의 측정은 최종 가열 단계로부터 취해져서, 최선의 가능한 측정 접촉으로 평형 상태에서의 물질의 대표적 측정을 보장하도록 하였다. 표 4에 열거된 합금에서, 용융은 합금의 화학적 성분에 따라 ~1120℃로부터의 초기 용융 및 일부 경우에 (표 5에 표시된 N/A) 1425℃를 초과하는 최종 용융 온도로 일단계 또는 다단계로 일어난다. 따라서, 부류 2 강철 형성 및 후속 재결정화 및 냉간 성형 (도 3B)이 가능한 본원에서의 합금에 대한 융점 범위는 1000℃ 내지 1500℃일 수 있다. 용융 거동에서의 변화는 그의 화학적 성분에 따라 합금의 고체화에서 복소 위상 형성을 반영한다.

<표5>

용융 거동에 관한 시차 열 분석

공기 및 증류수 둘 다에서의 계량이 가능한 특수 제작된 저울로 아르키메데스 방법(Archimedes method)을 사용하여 아크-용융 잉곳에 대해 합금의 밀도를 측정하였다. 각각의 합금의 밀도를 표 6에 표로 만들었고 7.30 g/㎤ 내지 7.89 g/㎤로 다양할 수 있는 것으로 밝혀졌다. 실험 결과는 이러한 방법의 정확성이 ±0.01 g/㎤임을 밝혀냈다.

<표 6>

평균 합금 밀도

퍼니스(furnace) 챔버 크기가 4 인치 직경 x 5 인치 높이이고 몰리브덴 퍼니스와 함께 아메리칸 이소스태틱 프레스 모델(American Isostatic Press Model) 645 기계를 사용하여 합금 1에서 합금 283의 각각의 합금으로부터의 플레이트를 열간 등정압 압축성형(Hot Isostatic Pressing: HIP)에 적용하였다. 목표 온도에 이를 때까지 플레이트를 10℃/분으로 가열하고 특정된 시간 동안 기체 압력에 노출시키고 이를 본 연구들을 위해 1시간에서 유지하였다. HIP 사이클 파라미터는 표 7에 기재되어 있다. HIP 사이클의 주요 측면은 박판 스트립/쌍롤식 주조 공정 또는 후/박 슬라브 주조 공정에 의해 시트 제조 동안 열간 압연을 모방함으로써 거대 결함, 예컨대 기공 및 소규모 개재물을 제거하는 것이었다. 열 기계적 공정인 HIP 사이클은 플레이트의 표면을 평활하게 하면서 내부 및 외부 거대 결함의 일부 분획(fraction)을 제거할 수 있게 한다.

<표 7>

HIP 사이클 파라미터

HIP 사이클 후, 플레이트를 표 8에 특정된 파라미터에서 열 처리하였다. 공기 냉각의 경우에, 견본을 시판 시트 제조에서의 권취 조건을 모델링하여, 목표 기간 동안 목표 온도에서 유지하고, 퍼니스에서 꺼내고 공기 중에서 냉각하였다. 제어 냉각의 경우에, 로딩된 샘플로, 퍼니스 온도를 특정된 속도로 낮추었고, 이로써 샘플 냉각 속도의 제어가 가능하였다.

<표 8>

열 처리 파라미터

와이어(wire) 방전 가공(electrical discharge machining: EDM)을 사용하여 HIP 사이클 및 열 처리 후 플레이트로부터 인장 시험 견본을 절단했다. 인스트론의 블루힐(Instron's Bluehill) 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론(Instron) 기계적 시험 프레임(mechanical testing frame) (모델 3369) 상에서 인장 특성을 측정하였다. 기저부 고정 부재(bottom fixture)는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며; 로드 셀(load cell)은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어(displacement control)로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. HIP 처리(HIPing) 후 합금의 인장 특성을 표 9에 기재하고 이는 상기 언급된 구조 3에 관한 것이다. 극한 인장 강도 값은 403 내지 1810 MPa로 다양하고 인장 신장률은 1.0 내지 33.6%로 다양하다. 항복 강도는 205 내지 1223 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금에서의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성분 및 가공 / 처리 조건에 따라 달라질 것이다.

<표 9>

HIP 사이클에 적용된 합금의 인장 특성

표 4에 열거된 선택된 합금으로부터의 주조 플레이트를 열간 압연을 통해 열-기계적으로 가공하였다. 플레이트는 이전에 결정된 고상선 온도 미만 적어도 50℃인 25℃의 온도 간격 가까이에 상당하는 목표 온도로 터널 퍼니스(tunnel furnace)에서 가열하였다 (표 5 참조). 밀(mill)에 대한 롤을 압연되는 모든 샘플에 대해 일정 간격으로 유지하여, 롤이 최소한의 힘과 접촉되도록 하였다. 생성된 감소는 21.0% 내지 41.9%로 다양했다. 열간 압연 단계의 주요 주요성은 쌍롤식 주조 공정의 단계 2에서 또는 박 슬라브 주조 공정의 단계 1 또는 단계 2에서 열간 압연을 모방함으로써 나노상 미세화를 개시하고 거대 결함, 예컨대 기공 및 공극을 제거하는 것이다. 이 공정은 샘플 표면을 평활하게 하는 것에 더하여, 내부 거대 결함의 분획을 제거한다. 열간 압연 후, 플레이트를 표 8에 특정된 파라미터에서 열 처리하였다. 와이어 방전 가공 (EDM)을 사용하여 열간 압연 및 열 처리 후 플레이트로부터 인장 시험 견본을 절단했다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 측정하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며; 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. 샘플을 압연된 상태(as-rolled state)로 및 표 8에 정의된 열 처리 후 시험하였다.

열간 압연 후에 형성되는 나노모달 구조 (구조 #2, 도 3A)를 갖는 본원에서의 선택된 합금의 인장 특성을 표 10 (압연 상태)에 열거하였다. 이 상태에서, 항복 응력이 308 내지 1020 MPa로 다양함을 알 수 있다. 항복 후, 구조 #2는 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A)로 변태하고 740 내지 1435 MPa의 인장 강도와 2.2 내지 41.3%의 범위의 연성을 나타냈다.

열간 압연 후의 열 처리는 변형 동안 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3)로 변태하는 나노모달 구조 (구조 #2)의 추가의 발생을 야기한다. 상이한 파라미터에서 열간 압연 및 열 처리 후 선택된 합금의 인장 특성을 표 10에 열거하였다. 극한 인장 강도 값은 730 내지 1435 MPa로 다양할 수 있고 인장 신장률은 약 2 내지 59.2%로 다양할 수 있다. 항복 강도는 274 내지 1020 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금에서의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성분 및 가공 / 처리 조건에 따라 달라질 것이다.

<표 10>

열간 압연에 적용된 합금의 인장 특성

표 4로부터의 선택된 합금을 인두테름(Indutherm) VTC800V 진공 틸트 주조기(vacuum tilt casting machine)를 사용하여 50 mm의 두께를 갖는 플레이트에 주조하였다. 지정된 조성의 합금을, 지정된 양의, 공지된 조성 및 불순물 함량의 시판되는 철 첨가제 분말(ferroadditive powder), 및 각각의 합금에 대해 표 4에 제공된 원자비에 따라, 필요에 따라 추가 합금 원소를 사용하여 3 킬로그램 충전물에서 계량하였다. 계량된 합금 충전물을 지르코니아 코팅된 실리카계 도가니 내에 배치하고 주조기에 로딩하였다. 14 kHz RF 유도 코일을 사용하여 진공하에 용융을 실시하였다. 충전물을, 고체 구성성분이 관찰되는 마지막 시점 후 45초 내지 60초의 기간으로, 완전히 용융될 때까지 가열하여, 과열을 제공하고 용융물 균질성을 보장하도록 하였다. 그 다음에 용융물을 수-냉각 구리 다이(copper die)에 부어 박 슬라브 주조 공정 (도 31)에 대한 두께 범위인 대략 50 mm 두께이고 75 mm x 100 mm 크기의 실험실용 주조 슬라브를 형성시켰다.

50 mm의 초기 두께를 갖는 주조 플레이트를 합금 고상선 온도에 따라 1075 내지 1100℃의 온도에서 열간 압연에 적용하였다. 인-라인(in-line) 루시퍼(Lucifer) EHS3GT-B18 터널 퍼니스를 사용하여, 펜 모델(Fenn Model) 061 단일 단계 압연기 상에서 압연을 행하였다. 40분의 초기 체류 시간 동안 열간 압연 온도에서 물질을 유지하여 균일한 온도를 보장하였다. 압연기 상에 각각의 패스(pass) 후, 샘플은 열간 압연 패스 동안 손실된 온도를 보정하기 위해 유지된 4분 온도 회복 내에 터널 퍼니스로 복귀시켰다. 열간 압연을 두가지 캠페인(campaign)으로 수행하고, 제1 캠페인은 6 mm의 두께로 대략 85% 총 감소를 달성하였다. 열간 압연의 제1 캠페인에 이어서, 150 mm 내지 200 mm 길이의 시트의 부분을 열간 압연 물질의 중심부로부터 절단하였다. 그 다음에 이러한 절단부를 96% 내지 97%의 캠페인 둘 다 사이의 총 감소를 위한 열간 압연의 제2 캠페인에 사용하였다.

EDM을 통해 열간 압연 시트로부터 인장 시험 견본을 절단했다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 측정하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며; 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다.

열간 압연 상태에서의 합금의 인장 특성을 표 11에 열거하였다. 극한 인장 강도 값은 978 내지 1281 MPa로 다양할 수 있고 인장 신장률은 14.0 내지 29.2%로 다양할 수 있다. 항복 응력은 396 내지 746 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금에서의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성분 및 열간 압연 조건에 따라 달라질 것이다.

<표 11>

그 다음에 각각의 합금으로부터의 열간 시트를 1.2 mm의 두께에 이르기까지 다수회 패스로 추가의 냉간 압연에 적용하였다. 펜 모델 061 단일 단계 압연기 상에서 압연을 행하였다. 열간 압연 및 후속 냉간 압연 후 합금의 인장 특성을 표 12에 열거하였다. 이 구체적 실시예에서의 극한 인장 강도 값은 1438 내지 1787 MPa로 다양할 수 있고 인장 신장률은 1.0 내지 20.8%로 다양할 수 있다. 항복 응력은 809 내지 1642 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금에서의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성분 및 가공 조건에 따라 달라질 것이다. 냉간 압연 감소는 합금에서의 강도의 상이한 수준을 야기하는 오스테나이트 변태의 양에 영향을 준다.

<표 12>

냉간 압연 후, 표 13에 특정된 파라미터에서 합금을 열 처리하였다. 열 처리를 아르곤 가스 퍼지(purge) 하에 루시퍼 7GT-K12 밀봉 박스 퍼니스(box furnace)에서, 또는 써모크래프트(ThermCraft) XSL-3-0-24-1C 튜브(tube) 퍼니스에서 수행하였다. 공기 냉각의 경우에, 견본을 목표 기간 동안 목표 온도에서 유지하고, 퍼니스에서 꺼내고 공기 중에서 냉각하였다. 제어 냉각의 경우에, 로딩된 샘플로, 퍼니스 온도를 특정된 속도로 낮추었다.

<표 13>

인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 측정하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며; 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다.

상이한 파라미터에서 열간 압연과 후속 냉간 압연 및 열 처리 후 선택된 합금의 인장 특성을 표 14에 열거하였다. 이 구체적 실시예에서의 극한 인장 강도 값은 813 MPa 내지 1316 MPa로 다양할 수 있고 인장 신장률은 6.6 내지 35.9%로 다양할 수 있다. 항복 응력은 274 내지 815 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금에서의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성분 및 공정 조건에 따라 달라질 것이다.

<표 14>

사례

사례 # 1: 산업용 시트 제조

선택된 합금으로부터의 산업용 시트를 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조하였다. 박판 스트립 주조 공정의 개략도를 도 6에 도시하였다. 도시된 바와 같이, 공정은 세 단계를 포함한다; 단계 1 - 주조, 단계 2 - 열간 압연, 및 단계 3 - 스트립 권취(Strip Coiling). 단계 1 동안, 고체화 금속이 롤러(roller)의 표면 사이에서 롤 닙(roll nip)에서 합쳐짐에 따라 시트가 형성되었다. 고체화된 상태의 시트 두께는 1.6 내지 3.8 mm의 범위이었다. 단계 2 동안, 20 내지 35% 감소로 1150℃에서 고체화된 시트를 1150℃에서 열간 압연하였다. 열간 압연 시트의 두께는 2.0 내지 3.5 mm로 다양화하였다. 제조된 시트를 코일 상에서 수집하였다. 합금 260으로부터 제조된 시트의 샘플을 도 7에 나타냈다.

본 사례는 표 4에서 제공된 합금이 연속 주조 공정을 통해 산업용 가공에 이용가능하다는 것을 입증하는 것이다.

사례 # 2: 산업용 시트의 후처리

상이한 적용을 위한 목표 시트 두께 및 최적화된 특성을 얻기 위해, 제조된 시트는 후처리를 겪는다. 산업 생산에서의 후처리 조건을 모의하기 위해, 4 인치 x 6 인치의 대략적인 크기를 갖는 시트 스트립을 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조된 산업용 시트로부터 절단한 다음에, 다양한 접근법에 의해 후처리하였다. 언급된 변화로 수백번의 실험으로부터 사용된 다양한 접근법의 요약을 이하에 제공하였다.

열간 압연 공정을 모의하기 위해, 펜 모델 061 압연기 및 루시퍼 7-R24 대기 제어(Atmosphere Controlled) 박스 퍼니스를 사용하여 스트립을 압연에 적용하였다. 압연 시작 전에 10 내지 60분 동안 전형적으로 850 내지 1150℃인 고온 퍼니스 내에 플레이트를 배치하였다. 그 다음에 스트립을 패스당 10% 내지 25% 감소로 반복하여 압연하고 압연 단계 사이에 1 내지 2분 동안 퍼니스 내에 배치하여 이들이 온도로 복귀가능하게 하였다. 플레이트가 너무 길어 퍼니스에 맞지 않게 된 경우 이들을 냉각하고, 보다 짧은 길이로 절단한 다음에, 추가 시간 동안 퍼니스 내에서 재가열한 후에 이들을 다시 압연하였다.

냉간 압연 공정을 모의하기 위해, 후처리 목표에 따라 상이한 감소로 펜 모델 061 압연기를 사용하여 냉간 압연에 적용하였다. 시트 두께를 감소시키기 위해, 전형적으로 총 25 내지 50%로 패스당 10 내지 15% 감소를 다양한 온도 (800 내지 1170℃) 및 다양한 시간 (2분 내지 16시간)에서 중간 어닐링 전에 적용하였다. 최종 생산을 위한 스킨 패스(skin pass) 단계를 모방하기 위해, 시트를 전형적으로 2 내지 15%의 감소로 냉간 압연하였다. 공기 중에서 린드버그 블루 M 모델(Lindberg Blue M Model) "BF51731C-1" 박스 퍼니스를 사용하여 전형적으로 800 내지 1200℃의 온도 및 전형적으로 2분 내지 15분의 시간으로 용융 도금 산세 라인(hot dip pickling line) 상에서 인-라인 어닐링을 모의함으로써 열 처리 연구를 행하였다. 코일 배치(batch) 어닐링 조건을 모방하기 위해, 루시퍼 7-R24 대기 제어 박스 퍼니스를 전형적으로 800 내지 1200℃의 온도 및 전형적으로 2시간에서 1주까지의 시간으로 열 처리에 이용하였다.

본 사례는 표 4에서의 합금이 산업적으로 사용되는 다양한 후처리 단계에 이용가능하다는 것을 입증하는 것이다.

사례 # 3: 선택된 합금으로부터의 산업용 시트의 인장 특성

합금 260 및 합금 284로부터의 산업용 시트를 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조하였다. 시트의 고체화된 상태의 두께는 각각 3.2 및 3.6 mm이었다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 1에 상응함, 도 6). 1100 내지 1170℃의 온도에서의 인-라인 열간 압연을 시트 제조 동안 적용하여 (박판 스트립 주조 공정의 단계 2에 상응함, 도 6), 합금 260의 경우 2.2 mm (즉 31% 감소) 및 합금 284의 경우 2.6 mm (즉 28% 감소)의 제조된 시트의 최종 두께를 야기하였다.

합금 260 산업용 시트로부터의 샘플을, (1) 2시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리; (2) 15%의 감소로 냉간 압연; (3) 5분 동안 1150℃에서 어닐링 및 5%로 스킨 패스를 포함하여, 상업적 규모에서의 가공을 모방하기 위해 후처리하였다. 브라더(Brother) HS-3100 와이어 방전 가공기 (EDM)를 사용하여 시트로부터 인장 시험 견본을 절단했다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 측정하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다.

후처리의 각각의 단계에서 합금 260 시트의 특성을 도 8a에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 균질화 열 처리는 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 3A)를 통해 시트 체적 중 완전한 나노모달 구조 (구조 #2, 도 3A) 형성으로 인해 시트 특성을 극적으로 개선시킨다. 이 상업용 시트에서, 구조는 열간 압연에 의해 나노모달 구조로 부분적으로 변태되었지만, 특히 시트의 중심부에서 완전한 변태를 유발하기 위해 추가 열처리가 필요하였다는 점을 주목한다. 냉간 압연은 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A)을 통해 물질 강화를 야기하고 고 강도 나노모달 구조 형성 (구조 #3, 도 3A)을 초래한다. 1150℃에서 5분 동안 어닐링에 이어서, 구조는 재결정화 나노모달 구조 (구조 #4, 도 3B)로 재결정화된다. 이 경우에, 작은 수준의 감소 (5%)가 생성된 시트에 적용되고 이는 시트의 표면 품질을 개선시키지만 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)를 통해 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도3B)로의 부분 변태를 유발한다. 따라서 이러한 공정 경로는 완전히 후처리된 시트에서의 향상된 특성을 제공한다.

합금 284 산업용 시트로부터의 샘플을 또한 후처리하여 상이한 후처리 파라미터로 상업적 규모에서의 가공을 모방하였다. 후처리는 (1) 2시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리; (2) 2시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리 + 45% 감소로 냉간 압연 + 5분 동안 1150℃에서 어닐링; (3) 8시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리 + 15% 감소로 냉간 압연 + 5분 동안 1150℃에서 어닐링; (4) 8시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리 + 25% 감소로 냉간 압연 + 2시간 동안 1150℃에서 어닐링; (5) 16시간 동안 1150℃에서 균질화 열 처리 + 25% 감소로 냉간 압연 + 5분 동안 1150℃에서 어닐링을 포함한다. 합금 284 시트에서의 구조적 발달은 후처리의 각각의 단계에 관해 상기 기재된 바와 같이 합금 260 시트에서의 것과 유사하고 중간 단계 특성은 여기에 제공되어 있지 않다. 이들 후처리 경로 후 생성된 합금 284 시트 특성을 도 8b에 도시하였다. 알 수 있는 바와 같이, 모든 후처리 경로는 1140 내지 1220 MPa의 유사한 강도 값을 제공한다. 연성은 후처리 파라미터, 시트 균질성, 구조적 변태의 수준 등에 따라 19 내지 28%로 다양하다. 그러나, 후처리 경로와 독립적으로, 합금 284로부터의 산업용 시트는 1100 MPa 초과의 인장 강도 및 19% 초과의 연성과의 특성 조합을 제공한다.

본 사례는 완전히 후처리된 상태에서 본원에서의 시판 합금의 향상된 특성 조합을 입증하는 것이다. 본원에서의 합금 둘 다의 구조 발달은 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)를 겪을 수 있는 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B) 형성으로의 후처리 동안 도 3A 및 도 3B에서 개요된 패턴에 따르며 이는 기계적 특성의 강력한 조합을 제공한다.

사례 # 4: 모달 구조 형성

구조 #1 (도 3A)로서 특정된 모달 구조는 본원에 나타낸 바와 같은 고체화에서 표 4에 열거된 합금에서 형성된다. 합금 260으로부터의 2개의 시트 샘플이 본 사례에 제공된다. 제1 샘플을 압력 진공 주조기 (PVC)에서 실험실 규모로 합금 260으로부터 주조하였다. 시판 순도 구성성분을 사용하여, 목표 합금의 네가지 35 g 합금 공급 원료를 표 4에 제공된 원자비에 따라 계량하였다. 그 다음에, 공급 원료 물질을 아크-용융 시스템의 구리 노 내로 배치하였다. 공급 원료를 차폐 가스로서 고 순도 아르곤을 사용하여 잉곳 내로 아크-용융시켰다. 잉곳을 수회 플리핑하고 재용융시켜 균질성을 보장하였다. 혼합 후, 그 다음, 잉곳을 대략 12 mm 폭 x 30 mm 길이 및 8 mm 두께의 핑거(finger) 형태로 주조하였다. 그 다음에 생성된 핑거들을 PVC 챔버 내에 배치하고, RF 유도를 사용하여 용융시킨 다음, 두께가 1.8 mm인 3 인치 x 4 인치 시트를 주조하기 위해 설계된 구리 다이 상으로 사출시켜 박판 스트립 주조의 단계 1 (도 6)을 모방하였다. 제2 샘플을 인-라인 열간 압연 없이 (박판 스트립 주조 동안 열간 압연 없음) 그리고 3.2 mm 두께의 고체화된 상태의 두께로 고체화된 상태에서 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조된 합금 260 산업용 시트로부터 절단하였다.

구조 분석을 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드(Carl Zeiss SMT Inc)에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 주사 전자 현미경법 (SEM)에 의해 수행하였다. SEM 견본을 제조하기 위해, 생주물(as-cast) 시트의 횡단면을 절단하고 SiC 페이퍼에 의해 연삭(grinding)한 다음에 1 ㎛ 그릿에 이르기까지 다이아몬드 매질 현탁액으로 점진적으로 연마하였다. 0.02 ㎛ 그릿 SiO₂ 용액으로 최종 연마를 행하였다. 표면에 가까운 외부 층 영역 및 고체화된 상태의 시트 샘플의 중심 층 영역에서의 미세구조의 SEM 영상을 도 9 및 도 10에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 1.8 mm 두께의 실험실용 주조 시트 샘플에서, 매트릭스 상의 수지상 결정(dendrite) 크기는 외부 층 영역에서 두께가 2 내지 5 ㎛이고 길이가 20 ㎛ 이하이며, 한편 수지상 결정은 4 내지 20 ㎛의 크기로 중심 층 영역에서 보다 둥글다 (도 9). 매우 미세한 구조가 영역 둘 다에서 수지상 조직내 영역에서 관찰될 수 있다. 산업용 시트는 또한 외부 층 영역에서 두께가 2 내지 5 ㎛이고 길이가 20 ㎛ 이하인 매트릭스 상의 수지상 구조를 나타내며 4 내지 20 ㎛의 크기로 중심 층 영역에서 보다 둥근 수지상 결정이다 (도 10). 그러나, 외부 층 영역에서 보다 미세하고 보다 균질하게 분포된 붕소화물과 비교하여 중심 층 영역에서 침형 형상을 갖고 보다 조악한 수지상 조직내 붕소화물이 산업용 시트에서 명확하다. 실험실 조건에서 신속한 냉각 속도로 인해, 1.8 mm 생주물 플레이트의 미세구조는 외부 층 및 중심 층 둘 다에서 보다 미세하고, 미세한 붕소화물 상은 SEM에 의해 결정립계에서 분석(resolve)될 수 없다. 두 경우 모두에서, 수지상 조직내 영역에서 미세한 붕소화물 상을 갖는 매트릭스 상의 대형 수지상 결정은 생주물 상태에서 전형적인 모달 구조를 형성한다. 실험실용 및 산업용 시트 둘 다에서 중심 층 영역에서 보다 조악한 미세구조가 관찰되었으며, 이는 두 경우 모두에서 고체화 동안 외부 층과 비교하여 보다 느린 냉각 속도를 반영하는 것이다.

본 사례에서 입증된 바와 같이, 모달 구조 (구조 #1)는 실험실용 및 산업용 주조 공정 동안에 고체화에서 본원에서의 강철 합금을 형성한다.

사례 # 5: 나노모달 구조의 형성

모달 구조 (구조 #1)를 고온 노출에 적용할 경우, 이는 나노상 미세화 (메커니즘 #1)를 통해 나노모달 구조 (구조 #2)로 변태한다. 이를 예시하기 위해, 인-라인 열간 압연 (32% 감소)으로 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조된 합금 260 산업용 시트로부터 샘플을 절단하고, 이를 2시간 동안 1150℃에서 열 처리한 다음에, 공기 중에서 실온으로 냉각하였다. 인장 시험, SEM 현미경법, TEM 현미경법, 및 X-선 회절을 포함한 다양한 연구를 위한 샘플을 와이어-EDM을 사용하여 열 처리 후에 절단하였다.

SEM 샘플을 합금 260으로부터 열 처리된 시트로부터 절단해 내고 0.02 ㎛ 그릿에 이르기까지 단계에서 금속조직학적으로 연마하여 주사 전자 현미경법 (SEM) 분석을 위한 평활한 샘플을 보장하였다. 30 kV의 최대 작동 전압으로 차이스 EVO-MA10 모델을 사용하여 SEM을 행하였다. 열 처리 후 합금 260 시트 샘플에서의 미세구조의 예시적인 SEM 후방 산란 전자 현미경 사진을 도 11에 나타냈다. 나타낸 바와 같이, 열 처리 후 합금 260 산업용 시트의 미세구조는 모달 구조 (도 10)와 뚜렷이 상이하다. 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후, 미세한 붕소화물 상은 크기가 비교적 균일하고 외부 층 영역에서 매트릭스에 균질하게 분포되어 있다 (도 11a). 중심 층 영역에서, 비록 붕소화물이 열간 압연에 의해 효과적으로 부서지긴 하지만, 일부 영역은 다른 영역보다 더 붕소화물 상에 의해 점유되어 있다는 것을 알 수 있는 바와 같이, 붕소화물 상의 분포가 외부 층에서의 것과 비교하여 덜 균질하다 (도 11b). 게다가, 붕소화물은 크기가 보다 균일하게 된다. 열 처리 전, 일부 붕소화물 상은 15 내지 18 ㎛ 까지의 길이를 나타낸다. 열 처리 후, 가장 긴 붕소화물 상은 ~ 10 ㎛이고 단지 가끔 발견될 수 있다. 박판 스트립 주조 동안에 열간 압연 및 산업용 시트의 추가 열 처리는 나노모달 구조의 형성을 야기하였다. 매트릭스 상의 세부 사항은 TEM을 사용하여 후속적으로 나타내지게 될 미세화된 상의 나노결정질 규모로 인해 SEM을 사용하여 효과적으로 분석될 수 없다는 점을 주목한다.

합금 260 산업용 시트의 구조적 세부 사항을 보다 상세히 조사하기 위해, 고 분해능(high resolution) 투과 전자 현미경법 (TEM)을 이용하였다. TEM 샘플을 제조하기 위해, 샘플을 열 처리된 산업용 시트로부터 절단하였다. 그 다음에 샘플을 70 내지 80 ㎛의 두께로 연삭하고 연마하였다. 3 mm 직경의 디스크(disc)를 이들 얇은 샘플로부터 펀칭하고, 메탄올 기재 중 30% HNO₃의 혼합물을 사용하여 트윈-제트 전해연마(twin-jet electropolishing)에 의해 최종 시닝(thinning)을 행하였다. 제조된 견본을 200 kV에서 작동하는 JEOL JEM-2100 HR 분석적 투과 전자 현미경 (TEM)으로 조사하였다. 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 합금 260 산업용 시트 샘플의 미세구조의 TEM 영상을 도 12에 나타냈다. 열 처리 후, 200 nm 내지 5 ㎛의 크기를 갖는 붕소화물이 매트릭스 결정립을 분리하는 입자간 영역(intergranular region)에서 드러났으며, 이는 도 11에서의 SEM 관찰과 일치된다. 그러나, 크기가 500 nm 미만인 단리된 침전물로 재조직되고 매트릭스 결정립 사이의 영역에 분포된 붕소화물 상이 TEM에 의해 추가로 드러났다. 매트릭스 결정립은 고온에서 나노상 미세화로 인해 훨씬 더 많이 미세화된다. 마이크로미터-크기의 매트릭스 결정립을 갖는 생주물 상태에서와 달리, 매트릭스 결정립은 도 12에 나타낸 바와 같이, 전형적으로 200 내지 500 nm 크기의 범위이다.

본 사례에서 입증된 바와 같이, 나노모달 구조 (구조 #2, 도 3A)는 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 3A)를 통해 본원에서의 강철 합금에서 형성된다.

사례 #6: 냉간 압연 동안 미세구조 발달

박판 스트립 주조에 의해 제조되고 2시간 동안 1150℃에서 열처리된 합금 260으로부터의 산업용 시트를 펜 모델 061 압연기를 사용하여 냉간 압연하여 제조된 강판의 산업용 후처리에서 냉간 압연 단계를 모방하였다. 냉간 압연된 샘플의 미세구조를 SEM에 의해 연구하였다. SEM 견본을 제조하기 위해, 열간 압연된 샘플의 횡단면을 절단하고 SiC 페이퍼에 의해 연삭한 다음에 1 ㎛ 그릿에 이르기까지 다이아몬드 매질 페이스트로 점진적으로 연마하였다. 0.02 ㎛ 그릿 SiO₂ 용액으로 최종 연마를 행하였다. 합금 260 시트로부터 냉간 압연된 샘플의 미세구조를 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 주사 전자 현미경법 (SEM)에 의해 조사하였다. 도 13은 50% 두께 감소로 냉간 압연 후 합금 260으로부터의 산업용 시트의 미세 구조를 나타낸다. 열 처리된 샘플 (도 11)과 비교하여, 붕소화물 상은 압연 방향을 따라 약간 정렬되지만, 특히 중심 층 영역에서는 부서지며 여기서 긴 붕소화물 상이 고체화 동안 보통 형성된다. 붕소화물 상의 일부는 냉간 압연에 의해 수 마이크로미터의 크기에 이르기까지 파쇄될 수 있다. 동시에, 매트릭스 상에 변화가 발견될 수 있다. 도 13에 나타낸 바와 같이, 냉간 압연 후 감지하기 힘든(subtle) 콘트라스트(contrast)가 매트릭스에서 보이지만 SEM에 의해 완전히 분석가능하지는 않다. 추가 구조적 분석을 TEM에 의해 수행하였으며 이는 이하에 기재된 추가 세부 사항을 밝혀냈다.

냉간 압연 샘플에서의 미세구조의 TEM 영상은 도 14에 나타냈다. 냉간 압연 시트는 전형적으로 100 내지 300 nm 크기의 나노결정질 매트릭스 결정립을 갖는, 미세화 미세구조를 갖는다는 것을 알 수 있다. 냉간 변형 후 관찰된 미세구조 미세화는 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A)의 형성과 함께 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A)의 전형적인 결과이다. 작은 나노결정질 침전물이 매트릭스 및 결정계 영역에 산포된 상태로 발견될 수 있으며, 이는 고 강도 나노모달 구조에 전형적인 것이다.

작은 나노결정질 상의 성질을 포함한 합금 260 시트 구조의 추가적 세부 사항을 x-선 회절에 의해 밝혀냈다. Cu Kα x-선 관을 갖추고 40 mA의 필라멘트 전류로 40 kV에서 작동되는 패널리티컬 엑스'퍼트(Panalytical X'Pert) MPD 회절계를 사용하여 X-선 회절을 행하였다. 스캔을 스텝 사이즈(step size) 0.01° 및 25° 내지 95° 2-세타로 혼입된 규소를 사용하여 시행하여 기기에 대해 제로 각 이동(zero angle shift)을 조정하였다. 그 다음, 생성된 스캔을 후속적으로 시로퀀트(Siroquant) 소프트웨어를 사용하여 리트벨트 분석을 사용하여 분석하였다. 도 15에서, 냉간 압연 상태에서의 합금 260 시트에 관한 측정된 / 실험 패턴, 및 리트벨트 미세화 패턴을 포함한 x-선 회절 스캔을 도시하였다. 알 수 있는 바와 같이, 실험 데이터의 양호한 피트(fit)를 수득하였다. 밝혀진 특정의 상, 그의 공간 군 및 격자 파라미터를 포함한 x-선 패턴의 분석을 표 15에 나타냈다. 네가지 상이 밝혀졌다; 입방 α-Fe (페라이트), M₂B₁ 화학량론을 갖는 혼합 착물 전이 금속 붕소화물 상 및 두가지 신규 육방 상이 확인되었다. 확인된 상의 격자 파라미터는 합금화 원소에 의한 치환/포화의 효과를 명백히 나타내는 순수한 상에 대해 밝혀진 것과 상이하다는 점을 주목한다. 예를 들어, Fe₂B₁ 순수한 상은 a= 5.099 Å 및 c= 4.240 Å에 상당하는 격자 파라미터를 나타낼 것이다. 미세구조의 상 조성 및 구조적 특징은 고 강도 나노모달 구조에 전형적인 것이다.

<표 15>

본 사례에서 입증된 바와 같이, 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A)는 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 3A)를 통해 본원에서의 강철 합금에서 형성한다.

사례 #7: 재결정화 모달 구조의 형성

50% 냉간 압연에 이어서, 합금 260으로부터의 산업용 시트를 강판의 인-라인 유도 어닐링을 모방하기 위해 2 내지 5분 동안 1150℃에서 열 처리할 뿐만 아니라 산업용 코일의 배치 어닐링을 모방하기 위해 2시간 동안 열처리하였다. 샘플을 열 처리된 시트로부터 절단하고 0.02 ㎛ 그릿에 이르기까지 단계에서 금속조직학적으로 연마하여 주사 전자 현미경법 (SEM) 분석을 위한 평활한 샘플을 보장하였다. 30 kV의 최대 작동 전압으로 차이스 EVO-MA10 모델을 사용하여 SEM을 행하였다. 두가지 조건에서 냉간 압연 및 열 처리 후 합금 260으로부터의 샘플에서의 미세구조의 예시적인 SEM 후방 산란 전자 현미경 사진을 도 16 및 17에 나타냈다.

도 16a에 나타낸 바와 같이, 5분 동안 1150℃에서 열 처리 후, 미세한 붕소화물 상은 크기가 비교적 균일하고 외부 층 영역에서 매트릭스에 균질하게 분포되어 있다. 중심 층에서, 비록 붕소화물 상이 이전의 냉간 압연 단계에 의해 효과적으로 부서지긴 하지만, 일부 영역은 다른 영역보다 더 붕소화물 상에 의해 점유되어 있다는 것을 알 수 있는 바와 같이, 붕소화물 상의 분포가 외부 층에서와 같이 덜 균질하다 (도 16b). 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후, 붕소화물 상 분포는 외부 층 영역 및 중심 층 영역에서 유사하게 된다 (도 17). 게다가, 붕소화물은 크기가 5 ㎛ 미만의 크기로 보다 균일하게 된다. 미세구조의 추가 세부 사항은 TEM 분석에 의해 밝혀졌으며 이후에 제공될 것이다.

5분 및 2시간 동안 1150℃에서 열 처리된 합금 260 시트로부터의 샘플을 TEM에 의해 연구하였다. TEM 견본 제조 절차는 절단, 시닝, 및 전해 연마를 포함한다. 먼저, 샘플을 방전 가공기로 절단한 다음에, 감소된 그릿 크기의 패드로 매회 연삭함으로써 시닝하였다. 9 ㎛, 3 ㎛, 및 1 ㎛ 다이아몬드 현탁 용액 각각으로 연마함으로써 60 내지 70 ㎛ 두께로의 추가의 시닝을 행하였다. 3 mm 직경의 디스크를 호일(foil)로부터 펀칭하고 트윈-제트 연마기를 사용하여 전해연마로 최종 연마를 완수하였다. 사용된 화학적 용액은 메탄올 기재 중 30% 질산의 혼합물이었다. TEM 관찰을 위해 불충분한 얇은 영역의 경우에, TEM 견본을 가탄 정밀 이온 연마 시스템(Gatan Precision Ion Polishing System) (PIPS)을 사용하여 이온-밀링(ion-milling)하였다. 이온-밀링은 대개 4.5 keV에서 행하였고, 경사각을 4°에서 2°로 감소시켜 얇은 영역을 개방하였다. 200 kV에서 작동하는 JEOL 2100 고 분해능 현미경을 사용하여 TEM 연구를 행하였다.

1150℃에서 열 처리 후, 냉간 압연 샘플은 광범위한 재결정화를 나타냈다. 도 18에 나타낸 바와 같이, 1150℃에서 5분 유지한 후 마이크로미터 크기의 결정립이 형성되었다. 재결정화 결정립 내에, 다수의 적층 결함이 있으며, 이는 오스테나이트 상의 형성을 시사한다. 동시에, 붕소화물 상은 어느 정도의 성장을 나타냈다. 2시간 동안 1150℃에서 열 처리 후 샘플에서 유사한 미세구조가 보였다 (도 19). 매트릭스 결정립은 재결정화 미세구조에 전형적인, 선명한(sharp), 광각(large-angle) 결정립계로 깨끗하였다. 매트릭스 결정립 내에, 5분 열 처리 샘플에서 나타난 바와 같이, 적층 결함이 발생하고 붕소화물 상이 결정립계에서 발견될 수 있었다. 냉간 압연 미세구조 (도 14)와 비교하여, 냉간 압연 후 고온 열 처리는 미세구조를 마이크로미터-크기의 매트릭스 결정립 및 붕소화물 상을 갖는 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)로 변태시켰다.

합금 260 시트에서의 재결정화 모달 구조의 추가적 세부 사항을 x-선 회절을 사용함으로써 밝혀냈다. Cu Kα x-선 관을 갖추고 40 mA의 필라멘트 전류로 40 kV에서 작동되는 패널리티컬 엑스'퍼트 MPD 회절계를 사용하여 X-선 회절을 행하였다. 스캔을 스텝 사이즈 0.01° 및 25° 내지 95° 2-세타로 혼입된 규소를 사용하여 시행하여 기기에 대해 제로 각 이동을 조정하였다. 그 다음, 생성된 스캔을 후속적으로 시로퀀트 소프트웨어를 사용하여 리트벨트 분석을 사용하여 분석하였다. 도 20에서, 냉간 압연 및 2시간 동안 1150℃에서 열 처리된 후 합금 260 시트에 관한 측정된 / 실험 패턴, 및 리트벨트 미세화 패턴을 포함한 x-선 회절 스캔 패턴을 도시하였다. 알 수 있는 바와 같이, 모든 경우에서 실험 데이터의 양호한 피트를 수득하였다. 밝혀진 특정의 상, 그의 공간 군 및 격자 파라미터를 포함한 x-선 패턴의 분석을 표 16에 나타냈다. 네가지 상, 즉 입방 γ-Fe (오스테나이트), 입방 α-Fe (페라이트), M₂B₁ 화학량론을 갖는 혼합 착물 전이 금속 붕소화물 상 및 하나의 신규 육방 상이 밝혀졌다. 냉간 압연 후 미세구조 내의 γ-Fe (오스테나이트) 및 단지 하나의 육방 상의 존재는 재결정화에 더하여 상 변태가 일어났음을 의미한다.

<표 16>

본 사례에서 입증된 바와 같이, 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)는 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3A 및 3B)의 구조적 재결정화를 통해 본원에서의 강철 합금에서 형성된다.

사례 #8: 나노상 미세화 및 강화

2시간 동안 1150℃에서 열 처리 동안 형성된 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)를 갖는 합금 260으로부터의 산업용 시트의 미세구조를, 시트를 취하고 이를 추가적 인장 변형에 적용함으로써 SEM, TEM, 및 X-선 회절을 사용하여 연구하였다. 변형 후 인장 시험 견본의 게이지로부터 샘플을 절단하고 0.02 ㎛ 그릿에 이르기까지 단계에서 금속조직학적으로 연마하여 주사 전자 현미경법 (SEM) 분석을 위한 평활한 샘플을 보장하였다. 30 kV의 최대 작동 전압으로 차이스 EVO-MA10 모델을 사용하여 SEM을 행하였다. 합금 260으로부터의 시트 샘플의 예시적인 SEM 후방 산란 전자 현미경 사진을 도 21에 나타냈다. 나타낸 바와 같이, 인장 변형 후 붕소화물 상 분포는 냉간 압연 후 시트에서의 것과 유사하다 (see 도 17). 붕소화물 상은 대부분 5 ㎛ 미만의 크기 및 매트릭스에서 균질한 분포를 나타냈다. 이는 인장 변형은 붕소화물 상 크기 및 분포를 변화시키지 않았음을 시사한다. 그러나, 인장 변형은 매트릭스 상에서의 실질적인 구조적 변화를 유발하였고, 이는 TEM 연구에 의해 밝혀졌다.

TEM 견본 제조 절차는 절단, 시닝, 및 전해 연마를 포함한다. 먼저, 인장 시험 견본의 게이지 섹션으로부터의 샘플을 방전 가공기를 사용하여 절단한 다음에, 감소된 그릿 크기 매체의 패드로 매회 연삭함으로써 시닝하였다. 9 ㎛, 3 ㎛, 및 1 ㎛ 다이아몬드 현탁 용액 각각으로 연마함으로써 60 내지 70 ㎛ 두께로의 추가의 시닝을 행하였다. 3 mm 직경의 디스크를 호일로부터 펀칭하고 트윈-제트 연마기를 사용하여 전해연마로 최종 연마를 완수하였다. 사용된 화학적 용액은 메탄올 기재 중 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위해 불충분한 얇은 영역의 경우에, TEM 견본을 가탄 정밀 이온 연마 시스템 (PIPS)을 사용하여 이온-밀링하였다. 이온-밀링은 4.5 keV에서 행하였고, 경사각을 4°에서 2°로 감소시켜 얇은 영역을 개방하였다. 200 kV에서 작동하는 JEOL 2100 고 분해능 현미경을 사용하여 TEM 연구를 행하였다. 도 22는 인장 시험 견본의 게이지 섹션으로부터 제조된 샘플의 명 시야 및 암 시야 영상을 나타내는 것이다. 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)가 냉간 변형에 적용되는 경우, 광범위한 미세구조 미세화가 샘플에서 관찰되었다. 고온 열 처리 후 재결정화 미세구조 (도 19)와 대조적으로, 실질적인 구조 미세화가 인장 시험된 샘플에서 보였다. 마이크로미터 크기의 매트릭스 결정립은 샘플에서 더 이상 발견되지 않았지만, 대신에 전형적으로 100 내지 300 nm 크기의 결정립이 보통 관찰되었다. 게다가, 작은 나노결정질 침전물은 인장 변형 동안에 형성되었다. 상당한 구조적 미세화가 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 3B)를 통해 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)의 형성과 함께 일어났다. 더욱이, 고온 노출에 적용되어 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)를 형성시키는 경우 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)는 재결정화를 다시 겪을 수 있다. 재결정화 모달 구조로의 재결정화, 나노상 미세화 및 강화를 통한 미세화, 미세화 고 강도 나노모달 구조의 형성 및 재결정화 모달 구조로 복귀되는 그의 재결정화의 다수회 순환을 겪는 이러한 능력을 산업용 시트 제조에 이용가능하여 전형적으로 0.1 mm 내지 25 mm의 범위에서 발견될 수 있는 특정의 목표로 하는 산업상의 이용에 점점 더 보다 미세한 게이지 (즉 두께)를 갖는 강판을 제조한다.

합금 260 시트로부터의 인장 시험 견본의 게이지 섹션에서의 미세구조의 추가적 세부 사항을 x-선 회절을 사용함으로써 밝혀냈다. Cu Kα x-선 관을 갖추고 40 mA의 필라멘트 전류로 40 kV에서 작동되는 패널리티컬 엑스'퍼트 MPD 회절계를 사용하여 X-선 회절을 행하였다. 스캔을 스텝 사이즈 0.01° 및 25° 내지 95° 2-세타로 혼입된 규소를 사용하여 시행하여 기기에 대해 제로 각 이동을 조정하였다. 그 다음, 생성된 스캔을 후속적으로 시로퀀트 소프트웨어를 사용하여 리트벨트 분석을 사용하여 분석하였다. 도 23에서, 합금 260 게이지 샘플에 관한 측정된 / 실험 패턴 및 리트벨트 미세화 패턴을 포함한 x-선 회절 스캔 패턴을 도시하였다. 알 수 있는 바와 같이, 모든 경우에서 실험 데이터의 양호한 피트를 수득하였다. 밝혀진 특정의 상, 그의 공간 군 및 격자 파라미터를 포함한 X-선 패턴의 분석을 표 17에 나타냈다. 네가지 상, 즉 입방 α-Fe (페라이트), M₂B₁ 화학량론을 갖는 혼합 착물 전이 금속 붕소화물 상 및 두가지 신규 육방 상이 밝혀졌다.

<표 17>

본 사례에서 입증된 바와 같이, 본원에서의 강철 합금에서의 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)는 나노상 미세화 및 강화 메커니즘 (메커니즘 #3, 도 3B)을 통해 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)로 변태한다.

사례 #9: 과시효 후에 합금 260에서 인장 특성 회복

합금 260으로부터의 산업용 시트를 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조하였다. 시트의 고체화된 상태의 두께는 3.2 mm이었다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 1에 상응함, 도 6). 19% 감소로 인-라인 열간 압연을 제조 동안 적용하였다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 2에 상응함, 도 6). 제조된 시트의 최종 두께는 2.6 mm이었다. 합금 260으로부터의 산업용 시트를 루시퍼 7-R24 대기 제어 박스 퍼니스를 사용하여 표 6에 나타낸 시간 및 온도에서 열 처리하였다. 이들 온도 / 시간 조합을 선택하여 코일의 외부 또는 내부에서 균질화 열 처리 동안에 제조 코일 내에서 일어날 수 있는 극한 열 노출을 모의하였다. 즉 대형 코일의 내측에 최소 열 처리 표적을 맞추기 위해, 코일의 외측은 훨씬 더 긴 노출 시간에 노출되게 될 것이다. 열 처리 후, 시트는 표 18에서의 단계 2 및 3에 따라 가공되어 시판 시트 후처리 방법을 모방하였다. 시트를 1회 압연 패스로 대략 15% 감소로 냉간 압연하였다. 이 냉간 압연은 시판품에 필요한 최종 게이지 수준으로 물질 두께를 감소시키는데 필요한 냉간 압연을 모의하였다. 펜 모델 061 압연기를 사용하여 냉간 압연을 완료하였다. 브라더 HS-3100 방전 가공기 (EDM)를 사용하여 열간 압연, 열 처리 및 냉간 압연된 물질의 인장 시험 샘플을 절단했다. 냉간 압연 인장 시험 샘플을 공기 중에서 린드버그 블루 M 모델 "BF51731C-1" 박스 퍼니스에서 5분 동안 1150℃에서 열처리하여 냉간 압연 제조 라인에서 인-라인 어닐링을 모의하였다.

<표 18>

열간 압연 상태의, 과시효, 냉간 압연, 및 어닐링된 상태에서의 시트 물질의 인장 특성을 측정하였다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 시험하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. 변형 측정을 위해 비디오 신장계를 이용하였다. 8시간 및 16시간 동안 1150℃에서 과시효 열 처리 및 뒤이은 후처리 단계 후 합금 260으로부터의 산업용 시트에 관한 인장 특성을 도 24 및 도 25 각각에 나타냈다. 제조된 상태의(as-produced) 시트와 비교하여 특성 개선에도 불구하고, 8시간 또는 16시간 동안 1150℃의 시트의 인장 특성은 통례적으로 20% 총 신장률 및 1000 MPa 극한 인장 강도를 초과하지 않았다는 점을 주목한다. 이는 미세구조가 극한 온도 노출로 인해 과시효되었음을 나타내는 것이다. 그러나, 뒤이은 15% 냉간 압연 단계 및 5분 동안 1150℃에서 어닐링에 이어서, 인장 특성은 8시간 및 16시간 둘 다 동안 1150℃에서 과시효된 샘플에 관한 20% 총 인장 신장률 및 1000 MPa 극한 인장 강도보다 지속적으로 보다 컸다. 이는 심하게 시효된 것 (8시간 및 16시간 노출)의 생성된 구조 및 특성이 유사하고 매우 가치가 높음에 따라 구조적 경로 및 실현 나노상 미세화 및 강화 메커니즘 (메커니즘 #3, 도 3B)의 견고성을 분명히 설명하는 것이다.

본 사례는 시트의 과시효가 특성 감소를 초래하는 결정립 조대화를 야기한다는 것을 입증하는 것이다. 그러나, 이러한 손상된 미세구조는 뒤이은 냉간 압연 동안 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)로 변태하고 열 처리에서 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)의 추가의 형성은 시트 물질에서 특성 복원을 초래하였다.

사례 #10: 과시효 후에 합금 284에서 인장 특성 회복

합금 284로부터의 산업용 시트를 3.2 mm의 고체화된 상태의 두께로 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조하였다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 1에 상응함, 도 6). 19% 감소로 인-라인 열간 압연을 제조 동안 적용하였다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 2에 상응함, 도 6). 제조된 시트의 최종 두께는 2.6 mm이었다. 제조된 시트로부터의 샘플을 루시퍼 7-R24 대기 제어 박스 퍼니스를 사용하여 표 15에 나타낸 바와 같은 시간 및 온도에서 열 처리하였다. 이들 온도 / 시간 조합을 선택하여 코일의 외부 또는 내부에서 균질화 열 처리 동안에 제조 코일 내에서 일어날 수 있는 극한 열 노출을 모의하였다. 열 처리 후, 시트는 표 19에서의 단계 2 및 3에 따라 가공되어 시판 시트 후처리 방법을 모방하였다. 시트를 1회 압연 패스로 대략 15% 감소로 냉간 압연하였다. 이 냉간 압연은 시판품에 필요한 감소된 수준으로 물질 두께를 감소시키는데 필요한 냉간 압연을 모의하였다. 펜 모델 061 압연기를 사용하여 냉간 압연을 완료하였다. 브라더 HS-3100 방전 가공기 (EDM)를 사용하여 열간 압연, 열 처리 및 냉간 압연된 물질의 인장 시험 샘플을 절단했다. 냉간 압연 인장 시험 샘플을 공기 중에서 린드버그 블루 M 모델 "BF51731C-1" 박스 퍼니스에서 5분 동안 1150℃에서 열처리하여 냉간 압연 제조 라인에서 인-라인 어닐링을 모의하였다. 어닐링 시간을 짧게 선택하여 과시효 열 처리 동안에 온도에서의 시간과 비교하여 미미하도록 하였다.

<표 19>

열간 압연 상태의, 과시효, 냉간 압연, 및 어닐링된 상태에서의 합금 284 시트의 인장 특성을 측정하였다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 시험하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. 변형 측정을 위해 비디오 신장계를 이용하였다. 8시간 동안 1150℃에서 과시효 열 처리 후 합금 284로부터의 산업용 시트에 관한 인장 특성을 도 26에 나타냈다. 열간 압연된 상태의 시트와 비교하여 특성 개선에도 불구하고, 과시효된 (8시간 동안 1150℃) 시트의 인장 특성은 통례적으로 15% 총 신장률 및 1200 MPa 극한 인장 강도를 초과하지 않았다는 점을 주목한다. 그러나, 뒤이은 15% 냉간 압연 단계 및 5분 동안 1150℃에서 어닐링에 이어서, 인장 특성은 8시간 동안 1150℃에서 과시효된 샘플에 관해 20% 총 인장 신장률 및 1150 MPa 극한 인장 강도보다 지속적으로 보다 컸다. 이는 과시효 시트 샘플에서 특성 복원을 야기하는 중간체 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성하는 특정의 구조 형성 경로로 나노상 미세화 및 강화 메커니즘 (메커니즘 #3)의 견고성을 분명히 설명하는 것이다.

사례 #11: 다수회 냉간 압연 및 어닐링 후 합금 260 시트에서 특성 회복

합금 260으로부터의 산업용 시트를 박판 스트립 주조 공정에 의해 제조하였다. 시트의 고체화된 상태의 두께는 3.45 mm이었다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 1에 상응함, 도 6). 30% 감소로 인-라인 열간 압연을 제조 동안 적용하였다 (박판 스트립 주조 공정의 단계 2에 상응함, 도 6). 제조된 시트의 최종 두께는 2.4 mm이었다. 합금 260 시트로부터의 샘플을 루시퍼 7-R24 대기 제어 박스 퍼니스에서 2시간 동안 1150℃에서 열 처리하였다. 이러한 온도 / 시간 조합을 선택하여 코일 배치 어닐링 동안에 시판 균질화 열 처리를 모방하였다. 열 처리 후, 루시퍼 7-R24 대기 제어 박스 퍼니스에서 5분 지속시간 동안 1150℃에서 2회의 간헐적 응력 경감 어닐링 단계와 함께, 시트를 펜 모델 061 압연기를 사용하여 2.4 mm 두께에서 1.0 mm 두께로 냉간 압연하였다. 표 20은 이러한 물질의 전체 가공 경로를 기록한다. 냉간 압연 백분율은 2.4 mm의 2시간 동안 1150℃에서 열 처리된 두께로부터 감소된 백분율로서 기재하였다. 이러한 냉간 압연 및 어닐링 공정은 시판품에 필요한 최종 수준으로 물질 두께를 감소시키는데 필요한 상업적 공정을 모의하였다. 브라더 HS-3100 방전 가공기 (EDM)를 사용하여 열간 압연, 열 처리, 냉간 압연, 및 어닐링된 물질의 인장 시험 샘플을 절단했다. EDM에 의해 인장 시험 샘플을 절단한 후, 각각의 인장 시험 샘플의 게이지 길이를 미세한 그릿 SiC 페이퍼로 가볍게 연마하여 실험 결과에 산란을 유발할 수 있는 임의의 표면 조도(asperity)를 제거하였다.

<표 20>

열간 압연 상태의, 열 처리, 냉간 압연, 및 어닐링된 상태에서의 합금 260 시트의 인장 특성을 측정하였다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 시험하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. 변형 측정을 위해 비디오 신장계를 이용하였다. 초기 (열간 압연된 상태 및 단계 1 후) 및 최종 (단계 6 및 7 후) 상태에서 합금 260에 관한 인장 특성을 도 27에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 냉간 압연 물질은 변형 경화는 단계 6에서 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)의 형성 및 변형 경화의 결과로서 감소된 연성과 높은 강도를 발생시켰다 (표 16). 최종 어닐링 후, 연성은 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B) 형성으로 인해 복원되었다.

본 사례에 의해 나타낸 바와 같이, 냉간 가공 동안 변형 경화에 이어서, 어닐링 동안 재결정, 이어서 다시 냉간 압연에 의한 변형 경화의 이러한 공정은 최종 게이지 두께 표적을 맞추는데 필요에 따라서 다수회 적용될 수 있고 시트에서의목표 특성을 제공한다.

사례 12: 실현 구조 및 메커니즘의 순환 특성

상이한 두께를 갖는 시트를 제조하기 위해, 냉간 압연 게이지 감소에 이어서 어닐링이 강철 산업에 의해 사용된다. 이 공정은 냉간 압연기를 사용하여 패스 사이에 중간 인-라인 또는 배치 어닐링으로 시트의 게이지 두께를 기계적으로 감소시켜 시트에 존재하는 냉간 가공을 제거하는 것을 포함한다.

냉간 압연 게이지 감소 및 어닐링 공정을 박판 스트립 주조 공정에 의해 상업적으로 제조된 합금 260 물질에 대해 모의하였다. 합금 260을 3.65 mm 두께로 주조하고, 1150℃에서 열간 압연을 통해 2.8 mm 두께로 25% 감소시켰다. 열간 압연에 이어서, 시트를 권취하고 코일의 가장 찬 부분에서 1150℃에서 최소 2시간 동안 산업용 배치 퍼니스에서 어닐링하였다. 시트의 게이지 두께를 텐덤 밀(tandem mill)에 의해 1회의 냉간 압연 패스로 13% 감소시킨 다음, 2 내지 5분 동안 1100℃에서 인-라인 어닐링하였다. 시트 게이지 두께를 리버싱 밀(reversing mill)에 의해 4회 냉간 압연 패스로 대략 1.8 mm의 두께로 추가로 25% 감소시키고 코일의 가장 찬 부분 (즉 내부 권선(inner winding))에서 30분 동안 1100℃에서 산업용 배치 퍼니스에서 어닐링하였다. 1.8 mm 두께를 갖는 생성된 상업적으로 제조된 시트를 표 21에 기재된 바와 같이 중간 어닐링으로 펜 모델 061 압연기를 사용하여 다단계로 추가 냉간 압연에 사용하였다. 유동 아르곤을 이용하는 루시퍼 7-R24 박스 퍼니스를 사용하여 모든 어닐을 완료하였다. 어닐 동안, 시트를 스테인레스 강 호일로 느슨하게 싸서 대기 산소로부터의 산화의 가능성을 감소시켰다.

<표 21>

합금 260 시트의 인장 특성을 가공의 각각의 단계에서 측정하였다. 인장 시험 샘플을 브라더 HS-3100 와이어 EDM을 사용하여 절단하였다. 인스트론의 블루힐 제어 및 분석 소프트웨어를 이용하여, 인스트론 기계적 시험 프레임 (모델 3369) 상에서 인장 특성을 시험하였다. 기저부 고정 부재는 단단하게 유지하고 최상부 고정 부재는 이동하며 로드 셀은 최상부 고정 부재에 부착되는 변위 제어로 실온에서 모든 시험을 시행하였다. 변형 측정을 위해 비디오 신장계를 이용하였다. 표 17에 특정된 가공의 각각의 단계 후 및 상업적으로 제조된 1.8 mm 두께 시트의 인장 특성을 표 18에 이하에 나타냈고 도 28에 도시하였다. 도 28에 도시된 인장 특성은 합금 260 시트에서 형성된 2개의 특정의 구조 (도 3B)에 상응하는 타원형으로 명시된 바와 같은 2개의 뚜렷이 구별되는 군으로 나뉨을 알 수 있다. 냉간 압연 상태에서, 물질은 초기 압연 (단계 1)에서 고 강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 3B) 또는 뒤이은 냉간 압연 (단계 3, 5, 7 및 9)에서 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)를 보유하고 인장 특성은 이러한 뚜렷이 구별되는 타원형 내에 존재한다. 어닐링된 (단계 2, 4, 6, 및 8) 합금 260 시트의 인장 특성은 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B)에 의해 나타낸 타원형에 상응한다. 이러한 타원형은 또한 배치 어닐링 (단계 0) 후 초기 나노모달 구조 (구조 #2, 도 3A)와 관련된 특성을 포함한다.

도 28에 나타낸 인장 특성은 어닐링 동안 재결정화 후 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)의 공정이 가역적이고 합금 260 시트의 가공 동안 순환 방식으로 적용될 수 있다는 것을 입증하는 것이다. 단계 1 및 단계 2로부터 인장 특성을 비교하면, 특성은 인장 연성을 대략 10 내지 20%에서 대략 35%로 증가시키는, 재결정화가 합금 260에 미치는 영향을 입증하는 것이다. 극한 인장 강도는 재결정화 공정 동안 대략 1300 MPa에서 1150 MPa로 감소한다. 단계 2 및 3의 인장 특성을 비교하는 경우, 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)의 효과를 알 수 있으며 여기서 인장 연성은 대략 35%에서 대략 18%로 변화한다. 합금 260 시트의 극한 인장 강도는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)로 인해 대략 1150 MPa에서 1300 MPa 초과로 증가한다. 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B) 동안에 발생하는 강도에서의 증가 및 연성에서의 감소는 합금 260 시트에서 재결정화의 효과의 반대라는 점을 주목한다. 구조 #5에 상응하는 타원형 내에 시트의 강도는 냉간 압연 감소에 따라 다르고 높은 감소가 적용되는 경우 증가한다. 구조 #4에 상응하는 타원형 내에 시트의 특성은 어닐링 파라미터에 따라 다르고 동일한 어닐링이 단계 2,4,6, 및 8 (표 22)에서 적용된 경우 엄격한 범위에 포함된다. 두가지 특성을 갖는 이 공정의 다수회 되풀이 결과는 여전히 일관되며 중복되지 않는 것으로 분류된다.

<표 22>

공정의 상이한 단계에서 합금 260 시트의 인장 특성

본 사례는 냉간 압연 게이지 감소 및 어닐링 공정을 재결정화 및 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 3B)를 이용하여 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 3B)와 재결정화 모달 구조 (구조 #4, 도 3B) 사이를 전이하면서 순환적으로 사용할 수 있다는 것을 입증하는 것이다.

사례 #13: 시트 제조 경로

향상된 특성 조합을 야기하는, 변형 동안 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3)를 겪는 재결정화 모달 구조 (구조 #4)를 형성하는 본원에서의 강철 합금의 능력은, 본원에서의 신규 실현 메커니즘의 실현과 함께 후속 후처리에 의해 향상된 특성 조합의 달성과 함께, 벨트 주조, 박판 스트립 / 쌍롤식 주조, 박 슬라브 주조, 및 후 슬라브 주조를 포함한 상이한 방법에 의해 시트 제조를 가능하게 한다. 박판 스트립 주조가 앞서 언급되었지만, 슬라브 주조 공정에 대한 간단한 설명이 이하에 제공된다. 표 4에서의 합금의 액체 용융물을 형성하는 공정의 초기 단계(front end)는 각각의 공정에서 유사하다는 점을 주목한다. 하나의 경로는 스크랩(scrap)으로 시작한 다음에 이는 전기 아크 퍼니스(electric arc furnace) (EAF)에 이어서 아르곤 산소 탈탄 (AOD) 퍼니스, 및 레이들 야금 퍼니스 (LMF) 처리를 통한 최종 합금화에서 용융될 수 있다. 게다가, 각각의 제조 공정에 대한 최종 단계(back end)는 생주물 두께에서의 큰 변화에도 불구하고 마찬가지로 유사하다. 전형적으로, 열간 압연의 마지막 단계는 1.5 내지 10 mm의 두께를 갖는 열간 압연 코일의 제조를 초래하고, 이는 각각의 강철 제조자의 특정의 공정 흐름 및 목표에 따라 달라진다. 이 출원에서 합금의 특정의 화학적 성분 및 본원에서 개요된 바와 같은 특정의 구조적 형성 및 실현 메커니즘에 관해, 이들 열간 압연 상태의 코일의 생성된 구조는 구조 #2 (나노모달 구조)가 될 것이다. 그 다음에 보다 얇은 게이지가 필요한 경우, 열간 압연 코일의 냉간 압연을 전형적으로 행하여 0.2 내지 3.5 mm의 두께의 범위일 수 있는 최종 게이지 두께를 제조한다. 도 3A 및 3B에 개요된 바와 같은 신규 구조 및 메커니즘이 작동가능하게 되는 것 (즉 구조 #3은 구조 #4로 재결정화되고 메커니즘 #3에 의해 구조 #5로 미세화 및 강화됨)은, 이들 냉간 압연 게이지 감소 단계 동안에서이다.

앞서 설명되고 사례에서 나타낸 바와 같이, 고 강도 나노모달 구조 형성, 재결정화 모달 구조로의 재결정화, 및 나노상 미세화 및 강화를 통한 미세화 고 강도 나노모달 구조로의 미세화 및 강화의 공정을 필요한 만큼 자주 순환 특성으로 적용하여 구조 #3, #4 또는 #5에 관한 최종 사용자의 게이지 두께 요구, 전형적으로 0.1 내지 25 mm 두께에 이르도록 할 수 있다.

후 슬라브 주조 설명

후 슬라브 주조는 용융 금속이 사상 압연기(finishing mill)에서 후속 압연을 위한 "반제품의(semifinished)" 슬라브로 고체화되는 공정이다. 도 29에서 묘사된 연속 주조 공정에서, 용융 강철(molten steel)은 레이들로부터 턴디시(tundish)를 통해 금형(mold) 내로 흐른다. 일단 금형에서, 용융 강철은 수냉각 구리 금형 벽에 대하여 동결하여 단단한 쉘(shell)을 형성한다. 기계 하부에 구동 롤(drive roll)은 유입되는 금속의 흐름과 매칭되는 속도 또는 "주조 속도(casting speed)"로 금형으로부터 쉘을 연속하여 빼내어, 공정은 이상적으로 정상 상태(steady state)로 시행된다. 금형 출구 아래에, 고체화 강철 쉘은 컨테이너로서 작용하여 남은 액체를 지지한다. 롤은 강철을 지지하여 용강정압(ferrostatic pressure)으로 인해 벌징(bulging)을 최소화한다. 용융 코어가 고체가 될 때까지 물과 공기 미스트 분사는 롤 사이의 스트랜드(strand)의 표면을 냉각시켜 그의 표면 온도를 유지한다. 중심부가 완전히 고체가 된 후 ("금속 길이(metallurgical length)"에서) 스트랜드가 150 내지 500 mm의 전형적인 두께를 갖는 슬라브로 토치(torch) 절단될 수 있다. 슬라브로부터 얇은 시트를 제조하기 위해, 슬라브를 후처리의 일부인 실질적인 감소로 열간 압연에 적용하여야 한다. 열간 압연 후, 생성된 시트 두께는 전형적으로 2 내지 5 mm의 범위이다. 확인된 동적 나노상 강화 메커니즘을 촉발할 후속 냉간 압연을 통해 추가의 게이지 감소가 정상적으로 일어날 수 있을 것이다. 코일을 어닐링된 상태로 흔히 공급함에 따라, 그 다음에 냉간 압연 시트의 어닐링은 재결정화 모달 구조 (구조 #4)의 형성을 초래할 것이다. 이 구조는 냉간 스탬핑, 유압 성형, 롤 성형 등을 포함한 많은 상이한 경로를 통해 최종 사용자에 의해 부품으로 가공되는데 이용가능할 것이고, 그 다음에 이 가공 단계 동안 부분 또는 완전 미세화 고 강도 나노모달 구조 (구조 #5)로 변태할 것이다. 이것의 변화는 낮은 정도로 (아마도 2 내지 10%) 냉간 압연을 포함하여 부분 나노상 미세화 및 강화가 특정의 적용을 위한 특성 (즉 항복 강도, 인장 강도, 및 총 신장률)의 세트를 테일러링할 수 있게 할 것이라는 점을 주목한다.

박 슬라브 주조 설명

박 슬라브 주조의 경우에, 강철을 20 내지 150 mm의 두께를 갖는 슬라브로 직접 주조한다. 방법은 레이들로부터, 슬라브 주조기의 최상부에서 턴디시 내로 용융 강철을 붓는 것을 포함한다. 이들은 약 100 t의 작업량(working volume)으로 사이징되며, 이는 강철을 40분마다 한 레이들의 속도로 주조기로 전달한다. 턴디시 중의 용강(liquid steel)의 온도뿐만 아니라 강철 순도 및 화학적 조성은 주조 제품의 품질에 상당한 영향을 준다. 용강은 수냉각 금형으로 이루어진 주조기 내로 제어된 속도로 패스하고, 여기서 용강의 외부 표면은 고체화된다. 일반적으로, 주조기를 떠나는 슬라브는 약 70 mm 두께, 1000 mm 폭 및 대략 40 m 길이이다. 그 다음에 이들 슬라브를 전단기에 의해 길이로 절단한다. 주조의 용이성을 가능하게 하기 위해 유압 발진기 및 전자력 제동기를 피팅하여 금형 중 용융 액체를 제어한다.

박 슬라브 주조 공정의 개략도를 도 30에 나타냈다. 박 슬라브 주조 공정을 박판 스트립 주조와 유사한 세 단계로 분리할 수 있다 (도 6). 단계 1에서, 용강을 거의 동시 방식으로 주조시키고 또한 압연한다. 고체화 공정은 액체 용융물을 구리 또는 구리 합금 금형을 통해 강제 통과시켜 액체 금속 가공성 및 생산 속도를 기반으로 전형적으로 20 내지 150 mm 두께의 초기 두께를 생성함으로써 개시한다. 금형을 떠난 거의 직후 및 강판의 내부 코어가 여전히 액체인 동안, 시트는 다단계 압연 스탠드(rolling stand)를 사용하여 감소하게 되며 이는 최종 시트 두께 목표에 따라 두께를 10 mm에 이르기까지 상당히 감소시킨다. 단계 2에서, 강판을 1 또는 2개의 유도 퍼니스(induction furnace)를 경유함으로써 가열하고 이 단계 동안 온도 프로파일 및 금속 구조(metallurgical structure)가 균질화된다. 단계 3에서, 시트를 전형적으로 2 내지 5 mm 두께의 범위인 최종 게이지 두께 목표로 추가로 압연한다. 확인된 동적 나노상 강화 메커니즘을 촉발할 후속 냉간 압연을 통해 추가의 게이지 감소가 정상적으로 일어날 수 있을 것이다. 코일을 어닐링된 상태로 흔히 공급함에 따라, 그 다음에 냉간 압연 시트의 어닐링은 재결정화 모달 구조의 형성을 초래할 것이다. 이 구조는 냉간 스탬핑, 유압 성형, 롤 성형 등을 포함한 많은 상이한 경로에 의해 부품으로 가공되는데 이용가능할 것이고, 그 다음에 이 가공 단계 동안 부분 또는 완전 미세화 고 강도 나노모달 구조로 변태할 것이다. 재결정화 모달 구조는 특정의 적용 및 최종 사용자의 요구에 따라 미세화 고 강도 나노모달 구조로 부분적으로 또는 완전히 변태될 수 있다. 부분 변태는 1 내지 25% 변형으로 일어나며 한편 특정의 물질에 따라, 그의 가공 및 생성된 특성은 전형적으로 25% 내지 75% 변형의 완전한 변태를 초래할 것이다. 박 슬라브 주조로 시트를 형성하는 세 단계 공정이 공정의 일부이지만, 이들 단계에 대한 본원에서의 합금의 반응은 본원에 기재된 메커니즘 및 구조 유형, 및 그 결과로 생기는, 특성의 신규 조합을 기반으로 특유하다.

Claims

a. 55.0 내지 88.0 원자% 수준의 Fe, 0.5 내지 8.0 원자% 수준의 B, 0.5 내지 12.0 원자% 수준의 Si 및 1.0 내지 19.0 원자% 수준의 Mn을 포함하는 금속 합금을 공급하는 단계;
b. 상기 합금을 용융시키고 고체화시켜 200 nm 내지 200,000 nm의 매트릭스 결정립 크기를 제공하는 단계;
c. 상기 합금을 가열하여 50 nm 내지 5000 nm의 미세화된 매트릭스 결정립 크기를 형성시키는 단계 (여기서 합금은 200 MPa 내지 1225 MPa의 항복 강도를 갖는다);
d. 상기 합금에 200 MPa 내지 1225 MPa의 상기 항복 강도를 초과하는 응력을 가하는 단계 (여기서 상기 합금은 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 나타낸다)
를 포함하는 방법.
제1항에 있어서, 단계 (b)에서, 20 nm 내지 10000 nm의 크기를 갖는 붕소화물이 형성되는 것인 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, 단계 (c)에서, 1 nm 내지 200 nm의 크기를 갖는 침전이 형성되고 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물이 존재하는 것인 방법.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 (d)에서, 상기 합금이 25 nm 내지 2500 nm의 미세화된 결정립 크기, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물 및 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖는 것인 방법.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 (b)에서의 상기 고체화된 합금이 1 mm 내지 500 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 (c)에서의 가열 후 상기 합금이 1 mm 내지 500 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 응력 처리 후 단계 (d)에서의 상기 합금이 0.1 mm 내지 25 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 융점 미만의 범위의 온도로 가열하고 여기서 상기 합금이 100 nm 내지 50,000 nm의 결정립, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물, 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖고, 상기 합금이 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도를 갖는 것인 방법.
제8항에 있어서, 상기 합금이, 700℃ 및 합금의 융점 미만의 범위의 온도로 가열 후, 1 mm 내지 500 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제8항 또는 제9항에 있어서, 그 다음에 상기 합금에 항복 초과로 응력을 가하고 10 nm 내지 2500 nm의 미립자 크기, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물, 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖는 합금을 형성시키고, 상기 합금이 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도, 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 나타내는 것인 방법.
제10항에 있어서, 상기 합금이, 항복 초과로 응력을 가한 후, 0.1 mm 내지 25 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 하기 중 하나 이상을 추가로 포함하는 방법:
0.1 내지 9.0 원자% 수준의 Ni;
0.1 내지 19.0 원자% 수준의 Cr;
0.1 내지 6.00 원자% 수준의 Cu;
0.1 내지 1.00 원자% 수준의 Ti; 및
0.1 내지 4.0 원자% 수준의 C.
제1항에 있어서, 상기 합금이 1000℃ 내지 1450℃의 범위의 융점을 갖는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 합금이 차량 내에 배치되는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 합금이 차량 내에 배치되는 것인 방법.
제10항에 있어서, 상기 합금이 차량 내에 배치되는 것인 방법.
제1항에 있어서, 상기 합금이 드릴 칼라, 드릴 파이프, 파이프 케이징, 공구 조인트, 웰헤드, 압축 가스 저장 탱크 또는 액화 천연 가스 캐니스터 중 하나에 배치되는 것인 방법.
a. 55.0 내지 88.0 원자% 수준의 Fe, 0.5 내지 8.0 원자% 수준의 B, 0.5 내지 12.0 원자% 수준의 Si 및 1.0 내지 19.0 원자% 수준의 Mn을 포함하는 금속 합금을 공급하는 단계 (여기서 상기 합금이 200 MPa 내지 1225 MPa의 항복 강도를 나타내고 상기 합금이 제1 두께를 갖는다);
b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 융점 미만의 범위의 온도로 가열하고 상기 합금에 응력을 가하는 단계 (여기서 상기 합금이 200 MPa 내지 1650 MPa의 항복 강도, 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 나타내고, 상기 합금이 상기 제1 두께 미만인 제2 두께를 갖는다)
를 포함하는 방법.
제18항에 있어서, 단계 (a)에서의 상기 합금이 400 MPa 내지 1825 MPa의 인장 강도 및 1.0% 내지 59.2%의 신장률을 갖는 것인 방법.
제18항 또는 제19항에 있어서, 단계 (b)에서의 상기 합금이 10 nm 내지 2500 nm의 매트릭스 결정립 크기, 20 nm 내지 10000 nm 크기의 붕소화물 및 1 nm 내지 200 nm 크기의 침전을 갖는 것인 방법.
제18항 내지 제20항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 (a)에서의 상기 합금이 1 mm 내지 500 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제18항 내지 제21항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 (b)에서의 상기 합금이 0.1 mm 내지 25 mm의 두께를 갖는 것인 방법.
제18항 내지 제22항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 합금의 상기 가열 및 응력 처리를 추가의 상기 합금 두께로 반복하는 것인 방법.
제18항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 가열 및 응력 처리를 2 내지 20회 반복하는 것인 방법.
제18항 내지 제24항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제2 두께를 갖는 상기 합금이 차량 내에 배치되는 것인 방법.
제18항 내지 제24항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 합금이 드릴 칼라, 드릴 파이프, 파이프 케이징, 공구 조인트, 웰헤드, 압축 가스 저장 탱크 또는 액화 천연 가스 캐니스터 중 하나에 배치되는 것인 방법.