KR20240075821A - 합금강 - Google Patents

합금강 Download PDF

Info

Publication number
KR20240075821A
KR20240075821A KR1020247009958A KR20247009958A KR20240075821A KR 20240075821 A KR20240075821 A KR 20240075821A KR 1020247009958 A KR1020247009958 A KR 1020247009958A KR 20247009958 A KR20247009958 A KR 20247009958A KR 20240075821 A KR20240075821 A KR 20240075821A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
vanadium
less
precipitates
temperature
Prior art date
Application number
KR1020247009958A
Other languages
English (en)
Inventor
아론 존 미들턴
Original Assignee
밴티지 앨로이즈 아게
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 밴티지 앨로이즈 아게 filed Critical 밴티지 앨로이즈 아게
Publication of KR20240075821A publication Critical patent/KR20240075821A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0226—Hot 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

본 발명은 탄소와 바나듐을 포함하는 바나듐 합금강에 관한 것으로, 강철 미세구조가 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다. 또한, 본 발명은 상기 바나듐 합금강을 제조하는 방법에 관한 것으로, 스타팅 강철을 제공하는 단계; 상기 스타팅 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화하기 위해 가열하는 단계; 온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지하는 단계;를 포함한다.

Description

합금강
본 발명은 합금강(alloyed steel) 및 그 제조방법에 관한 것으로, 특히 강화된 탄성 계수를 갖는 바나듐 합금강(vanadium alloyed steel)에 관한 것이다.
더 강하고 가벼운 구조용 강판을 사용하려는 탈탄소화 추세를 고려할 때, 내화성, 좌굴 저항성, 및 편향 저항성과 같은 향상된 특성을 제공하는 강철을 개발할 필요성이 존재한다.
토목공학에서 내화 구조강의 개발 및 사용은 건설 산업의 특별한 문제이다. 또한, 철강 산업에서는 내재탄소 사용을 줄이는 경향이 강하다.
뛰어난 내화성을 갖춘 희박 합금 고강도 강철의 개발은 더 얇은 기둥과 빔 설계를 사용할 수 있게 하고 글로벌 탈탄소화 목표를 향한 진전을 가속화하여 큰 경제적 이익을 가져올 것이다. 그러나, 내화 성능 요구 사항과 탈탄소화 목표는 종종 양립할 수 없다.
또한, 향상된 좌굴 및 편향 저항을 제공하는 강철을 제공하면, 예를 들면, 자동차 산업과 풍력 타워 건설 모두에 도움이 될 것이다.
본 발명의 목적은 선행 기술과 관련된 문제를 해결하거나 적어도 완화하는 것이다.
제1 측면에서, 바람직하게는 탄소 및 바나듐을 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된, 바나듐 합금강이 제공되며; 여기서 강철 미세구조(steel microstructure)는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물(coherent interphase precipitates)을 포함한다.
일부 실시예에서, 바람직하게는 탄소, 바나듐, 및 밸런스 철(balance iron)을 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성되는 바나듐 합금강이 제공되며; 여기서 강철 미세구조는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
일부 실시예에서, 바나듐 합금강은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성되며,
여기서, 강철 미세구조는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
일부 실시예에서, 바나듐 합금강은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소;
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐; 및
밸런스 철;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성되며,
여기서, 강철 미세구조는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
일부 실시예에서, 바나듐 합금강은: 바나듐 및 탄소; 선택적으로 질소, 몰리브덴, 구리, 규소, 크롬 및/또는 망간 중 하나 이상; 및 밸런스 철을 바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성되는 바나듐 합금강이 제공되며; 여기서 강철 미세구조는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
일부 실시예에서, 바나듐 합금강은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;
선택적으로 다음 중 하나 이상:
약 0.015 이하의 질소,
약 1.6 이하의 몰리브덴,
약 1 이하의 구리,
약 1.2 이하의 실리콘,
약 0.3 이하의 크롬, 및/또는
약 0.6 이하의 망간; 및
밸런스 철;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성되며,
여기서, 강철 미세구조는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
후술하는 바와 같이, 여기에 개시된 강철에서는 강철의 평균 탄성 계수(즉, 영률)가 향상된다. 응집성 바나듐 석출물은 강철에 큰 변형장(strain field)을 생성하여 강철의 벌크 탄성 계수를 수정할 수 있는 격자 매개변수 변화를 초래한다고 믿어진다.
탄성 계수의 향상은 템퍼링 및 조대화에 대한 응집성 석출물의 안정성이 높아져 강철의 좌굴 저항이 향상되므로 고온에서 적용 가능한 것으로 믿어진다. 이러한 방식으로, 예를 들어 저합금 실시예를 사용하여 개선된 내화 성능이 달성된다.
본 명세서에 개시된 바와 같이 더 높은 계수(modulus)의 강철을 제공하는 것은 예를 들어 더 높은 합금 실시예를 사용하여 더 큰 좌굴 저항과 같은 향상된 구조적 이점을 제공하는 데 유리할 수도 있다. 이는 더 높은 풍력 터빈의 건설을 가능하게 할 수 있다.
본 명세서에 개시된 바와 같이 더 높은 계수의 강철을 제공하는 것은 예를 들어 더 높은 합금 실시예를 사용하여 향상된 편향 저항을 제공하는 데에도 유익할 수 있다. 이는 더 가볍고 견고한 자동차 구조를 만드는 데 도움이 될 수 있다.
도 1에 도시된 바와 같이, 격자 매개변수 변화 효과는 주변 강철 매트릭스에서 석출물의 탄성 수용으로 인한 매트릭스 팽창 및 수축의 직접적인 결과인 것으로 믿어진다. 바나듐(2)을 포함하는 석출물은 주변 강철(예: 페라이트) 매트릭스(4)의 격자 매개변수와 다른 격자 매개변수를 갖는다. 즉, 바나듐을 포함하는 석출물과 주변 강철 사이에 격자 매개변수 부적합이 있어 다음과 같은 결과가 발생한다. 바나듐을 포함하는 응집성 석출물이 형성될 때 큰 변형장(도 1의 참조 번호 6으로 표시된 음영 영역으로 표시)이 발생한다. 결과적으로 전체 강철의 평균 격자 매개변수가 변경되어 강철의 벌크 탄성 계수가 수정된다. 대조적으로, 비응집성 석출물이 형성되는 경우, 그러한 변형장은 관찰되지 않는다.
격자 매개변수의 이러한 변화는 이방성이라고 믿어진다. 그러나 강철과 같은 다결정 재료에서 예상되는 것처럼, 무작위 입자 방향은 이 이방성을 중화하여 거시적 규모의 계수 향상을 촉진할 수 있다.
이러한 물리적 효과와 결합된 것은 응집성 계면 근처 내 전자 분포의 수정이며, 이는 벌크 탄성 계수를 향상시키는 데 더욱 기여한다.
도 2는 예를 들어 페라이트 및 오스테나이트와 비교하여 바나듐을 포함하는 석출물의 격자 매개변수 사이에 상대적으로 낮은 부적합을 갖는 바나듐의 고유성을 보여준다. 페라이트의 부적합과 관련된 데이터 포인트는 채워진 원과 삼각형으로 표시되고, 오스테나이트의 부적합과 관련된 데이터 포인트는 외곽선이 있는 원과 삼각형으로 표시된다. 또한, 도 2는 강철에 일반적으로 사용되는 다른 원소를 포함하는 석출물과 비교하여 바나듐을 포함하는 응집성 석출물(이 경우에는 페라이트)에 대한 높은 제한 크기를 보여준다. 응집성 한계가 클수록 확립된 강철 생산 방법을 통해 응집성을 유지하는 것이 더 용이해지는 효과가 있기 때문에, 이는 응집성 석출물 형성의 생성을 촉진하는 것으로 여겨진다.
도 3을 보면 강화 효과와 석출물의 크기 사이의 관계를 보여준다. 볼 수 있듯이, 전단 강도는 임계 입자 크기까지 입자 크기가 증가함에 따라 증가한다. 이는 위에서 설명한 응집성 변형 경화로 인한 것이다. 입자 크기가 임계 입자 크기를 초과하면 비응집성 석출물이 형성되고 계수 강화 효과가 더 이상 나타나지 않는다.
바나듐을 포함하는 석출물은 다른 석출물과 비교하여 높은 응집성 한계 및 높은 전단 계수의 기능으로 강철의 탄성 계수를 증가시키는 데 매우 효율적인 것으로 여겨진다.
석출물이 작고 주변 매트릭스와 응집성이 있는 경우 전위 메커니즘은 잘 확립된 애쉬비-오로완 루핑 메커니즘(ashby-orowan looping mechanism))(비응집성 석출물에 적용 가능)에서 입자 전단 메커니즘으로 전환된다. 정렬된 응집성 입자를 전단하는 전위로 인한 강화 메커니즘은 질서 및 계수 강화 메커니즘의 작동을 초래한다. 결과적인 계수 강화 증가는 놀스-켈리(Knowles-Kelly) 방정식(1)으로 설명할 수 있다.
(1)
여기서, b ≒ 0.248 nm는 전위의 버거스 벡터이고, r은 바나듐을 포함하는 석출물의 평균 반경이고, 예를 들면, VC 입자(≒ 3.1±1.0nm)이고, G ≒ 81.6 GPa는 페라이트 매트릭스의 전단 계수이다. ΔG는 매트릭스와 석출물 사이의 전단 계수의 차이이다(175.7GPa-81.6GPa=94.1GPa). f = (4/3)πnr3은 VC 나노-석출물의 부피 분율이며, 여기서 n은 석출물의 수밀도(number density)이다(약 1.18±0.03x10-4nm-3).
이는 바나듐(예: 탄화물)을 포함하는 석출물의 수 밀도, 평균 크기, 전단 계수(바나듐 석출물의 V:C 비율에 따라 다름) 및 후속 계수 강화 사이의 직접적인 관계를 보여준다.
예를 들어, 도 5a는 본 명세서에 개시된 페라이트 강의 시뮬레이션을 나타내고, 본 실시예에서 나노-크기의 혈소판(platelet)으로 형성되는 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물과 연관된 탄성 변형장을 예시한다. 혈소판은 참조 번호 22로 표시된 행(row) 사이의 간격을 두고 행으로 배열된다. 명료함을 위해 간기 석출물의 두 행만 표시된다.
바나듐 탄화물 및/또는 바나듐 탄질화물과 같은 바나듐을 함유한 석출물에서는, 석출물의 방향에 비해 원자 부적합 평행 및 수직 성분에 큰 상대적 차이가 있다. 혈소판 석출물의 표면과 평행하게 부적합이 매우 낮으며 이는 큰 응집성 임계크기 한계 및 팽창 효과로 된다. 석출물에 수직으로, 우리는 상대적으로 더 큰 부적합과 더 낮은 응집성 크기 한계를 관찰하며, 이는 석출물의 넓은 혈소판 표면에 수직인 격자 간격에 수축 효과를 초래한다. 이 수축은 평균 격자 간격, 즉 버거 벡터를 줄여 단위 셀의 탄성 계수를 증가시키고, 이를 거시적 규모의 여러 입자에 적용하면 거시적 수준에서 영률이 눈에 띄게 증가한다.
격자 매개변수의 변화는 A-A 선을 따라 표시된다. 이는 벌크 탄성 계수를 수정하는 이방성 부적합 변형의 결과로 평균 격자 간격이 수축됨을 보여준다.
일부 실시예에서, 강철은 내화성 강이다. 상기와 같은 탄성 계수 강화는 응집성 석출물의 템퍼링 및 조대화에 대한 안정성이 높아져 내화성 강의 좌굴성이 향상되므로 고온에서 적용 가능하다.
화재 시 건물 및 기타 구조물의 안정성은 화재로 인해 발생하는 온도까지 가열될 때 강철 구조물이 부드러워지는 정도에 따라 달라진다. 강철은 일반적으로 해당 온도로 가열했을 때 단기 강도가 실온 강도의 약 0.6~0.7이면 내화성인 것으로 간주된다.
예시적인 실시예에서, 평균 탄성 계수는 약 600℃ 내지 약 700℃ 범위의 온도에서 120GPa 이상이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.1 내지 약 0.3(wt%) 범위의 바나듐을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.3 내지 약 1.5(wt%) 범위의 바나듐을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.1 내지 약 1.5(wt%) 범위의 바나듐을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.1 내지 약 1(wt%) 범위의 바나듐을 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
간기 석출물(interphase precipitate)을 형성하기 위해 바나듐을 사용하는 것은 니오븀 및 티타늄과 같은 다른 합금 원소에 비해 유리한 것으로 간주되며, 바나듐은 변태 온도(즉, 강철이 오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도)에 상대적으로 낮은 영향을 미치기 때문이다. 변태 온도를 낮추는 것은 간기 석출이 아닌 무작위 석출 확률을 증가시키는 불리한 효과를 갖는다. 따라서, 바나듐을 사용하는 것은 변태 온도를 원하는 범위로 유지하는데 유리하다.
탄소의 존재는 강철의 경도, 강도 및 담금질성에 기여한다. 탄소는 또한 오스테나이트 안정제 역할을 한다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.06 내지 약 0.2(wt%) 범위의 탄소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.06 내지 약 0.3(wt%) 범위의 탄소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.06 내지 약 0.3(wt%) 범위의 탄소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.6 내지 약 1.1(wt%) 범위의 탄소를 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 210Pa 초과, 예를 들어 약 220GPa 이상, 예를 들어, 약 210GPa 내지 약 300GPa 범위, 예를 들어 약 220GPa 내지 약 300GPa 범위의 평균 탄성 계수(즉, 측정된 벌크 탄성 계수)를 포함하는 계수 강화 강철이다.
탄성 계수는 동적 공명 방법을 사용하여 측정할 수 있다. 균일한 단면(예: 원형, 정사각형 또는 직사각형)을 가진 강철 시험편을 준비하고 강철의 특성 진동 주파수를 결정하고 알려진 방정식을 사용하여 탄성 계수와 관련시킨다. ASTM 표준 C1259는 직사각형 및 원형 단면 막대에 대한 진동의 임펄스 자극에 의한 고급 세라믹의 동적 영률, 전단 계수, 및 푸아송 비에 대한 표준 테스트 방법을 제시한다.
선택적으로, 강철은 계수-강화 AHSS 강이다. 선택적으로, 강철은 약 600℃ 내지 약 700℃ 범위의 온도에서 약 120GPa 이상의 평균 탄성 계수를 포함하는 내화성 강(예: HSLA 강)이다.
선택적으로, 응집성 간기 석출물은 약 9nm 이하, 선택적으로 약 5nm 내지 약 9nm 범위, 선택적으로 약 5nm 초과의 입자 크기를 갖는다. 이는 고해상도 투과 전자 현미경, X-선 회절, 또는 다른 적절한 방법으로 측정될 수 있다.
응집성 간기 석출물 입자 크기는 대표적인 입자 샘플의 가장 큰 입자 치수의 평균값으로 간주된다.
페라이트의 응집성 간기 석출을 위해 라멜라 표본은 일반적으로 집속 이온 빔(FIB) 현미경을 사용하여 준비된다. 얇은 라멜라의 분석은 일반적으로 프로브 보정 고해상도 주사 투과 전자 현미경(HR STEM)을 사용하여 현장에서 냉전계 방출 총을 사용하여 수행된다. 이 방법을 통해 고각 환상 암시야(HAADF) 이미지를 적절한 수집 각도에서 얻을 수 있다. 응집성 석출물의 크기, 형태 및 수밀도는 HAADF 및 STEM 현미경 사진을 통해 얻을 수 있으며, 이에 따라 평균 수밀도는 서로 다른 입자에서 얻은 평균에서 파생된다. 농도 프로파일은 HAADF 데이터를 통해 얻을 수도 있으며, 이를 통해 결합된 나노-입자의 특성을 확인할 수 있다. 원자 탐침 단층촬영은 코어-쉘 나노-입자의 원자 농도 프로파일(HAADF 현미경 사진에서 얻은)의 향상된 3D 공간 분해능을 검증하고 제공하는 데에도 사용할 수 있다.
도 2에 도시되고 위에 기술된 바와 같이, 이는 일반적으로 사용되는 다른 원소로부터 형성된 석출물과 비교하여 상대적으로 크며 벌크 강의 탄성 계수 증가에 기여하는 것으로 여겨진다(도 3에 도시됨).
선택적으로 응집성 간기 석출물은 바나듐 탄화물을 포함하고, 선택적으로 응집성 간기 석출물은 x > y인 화학식 VxCy를 갖는 강화된 수준의 바나듐을 갖는 석출물을 포함한다(예를 들어 응집성 간기 석출물은 V4C3, V6C5 및/또는 V5C3을 포함함). 응집성 입자에서 비응집성 입자로 전환하는 동안, 석출물-매트릭스 계면 에너지가 증가하므로 석출물 안정성을 위해 더 많은 공석 부분이 필요하며 탄소 대 바나듐 비율이 약간 점진적으로 감소하여 안정성이 증가한다.
또한, 페라이트강 내 바나듐 함량의 작은 증가는 석출물 내 탄소 대 바나듐 비율을 감소시켜 석출물 전단 계수를 강화시켜 계수 강화를 가져올 수 있다고 믿어진다.
일부 실시예에서 강철은 예를 들어 더 높은 합금 실시예를 사용하는 내수소강이다. 강철 내의 바나듐 탄화물은 수소를 비가역적으로 포획할 수 있는 수소 트랩 역할을 하는 것으로 여겨진다.
간기 석출물에서 V:C의 비율을 증가시킴으로써 강철(예: 페라이트) 격자 매트릭스의 응집성 경계면에 큰 정도의 탄소 공극이 생성된다. 이러한 공석은 수소 트랩 역할을 하여 수소 취성에 대한 저항성을 향상시킨다.
이는 도 4a 및 4b에 설명되어 있다. 도 4b는 V4C3 응집성 간기 석출물(2)에서 탄소 공극을 차지하는 수소 원자(8)의 3D 예시를 보여준다. 도 4a는 TiC 석출물(14), NbC 석출물(12) 및 V4C3 석출물(10)과 연관된 위치 에너지 우물을 예시한다. 볼 수 있는 바와 같이, V4C3 석출물(10)과 관련된 위치 에너지는 다른 석출물보다 더 깊고 따라서 더 효과적인 수소 트랩 역할을 한다.
또한, 향상된 바나듐을 함유한 바나듐 탄화물 석출물은 화재 노출 조건에서 본질적으로 더 열적으로 안정한 탄소 공극을 함유하는 것으로 여겨진다.
선택적으로, 강철은 페라이트 상을 포함하고 응집성 간기 석출물은 예를 들어 결절성 페라이트 또는 매듭형 페라이트를 형성하기 위해 페라이트 상에 형성된다.
일부 실시예에서, 응집성 간기 석출물은 오스테나이트 상이 페라이트 상으로 전이됨에 따라, 즉 오스테나이트와 페라이트 사이의 이동 상 경계에 대응하는 조건에서 형성된다.
냉각 시, 응집성 간기 석출물 형성으로 인한 축적된 탄성 변형을 수용하기 위해, 성장 중에 방향이 바뀌는 결절성 페라이트(NF)가 형성될 수 있다고 믿어진다. 결절성 페라이트는 이전에 공융 주강에서만 확인되었으며, 이는 철 탄화물(즉, 시멘타이트(cementite))로 인한 격자 매개변수 부적합으로 인해 발생한다. 응집성 합금 탄화물에 의해 생성된 부적합으로 인해 결절성 페라이트가 생성될 수도 있다는 것이 밝혀졌다. 결절성 페라이트는 혼란스러운 결정립 방향과 혼란스러운 결정립계 잘못된 방향성을 특징으로 한다. 입자는 동형이 아니며 매듭진 모양과 유사한다. 간기 석출을 동반한 페라이트 변태는 탄화철, 시멘타이트 대신 탄화물 합금이 형성되는 고탄소강의 변성 펄라이트와 유사한 일종의 공석 변태이다. 그러므로, 이 결절성 또는 매듭형 페라이트는 고탄소강에서 관찰되는 펄라이트와 유사한 것으로 간주될 수 있다고 여겨진다.
NF의 이러한 분기와 그에 따른 간기 석출을 위한 페라이트/오스테나이트 계면 평면의 변화는 더 큰 수소 취성 저항을 향해 미세 구조의 조직을 최적화하는 것으로 믿어진다. 낮은 상대적 결정립계 에너지를 나타내는 저각 결정립계와 일치 위치 격자(Coincidence Site Lattices; CSL)은 페라이트 강의 수소 취화 저항을 크게 강화할 수 있다고 믿어진다. 이에 대한 한 가지 가능한 메커니즘은 CSL 결정립 경계(예: Σ5와 Σ13 사이)에 배열된 원자의 수가 증가하여 공극 밀도를 감소시키고 결정립 경계에서 수소 원자 분리를 더욱 완화할 수 있다는 것이다.
일부 실시예에서, 강철 조성물은 Mo, Cr 및/또는 Cu를 포함한다. 이러한 방식으로 강철은 더 높은 모세관-구동 조대화 저항과 격자 매개변수 수축을 나타내는 코어-쉘 나노-입자의 이점을 얻을 수 있다고 믿어진다. 도 7b를 참조하면, 일부 예시적인 실시예에서, 코어-쉘 나노-입자(16)는 VN의 코어(18)를 포함할 수 있다. 예를 들어, 코어-쉘 나노-입자는 Mo, Cr 및/또는 Cu를 포함하는 쉘(20)을 포함할 수 있다.
모세관-구동 입자 조대화는 Mo, Cr 및/또는 Cu의 계면 분리로 인해 방해되며, 이는 계면 에너지 감소로 인해 추가 입자 조대화를 위한 추진력을 감소시킨다. 조대화 저항은 오스테나이트화 동안 결정립 미세화 및 사전 오스테나이트 결정립 크기 제어에 도움이 된다. 개발 중인 코어-쉘 나노-입자는 본질적으로 조대화에 대한 저항력이 있으며 오스테나이트 결정립 경계에 제너 고정 메커니즘(zener pinning mechanism)을 발휘하여 결정립 크기를 제한한다.
따라서, 향상된 인성이 달성된다.
구리는 페라이트 격자와의 부적합이 낮은 것으로 생각되며, 이는 고밀도의 응집성 간기 입자를 형성함으로써 탄성 부적합 변형에 기여할 수 있게 한다. Cu의 낮은 자기모멘트는 복잡한 나노-입자의 수밀도를 높이는 데 긍정적인 역할을 하는 것으로 생각된다. 특정 이론에 얽매이지 않고, 자기장의 적용은 시스템의 깁스 자유 에너지를 증가시키는 것으로 믿어진다. 깁스 자유 에너지의 증가는 Cu를 포함한 합금 원소의 석출을 촉진하며, Cu는 자기 모멘트가 낮기 때문에 석출이 자기장에 의해 방해되지 않는다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 구리를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 1(wt%) 범위의 구리를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 1(wt%) 범위의 구리를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 구리를 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
망간의 존재는 예를 들어 더 높은 코일링 온도를 사용할 때 페라이트 이득을 개선하는 데 기여하는 것으로 생각된다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.4 내지 약 1.6(wt%) 범위의 망간을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.8(wt%) 범위의 망간을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 1.6(wt%) 범위의 망간을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0.6 내지 약 1.6(wt%) 범위의 망간을 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
실리콘의 존재는 예를 들어 더 높은 코일링 온도가 사용되는 경우 응집성 간기 석출물의 수 밀도를 증가시키는 것으로 생각된다. 실리콘은 펄라이트 형성을 지연시키고 느린 냉각 속도를 가능하게 하여 응집성 간기 석출물 형성을 촉진한다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 실리콘을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 실리콘을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 1.5(wt%) 범위의 실리콘을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 1.2(wt%) 범위의 실리콘을 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
크롬의 존재는 다른 미세합금 원소의 용해도를 증가시키고 석출물 크기를 감소시키는 것으로 생각된다. 이러한 방식으로 평균 석출물 크기는 응집성을 위한 제한 크기 아래로 유지될 수 있으며 결과적으로 응집성 석출물의 비율이 더 커진다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.3(wt%) 범위의 크롬을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.3(wt%) 범위의 크롬을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.3(wt%) 범위의 크롬을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.1(wt%) 범위의 크롬을 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
몰리브덴의 존재는 석출물의 확산 역학을 향상시킬 수 있는 석출물과 복합체를 형성함으로써 응집성 간기 입자의 수 밀도를 증가시키는 데 기여하는 것으로 생각된다.
선택적으로, 응집성 간기 석출물은 Mo를 포함하고, 선택적으로 응집성 간기 석출물은 화학식 (Mo,V)xCy(여기서 x > y, 예를 들어, (Mo,V)4C3/(Mo,V)C)를 갖는 석출물을 포함한다.
이는 간기 석출물과 페라이트상 사이의 격자 불일치를 감소시켜 일관성을 향상시키는 효과가 있는 것으로 여겨진다.
또한, Mo의 존재는 변태 동안 오스테나이트에서 페라이트 계면으로의 이동 속도를 감소시켜 더 많은 수의 간기 석출물이 형성될 수 있게 하는 것으로 여겨진다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.2(wt%) 범위의 몰리브덴을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 몰리브덴을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.5(wt%) 범위의 몰리브덴을 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.2(wt%) 범위의 몰리브덴을 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
선택적으로, 페라이트 상은 약 20μm 미만의 평균 크기를 갖는 입자를 포함한다. 예를 들어, 약 5μm에서 약 20μm 범위의 평균 입자 크기를 갖는다. 입자 크기는 임의의 적합한 방법, 예를 들어 주사 전자 현미경 및 전자 후방 산란 회절을 사용하여 측정할 수 있다. 그런 다음 인터셉트(intercept) 방법을 사용하여 평균 입자 크기를 계산할 수 있다. 이 방법에서는, 현미경 사진에 직선을 그리고 그 선과 교차하는 결정립계의 수를 센다. 평균 입자 크기는 교차점 수를 실제 라인 길이로 나누어 구한다.
선택적으로, 강철 미세구조는 VN 석출물을 포함하고, 선택적으로 미세구조는 과립내 VN 핵형성 침상 페라이트(예를 들어 V(C,N))를 포함한다. 선택적으로 VN 석출물은 침상 페라이트 형성을 위한 과립내 핵물질로서 오스테나이트에서 형성된다. 이는 바나듐 탄화물에 비해 오스테나이트 내 VN의 용해도가 낮기 때문인 것으로 여겨진다.
입내 VN-핵생성 침상 페라이트 구조는 간기 입자의 응집성을 향상시키고 페라이트 입자를 미세화하여 강철의 탄성 계수 및 인성에 결과적으로 이점을 제공하는 것으로 여겨진다.
이러한 방식으로 침상 미세구조는 나노규모 간기 석출물 시스템과 동시에 형성된다. 이 침상 미세구조는 도 7a에 개략적으로 도시되어 있다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.015(wt%) 범위의 질소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내화합금 HSLA(고강도 저합금))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.015(wt%) 범위의 질소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: AHSS(초고강도 강))이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.015(wt%) 범위의 질소를 포함한다. 예를 들어, 강은 페라이트강(예: 내수소 강)이다.
일부 실시예에서, 강철은 약 0 내지 약 0.01(wt%) 범위의 질소를 포함한다. 예를 들어, 강은 펄라이트 강(pearlitic steel)이다.
일부 실시예에서, 침상 페라이트 형성을 위한 과립내 핵물질로서 VN 석출물을 형성하기 위해 모든 질소가 사용되지 않는 경우, 간기 바나듐 탄질화물은 응집성 간기 석출물로서 형성될 수 있다. 질소는 또한 석출의 추진력을 더욱 증가시킬 것이며, 이는 간기 석출물의 높은 수밀도를 얻는 데 유리한다.
선택적으로, 강철은 단상 페라이트강, 예를 들어 HSLA, AHSS 및/또는 내수소강을 포함한다.
선택적으로, 강철은 펄라이트 강을 포함한다. 따라서, 강철은 페라이트 상과 시멘타이트 상을 포함한다. 페라이트 상의 계수는 응집성 간기 입자 및 위에서 설명한 메커니즘의 존재를 통해 향상된다.
선택적으로, 펄라이트 강은 바나듐 강화 시멘타이트 상을 포함하고, 선택적으로 바나듐 강화 시멘타이트 상은 시멘타이트에 용해된 바나듐을 포함하여, 예를 들어, Fe2VC 및/또는 FeV2C를 형성한다.
페라이트상의 평균 격자 간격은 바나듐과 시멘타이트를 포함하는 응집성 간기 석출물 모두에서 부적합 변형의 결과로 수축된다. 또한, 바나듐은 적절한 등온 유지 체제가 주어지면 시멘타이트에 쉽게 용해될 수 있으며, 이는 시멘타이트 격자 매개변수의 변화로 인해 부적합 유발 격자 변형에 추가로 기여할 수 있다.
세멘타이트는 이방성으로 악명 높으며 이는 결정학적 방향의 함수로서 탄성 계수 구성요소의 이방성에도 적용된다. 바나듐이 시멘타이트에 용해되면 이러한 이방성이 감소된다. 시멘타이트의 조성이 노화에 따라 변하기 때문에 이는 등온 유지 기간의 함수로 진화할 것으로 믿어진다.
합금 탄화물 또는 V-강화 시멘타이트의 탄성 부적합과 관련된 격자 변형은 각각 고해상도 주사 투과 전자 현미경(HR STEM) 및 X선 회절(XRD)을 사용하여 확인할 수 있다. 원자 탐침 단층 촬영(Atomic Probe Tomography)은 3차원 내에서 원자 농도를 정량화하는 추가적인 방법으로도 사용될 수 있다.
철 탄화물과 관련된 격자 변형 및 고탄소 펄라이트 강의 V-강화 시멘타이트에 의해 유도된 변형의 경우, 전자 후방 산란 회절(XRD)을 사용하는 것이 좋다. 탄성 변형은 XRD로 측정한 페라이트 회절 피크의 반치전폭(FWHM)으로부터 정량화된다. XRD 측정으로 정량화되는 라멜라 페라이트의 격자 변형도 내력과 상관 관계가 있다. 계수 향상은 인장 시험 장비를 통해 일반적으로 얻을 수 있는 내력에도 기여한다.
도 5b를 참조하면, 강철이 시멘타이트 콜로니를 포함하는 예시적인 실시예가 도시되어 있다. 시멘타이트로 인해 페라이트 격자에 가해지는 추가 변형이 설명된다. 이는 시멘타이트 콜로니에 인접한 영역에서 페라이트 매트릭스의 평균 격자 간격이 감소하는 결과를 가져온다.
격자 매개변수의 변화는 A-A 선을 따라 표시된다. 이는 응집성 바나듐 합금 탄화물과 시멘타이트의 부적합 변형으로 인해 평균 격자 간격이 수축되어 벌크 탄성 계수를 수정한다는 것을 보여준다.
도 5b는 또한 V-강화 시멘타이트를 포함하는 펄라이트의 미세 구조에 대한 개략도를 보여준다.
선택적으로, 강철은 약 690 MPa 내지 약 2000 MPa 범위, 예를 들어 약 690 MPa 내지 약 1800 MPa 범위의 인장 강도를 포함한다.
인장강도는 적절하게 준비된 표준 시험편의 끝단을 인장 시험기에서 파지한 후 파손이 발생할 때까지 지속적으로 증가하는 일축 하중을 가하여 측정할 수 있다. ASTM E8/E8M-13: "금속 재료의 인장 시험을 위한 표준 시험 방법"을 사용할 수 있다.
더 큰 수밀도 및 최적화된 석출물 조성의 최종 결과는 내화성 또는 수소 수송/저장 용도를 위한 본 명세서에 개시된 강의 적용성에 실질적으로 영향을 미칠 수 있다.
본 명세서에 기술된 강철 합금의 구조는 예를 들어 광학 현미경, TEM, SEM, AP-FIM 및 X선 회절(이러한 기술 중 두 개 이상의 조합을 포함함)과 같은 통상적인 미세구조 특성화 기술에 의해 결정될 수 있다.
다른 측면에서, 본 명세서에 개시된 바와 같은 바나듐 합금강을 제조하는 방법이 제공되며, 상기 방법은:
a. 스타팅 강철(starting steel)을 제공하는 단계;
b. 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화하기 위해 스타팅 강철을 가열하는 단계;
c. 강철의 온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지하는 단계;를 포함하며,
여기서, 상기 바나듐 합금강은 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함한다.
선택적으로, 스타팅 강철은: 바나듐 및 탄소를 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 스타팅 강철은: 바나듐, 탄소, 및 밸런스 철(balance iron)을 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 스타팅 강철은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 스타팅 강철은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소;
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐; 및
밸런스 철;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 스타팅 강철은: 바나듐 및 탄소; 질소, 몰리브덴, 구리, 규소, 크롬 및/또는 망간 중 하나 이상; 및 밸런스 철을 바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 스타팅 강철은(단위: 중량%):
약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;
다음 중 하나 이상:
약 0.015 이하의 질소,
약 1.6 이하의 몰리브덴,
약 1 이하의 구리,
약 1.2 이하의 실리콘,
약 0.3 이하의 크롬, 및/또는
약 0.6 이하의 망간; 및
밸런스 철;을
바람직하게는 필수 구성으로 포함하고, 더 바람직하게는 이들로 구성된다.
선택적으로, 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화하기 위해 스타팅 강철을 가열하는 단계는 온도를 적어도 약 900℃, 선택적으로 약 920℃ 내지 약 1300℃ 범위의 온도, 예를 들어 약 1100℃~약 1300℃ 범위의 온도로 높이는 단계를 포함한다.
일부 실시예에서, 스타팅 강철은 빌렛, 슬래브, 블룸 또는 임의의 다른 적합한 형태로 제공될 수 있다.
일부 실시예에서, 상기 가열은 유도 가열 및/또는 롤러 노상로에 의해 수행될 수 있다.
강철의 온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지(즉, 등온 유지)하는 단계는 응집성 간기 석출물의 수 밀도가 향상되어 탄성 계수가 향상된다(위의 식 (1)에 따름).
페라이트/오스테나이트 계면에서의 석출물 형성은 계면이 빠르게 전진할 때 방해된다는 것이 밝혀졌다. 따라서, 이러한 방식으로 등온을 유지하면 간기 석출(예: 탄화바나듐 및/또는 탄질화바나듐의 석출)이 향상되어 결과적으로 강철의 특성이 향상된다.
간기 석출물 행 사이의 시트 간격은 변환 시간이 증가함에 따라 감소한다. 따라서, 등온 유지는 간기 석출물 열 사이의 간격을 감소시켜 간기 석출물의 수밀도를 증가시키는 효과가 있다.
또한, 이러한 방식으로 등온을 유지하면 간기 석출물에서 V:C 비율을 증가시키는 효과가 있어 강철(예: 페라이트) 격자 매트릭스의 응집성 경계면에 탄소 간극이 많이 생성되는 것으로 여겨진다. 이러한 간극은 수소 트랩 역할을 하여 수소 취성에 대한 저항성을 향상시킨다(예: 도 4a 및 도 4b 참조).
일부 실시예에서, 온도는 650℃±200℃에서 약 20분 이하 동안 유지된다.
일부 실시예에서, 강철을 단열 박스에서 배치함으로써 온도가 유지된다.
일부 실시예에서, 배치 어닐링은 예를 들어 강철에 적용되는 온도를 제어하기 위해 절연 열 상자를 사용하여 수행된다. 예를 들어, 벨로(bell Furnace)를 사용하여 전체 코일에 열처리를 가할 수 있다.
일부 실시예에서, 온도는 유도 가열 시스템, 예를 들어 유도로를 사용하여 유지된다.
선택적으로, 온도는 650℃±200℃에서 약 15분 이하 동안 유지된다. 일부 실시예에서, 온도는 650℃±200℃에서 약 5분 내지 약 20분 동안, 예를 들어 약 10분 내지 약 20분 동안 유지된다.
선택적으로, 등온 유지 후에, 강철은 공기 냉각된다.
선택적으로, 온도는 650℃±100℃에서 유지된다.
선택적으로, 강철은 온도가 650℃±200℃로 유지되기 전에, 약 2℃/s 내지 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로 냉각되며, 선택적으로 약 2℃/s 내지 약 50℃/s 범위의 냉각 속도로 냉각된다.
페라이트/오스테나이트 계면에서의 석출물 형성은 계면이 빠르게 전진할 때 방해된다는 것이 밝혀졌다. 따라서, 이러한 방식으로 냉각 속도를 제어하면 간기 검출(예: 바나듐 탄화물 및/또는 바나듐 탄질화물 검출)이 향상되어 결과적으로 강의 특성이 향상된다.
더욱이, 이러한 방식으로 강철을 급속하게 냉각시키면 바람직하지 않은 상의 형성을 방지하거나 방해하고 및/또는 침상 페라이트의 형성을 촉진한다.
일부 실시예에서, 냉각은 공기 냉각, 강제 공기 냉각, 라멜라 냉각, 및/또는 임의의 다른 적합한 냉각 방법에 의해 수행된다.
Mn이 강철 조성에 존재하는 경우 이는 더 빠른 냉각 속도에서 더 높은 수밀도를 촉진할 수 있다.
일부 실시예에서, 스타팅 강철을 가열한 후, 철강은 선택적으로 재결정 제어 압연 및/또는 V(C,N) 석출 제어 압연에 의해 재결정 정지 온도(RST)보다 높은 온도에서 열간 압연된다.
RST 위의 온도에서 열간압연을 수행함으로써, 결정립 변형이 제한되어 계면 석출물 생성이 촉진된다.
선택적으로, 강철을 650℃±200℃로 냉각하기 전에 강철의 열간 압연을 수행한다.
일부 실시예에서, 열간 압연은 약 820℃ 내지 약 1200℃ 범위의 온도(들)에서 수행된다.
일부 실시예에서, 열간 압연은 러핑(roughing), 중간 및/또는 마무리 단계를 포함한다.
선택적으로, 상대적으로 많은 양의 질소를 포함하는 조성물의 경우, V(C,N) 석출 제어 압연이 사용될 수 있다. 이는 낮은 입자 변형 수준을 달성한다.
일부 실시예에서, 강철의 열간 압연은 실질적으로 V(C,N) 석출 온도 시간 노즈(nose)에서의 열간 압연을 포함한다.
예를 들어, V(C,N) 석출 제어 압연이 사용되는 경우, 이는 실질적으로 V(C,N) 석출 온도 시간 노즈에서 수행될 수 있다.
V(C,N) 석출 온도 시간 노즈에서, 시스템은 VN이 석출하는 데 최적의 자유 에너지를 갖는다. 따라서, 이 온도에서 열간 압연하면 침상 페라이트의 형성이 촉진된다.
V(C,N) 석출 온도 타임노즈는 강철의 특정 조성에 따라 다르지만, 일반적으로 약 850℃이다.
일부 실시예에서, 온도가 유지되는 동안 또는 유지된 후에, 자기장이 강철 조성물에 적용된다.
선택적으로 자기장은 약 0.2T 내지 약 16T 범위의 정자기장이다. 선택적으로 자기장은 가변 자기장으로, 예를 들어, 유도 가열 시스템에 의해 적용된다. 일부 실시예에서, 가변 자기장은 강철의 온도도 제어하는 유도 가열 시스템에 의해 적용된다(예를 들어 온도를 650°C ± 200°C로 유지하는 데 사용됨).
자기장의 적용은 응집성 석출물의 수밀도 증가를 촉진하고 구성 나노-크기 석출물의 구성을 최적화한다.
실제로 긴 등온 유지 기간은 생산성에 해로울 수 있다. 이러한 등온 유지 기간을 가속화하기 위해 제안된 환경 친화적인 방법은 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 동역학을 감속시키는 역할을 할 수 있는 자기장을 활용하는 것이다(따라서 석출물 사이의 간격을 개선하고 간기 석출물의 수 밀도를 최대화함). 이는 또한 상자성 효과로 인해 더 높은 V:C 비율 탄화물의 범위를 증가시킬 수 있다.
석출 전에 용액 내 바나듐은 퀴리 온도 Tc를 증가시키는 역할을 하여(그러나 자기 모멘트에 작은 영향을 미치고 외부 자기장과의 작은 상호 작용 에너지를 나타냄) Tc와 퀴리점 아래의 주어진 변태 온도 사이의 온도 범위가 증가하여 변태점에서 자화가 더 커진다. 외부 자화 에너지는 시스템의 깁스 자유 에너지를 크게 증가시켜 나노입자의 전체 핵형성의 자유 에너지를 증가시키는 역할을 하며, 이는 이후 핵 생성 속도를 증가시키고 응집성 간기 바나듐 석출물의 정량적 수밀도를 크게 증가시킨다.
더 많은 양의 탄소를 포함하는 강철 조성물(즉, 펄라이트 강)에서, 자기장의 적용은 또한 (시멘타이트의 핵생성 속도의 증가로 인해) 펄라이트의 층간 간격을 개선하는 역할을 한다. 이는 앞서 설명한 바와 같이 근위 시멘타이트 콜로니 영역의 페라이트 격자에 적용된 변형의 결과로 격자 변형 및 계수 향상에 추가로 기여할 수 있다.
선택적으로, 온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지한 후 강철을 재가열하여 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화한다.
선택적으로 이 재가열 단계는 온도를 약 920℃ 내지 약 1150℃ 범위로 높이는 단계를 포함한다.
선택적으로 강철을 재가열한 후 약 25분 이하 동안 다시 650℃±200℃의 온도를 유지한다.
일부 실시예에서, 온도는 650℃±200℃에서 약 20분 이하 동안 유지된다. 선택적으로, 온도는 650℃±200℃에서 약 20분 이하 동안 유지된다. 일부 실시예에서, 온도는 650℃±200℃에서 약 5분 내지 약 20분 동안, 예를 들어 약 10분 내지 약 20분 동안 유지된다. 선택적으로, 등온 유지 후에, 강철은 공기 냉각된다.
선택적으로, 온도는 650℃±100℃에서 유지된다.
이러한 방식의 등온 유지는 이전에 설명한 대로 간기 석출(예: 바나듐 탄화물 및/또는 바나듐 탄질화물 석출)을 향상시킨다.
선택적으로, 강철이 재가열된 후, 약 2℃/s ~ 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로, 선택적으로 650℃± 200℃의 온도로 냉각된다.
선택적으로 냉각 속도는 약 2℃/s ~ 50℃/s 범위이다. 제어된 냉각은 간기 석출(예: 바나듐 탄화물 및/또는 바나듐 탄질화물 석출)을 향상시키고 이전에 설명한 대로 바람직하지 않은 상의 형성을 억제한다.
재가열 시, 이전에 강철에 생성된 석출물의 적어도 일부가 남을 것이므로, 재가열 단계, 후속 냉각 및/또는 후속 등온 유지단계는 최종 강철에서 석출물의 수밀도를 증가시키는 결과를 가져올 것이다.
도 1은 주변 페라이트 격자 매트릭스와 응집성 석출물 및 비응집성 석출물의 상호작용을 보여주는 개략도를 예시하고,
도 2는 Ti, V, Zr 또는 Nb를 포함한 석출물에 대한 격자 매개변수 부적합과 응집성 석출물 크기 제한의 비교를 보여주고,
도 3은 강도와 석출물 입자 크기 사이의 관계를 보여주고,
도 4a 및 도 4b는 수소 트랩으로 작용하는 응집성 간기 석출물의 용량을 개략적으로 예시하고,
도 5a는 페라이트 강의 평균 격자 매개변수에 대한 페라이트 매트릭스의 변형장이 미치는 영향을 보여주고,
도 5b는 페라이트 매트릭스의 변형장이 펄라이트 강의 평균 격자 매개변수에 미치는 영향을 보여주고,
도 6은 3개의 일반적인 빔 구성(유로코드(Eurocode) 3에 따름)을 보여주고,
도 7a는 VN-핵생성 침상 페라이트 구조의 개략도를 보여주고,
도 7b는 코어-쉘 나노-입자의 개략도를 보여주고,
도 8은 본 개시에 따라 강철을 제조하기 위한 프로세스를 나타내는 프로세스 다이어그램을 도시하고,
도 9는 도 8의 프로세스에 적용될 수 있는 추가적인 단계를 설명하는 흐름도를 보여주고,
도 10은 본 발명에 따라 계수-강화 열간-압연 고탄소 와이어강을 제조하는 공정을 나타내는 공정도를 도시하고,
도 11은 도 10의 프로세스에 적용될 수 있는 추가 단계를 설명하는 흐름도를 보여준다.
실시예
본 명세서에 개시된 바나듐 합금강 및 생산 공정은 이제 다음의 비제한적인 실시예를 참조하여 설명될 것이다.
실시예 1
본 개시에 따른 4개의 예시적인 강철 조성이 표 1에 기재되어 있다. 각각의 조성은 또한 철의 밸런스 양을 포함한다.　
　 　 C Mn V Cu Si N Cr Mo 강철 타입
계수-강화 내화성 합금 HSLA 최대 0.2 1.6 0.3 0.5 0.5 0.015 0.3 0.2 페라이트계; HSLA
최소 0.06 0.4 0.1 0 0 0 0 0
계수-강화 나노-구조화 AHSS (3세대) 최대 0.3 0.8 1.5 1 0.5 0.015 0.3 0.5 페라이트계; AHSS
최소 0.06 0 0.3 0 0 0 0 0
계수-강화 내수소 강 최대 0.3 1.6 1.5 1 0.5 0.015 0.3 0.5 페라이트계; HSLA
최소 0.06 0 0.1 0 0 0 0 0
계수-강화 펄라이트강 최대 1.1 1.6 1 0.5 1.2 0.01 0.1 0.2 펄라이트계; 고탄소
최소 0.6 0.6 0.1 0 0 0 0 0
(모두 wt% )
표 1에 제시된 페라이트 조성물은 표 2에 제시된 특징 및 특성을 가질 것으로 결정되었다.
강철 특징 및 특성 최대 최소
평균 탄성 계수 300 Gpa 210 Gpa
최고 인장 강도 1800 Mpa 690 Mpa
실시예 2
계수가 향상된 AHSS 강의 일반적인 조성이 표 3에 나와 있다. 이러한 조성에는 철의 밸런스 양도 포함된다. 이 경우, 철의 밸런스 양은 97.6955wt%이다.
　 　 C Mn V Cu Si N Cr Mo 강철 타입
계수-강화 나노-구조화 AHSS (3 세대) 전형적으로 0.2 0.6 0.6 0.3 0.3 0.0045 0.1 0.2 페라이트계; AHSS
(모두 wt%)
실시예 3
S690MC 등급(EN10051에 따름)의 기존 강철을 여기에 개시된 나노 구조 강화 계수 강철과 비교하였다. 기존 S690MC 강철은 210 GPa의 공칭 탄성 계수를 갖는 것으로 간주된다(유럽 표준 EN 1993-1-1: Eurocode 3: 강철 구조물 설계 및 유럽 표준 EN 1993-1-12: 일반 - 고강도에 따름). 철강). 계수 강화 강철은 230GPa의 평균 탄성 계수, 즉 20GPa의 증가를 갖는 것으로 간주된다.
도 6은 세 가지 일반적인 빔 구성을 보여준다(Eurocode 3에 따름). 향상된 탄성 계수로 인한 편향 감소에 대한 결과는 표 4에 나와 있다. 이 결과는 컴퓨터 시뮬레이션을 통해 얻은 것이다.
최대 편향-전류 강 최대 편향-나노-구조화 고 계수 강
섹션 a) 16.2mm 14.7mm
섹션 b) 19.3mm 17.6mm
섹션 c) 16.7mm 15.2mm
실시예 4
도 8을 참조하여, 본 명세서에 개시된 강화된 계수 강의 제조를 위한 예시적인 방법이 이제 설명될 것이다.
주강 슬래브(또는 빌렛)는 약 1100~1300℃(Treh) 범위의 재가열 온도로 가열된다. 이는 도 8에 참조 번호 102로 표시되어 있다. 이 온도는 강철 슬래브가 그 두께 전체에 걸쳐 완전히 가열될 때까지(즉, 도 8에 도시된 Teq에서) 유지된다. 이러한 방식으로 강철 슬래브를 가열함으로써, 강철은 가열되어 도면부호 104로 표시된 개략적으로 도시된 바와 같은 결정립 미세조직을 갖는 오스테나이트(γ)를 형성한다.
이어서, 가열된 강철은 약 820℃ 내지 약 1200℃ 범위의 온도에서 먼저 참조 번호 106으로 표시된 조압연기(roughing mill)에서 열간 압연되고, 이어서 참조 번호 108로 표시된 마무리 압연기(finish mill)에서 열간 압연된다. 열간 압연 중에, 강철의 온도는 표준 공냉식에서 예를 들어 약 0.7℃/s로 냉각된다.
마무리 압연기(108)에서의 열간 압연은 종래의 재결정 제어 압연을 사용하여 수행될 수 있다. 대안적으로, 특히 강철이 상대적으로 많은 양의 질소를 포함하는 조성을 갖는 경우, V(C,N) 석출 제어 압연이 수행될 수 있다. 이는 VN이 석출되는 최적의 자유 에너지가 있는 V(C,N) 석출 시간 온도 노즈(110)에서 수행된다. V(C,N) 석출 시간 온도 노즈는 특정 강철 조성에 따라 다르지만 일반적으로 약 850℃이다.
특히 마무리 압연기에서 강철이 열간 압연됨에 따라 VN은 침상 페라이트 형성을 위한 입자내 핵물질로서 오스테나이트에 석출된다. 이 단계에서, 강철은 참조번호 112로 개략적으로 도시된 바와 같은 미세구조를 갖는다.
재결정 정지 온도(RST) 이전과, 열간 압연이 완료된 후, 강철은 약 2℃/s ~ 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로 650 ±100℃의 온도에 도달할 때까지 급냉된다(114). 이는 강제 공기 냉각, 라멜라 냉각 또는 기타 적절한 냉각 수단을 통해 이루어질 수 있다. 이러한 방식으로 강철을 급속하게 냉각시키는 것은 바람직하지 않은 상의 형성을 방지하거나 방해하고 및/또는 도면부호 116에 개략적으로 도시된 침상 페라이트의 형성을 촉진시킨다.
650 ±100℃의 온도에 도달하면, 강철이 코일로 형성된다. 이어서 강철의 온도를 약 10분 내지 약 20분 범위의 시간 동안 650±100℃로 유지한 후, 강철을 공냉시킨다. 전술한 바와 같이, 이러한 방식으로 등온을 유지하면 간기 석출물의 생성이 촉진된다. 이러한 방식으로 계수 강화 나노 구조화 강철이 생산된다.
선택적으로, 방법은 간기 석출물의 수 밀도를 증가시키기 위해 도 9에 제시된 단계를 추가로 포함할 수 있다. 등온 유지 단계(118) 후에, 코일형 강철이 냉각되고, 이어서 풀린 스트립(decoiled strip)으로부터 블랭크가 스탬핑되거나 절단된다(120). 선택적으로 이 단계를 생략할 수도 있다.
그런 다음, 예를 들어 압연기 화로(roller herth Furnace) 및/또는 유도 가열 장비를 사용하여 약 920℃ 내지 약 1150℃ 범위의 온도로 가열함으로써 강철을 두 번째로 오스테나이트화(122)할 수 있다. 그런 다음 재가열된 강철은 650 ± 40℃의 온도에 도달할 때까지 약 2℃/s 내지 약 50℃/s 범위의 속도로 냉각된다(124). 냉각은 강제 공기 냉각, 라멜라 냉각 또는 기타 적절한 방법을 사용하여 수행할 수 있다.
약 0.2T 내지 약 16T 범위의 정자기장이 강철에 적용될 수 있다(26). 자기장이 가해지는 동안, 온도는 약 15분 이하 동안 650±40℃로 유지된다. 예를 들어, 이는 단열 열 상자를 사용하여 수행될 수 있다.
대안적으로, 블랭크가 풀린 스트립(120)으로부터 스탬핑되거나 절단된 후, 가변 자기장이 강철에 적용된다(128). 예를 들어, 이는 유도 가열 시스템을 사용하여 적용할 수 있다. 가변 자기장이 적용되는 동안, 온도는 15분 이하 동안 650 ±100℃로 유지된다. 대안적인 실시예에서, 등온 유지 단계(118) 동안 정적 자기장 또는 가변 자기장을 사용하여 자기장이 강철에 적용된다. 생성된 계수 강화 나노구조화 강은 이후 공기 냉각되고(130) 필요에 따라 냉간 스탬핑 및/또는 성형 준비가 된다.
대안으로, 강철 블랭크를 풀고 스탬핑하는 대신, 전체 코일을 재가열(즉, 오스테나이트 처리)(122)하고 냉각한 다음(124) 필요한 시간 동안 650 ±100℃에서 유지할 수 있다. 이는 절연 열 상자, 예를 들어, 풀 코일(full coil)에 열처리를 적용하기에 적합한 벨형 노(bell furnace)를 사용하여 배치 어닐링 프로세스(batch annealing process)로서 수행될 수 있다.
이 방법은 페라이트 강과 펄라이트 강 모두에 적용가능하다.
실시예 5
도 10은 계수 강화 열간압연 고탄소 선재강의 제조 방법을 보여준다. 실시예 4와 관련하여 설명된 바와 같이, 주강 빌렛을 재가열 온도로 가열한다(202).
그 다음, 가열된 강철은 조압연기, 중간 압연기, 마무리 압연기 및/또는 비틀림 없는 V-블록 밀을 사용하여 약 840℃ 내지 약 1200℃ 범위의 온도에서 열간 압연된다(206). 재결정 정지 온도 위에서 열간 압연을 실시하여 결정립 변형을 최소화한다.
열간 압연이 완료된 후, 강철은 650 ±100℃의 온도에 도달할 때까지 약 2℃/s ~ 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로 급냉된다(214). 그런 다음 온도는 예를 들어 인라인 유도 가열 코일을 사용하여 650 ±100℃에서 유지된다. 도 11을 참조하면, 강철은 230도로 공냉된다.
선택적으로 강철을 냉간 인발할 수 있다(132). 이 공정에서 강철 와이어는 유도 가열 및 오스테나이트 처리되고 600±50℃로 팬 냉각된 다음 온도는 5분 미만 동안 650±200℃에서 유지된다. 이러한 단계는 연속적이고 느리게 움직이는 방식으로 적용된다. 선택적으로, 격자 변형 및 계수 향상에 추가로 기여할 수 있는 펄라이트의 층간 간격을 개선하기 위해 이 단계에서 정적 자기장이 적용될 수도 있다.
달리 언급하지 않는 한, 여기서 기술된 정수 각각은 당업자가 이해하는 바와 같이 임의의 다른 정수와 조합하여 사용될 수 있다. 또한, 본 발명의 모든 측면들은 바람직하게는 해당 측면과 관련하여 설명된 특징을 "포함"하지만, 청구범위에 설명된 특징으로 "구성"되거나 "필수적으로 구성"될 수 있다. 또한, 여기서 특별히 정의되지 않는 한, 모든 용어는 해당 분야에서 일반적으로 이해되는 의미를 부여하도록 의도된다.
또한, 본 발명의 논의에서, 달리 명시되지 않는 한, 파라미터의 허용 범위의 상한 또는 하한에 대한 대체 값의 개시는 대체 값 중 더 작은 것과 더 큰 것 사이에 있는 상기 매개변수의 각 중간 값이 그 자체도 상기 매개변수에 대한 가능한 값으로 개시되는 것을 암시하는 것으로 해석되어야 할 것이다.
또한, 달리 명시하지 않는 한, 본 출원에 나타나는 모든 수치는 "약"이라는 용어에 의해 변형되는 것으로 이해되어야 한다.

Claims (27)

  1. 탄소와 바나듐을 포함하는 바나듐 합금강으로서,
    강철 미세구조가 바나듐을 포함하는 응집성 간기 석출물을 포함하는, 바나듐 합금강.
  2. 제1항에 있어서,
    약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
    약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;을
    포함하는(중량%), 바나듐 합금강.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강철은 약 210Pa 초과의 평균 탄성 계수를 포함하는 계수 강화 강철를 포함하며, 선택적으로 강철은 약 300GPa 이하의 평균 탄성 계수를 포함하는, 바나듐 합금강.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 약 9nm 이하의 입자 크기를 갖는, 바나듐 합금강.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 약 5nm 내지 약 9nm 범위의 입자 크기를 갖는, 바나듐 합금강.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 바나듐 탄화물을 포함하는, 바나듐 합금강.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 x > y인 화학식 VxCy를 갖는 강화된 수준의 바나듐을 갖는 석출물을 포함하는(예를 들어 응집성 간기 석출물은 V4C3을 포함함), 바나듐 합금강.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 V6C5 및/또는 V5C3을 포함하는, 바나듐 합금강.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철 조성물은,
    약 0.015 이하의 질소,
    약 1.6 이하의 몰리브덴,
    약 1 이하의 구리,
    약 1.2 이하의 실리콘,
    약 0.3 이하의 크롬, 및/또는
    약 0.6 이하의 망간
    중 하나 이상(중량%)을 포함하는, 바나듐 합금강.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철 조성물은,
    약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소;
    약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;
    약 0.015 이하의 질소,
    약 1.6 이하의 몰리브덴,
    약 1 이하의 구리,
    약 1.2 이하의 실리콘,
    약 0.3 이하의 크롬, 및
    약 0.6 이하의 망간
    을 포함하는, 바나듐 합금강.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서,
    상기 응집성 간기 석출물은 Mo를 포함하고, 선택적으로 응집성 간기 석출물은 화학식 (Mo,V)xCy(여기서 x > y, 예를 들어, (Mo,V)4C3/(Mo,V)C)를 갖는 석출물을 포함하는, 바나듐 합금강.
  12. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철 미세구조는 VN 석출물을 포함하고, 선택적으로 미세구조는 과립내 VN 핵형성 침상 페라이트를 포함하는, 바나듐 합금강.
  13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철은 페라이트 상을 포함하고, 응집성 간기 석출물은 결절성 페라이트 또는 매듭형 페라이트를 형성하기 위해 페라이트 상에 형성되는, 바나듐 합금강.
  14. 제13항에 있어서,
    상기 페라이트 상은 약 20μm 미만, 예를 들어 약 5μm 내지 약 20μm 범위의 평균 크기를 갖는 입자를 포함하는, 바나듐 합금강.
  15. 제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철은 단상 페라이트강, 예를 들어 HSLA, AHSS를 포함하는, 바나듐 합금강.
  16. 제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철은 펄라이트 상(pearlite phase)을 포함하며, 선택적으로 강철은 바나듐 강화 시멘타이트를 포함하는, 바나듐 합금강.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 바나듐 강화 시멘타이트는, 예를 들어 Fe2VC 및/또는 FeV2C를 형성하기 위해, 시멘타이트에 용해된 바나듐을 포함하는, 바나듐 합금강.
  18. 제1항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서,
    강철은 약 390 MPa 내지 약 2000 MPa 범위의 인장 강도를 포함하는, 바나듐 합금강.
  19. 제1항 내지 제18항 중 어느 한 항에 따른 바나듐 합금강을 제조하는 방법으로서,
    a. 스타팅 강철(starting steel)을 제공하는 단계;
    b. 상기 스타팅 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화하기 위해 스타팅 강철을 가열하는 단계;
    c. 온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지하는 단계;를 포함하는, 방법.
  20. 제18항에 있어서,
    상기 스타팅 강철은,
    약 0.06 내지 약 1.1 범위의 탄소; 및
    약 0.1 내지 약 1.5 범위의 바나듐;
    및 선택적으로 다음 중 하나 이상:
    약 0.015 이하의 질소,
    약 1.6 이하의 몰리브덴,
    약 1 이하의 구리,
    약 1.2 이하의 실리콘,
    약 0.3 이하의 크롬, 및/또는
    약 0.6 이하의 망간;
    을 포함하는(중량%) 조성물을 갖는, 방법.
  21. 제19항 또는 제20항에 있어서,
    강철은, 온도가 650℃±200℃로 유지되기 전에, 약 2℃/s 내지 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로 냉각되며, 선택적으로 650℃±200℃의 온도로 냉각되는, 방법.
  22. 제19항 내지 제21항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 스타팅 강철을 가열한 후, 철강은 재결정 정지 온도(RST)보다 높은 온도에서 열간 압연되며, 선택적으로 재결정 제어 압연 및/또는 V(C,N) 석출 제어 압연에 의해 열간 압연되는, 방법.
  23. 제22항에 있어서,
    강철의 열간 압연은 실질적으로 V(C,N) 석출 온도 시간 노즈(nose)에서의 열간 압연을 포함하는, 방법.
  24. 제19항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서,
    온도가 유지되는 동안 또는 유지된 후에, 자기장이 강철 조성물에 적용되는, 방법.
  25. 제19항 내지 제24항 중 어느 한 항에 있어서,
    온도를 650℃±200℃에서 약 25분 이하 동안 유지한 후에, 강철을 재가열하여 강철을 적어도 부분적으로 오스테나이트화하는, 방법.
  26. 제25항에 있어서,
    강철을 재가열한 후에, 약 25분 이하 동안 다시 650℃±200℃의 온도를 유지하는, 방법.
  27. 제25항 또는 제26항에 있어서,
    강철을 재가열한 후에, 약 2℃/s 내지 약 80℃/s 범위의 냉각 속도로 냉각되며, 선택적으로 650℃±200℃의 온도로 냉각되는, 방법.
KR1020247009958A 2021-10-06 2021-10-06 합금강 KR20240075821A (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/EP2021/077627 WO2023057062A1 (en) 2021-10-06 2021-10-06 Alloyed steel

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20240075821A true KR20240075821A (ko) 2024-05-29

Family

ID=78269609

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020247009958A KR20240075821A (ko) 2021-10-06 2021-10-06 합금강

Country Status (4)

Country Link
KR (1) KR20240075821A (ko)
CN (1) CN117897507A (ko)
CA (1) CA3228109A1 (ko)
WO (1) WO2023057062A1 (ko)

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2612184T3 (es) * 2012-05-08 2017-05-12 Tata Steel Ijmuiden Bv Parte de chasis automotriz fabricado a partir de chapa de acero laminada en caliente, conformable, de alta resistencia
CA3000554A1 (en) * 2015-09-22 2017-03-30 Tata Steel Ijmuiden B.V. A hot-rolled high-strength roll-formable steel sheet with excellent stretch-flange formability and a method of producing said steel
EP3653745A4 (en) * 2017-10-20 2020-07-15 JFE Steel Corporation HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
KR20200039611A (ko) * 2018-10-02 2020-04-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
CN113966404B (zh) * 2020-02-24 2023-09-15 浦项股份有限公司 具有优异的可拉拔性和冲击韧性的非热处理线材及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2023057062A1 (en) 2023-04-13
CA3228109A1 (en) 2023-04-13
CN117897507A (zh) 2024-04-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Chen et al. Current state of Fe-Mn-Al-C low density steels
Wang et al. A low-alloy high-carbon martensite steel with 2.6 GPa tensile strength and good ductility
JP5344454B2 (ja) 温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品
WO2011152009A1 (ja) 銅系合金及びそれを用いた構造材
JP4712838B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011529530A (ja) ベイナイト鋼およびその製造方法
JP2005336526A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP4109619B2 (ja) 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2009275238A (ja) 高強度鋼およびその製造方法
Cizek et al. The effect of simulated thermomechanical processing on the transformation behavior and microstructure of a low-carbon Mo-Nb linepipe steel
JP2002285278A (ja) 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
Patra et al. Effect of coiling temperature on the microstructure and mechanical properties of hot-rolled Ti–Nb microalloyed ultra high strength steel
KR20220147687A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
CN108220773B (zh) 具有优异可拉拔性的高强度线材、热处理线材及其制造方法
Susan et al. Equal channel angular extrusion for bulk processing of Fe–Co–2V soft magnetic alloys, part I: Processing and mechanical properties
Li et al. A simultaneously improved strength and ductility on carbide free bainite steel via novel ausrolling and twinning process based on SFE controlling
JP2023501564A (ja) 均一に分布するナノサイズの析出物を多量含むオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
Yang et al. Effect of precipitation evolution of NiAl and Cu nanoparticles on strengthening mechanism of low carbon ultra-high strength seamless tube steel
US20180119241A1 (en) Severe Plastic Deformation of Iron-Cobalt-Vanadium Alloys
KR20140023787A (ko) 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101657827B1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
KR20240075821A (ko) 합금강
KR20150046927A (ko) 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2023550199A (ja) フェライト系軽量鉄鋼の製造方法及びこれを用いたフェライト系軽量鉄鋼
JP5747243B2 (ja) 温間加工用鋼