KR920001631B1 - 열간압연 강판 - Google Patents

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Description

열간압연 강판

제1도는 철-29.8중량% Mn-0.12중량% Ti-0.08중량%의 Nb-Al-C 합금에 있어서 (a) 항복강도와 (b) 신율에 대한 알루미늄과 탄소의 영향을 나타낸다.

제2도는 철-7.0중량%의 Al-26.0중량%의 Mn-0.60중량%의C-X의 합금(X는 티탄, 니오븀 또는 바나듐을 나타낸다)에 있어서, 항복강도에 대한 티탄, 니오븀 또는 바나듐양의 영향을 나타낸다.

제3도는 Fe-8.0중량%의 Al-28.5중량%의 Mn-0.90중량%의 C-0.30중량%의 Ti-Ni 합급에 있어서 항복강도 및 신율에 대한 Ni 양의 영향을 보여준다.

제4도는 Fe-6.0중량%의 Al-25.0중량%의 Mn-0.75중량%의 C-0.12중량%의 Nb-Si 합금에 있어서 항복강도 및 신율에 대한 규소양의 영향을 나타낸다.

제5도는 본 발명 표본강 No.6의 현미경 사진이다. 표본강은 1200℃에서부터 연속적으로 열연되고 마감 열연온도 920℃에서 상온으로 공냉되었다. (a)는 휘면 현미경 사진(bright field micrograph)이고 (b)-(f)는 오스테나이트 매트릭스와 미세석출물로 혼재된 영역에서 채취된 선택부위의 회절패턴이고 영역축(zone axe)은 각각 오스테나이트 매트릭스의 [001],[011],[

11],[

12]와 [

23]이다(매트릭스:hkl, (Fe,Mn,M)₃AlC_x:hkl). (g)는 암면(Dark field) 현미경 사진이다.

제6도는 대조예로 사용되는 표본강 No.44의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강 1200℃에서부터 연속열연되어 920℃ 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제7도는 1200℃에서부터 연속열연되고 마감압연 온도 920℃에서 급수냉된 표본강의 현미경 사진이다. (a)와 (b)는 각각 휘면 현미경 사진 및 본 발명의 표본강 No.6에서 얻어진 회절패턴이다(화살표로 표시된 점은 석출물의 회절점이다). (c)는 No.44 표본강에서 얻어진 선택부위(selected area) 회절 패턴이다.

제8도는 본 발명의 표본강 No.2의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 압연온도에서 상온으로 공냉되었다.

제9도는 비교를 위해서 사용되는 No.48 표본강의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제10도는 본 발명의 표본강 No.4의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제11도는 대조예로 사용되는 표본강 No.47의 휘면 전자투과 현미경 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다. (a)는 오스테나이트 입자내의 미세구조, (b)는 오스테나이트 입계의 거친(Fe,Mn)₃AlCx 탄화물의 존재로 보인다(화살표시된 입자가 입계탄화물).

제12도는 본 발명의 표본강 No.5의 휘면 전자투과 현미경(TEM) 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제13도는 대조예로 사용되는 No.45 표본강의 휘면 전자투과 현미경(TEM) 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제14도는 대조예로 사용되는 No.46 표본강의 휘면 전자투과 현미경(TEM) 사진이다. 표본강은 연속열연되고 920℃의 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제15도는 본 발명의 표본강 No.20의 현미경 사진이다. 표본강은 1200℃의 온도에서 연속열연되고 830℃의 온도에서 상온으로 공냉되었다. (a)와 (b)는 각각 동일부위에 대하여 배율을 달리한 휘면 전자투과 현미경(TEM) 사진이다. (c)는 제15b도의 동일부위에 대한 암면 전자투과 현미경 사진이다.

제16도는 1200℃에서부터 연속적으로 열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉된 철-8.0중량% Al-28.5중량% Mn-0.90중량% C-0.30중량% Ti-4.0중량%의 Ni 합금의 현미경 사진이다. (a)는 광학현미경 사진 (b)는 휘면 투과 전자현미경 사진이고 (c)-(d)는 봉상석출물에서 채취된 선택부위 회절패턴이다. 영역축은 각각 [001]과 [011]이다.

제17도는 열연된 조건에서의 Fe-6.0중량% Al-25.0중량%의 Mn-0.75중량% 의 탄소-0.12중량%의 Nb-Si 합금의 광학현미경 사진이다. 각각 (a) Si=1.2중량% (b) Si=1.4중량% (c) Si=1.8중량% (d) Si=2.0중량%이다.

제18도는 열연된 조건에서의 Fe-6.0중량% Al-25.0중량% Mn-0.75중량% C-0.12중량% Nb-1.4중량% Si 합금의 현미경 사진이다. (a)는 휘면 투과 전자현미경(TEM) 사진이고, (b)-(c)는 제18a도에 나타난 부위에서 선택된 선택부위 회절패턴이다. (d)-(e)는 각각 (111) 및 (200) DO₃반사를 사용한 암면투과 전자현미경 사진이다(매트릭스:hkl, DO₃:hkl).

제19도는 열연조건에서의 Fe-6.20중량% Al-31.3중량% Mn-0.77중량% C-0.28중량% 티탄-1.0중량% Mo 합금을 나타낸다. (a)는 휘면 투과 전자현미경사진 (b)는 (Fe,Mo)₆C 탄화물 및 그 주위 오스테나이트 매트릭스에서 채취된 선택 부위 회절패턴이다. 오스테나이트 및 (Ee,Mo)₆C 탄화물의 영역축은 각각 [011] 및 [011]이다(매트릭스:hkl,(Fe,Mo)₆C :hkl).

제20도는 대조예로 사용되는 표본강 No.51의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 1200℃에서부터 연속열연 되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온에서 공냉되었다.

제21도는 열연된 조건에서 Fe-6.22중량% Al-29.6중량% Mn-0.81중량% C-0.42중량%의 Ti-1.0중량% W 합금의 현미경 사진이다. (a)는 휘면 투과 전자현미경 사진이고 (b)는 (Fe,W)₆C 탄화물 및 주위 오스테나이트 매트릭스에서 채택된 선택 부위 회절패턴이다. 오스테나이트 매트릭스와 (Fe,W)₆C 탄화물 영역축은 각각 [111] 과 [011]이다(매트릭스:hkl,(Fe,Mo) C :hkl).

제22도는 대조예로 사용되는 표본강 No.52의 휘면 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 1200℃에서부터 연속 열연되고 920℃의 온도에서 상온으로 공냉되었다.

제23도는 대조예로 사용되는 표본강 No.53의 투과 전자현미경 사진이다. 표본강은 1200℃에서부터 연속 열연되고 920℃의 온도에서 상온으로 공냉되었다. (a)는 휘면 투과 전자현미경 사진이고 (b)-(d)는 Cr₇C₃탄화물에서 채취된 선택부위 회절패턴이다. 영역축은 각각 [1210],[1216]과 [1213]이다.

본 발명은 열연 합금강판에 관한 것이다. 특히 오스테나이트 조직을 가지는 열연 합금강판에 관한 것이다. 합금성분의 적당한 첨가와 열간 압연 조건을 조절함으로써 본 발명의 강판은 열연조건에 있어서 강도와 인성의 뛰어난 조화를 얻는 것이다.

최근 Fe-Al-Mn-C 합금을 고강도, 고인성 합금으로 향상시키는 것이 이 합금분야 연구자들의 주요목적중 하나가 되었다. 고강도와 고인성은 알루미늄, 탄소와 망간의 양을 조절하여 완전한 오스테나이트 조직을 갖게함과 고용화처리, 급냉과 시효처리등 열처리를 수향하여 오스테나이트 매트릭스내에 석출된 미세한(Fe,Mn)₃AlC_x탄화물을 얻는 것에 의하여 달성된다는 것이 발견되었다. 열처리 공정과 미세구조와 기계적 성질에 대한 이들의 효과에 대하여 광범위하게 연구되어 왔다. 다음의 논문들은 이러한 특징을 상세하게 기재하고 있다.

“알루미늄과 규소를 함유하는 오스테나이트 합금의 구조와 성질”(D.J.Schmatz, Trans. ASM, vol.52,p898,1960); “Fe-Mn-Al 석출 경화 오스테나이트 합금”(G.L.Kayak, Metal Sci. and Heat Treatment, vol.2, p95,1969; “저밀도강 9G28Yu9MVB의 상조성, 구조 및 성질”(M.F.Aleksecko 일행, Metal Sci. and Neattreatmeat, vol.14, p187,1972); “강 9G28Yu 9MVB에 있어서 상변환 역학”(G.B.Krivonogov일행, Phys. Met. ＆amp; Metallog.,vol.4, p86,1975); “강 9G28Yu9MVB에 있어서 시효처리중 구조와 상 변화”(L.I.Lysak일행, Metallogizika.,vol.59, p29,1975); “강 9G8Yu9MVB의 표면층 상태와 내마모성”(V.P.Batrakov일행, Prot. Met.,vol.10, p487,1974); “알루미늄-망간-철 합금”(R,E,Cairms와 J.L.Ham, 미국특허 No.3111405,1963); “망간-알루미늄강”(G.S.Brady, Materials Handbook, Rev.10, p497); “스텐레스강 대체물로서 Fe-MnO-Al 합금의 평가”(H.W.Leauenworth,Jr.＆amp;J. c. Benz, Journal of Metals, p36 3월,1985); “새로운 저온물질, Fe-Mn-Al 합금”(J.찰스일행 Metal Progress, p71, 5월, 1981); “Fe-Mn-Al 합금의 공정과 성질”(C.J.Altstetter일행 Matercals Sci. and Engineereing, vol.82, p13, 1986); “Fe-Mn-Al-C 오스테나이트 합금에 있어서 모듈화 합금의 증거”(Kwan H. Ham일행.,Scripta Netal.,vol.20, p.33, 1986; “Fe-Al 합금에 있어서 (Fe,Mn)₃AlC 석출탄화물”(P.J.James,J.Iron ＆amp; Steel Inst., p.54, January, 1969).

상기 문헌들을 참고하여 보면 연구된 화학조성의 범위는 Fe와 7-16중량% Al, 20-40중량% Mn, 0.3-2.0중량% C, 0-2.0중량% Si, 0-10중량% Ni임을 알 수 있다. 원하는 강도를 얻기 위하여 이러한 범위의 화학조성을 가지는 합금을 950℃ 내지 1200℃의 온도 범위에서 고용화되도록 처리하고 물, 기름 또는 다른 냉매에서 급냉한 후에 450 내지 750℃의 범위에서 여러번 시효처리를 하여야 한다. 상기 문헌에 의하면 미세구조와 성질에 있어서 시효처리 온도의 영향은 다음 두 방식으로 대별될 수 있다: (1) (방식 400° 내지 550℃) 합금이 이러한 온도범위에서 시효처리될 때 (Fe,Mn)₃AlC_x미세 탄화물이 오스테나이트 매트릭스내에서 결속되어 설출하기 시작한다. (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물의 크기는 화학조성, 시효온도와 시효온도와 시효시간에 따라서 약 300Å에서 600Å이다. 오스테나이트 매트릭스내에서 미세 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물의 형성에 의하여 인성의 상당한 손실없이 강도가 현저하게 증가된다. 강도의 최고치는 4 내지 16시간의 범위에서 약 550℃에서 시효처리 했을 때 달성되었다. 이렇게 얻어진 합금강의 최고강도, 항복강도와 신율은 각각 138-176ksi, 120-165ksi와 46-22%이었다. (2) 방식(550° 내지 750℃) 2종의 석출물 즉 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물과 Al₃β-Mn이 이러한 온도범위에서 시효처리했을 때 발견되었다. (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물은 오스테나이트 매트릭스내에 결속하여 색출될 뿐만 아니라 거친입자의 형태로 입계에 석출된다는 것이 밝혀졌다. (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물 석출외에도 Al₃β-Mn 석출물은 항상 입계에서 오프테나이트 조직에서 페라이트 조직과 Al₃β-Mn으로 변환되어 형성됨이 관찰되었다. 입계에서 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물과 Al₃β-Mn 석출물의 형성은 합금의 취성을 초래한다

상기 논의로부터 Fe-Al-Mn-C 합금은 약 550℃에서 시효처리된 후 고강도-고인성을 가짐을 결론지을 수 있다. 그러나 고용화 처리, 급냉과 시효처리와 같은 복잡한 열처리 고정을 수행해야 할 필요성이 있다. 열간압연과 같은 조건에서의 Fe-Al-Mn-C을 기본으로 하는 합금의 기계적 성질을 다음 논문에 기재되어 있다: “스텐레스강의 대체물로서 Fe-Mn-Al-C 합금의 평가”(J.C.Benz 일동., journal of Metals, p36,3월,1985); “미세합금성 및 조절 압연된 Fe-Mn-Al-C-X 합금의 저온기계적 성질”(Young G.Kim 일행, Metals. Trans. A, p1689,9월1985). 이 두 논문에 보고된 화학적 조성과 기계적 성질은 본 발명에 얻어진 강의 성질과 비교하기 위하여 표 Ⅰ과 표 Ⅱ에 열거되어 있다. 표 Ⅱ에서 열간 압연의 조건에서 합금의 강도는 만족스러울 만큼 높지는 않았음을 알 수 있다.

따라서 본 발명의 주요 특징은 합금성분의 적절한 첨가와 열연조건을 조절하여 열연조건에서 강도와 인성의 현저한 조화를 갖는 강판을 제조하는 것이다. 본 발명에 따른 강판의 기계적 성질은 복잡한 열처리 공정을 거친 최근 개발된 다른 Fe-Al-Mn-C 합금과 같거나 더 낫다.

규소와 닉켈과 함께 또는 없이 Fe-Al-Mn-C 합금의 미세조직과 기계적 성질이 광범위하게 조사되었으며 그 결과는 다음과 같다: (1) 열연합금에서 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물의 석출양은 주로 알루미늄과 탄소양에 따른다. (2) 합금이 연속적으로 열간압되고 마감압연 온도에서 상온에서 냉각될 때는 오스테나이트 매트릭스내 석출되는 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물은 거친 경향이 있고 그 형태도 어떤 방향성을 가지는 편상형태를 취한다. 일반적으로 이러한 탄화물은 동일한 화학적 조성을 가지고 고용화 처리후 급냉되고 550℃에서 시효처리된 것보다 크기가 6배나 크다. (3) 합금이 연속적으로 열연되고 마감압연온도로부터 물에 급냉될 때는 오스테나이트 매트릭스내 또는 입계에서는 (Fe,Mn)₃AlC_x탄화물이 석출을 증기시키지는 않는다. (5) 인장 시험결과는 열연조건에서 규소와 닉켈과 함께 또는 없이 Fe-Al-Mn-C 합금은 만족스러운 강도를 달성하지 못했다. 열간압연 조건에서의 이러한 합금의 화학조성과 이들의 기계적 성질은 본 발명에서 얻어진 강판과의 비교를 위하여 표 Ⅰ,표 Ⅱ 및 실시예에 열거되어 있다.

결과적으로 열간압연 조건에서 강도와 인성의 뛰어난 조화를 얻기 위하여 본 발명의 강판은 근본적으로 다음과 같은 성분에 의하여 이루어진다(중량%로 표시); 4.5 내지 10.5 퍼센트 알루미늄, 22.0 내지 36.0 퍼센트 망간, 0.4 내지 1.25 퍼센트 탄소, 0.5 퍼센트이하 닉켈, 1.2 퍼센트이하 규소, 0.5 퍼센트 이하 몰리브덴, 0.5 퍼센트 이하 텅스텐, 0.5 퍼센트 이하 크롬과 다음 원소중 적어도 하나 즉 0.06 내지 0.50 퍼센트 티타늄, 0.02 내지 0.20 퍼센트 니오븀과 0.1 내지 0.40 퍼센트 바나듐; 잔량은 본질적으로 철. 이중에서 알루미늄과 탄소의 양 사이에는 특별한 상관관계가 있다. 알루미늄양이 약 9.5중량% 이하일 때 탄소양은 1.25중량%까지 될 수 있다. 그러나 알루미늄 양이 9.5 내지 10.5중량%일때는 탄소양은 1.10중량% 이하이어야 한다.

본 발명에 따라 열간압연 강판의 화학적 조성은 상기와 같으며 그 이유는 다음과 같다.

[알루미늄]

알루미늄양의 변화는 본 발명 열연강판에서 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물의 양과 분포에 커다란 영향을 발휘한다. 여기서 문자 M은 티타늄, 니오븀 및/또는 바나듐을 나타낸다. 알루미늄양이 4.5중량%이하일 때는 오스테나이트 매트릭스내에서 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물의 적절한 양을 찾아볼 수 없고 강판은 열간압연과 같은 조건에서 만족할만한 강도를 달성할 수 없다. 알루미늄양이 4.5 내지 10.5중량%일 때 상당한 양의 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물이 오스테나이트 매트릭스내에 결속하여 석출되고 따라서 그 강판은 고인성과 고강도를 보유한다. 알루미늄양이 10.5중량% 이상일 때 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물은 오스테나이트 매트릭스 내에 뿐만 아니라 오스테나이트 입계에 형성되기 시작한다.

입계탕화물의 양과 크기는 알루미늄양이 증가함에 따라 증가한다. 입계 탄화물의 형성은 강도를 증가시키는데 무익할 뿐만 아니라 열간압연 강판의 인성을 급격하게 열화시킨다. 본 발명의 실험적 결과에 따라 알루미늄의 양은 4.5 내지 10.5중량%의 범위에서 제한되어야 한다.

[탄소]

본 발명에서 알루미늄과 탄소양의 미세구조와 기계적 성질에 대한 효과가 광범위하게 연구되었다. 결과는 제1도와 실시예 2-5에 나타나있다. 제1도는 알루미늄과 탄소양이 각각 3.5 내지 11.5중량%와 0.30 내지 1.50 중량의 범위에 있는 철-29.8 중량%의 Mn-0.12 중량%의 Nb-Al-C 합금의 기계적 성질과 알루미늄, 탄소 함량과의 상관관계를 나타낸다. 실험결과는 다음과 같다; (1) 오스테나이트 매트릭스내에 상당한 양의 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물을 가지는 것은 강이 만족할 만한 강도를 갖기 위해서는 필수적인 것이다. 이러한 목적을 달성하기 위하여 강은 적어도 4.5중량%의 알루미뉴모가 0.4중량%의 알루미늄과 0.4중량%의 탄소를 가져야 한다. (2) 4.5-9.5중량%의 알루미늄과 약 1.10중량% 이하의 탄소를 함유하는 강에서는 미세 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물만 오스테나이트 매트릭스내에 석출하고 입계에서는 석출하지 않는다. 인장시험은 강도가 알루미늄과 탄소양이 증가함에 따라 인성의 특별한 저하없이 증가함을 보인다. (3) 4.5-9.5중량% 알루미늄과 약 1.25중량% 이하의 탄소를 함유하거나 9.5-1.5중량%의 알루미늄과 약 1.10중량% 이상의 탄소를 함유하는 강에서는 입계에서 거친 탄화물으리 존재로 말미암아 인성이 급격히 저하된다. (4) 10.5중량%의 알루미늄양을 가지는 강은 매우 불량한 이성을 가진다. 열연공정에서 상당한 양의 균열이 강판에서 발견될 수 있다.

[망간]

오스테나이트 조직을 안정화시키기 위하여 많은 양의 망간이 첨가된다. 또한 망간은 강의 가공성과 인성을 증가시키는데 유리하다. 우수한 가공성과 인성을 얻기 위하여 본 발명의 열연강은 적어도 약 22.0중량%의 망간을 함유해야 한다. 그러나 양이 약 36.0중량%를 초과하면 열연공정에서 강판에 균열이 발생한다. 따라서 망간양은 본 발명에서는 22.0 내지 36.0중량%의 범위에서 제한된다.

[티탄, 니오븀과 바나듐]

열연공정을 조절하는 것과 함께 적은 양의 티타늄, 니오븀 및/또는 바나듐의 첨가는 본 발명의 강판에서 마감 압연온도에서 오스테나이트 매트릭스내에 결속하여 석출된 극히 미세한 (M)₃AlC_x탄화물(여기서 M은 티탄, 니오븀 및/또는 바나듐을 나타낸다) 석출의 형성을 유도한다.

마감 압연온도에서 공냉중에 앞서 형성된 극히 미세한 탄화물은 석출물이 성장하기 위한 핵을 제공하고 이것은 다시 오스테나이트 매트릭스내에 많은 양의 미세 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물의 형성을 초래한다.

탄화물의 석출과 기계적 성질에 대한 티타늄, 니오븀 및/또는 바나듐 첨가의 효과를 좀더 보이기 위하여 일련의 실험이 수행됐다.

연속적으로 열연된 후에 마감압연 온도에서 물에 급냉한다; 티탄, 니오븀 및/또는 바나듐의 합금원소를 함유하지 않는 강판의 미세구조는 오스테나이트 매트릭스내에 석출된 탄화물이 없음을 보인다. 이 강판이 연속적으로 열연되고 마감압연 온도에서 상온으로 공냉될 때는 오스테나이트 매트릭스내에 석출된 탄화물은 입자가 거칠다. 실시예 1에 예시된 바와 같이 이러한 탄화물의 크기는 약 3600Å 내지 32000Å의 길이이고 폭은 520Å 내지 2200Å이다. 인장시험은 강판이 만족할만한 강도를 보여주지 않음을 나타낸다.

상기 결과와는 대조적으로 적어도 티탄, 니오븀 및/또는 바나듐중 하나의 합금원소를 함유하는 강판이 연속열연되고 마감압연 온도에 급수냉되었을 때 극히 미세한 (M)₃AlC_x탄화물이 오스테나이트 매느릭스내에 결속되어 석출되는 것을 판단할 수 있다; 이 강이 연속열연되고 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되면 오스테나이트 매트릭스내의 석출탄화물은 매우 미세하다. 이러한 탄화물의 크기는 약 100Å 내지 300Å이다.

이것이 본 발명의 강판이 열연조건에서 고인성과 함께 우수한 인장강도를 가지는 이유이다.

타탄, 니오븀 및/또는 바나듐의 열연 강판의 기계적 성질의 효과는 제2도에 나타나 있다. 제2도에서는 열연 강판의 강도가 티탄, 니오븀 또는 바나듐이 약 0.06, 0.02 또는 0.1중량%가 될 때 현저하게 증가하며, 그 양이 각각 약 0.50, 0.20 또는 0.40중량%로 증가될 때 강도는 최대값을 가진다.

상기 시험결과에서 본 발명의 열연강판은 적어도 하나의 티탄, 니오븀과 바나듐을 함유해야 한다. 티탄양은 0.06에서 0.50중량%로 제한된다; 니오븀은 0.02에서 0.20중량%이고 바나듐은 0.10 내지 0.40중량%이다.

[닉켈]

닉켈은 여러 상업화된 합금강(예를들면 AISI 4340)에서 약 1.8중량% 이하의 양으로 또 상업화된 오스테나이트 스텐레스강(예를들면 ASTM 304)내에 8.0중량% 이상의 양으로 첨가된다. 합금강에서는 닉켈은 인성-취성전환 온도를 낮춤으로서 노치강도를 증가시키기 위하여 첨가된다. 오스테나이트 스텐레스강에서 충분한 닉켈이 상온조건하에서 오스테나이트 조직을 유지함으로써 인성과 가공성을 증가시키기 위하여 첨가된다.

Fe-Al-Mn-C 합금시스템에서 기계적 성질에 대한 닉켈부가의 효과는 미국 특허 3111405에 기재되어 있다. 이 특허의 Fe-10.0중량%의 Al-0.27중량%의 C-33.8중량%의 Mn-2.3중량%의 Ni와 Fe-12.5중량%의 Al-0.30중량%의 C-33.0중량%의 Mn-4.0중량%의 Ni 및 Fe-9.3중량%의 Al-0.34중량%의 C-35.4중량%의 Mn-6.4중량%인 Ni 합금이 각각 이 특허에서 조사되었다. 2000°F에서 가열된 후 상온으로 유 또는 노냉되면 상기 새합금은 25 내지 45% 범위의 우수한 신율을 소유한다.

본 발명에서 미세구조 및 기계적 성질에 대한 닉켈 부가의 효과에 대해서 상세한 실험이 수행되었다. 그 결과는 제3도와 실시예 6에 나타냈다. 조사된 강의 조성은 Fe-8.0중량%의 Al-28.5중량%의 Mn-0.90중량%의 C-0.30중량%의 티탄과 5.0중량% 이하의 여러양의 닉켈을 함유한다. 이 결과는 매우 놀랍다. 닉켈의 양이 약 0.5중량% 이하일 때 열연강판의 인성은 조금 증가된다. 그러나 닉켈 양이 약 1.0중량% 이상 첨가될 때 비드만스테텐 조직을 가지는 봉상속출물이 형성되기 시작하며 이것은 인성의 현저한 저하를 초래한다. 투과 전자현미경(TEM)의 분석에 기초하여 판단하면 이 봉상 석출물은 실시예 6에 보이는 바와 같이 B₂-형(NiAl)에 속하는 체심입방구조를 가진다. B₂-형 배열상의 양은 닉켈양의 증가와 함께 증가한다. 닉켈양이 약 2.5중량%에 달할 때 상당한 양의 균열이 열연후에 강판 전체에서 발견된다. 따라서 본 발명에 따른 닉켈은 약 0.5중량% 이하로 엄격하게 제한된다.

[규소]

현미경 조직 및 기계적 성질에 대한 규소부가의 효과는 본 발명에 역시 연구되었다. 약간의 결과는 제4도와 실시예 7에 되시되어 있다. 연구된 강의 화학 조성은 Fe-6.0중량%의 Al-25.0 중량%의 Mn-0.75중량%의 C-0.16 중량% Nb와 2.0중량% 이하의 규소이다. 결과는 규소가 약 1.2중량% 이하일 때 열연강판의 강도는 인성의 특별한 저하없이 규소의 양이 증가함에 따라 증가함을 보인다. 그러나 규소가 약 1.2중량% 또는 그 이상일 때 인성은 실시예 1과 제4도에 보이는 바와 같이 DO₃-형의 배열성의 형성으로 현저하게 감소한다. 따라서 본 발명에 따라 규소의 양은 약 1.2중량% 이하로 제한된다.

[크롬, 몰리브덴과 텅스텐]

크롬, 몰리브덴과 텅스텐은 강력한 탄화물 형성체이다. 이들은 주로 상업화된 합금의 기계적 성질을 증가시키기 위하여 일반적으로 첨가된다. 현재의 발명에서 탄화물의 석출과 기계적 성질에 대한 크롬, 몰리브덴과 텅스텐 첨가의 영향에 대하여 상세한 실험들이 수행되었다. 그 결과는 실시예 8-10에 각각 나타나 있다. 이 결과는 크롬, 몰리브덴 또는 텅스텐 양이 약 0.5중량% 이하일 때 열연강판의 강도는 크롬, 몰리브덴 또는 텅스텐이 증가함에 따라 조금씩 증가하며 인성의 현저한 저하가 없음을 보여준다. 그러나 크롬, 몰리브덴 또는 텅스텐 1.0중량% 또는 그 이상이 첨가될 때는 입계, 쌍경계(Twin boundaries)와 오스테나이트 매트릭스내에 약간의 거친 석출물이 형성되기 시작한다. 투과 전자현미경의 분석에 따라 실시예 8-10에서 보이는 바와 같이 이러한 석출물은 C 함유합금에서는 (Fe,Cr)₇C₃탄화물이고 Mo 함유합금에서는 (Fe,M)₆C 탄화물이고 텅스턴 함유합금에서는 (Fe,M)₆C 탄화물이다. 이러한 거친 탄화물은 확실히 크롬, 몰리브덴 또는 텅스텐의 양이 증가할수록 증가한다. 이러한 거친 탄화물의 형성은 탄소의 분리를 일으켜 극히 미세한 탄화물 (Fe,Mn,M)₃AlC_x의 석출을 억제한다. 따라서 본 발명에 있어서 크롬, 몰리브덴 또는 텅스텐은 약 0.5중량% 이하의 양으로 엄격히 제한된다.

본 발명의 또 다른 중요한 특징은 연속열연 조건을 조절하는 것이며 그 이유는 다음과 같다: 열연강판의 미세조직 및 기계적 성질에 대한 마감압연 온도의 영향은 본 발명에서 자세히 연구되었다. 1050℃ 내지 1250℃의 온도범위에서 2시간 가열한 후에 80mm 폭, 40mm 두께 및 300mm 길이를 가지는 강 인고트가 연속열연되어 최종두께 5.0mm가 되고나서 마감압연 온도에서 상온으로 공냉되었다. 마감압연 온도는 800℃ 내지 1000℃ 사이에서 조절된다. 결과는 마감압연 온도가 920℃ 내지 1000℃ 사이일 때 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물이 오스테나이트 조직내에 결속하여 석출된다는 것을 보여준다. 그러나 마감 압연온도가 대략 800° 내지 920℃일 때 많은 양의 작은 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물이 전위 망상에 형성된다. 전위 망상조직의 형성과 작은 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물의 석출 때문에 열연강판의 강도는 실시예 5 및 표 Ⅱ에 보이는 바와 같이 인성의 커다란 저하없이 증가한다.

또한, 본 발명의 우수성을 보이기 위하여 본 발명에서 얻어진 열연 합금강판의 화학조성과 인장강도 결과의 일부가 표 Ⅰ과 표 Ⅱ에 각각 열거되어 있다. 잘 알려진 상업화된 열연강판과 다른 공지의 Fe-Al-Mn-C 합금이 비교를 위해 포함되어 있다. 이러한 결과는 본 발명의 특징을 명확하게 할 의도이며, 본 발명의 범위로 제한하는 것으로 해석되어서는 안된다.

[표 Ⅰ]

본 발명 및 비교예의 강 시편의 화학조성(중량%)

[표 Ⅰ의 간단한 설명]

(1) No.1 내지 No.43은 본 발명 표본강의 화학 조성을 보인다.

(2) No.44 내지 No.53 대조예로 사용되는 표본강의 화학 조성을 보인다.

(3) No.54 내지 No.55는 대조예로 사용되는 강의 화학 조성을 보인다(“스텐레스강의 대체물로서 Fe-Mn-Al 합금의 평가”; H.W.Leavenworth, Jr. 와 J.C.Benz, jouranl of Metals, P.36,1985)

(4) No.56 내지 No.58은 대조예로 사용되는 강의 화학 조성을 보인다(“미세합금성 및 조절압연된 Fe-Mn-Al-C-X 합금의 저온 기계적 성질”; Young G. Kim 일행, Metal. Trans. A, p1689,9월 1985)

(5) No.59 내지 No.60은 대조예로 사용되는 강의 화학 조성이다. 문헌(“강의 제조, 성형 및 처리”; United States Steel 발행, 9판, p1141-1142)에 따른 두 개의 상업화 Fe-Ni-C-Mo 합금강판이다.

[표 Ⅱ]

본 발명과 대조예의 강시편에 대한 기계적 성질

[표 Ⅱ의 간단한 설명]

(1) No.1 내지 No.43은 본 발명 표본강에 대한 기계적 성질을 보인다(“*”는 마감압연온도가 830℃임을 나타내고 나머지는 920℃이다)

(2) No.42 내지 No.53 대조예로 사용되는 표본강의 기계적 성질을 나타낸다.

(3) No.54 내지 No.55는 (“스텐레스강의 대체물로서 Fe-Mn-Al 합금의 평가”; H.W.Leanenworth, Jr. 와 J.C.Benz, jouranl of Metals, P.36,1985)에 따른 대조예로 사용된 강의 기계적 성질을 보여준다.

(4) No.56 내지 No.58은 문헌(“미세합금성 및 조절압연된 Fe-Mn-Al-C-X 합금의 저온 기계적 성질”; Young G. Kim 일행, Metal. Trans. A, p1689,9월 1985)에 따른 대조예로 사용되는 상의 기계적 성질을 보여준다.

(5) No.59 내지 No.60은 대조예로 사용되는 강의 기계적 성질을 보여준다. 문헌 “강의 제조, 성형 및 처리” (United States Steel, 9판,p1141-1142)에 따른 두 개의 상업화된 Fe-Ni-C-Mo 열연합금이다. 기계적 성질은 강이 오스테나이트화 되고 급냉되고 약 565℃에 뜨임된 후의 것이다.

[실시예 1]

본 실시예는 마감압연 온도에서 극히 미세한 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물이 본 발명에 따라 얻어진 강판의 오스테나이트 조직내에 이미 균일하게 분포함을 보이기 위한 것이다. 이러한 미리 존재하는 극히 미세한 탄화물은 마감압연 온도에서 상온으로 공냉될 때에 석출물이 성장하는핵을 제공하며 결과적으로 오스테나이트 매트릭스내에 많은 양의 미세한 탄화물을 형성한다. 이러한 특징에 의하여 본 발명의 강판의 열연된 조건에서 고인성에 수반하여 우수한 인장강도를 갖게 되는 것이다.

표 Ⅰ에 열거된 No.6과 No.44의 화학조성을 함유하는 표본강이 본 실시예에서 조사되었다. No.6은 본 발명의 표본강이고, No.44는 비교를 위해 사용되는 표본이다. No.44의 화학조성은 티탄과 크롬을 함유하는 것을 제외하고는 No.6의 표본강과 유사하다. No.6과 No.44의 화학조성을 가지는 인고트는 고주파유도로에 의하여 각각 제조된다. 인고트의 폭이 80mm이고 두께가 40mm 길이가 300mm이다. 1200℃에서 2시간 가열한 뒤에 강인고트는 연속열연되어 마지막 두께 5.0mm가 되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉된다. 두께 감소는 약 87.5%이다.

제5a도 내지 제5g도는 상기 언급한 공정을 거치고 난 표본강 No.6의 투과 전자현미경 사진을 보여준다. 미세한 석출물은 휘배면에 대조되어 제5a도에 명확하게 드러난다. 이것을 휘면 투과 전자현미경(bright-field TEM) 현미경 사진이라 한다. 오스테나이트 매트릭스의 [001],[011],[

11],[112]와 [

23]이다. 오스테나이트 매트릭스에 상당하는 점들에 부가하여 회절 패턴 또한 석출물의 존재에 의하여 야기되는 작은 규칙격자점에 의하여 이루어진다. 회절 패턴에 기초하여 오스테나이트 매트릭스내 미세석출물은 L′l₂-형조직을 가지는 (Fe,Mn,M)₃AlC_x탄화물이라는 것을 확인할 수 있다. 제5a도와 같은 부위에서 채취된 암면 투과 전자현미경 사진 제5g도는 오스테나이트 매트릭스내에 석출된 탄화물이 약 100Å-300Å 크기의 매우 미세한 것임을 보이고 있다. 인장 시험결과는 열연된 조건에서는 표본강 No.6의 최대강도, 항복 강도와 신율이 각각 184Ksi, 179Ksi 및 36.8%임을 보여준다. 상기 관찰과는 대조로 오스테나이트 매트릭스내에 침전된 다량의 거친 탄화물은 제6도에 보이는 바와 같이 표본 44에서 발견된다. 탄화물의 크기는 약 3600Å-32000Å길이이고 약 520Å-2200Å의 폭이다. 인장시험 결과는 열연된 조건의 표본강 44가 최대강도, 항복강도 및 신율이 각각 123Ksi, 89Ksi 및 27.8%임을 보여준다.

게다가 본 발명의 또다른 특징을 보이기 위하여 No.6과 No.44와 똑같은 화학조성을 가지는 두 개의 인고트를 각각 1200℃에서부터 연속열연하기 시작하여 마감압연 온도 920℃에서 상온으로 급수냉하였다. 제7a도와 제7b도는 각각 급냉된 조건에서의 표본 No.6의 휘면 TEM 사진과 선택부위 회절 패턴이다. 제7a도와 제7b도를 비교함으로써 극히 미세한 탄화물이 마감온도에서 시편 No.6의 오스테나이트 매트릭스내에 이미 석출되었음을 알 수 있다. 반면 표본강 No.44에서 채취된 패턴은 단지 오스테나이트 매트릭스의 회절점만을 보여줄뿐 석출물의 회절점을 관찰되지 않음을 보인다. 이것은 표본강 44는 마감압연 온도에서 석출물이 형성되지 않았음을 암시한다.

상기 관찰과 분석에 기초하여 본 발명의 표본강 6에서는 마감압연 온도에서 극히 미세한 탄화물이 오스테나이트 매트릭스내에 결속적으로 석출되었음을 알 수 있다. 형성된 탄화물은 미세할 뿐만 아니라 형태상으로도 물방울 형상인 반면 No.44 표본강에서 형성된 탄화물은 훨씬 거칠고 일정 방향성의 판상형태를 가진다. 본 발명의 강판이 고인성에 부수하여 훨씬 뛰어난 인장강도를 가지는 이유는 이와 같이 명백하다. 이것은 본 발명의 매우 중요한 특징이다.

[실시예 2]

본 발명의 실시예는 미세구조와 기계적 성질에 대한 알루미늄의 효과를 보여주기 위함이다. 본 발명에서는 표 Ⅰ에 열거된 No.2와 No.48의 화학조성을 가지는 표본강이 연구되었다. No.2는 본 발명의 표본강이고 No.48은 비교를 위하여 사용되는 표본강이다. No.48의 표본강은 알루미늄 함량이 떨어진다는 것을 제외하고는 No.2의 표본강과 유사하다. 연속 열연하여 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉하는 것이다. No.2 표본에는 오스테나이트 매트릭스내에 결속적으로 석출된 많은 양의 미세한 탄화물이 있는 반면에 제8도와 제9도에 각각 보이듯이 No.48 표본강에서는 오스테나이트 매트릭스내에 형성된 탄화물이 거의 없다. 표 Ⅱ에서는 이 두가지 표본의 강도가 서로 상당히 다름을 보여준다. 본 실시예와 제1도에 근거하여 열연된 조건에서 만족할만한 강도를 얻기 위하여서는 강판은 4.5중량% 이상의 알루미늄을 함유해야 한다.

[실시예 3]

본 발명은 미세구조 및 기계적 성질에 대한 알루미늄 함량의 효과를 보이기 위한 것이다. 표 Ⅰ에 열거된 No.4와 No.47의 화학조성을 갖는 표본강이 본 실시예에서 조사된다. No.4는 본 발명의 표본강이며 No.47은 비교를 위하여 사용되는 표본강이다. No.47 표본의 화학조성은 알루미늄 함량을 제외하고는 No.4의 표본과 동일하다. 제10도와 제11도는 No.47강을 연속열연하고 920℃의 마감 압연 온도에서 상온까지 공냉한 것의 각각 휘면 TEM 사진이다. 이 두 개의 현미경 사진에서 알루미늄 함량이 5.0중량%이고 탄소 함량이 1.10중량%일 때 오스테나이트 조직내에 석출되는 탄화물은 아주 미세하며 입계에 석출되는 탄화물은 양과 크기에 있어서 매우 작음을 보인다. 인장 시험은 인성이 상당히 우수함을 보여준다. 반면에 탄소함량이 약 1.10중량%에 유지되고 알루미늄 함량이 11.30중량%까지 증가할 때 오스테나이트 매트릭스내에 석출되는 탄화물은 훨씬 거칠뿐 아니라 입계탄화물의 양 및 크기도 빠르게 증가한다. 입계의 거친 탄화물의 존재 때문에 인성은 급격하게 떨어진다.

[실시예 4]

본 실시예는 미세조직 및 기계적 성질에 대한 탄소 함량의 효과를 보이기 위함이다. 본 실시예에서는 표 Ⅰ의 No.5, No.45 및 No.46의 화학조성을 함유하는 표본 강이 조사되었다. 이들중에 No.45 및 No.46이 비교예로 사용되는 표본인 반면 No.5는 본 발명의 표본이다. No.45 및 No.46의 표본은 더 많은 탄소를 함유하는 것을 제외하고는 No.5의 표본강과 동일하다. 제12도 내지 제14도는 각각 열연된 조건에서 No.5, No.45 및 No.46의 휘면 TEM 사진을 보여준다. 이런 현미경 사진에서 탄화물이 단지 오스테나이트 매트릭스내에만 석출하는 것을 알 수 있다. 그러나, No.45와 No.46 표본강의 경우에 약간의 더 거친 탄화물이 오스테나이트 매트릭스내에 덧붙여 입계에 석출된다. 상기 관찰과 제1b도에 기초하여 입계에 거친 탄화물의 형성를 막기 위하여 탄소 함량을 약 1.25중량% 이하로 제한하여야 한다.

[실시예 5]

본 발명의 실시예는 탄화물의 석출과 기계적 성질에 대한 조절된 연속열연 조건의 영향을 보이기 위함이다. 표 Ⅰ의 No.20 표본강과 같은 화학조성을 가지는 강인고트는 본 조사를 위하여 준비되었다. 인고트의 크기는 폭이 80mm 두께 40mm이고 길이가 300mm이다. 강인고트는 1200℃에서 2시간 가열된 후 연속열연되어 최종 두께 5.0mm가 되었다. 그리고 마감 압연온도는 표 Ⅱ에 기재된 920℃대신에 830℃로 조절되었다.

상기 언급한 공정을 겪은 후에 오스테나이트 매트릭스내에 고밀도의 전위가 제15a도에 보이는 바와 같이 본 표본강에서 발견되었다. 제15b도는 제15a도와 같은 부위가 채취되었으나 더 높은 배율의 휘면 TEM 사진은 전위가 전형적인 전위망상 하부구조로 배열되어 있음을 명확하게 보여준다. 암면 TEM 사진은 제15c도에 나타난 바와 같이 미세탄화물이 전위망상에 석출된 것을 보여준다. 미세탄화물의 크기 범위는 약 60Å 내지 130Å이다. 이러한 숫자에서 높은 밀도의 훨씬 작은 탄화물이 전위망상에 부가하여 전위망상내에 석출함을 알 수 있다. 이러한 작은 탄화물은 약 50Å이하이다.

상기의 관찰에서 마감압연 온도가 낮아지면 작은 탄화물이 열연중에 전위망상에 석출되기 시작하고 이 탄화물이 고정 작용을 함으로써 전위의 이동을 방해하는 것이 확실하다. 결과의 조직은 오스테나이트 매트릭스내에 존재하는 고밀도의 전위 망상구조이다. 인장시험결과는 최고강도, 항복강도와 열연된 조건에서의 본 발명 표본강의 신율은 각각 235Ksi, 218Ksi 및 29.7%이다. 본 표본강의 인장강도는 표 Ⅱ에 열거된 No.20 표본강보다 약 24Ksi 높음을 알 수 있다. 강도에서의 현저한 증가는 아마도 미세한 탄화물과 전위망상 하부구조의 형성 때문이다. 따라서 열연조건을 조절하는 것은 본 발명의 또다른 중요한 특성이다.

[실시예 6]

본 실시예는 미세구조 및 기계적 성질에 대한 닉켈 함량의 영향을 보인 것이다. Fe-9.0중량%의 Al-28.5중량%의 Mn-0.90중량% C-0.30중량%의 Ti-4.0중량%의 Ni의 조성을 가지는 표본 강이 조사되었다. 표본강의 화학적 조성은 닉켈을 훨씬 더 함유하는 것을 제외하고는 표 Ⅰ에 열거된 본 발명 No.12 표본강과 동일하다.

제16a도는 열연된 조건의 본 표본강의 광학현미경 사진인데 오스테나이트 매트릭스내에 봉상(rod-like) 석출물의 존재를 보이고 있다. 봉상석출물에 채취된 휘면 TEM 사진과 선택부위 회절 패턴은 제16b도-제16d도에 각각 나타나 있다. 선택부위 회절 패턴에 기초하여 봉상 석출물은 B₂-형(NiAl) 배열상에 속하는 bcc 구조를 가진다. 인장시험 결과는 표본 강의 최대강도, 항복강도 및 신율이 각각 188Ksi, 181Ksi 및 6.5%임을 보인다.

미세구조와 제3도의 분석에 기초하여 닉켈 함량이 약 0.5중량% 이하인 경우에 B₂-형 배열상이 열간압연된 강판에서 오스테나이트 조직내에 형성됨을 발견할 수 있다. 강판의 인성은 닉켈함량의 증가와 함께 조금씩 증가한다. 반면 약 1.0중량% 또는 그 이상까지의 닉켈 함량 증가는 오스테나이트 매트릭스내의 B₂-배열상의 형성을 초래하며 이것은 강도를 증가시키는데 해로울뿐 아니라 인성도 급격하게 악화시킨다.

[실시예 7]

본 실시예는 미세구조와 기계적 성질에 대한 규소 함량의 효과를 보이기 위한 것이다. Fe-6.0중량% Al-25.0중량%의 Mn-0.75중량% C-0.20중량% Nb 및 여러 가지 양의 규소의 화학조성을 함유하는 4개의 표본강의 성질을 본 실시예에서는 조사하였다. 4개의 표본강에 첨가된 규소의 양은 각각 1.2, 1.4, 1.8과 2.0중량%이다. 1200℃로부터 연속열연되고 920℃ 마감압연 온도에서 공냉된 후 4개의 표본강의 미세구조는 광학현미경과 투과 전자현미경(TEM)에 의하여 조사되었다. 제17a도 내지 제17b도는 각각 열연된 조건에서의 4개의 표본강에 대한 광학현미경 사진을 보인다. 이러한 현미경 사진에서, 약 1.2중량% 이상의 규소함량은 제2상의 형성으로 이끈다(즉 도면에서 D로 표시된). 제2상의 전체 부피에 대한 분율을 규소의 양이 증가함을 따라 증가한다.

제18a도-제18e도는 열연된 조건에서의 Fe-6.0중량% Al-25.0중량%의 Mn-0.75중량%의 C-0.20중량%의 Nb-1.40중량%의 Si에 대한 TEM 사진을 보여준다. 제18a도 즉 휘면 TEM 사진은 제17도에 D로 표시된 제2상에 상응하는 부위에서 채취된 것이다. 제18b도-제18c도는 제18a도에서 채취된 선택부위 회절 패턴을 보여준다. 회절 패턴의 분석에 기초하여 제2상이 DO₃-형 배열상에 속하는 면심입방격자 구조를 가짐을 확인할 수 있다. 제18d도와 제18e도 즉 (111)와 (200) DO₃반사에서 각각 채취된 암면 TEM 사진은 DO₃입자의 존재를 보여준다.

Fe-6.0중량% Al-25.0중량% Mn-0.75중량% C-0.12중량% Nb-Si 합금의 항복강도와 신율에 대한 규소의 효과가 제4도에 나타나 있다. 규소함량이 약 1.0중량% 이하일 때 항복 강도는 인성의 특별한 저하없이 규소 함량이 증가함에 따라 증가한다. 규소함량이 약 1.2중량% 또는 그 이상에 도달하면 인성은 급격히 저하하는데 이것은 DO₃-형 배열상의 형성 때문이라고 믿어진다.

[실시예 8]

본 실시예는 미세구조와 기계적 성질에 대한 몰리브덴의 영향을 보이기 위한 것이다. Fe-6.20중량%의 Al-31.3중량%의 Mn-0.77중량%의 C-0.28중량%의 티탄과 각각 몰리브덴 1.0과 4.5중량%의 몰리브덴의 화학조성을 가지는 표본강이 본 발명에서 조사된다. 이 두 개의 표본강의 화학조성은 더 많은 몰리브덴을 함유한다는 것을 제외하고는 표 Ⅰ에 열거된 본 발명 표본강 No.18과 동일하다. 1200℃에서부터 연속열연되고 920℃의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉된 후 이 두 개의 표본강은 제19도와 제20도에 각각 보이는 바와 같이 TEM에 의하여 조사되었다.

제19a도에서는 약간의 거친 입자가 오스테나이트상에 형성되었음을 보여준다. 제19b도는 거친 입자와 그들의 배경 매트릭스로부터 채취된 선택 부위 회절 패턴을 보여준다. 회절 패턴의 분석에 기초하여 이러한 거친 입자는 격자 상수 a=11.12Å의 복합 f.c.c. 구조를 가지는 (Fe,Mo)₆C 탄화물질임을 확인할 수 있다. 제20도에 보이는 바와 같이 (Fe,Mo)₆C 탄화물의 양은 몰리브덴 함량이 증가함에 따라 증가한다. 이러한 거친 탄화물의 크기는 약 2000Å 내지 4500Å이다. 열연된 조건의 Fe-6.24중량% Al-31.3중량%의 Mn-0.79중량%의 C-0.30중량% Ti-4.48중량% Mo 합금의 기계적 성질이 표 Ⅱ(No.51)에 열거되어 있다. 표 Ⅱ의 표면강 51과 표본강 18과의 비교로부터 이러한 거친 (Fe,Mo)₆C 탄화물은 강도에 대한 명백한 잇점이 없으며 다만 열연 강판의 인성을 급격하게 열화시킨다. 실험 결과는 몰리브덴 함량이 약 0.5중량% 이하로 제한되어야 함을 보인다.

[실시예 9]

본 실시예는 미세구조 및 기계적 성질에 대한 텅스텐 함량의 효과를 보이지 위한 것이다. Fe-6.22중량% Al-29.6중량%의 Mn-0.81중량%의 C-0.42중량%의 Ti과 약 1.0 및 3.0중량% 텅스텐을 함유하는 두 개의 표본강이 본 실시예에서 조사되었다. 그 두 표본강의 화학적 조성은 더 많은 텅스텐을 함유하고 있다는 것을 제외하고는 표 Ⅰ에 열거된 본 발명의 표본강 No.42와 동일하다. 제21도와 제22도는 각각 열연된 조건에서의 그 두 표본강의 TEM 사진이다. 제21a도에서 약간의 거친 석출물이 오스테나이트 매트릭스내에 형성됨을 알 수 있다. 이러한 거친 석출물의 크기는 약 1250Å 내지 3000Å이다. 석출물과 그것을 둘러싼 오스테나이트 매트릭스를 카바하는 혼합영역에서 채택된 회절 패턴은 제21b도에 나타나 있다. 회절 패턴의 분석에 기초하여 이러한 거친 석출물은 격자상수 a=11.087A을 가지는 복합 f.c.c. 구조를 가지는 (Fe,W)₆C 탄화물임을 확인할 수 있다. 텅스텐의 양을 약 3.0중량%까지 증가시킴으로써 (Fe,W)₆C의 양은 제22도에 보이는 바와 같이 급격히 증가한다.

TEM 관찰에 따라 텅스텐 함량이 약 0.5중량% 이하일 때 (Fe,W)₆C 탄화물은 열연강판에서 오스테나이트 매트릭스 내에는 발견되지 않는다. 그러나 텅스텐의 양을 약 1.0중량% 또는 그 이상 증가시키면 (Fe,W)₆C 탄화물은 오스테나이트 매트릭스내에 형성하기 시작한다. 표 Ⅱ의 표본강 No.42와 표본강 No.52를 비교함으로써 이러한 거치 (Fe,Mo)₆C 탄화물은 강도에 대한 명백한 향상을 가져오지는 않지만 열연강판의 인성을 급격하게 열화시킴을 알 수 있다.

[실시예 10]

본 실시예는 미세구조 및 기계적 성질에 대한 크롬의 효과를 보이기 위한 것이다. 표 Ⅰ에 열거된 No.53 표본강의 화학조성을 함유하는 표본강이 본 발명에서 조사된다. No.53 표본강의 화학 조성은 그것이 더 많은 크롬을 함유한다는 것을 제외하고는 본 발명의 표본강 No.37과 동일하다. 제23a도는 열연된 조건에서의 No.53 표본강의 휘면 TEM 사진을 보인다. 거친 압자에서만 채취된 선택부위 회절 패턴은 제23b도-제23d도에 나타나 있다. 선택부위 회절 패턴의 분석에 기초하여 이러한 석출물은 격자상수 a=13.98A과 c=4.52A을 가지는 복합 b.c.p 구조의 Cr₇C₃탄화물임이 확인된다. 표 Ⅱ에서는 No.53 표본강의 인성은 본 발명의 표본강 No.37보다 훨씬 낮다. 이것은 거친 Cr₇C₃탄화물의 형성에 기인한다.

Claims (11)

1. 본질적으로 중량% 기준으로 하여 4.5 내지 10.5% 알루미늄, 22.0 내지 36.0% 망간, 0.40 내지 1.25% 탄소와 적어도 0.06 내지 0.50% 티탄, 0.02 내지 0.02% 니오븀과 0.10 내지 0.40% 바나듐중 하나와 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
2. 제1항에 있어서, 본질적으로 4.5 내지 9.5중량퍼센트 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.40 내지 1.25% 탄소와 적어도 0.06 내지 0.50중량% 티탄, 0.02 내지 0.20중량% 니오븀과 0.10 내지 0.40중량% 바나듐중 하나와 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
3. 제1항에 있어서, 본질적으로 9.5 내지 10.5중량퍼센트 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.55 내지 1.10% 탄소와 적어도 0.06 내지 0.50중량% 티탄, 0.02 내지 0.20중량% 니오븀과 0.10 내지 0.40중량% 바나듐중 적어도 하나와 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
4. 제1항에 있어서, 본질적으로 4.5 내지 9.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.40 내지 1.25중량% 탄소와 적어도 0.06 내지 0.50중량% 티탄 및 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.

   제1항에 있어서, 본질적으로 4.5 내지 9.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0%의 망간, 0.40 내지 1.25% 탄소와 적어도 0.06 내지 0.50중량% 티탄 및 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
5. 제1항에 있어서, 본질적으로 4.5 내지 9.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.40 내지 1.25중량% 탄소, 0.02 내지 0.20중량% 니오븀과 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
6. 제1항에 있어서, 본질적으로 4.5 내지 9.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.40 내지 1.25중량% 탄소, 0.10 내지 0.40중량% 바나듐 및 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
7. 제1항에 있어서, 본질적으로 9.5 내지 10.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.55 내지 1.10중량% 탄소, 0.06 내지 0.50중량% 티탄과 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
8. 제1항에 있어서, 본질적으로 9.5 내지 10.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.55 내지 1.10중량% 탄소, 0.02 내지 0.20중량% 니오븀과 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
9. 제1항에 있어서, 본질적으로 9.5 내지 10.5중량% 알루미늄, 22.0 내지 36.0중량%의 망간, 0.55 내지 1.10중량% 탄소, 0.10 내지 0.40중량% 바나듐과 나머지는 철로 이루어진 고강도, 고인성 열연합금강판.
10. 제1항 재지 제9항중 어느 한 항에 있어서, 0.50중량% 이하의 닉켈, 1.20중량% 이하의 실리콘, 0.50중량% 이하의 텅스텐, 0.50중량% 이하의 몰리브덴 및 0.50중량% 이하의 크롬을 더 포함하는 고강도, 고인성 열연합금강판.
11. (가) 강 인고트를 유도로내에서 용융한 다음 80mm×40mm×400mm의 주형으로 주조하는 단계, (나) 강 인고트를 1050 내지 1250℃ 범위에서 가열시키는 단계, (다) 계속해서 가열된 합금강 인고트를 5.0 내지 10mm 범위의 최종 두께로 열연한 다음 800 내지 1000℃ 범위의 마감압연 온도에서 상온으로 공냉시키는 단계를 포함하는 제1항 내지 제9항의 열연합금강판 제조방법.

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