KR930009391B1 - 알루미늄을 함유하는 초고탄소강 및 그 제품의 제조방법 - Google Patents

Abstract

내용 없음.

Description

[발명의 명칭]

알루미늄을 함유하는 초고탄소강 및 그 제품의 제조방법

[도면의 간단한 설명]

제 1a 도 및 제 1b 도는 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 미세조직의 A₁변태온도 이상에서 일어나는 최종적인 변형단계를 수반하는 열간가공 및 온간가공에 의한 초기의 열-기계적 처리공정후의 상이한 배율에서의 주사 전자 현미경 사진.

제 2 도는 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 미세조직의 A₁변태온도 이하에서 일어나는 최종적인 변형단계를 수반하는 열간가공 및 온간가공에 의한 초기의 열-기계적 처리공정후의 주사 전자 현미경 사진.

제 3 도는 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 미세조직의 A₁변태온도 이상에서 열간가공 및 온간가공한후, 공냉시키고, 냉간가공하고, 풀림하여 구상화된 미세조직을 얻은 후의 주사 전자 현미경 사진.

제 4 도는 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 미세조직의 A₁변태온도 이상에서 열간가공 및 온간가공한후, 공냉시키고, A₁변태온도 이상으로 재가열하고, 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태에 의해 처리하여 구상화된 미세조직을 얻은 후의 주사 전자 현미경 사진.

제 5 도는 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 A₁변태온도 이상 및 이하에서 열간가공 및 온간가공한후, 공냉시키고, A₁변태온도 이하로 재가열하여 구상화된 미세조직을 얻은 후의 주사 전자 현미경 사진.

제 6 도는 초고탄소강, 실리콘을 함유하는 초고탄소강, 및 알루미늄을 함유하는 초고탄소강에 대한 최대 초소성 변형율 그래프이며, 모든 강에는 약 1.5중량%의 크롬이 함유되어 있다.

[발명의 상세한 설명]

[발명의 배경]

본 발명은 금속합금, 더욱 구체적으로 알루미늄을 함유하는 초고탄소강에 관한 것이다.

고강도, 앙호한 연성, 미세조직의 안정성 및 우수한 가공성을 동시에 성취할 수 있는 개선된 강에 관한 연구가 지속적으로 행해져 왔다. 상기 특성중 처음 3가지는 때때로 얻을 수 있었지만, 그러한 특성을 얻는데 필요한 조성 및 미세조직은 종종 우수한 가공성을 방해하는 입자 또는 다른 미세조직 특성을 갖는다. 강은 통상적으로 후강판으로 주조되어 압연 또는 단조 단계에서 두께가 감소된다. 강을 충분히 가공할 수 없을 경우, 두께가 감소되는 동안 최종 제품을 사용할 수 없게 만드는 균열이 생길 수 있다. 또한, 시판용 강은 반드시 비교적 저렴한 합금용 첨가제를 사용하고, 현재의 강압연 처리 기술에 적합하고 간단한 처리 단계를 거쳐 바람직한 특성을 얻어야 한다.

강을 선택하고, 처리하기 위해서는 그 강의 최종적인 용도를 고려해야만 한다. 많은 경우에 균일하고, 미세-스케일의 미세조직이 필요한 것으로 공지되어 있다. 특히, 초소성 성형(superplastic forming) 생산기술은 광범위한 분야에서 주목을 받고 있는데, 그 이유는 많은 경우에 부품을 사실상 단일 단계로써 그들의 최종 형태로 성형할 수 있기 때문이다. 그러므로, 재료원가 및 기계가공과 같은 제 2 처리공정에 필요한 원가가 상당히 절감될 수 있다. 초소성 거동(superplastic behavior)은 통상적으로 고온에서 매우 미세한 결정립도(grain size)를 갖는 금속에서 발견되며, 변형되는 동안 변형율에 대한 응력의 감도가 높은 특징을 갖는다.

그러므로, 합금용 첨가제 및 처리방법을 선택하기 위해서는 가공기술뿐만 아니라, 완성된 최종 제줌에 필요한 최종적인 성질도 고려해야 한다. 통상적으로 처리된 재료에는 가공하는 동안 허용가능한 가공성이 요구된다. 초소성 성형과 같은 특수 처리 작업에서는 가공성에 대한 요구가 훨씬 더 엄격하다.

초소성 성형 작업에 사용하기 위한 합금을 제조하기 위해서는 먼저 합금의 두께를 감소시키고, 미세한 결정립 조직을 갖도록 처리해야 한다. 어느 경우에는 초소성(superplasticity)이 결정립도와 관련이 없는 경우도 있지만, 대부분의 경우, 보다 미세한 결정립도는 특정의 응력 수준에서의 초소성 변형율을 증가시켜 준다. 그러므로, 대부분의 합금은 먼저 합금을 초소성 성형을 위해 가열할때, 안정한 미세한 결정립도로 처리되어야 한다. 미세한 결정립도가 충분히 안정되지 않을 경우, 초소성 성형 작업중에 결정립이 너무 조대해져서 성형이 종료되기 전에 초소성을 잃고, 그 성형 작업은 실패하게 된다. 따라서 미세 결정립 조직을 안정화시키고 초소성 성형속도를 증가시키는 것이 초소성 가공 작업을 개선하는 열쇠가 된다.

산업적인 규모로 초소성 성형을 이용하는 대부분의 경우, 항공우주산업에서 관심을 갖고 있는 티타늄, 니켈 및 알루미늄 합금을 이용해 왔다. 또한, 철 기재의 초소성 합금도 개발되어 왔는데, 예컨대 미합중국 특허 제3, 951, 697호에 기재된 초고탕소강(ultrahigh carbon steel, UHC 강)이 이에 포함된다. 상기 특허는 미세 결정립도를 갖고 후속되는 초소성 처리 공정중에 미세 결정립도를 안정화시키기 위해 미세 탄화철 배열을 갖는 과공석 강을 제조하는 방법에 관한 것이다. 이어서, 약 725℃의 공석온도(또는 A₁온도) 직전에서 초소성 성형을 수행하는데, 이는 약 600℃ 이하나 약 750℃ 이상에서는 강이 적합한 초소성을 나타내지 않기 때문이다.

초고탄소강은 당 업계에서 상당히 발전되었으나, 아직 산업적인 규모로 적용하기에는 경제적인 면에 있어서 몇가지 문제점이 있다. 강을 온간가공 및 열간가공 범위까지 가열할 경우, 미세한 탄화철은 조대해지고, 그 결과 미세 결정립 역시 더 큰 크기로 성장한다. 초소성을 갖기 위해서는 미세 결정립도가 요구되기 때문에, 결정립의 성장은, 비록 강을 적당한 온도 범위로 가열한다고 해도 초소성의 상실을 초래할 수 있다. 초소성 성형 작업은 결정립이 너무 크게 성장하기 전에 종결하여야 한다. 어느 경우에는 결정립이 초소성을 상실하는 크기까지 조대해져 처리 공정을 종료시킬 수 없기 때문에, 초소성 성형 공정을 산업적으로 실용화 할 수 없게 된다.

초소성 처리 공정에서 가열하는 동안 결정립도의 증가에 따른 중요한 결과는 허용가능한 초소성 성형 변형율에 있어서의 감소로 나타난다. 연구 및 계산에 의하면, 결정립도가 약 1 마이크로미터로부터 약 5 마이크로미터로 증가하게 되면, 일정한 응력하에서 약 100의 비율로 초소성 변형율이 감소되는 것을 예상할 수 있다. 고변형율은 성형시간을 단축시키기 때문에, 결정립도가 조대해짐에 따라 부품 성형에 필요한 시간이 급격히 증가함을 예상할 수 있다.

실리콘 및 탄화물 안정화 원소를 첨가하여 초고탄소강을 개선시킨 한가지 방법이 미합중국 특허 제4, 533, 390호에 기재되어 있다. 실리콘 및 탄화물 안정화 원소를 함유하는 초고탄소강은 후속 처리공정중에 미세결정립도를 유지하고, 공석온도를 상승시키는 역할을 하는 탄화철 입자가 안정된 배열을 갖도록 처리될 수 있다. 그 결과, 상기 재료의 초소성 처리공정은 보통의 초고탄소강에 사용되는 것보다 더 높은 변형율 및 더 낮은 응력 수준에서 행할 수 있다. 상기 강은 중요한 발전을 제공하였으나, 실용화하는데는 제한을 갖고 있다. 실리콘의 함량이 더 높은 경우에 상기 강의 열간가공 및 온간가공은 처리중에 에치(edge)균열 및 표면 균열이 발생하기 때문에 어렵게 된다. 또한, 상기 강의 연성은 압연시 약 20% 감소된후 균열이 나타남과 동시에 실온에서 제한을 받게 된다.

결과적으로, 열간가공, 온간가공 및 냉간가동하는 동안 향상된 연성을 가질뿐만 아니라 초소성 성형을 위해 고온에서 안정한 미세 결정립도를 갖는 개선된 철 기재 합금에 대한 필요성이 존재해 왔다. 이러한 개선된 연성은 최종적인 용도, 및 두께를 감소시켜 미세하고 안정된 결정립도를 제조하는데 필요한 처리 작업 모두에 중요하다. 바람직하기로는, 상기 합금이 증가된 초소성 성헝 변형율도 가질 경우, 산업적인 초소성 성형 작업의 경제성은 향상될 것이다. 본 발명은 상기 필요성을 충족시키고, 더우기 관련된 이익을 제공한다.

[발명의 요약]

본 발명은 상온 내지 고온에서 강하고, 연성 및 고도의 가공성을 갖고, 열간가공 및 온간가공하는 동안 내산화성을 가지며, 용이하게 미세조직으로 처리될 수 있는 개선된 초고탄소강에 관한 것이다. 미세조직은 안정한 입자의 배열에 의해 안정화되고, 유지된다. 이 강은 통상적인 처리과정에서 우수한 가공성을 갖고, 또한, 최종 제품으로서 우수한 강도, 경도 및 연성을 갖는다. 결과적으로, 최종 제품을 제조하기 위해 선택된 처리기술이 무엇이든지간에 우수한 특성을 갖게 된다. 미세하고, 안정한 미세 조직을 제조하기 위한 가공기술을 단순화되고, 1차 가공공정의 단가는 절감된다.

본 발명에 의한 강은 775℃ 및 1.6%/초의 변형율로 변형시킬 경우, 1000% 이상의 초소성 신장율을 갖는다. 15%/초 정도의 높은 변형율에서도 초소성 거동을 나타낸다. 그러므로, 이 강은 안정화된 미세 결정립도 및 증가된 초소성 성형 변형율이 중요한 콤비네이션을 이루기 때문에, 고도로 복잡한 부품도 초소성으로 성형할 수 있다. 따라서, 본 발명의 강은 산업적으로 가능한 초소성 성형 작업 및 그러한 성형 작업에 의해 성형될 수 있는 부품의 범위도 확장시킨다.

또한, 본 발명의 강은 우수한 냉간가공성을 나타낸다. 예를들면, 에지 균열없이 70%의 냉간 압연을 행할수 있다. 이와 같은 냉간가공성에 의해 고도로 정밀한 시트 재료를 용이하게 얻을 수 있다. 이러한 고도의 냉간가공성은 실리콘을 함유하는 초고탄소강의 경우에는 얻을 수 없었다.

본 발명에 의하면, 알루미늄을 초고탄소강에 1차 합금용 성분으로서 사용하였다. 특히, 철 기재 합금은 약 0.8 중량% 내지 오스테나이트에서의 탄소의 최대 용해도 한계량까지의 탄소, 약 0.5중량% 내지 약 10중량%의 알루미늄, 알루미늄 존재하에서 흑연화에 대해 탄화철을 안정화시키는 작용을 하기에 충분한 양의 안정화 원소 및 잔부가 철로 구성된다. 안정화 원소는 크롬 및 몰리브덴으로 구성되는 군중에서 선택하는 것이 바람직하며, 약 0.5 내지 약 2중량%의 크롬을 사용하는 것이 가장 바람직하다. 또한, 대부분의 강에서와 마찬가지로 망간이 약 0.5중량%의 양으로 존재할 수 있다. 또한, 본 발명은 안정화된 미세조직을 갖는 상기 재료의 제조방법도 제공한다.

알루미늄은 약 0.5중량% 내지 약 6.4중량%의 양으로 존재하는 것이 바람직하며, 약 1.6중량%의 양으로 존재하는 것이 가장 바람직하다 또한, 탄소 함량을 약 1.0중량%로 유지시켜 탄화철 입자의 체적 분률을 충분히 크게 제공함으로써 미세 결정립도를 안정화시키는 것이 바람직하다.

본 발명의 또 다른 양태에 의하면, 초고탄소강은 약 10 마이크로미터 이하, 바람직하게는 약 1 내지 2 마이크로미터, 가장 바람직하게는 약 1 마이크로미터의 결정립도를 갖는 안정한 곁정립 조직을 제조하는 기술에 의해 후속되는 초소성 처리공정에 적합한 성형체로 처리될 수 있다. 이와 같은 처리기술로는 미합중국 특허 제3, 951, 697호, 동 제4, 448, 613호 및 동 4, 533, 390호에 개시된 방법을 들 수 있으며, 그 개시 내용들은 본 명세서에 참고로 반영되었다.

이상에서, 본 발명은 탄소강에 관한 기술에서 중요한 발전을 이룩했음을 알 수 있다. 본 발명의 강은 1차 가공과정중에 우수한 가공성을 나타내고, 최종 제품으로서 높은 연성을 갖는 미세하고, 안정된 미세조직으로 용이하게 처리된다. 또한, 본 발명의 강은 고변형율에서 초소성으로 성형될 수 있으며, 장시간의 초소성 성형중 안정하며, 이 두가지 인자에 의해 복잡한 산업적인 초소성 성형 작업에서의 가요성이 증대된다. 본 발명의 다른 특징 및 장점은 첨부 도면과 관련하여 본 발명의 원리를 예시하는 이하의 더욱 상세한 설명으로부터 명백해질 것이다.

[적합한 실시형태의 상세한 설명]

본 발명에 의하면, 초고탄소강은 약 0.8중량% 내지 오스테나이트에서의 탄소의 최대 용해도 한계량까지의 탄소, 약 0.5 내지 약 10중량%의 알루미늄, 알루미늄 존재하에서 탄화철의 흑연화에 대한 안정화 작용을 하기에 충분한 양의 안정화 원소 및 총 100중량%중 잔부가 철로 구성된다. 또한, 상기 합금은 시판되고 있는 강에서 통상적으로 발견되는 불순물, 예컨대 망간, 니켈, 바나듐 및 구리를 소량 함유할 수도 있다. 탄소는 오스테나이트에서의 탄소의 그의 최대 용해도 한계량까지 존재할 수 있다. 안정화 원소는 크롬 및 몰리브덴으로 구성되는 군에서 선택하는 것이 바람직하다. 알루미늄은 약 0.5중량% 내지 약 6.4중량%의 양으로 존재하는 것이 적합하며, 약 1.6중량%의 양으로 존재하는 것이 가장 바람직하다. 안정화 원소로서는 약 1.5중량%의 양으로 존재하는 크롬이 가장 바람직하다. 강의 가장 바람직한 조성은 약 1.3중량%의 탄소, 약 1.6중량%의 알루미늄, 약 1.5중랑%의 크롬 및 총 100중량%중 잔부가 철로 구성된다.

본 명세서에 있어서, "강"은 탄소 및 기타 합금용 첨가제를 함유하는 철(또는 제일철이라고도 함)기재 합금이다. 이와 같은 강은 본 발명에 의한 합금 성분이외에 시판용 강에서 통상적으로 발견되는 원소, 예컨대 망간을 함유할 수도 있으나 그 양은 본 발명의 합금에 의해 제공되는 바람직한 성질을 얻는데 방해되지 않을 정도이다.

강은 통상적인 용융방법에 의해 용융된다. 강은 공기 용융되거나, 또는 특허 청정도가 요구되는 경우, 진공 용융시키는 것이 좋다. 이어서, 강을 불연속적으로 잉곳(ingot)으로 주조하거나 또는 연속적으로 슬래브(slab) 또는 다른 형태로 주조할 수 있다. 미세조직은 주조방치물(cas-cast material)을 기계적으로 가공하는 도중에, 바람직하기로는 A₁온도 바로 위에서 일어나는 최종 변형단계를 수반하는 열간가공 및 온간가공을 포함하는 공정중에 생긴다. 예를 들면, 이와 같은 공정은 약 1100℃에서 약 700℃까지의 온도에서의 일련의 열간가공 단계를 포함할 수 있다(본 명세서에 있어서, 열간가공은 약 2/3Tm 이상의 온도 범위에서의 기계적인 가공을 의미하며, 여기서 Tm은 합금의 절대 융점을 나타낸다. 제일철 합금의 경우, 열간가공은 약 950℃ 내지 약 1450℃사이에서 행해진다. 온간가공은 약 1/3Tm과 약 2/3Tm 사이의 온도 범위에서의 기계적인 가공을 의미한다. 제일철 합금에 있어서, 이와 같은 온간가공은 약 350℃ 내지 약 950℃의 온도 범위에서 행해진다) . 제 1 도는 실시예 1에 기재된 방법에 의해 상기 강을 열간 압연 및 온간 압연하고, 공냉시켜서 얻은 미세조직을 예시한 것이다. 이 미세조직은 약 0.1 마이크로미터의 시멘타이트 플레이트들 사이에 초미세 층상 공간을 갖는 약 3 내지 5 마이크로미터 크기의 미세 퍼얼라이트 집단을 갖는다. 초석정(proeutectoid) 탄화물은 매우 미세한 입자로서 퍼얼라이트 매트릭스내에 고르게 분포된다. 알루미늄의 존재가 열간가공 및 온간가공중 초석정 탄화물의 이와 같은 고른 분포에 기여한다고 믿어진다. 열간 및 온간가공하여 공냉시킨 강은 실온에서 양호한 연성을 갖는 동시에 고강도 및 고경도를 갖는다. 이러한 강은 더 이상의 처리없이 직접 많은 응용분야에 사용할 수 있다.

또한, 미세조직은 A₁온도 이하에서 일어나는 최종 변형단계를 수반하는 주조 방치물의 열간 및 온간가공에 의해 얻을 수 있다. 제 2 도는 실시예 5에 기재된 방법으로 처리한 상기 강의 미세조직을 예시한 것이다. 제 2 도에 나타낸 미세조직은, 일반적으로 최종적인 마무리 단계가 A₁온도 이하에서 이루어졌기 때문에, 퍼얼라이트 집단이 압연 방향으로 신장된다는 점을 제외하고는 제 1 도의 미세조직과 유사하다. 더 이상의 풀림공정 없이도, 열간 및 온간 가공된 강은 고강도 및 상당한 연성을 나타낸다.

이어서, 열간 및 온간가공된 강은 많은 최종 용도로 응용하기에 적합한 구상화된 미세조직으로 용이하게 전환시킬 수 있는데, 그 이유는 구상화된 조직은 향상된 기계 가공성 및 실온 인장 연성을 갖기 때문이다. 또한, 구상화된 조직은 후속되는 초소성 성형 작업에서 초소성을 성취하는데 특히 적합하다. 구상화된 조직은 미세한 구상화된 조직을 얻기 위해 종종 복잡한 열 순환계에 의한 장시간의 열처리를 흔히 필요로 하는 선행 기술의 강에 사용되는 처리공정보다 더 간단한 과정을 거쳐 얻을 수 있다. 실시예 6의 강은 A₁온도이하의 온도인 750℃에서 45분 동안 풀림하여 제 5 도에 나타낸 미세조직을 제조하였다. 실시예 1에서 기재된 바와 같이 처리한 강에 있어서, 냉간 가공후 750℃에서 45분 동안 풀림하여 제 3 도에 나타낸 구상화된 구조가 얻어졌다. 다른 방법으로서, 미세한 구상화된 미세조직은 이하 기재된 바와 같이 입상 공석 변태 또는 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태를 이용하는 처리공정에 의해 얻어진다. 각각의 처리 형태에 있어서, 탄화철 입자의 존재에 의해 안정화된 페라이트 결정립을 갖는 구상화된 초미세 페라이트 결정립도 물질이 얻어졌다. 이러한 미세조직의 예를 제 4 도에 나타내었다. 생성된 구상화된 강은 에지 균열없이 광범위하게 냉간 압연될 수 있으며, 실온에서 우수한 인장 신장 및 인장 강도를 갖는다.

상기한 처리방법에 의해 초소성 성형에 적합한 구상화된 미세조직을 제조할 수 있으나, 다른 기술들도 초소성 성형에 적합한 강을 제조하기 위해 이용될 수 있다. 초소성 처러공정에 사용하기 위해서는 먼저 결정립의 성장을 억제하는 탄화물 입자가 결정립계에 배열된 미세 결정립 분포를 갖는 형태로 강을 처리하는 것이 흔히 바람직하지만, 항상 필요한 것은 아니다. 상기 과정에서 처리 기술은 약 10마이크로미터 미만, 바람직하게는 약 1 내지 약 2 마이크로미터, 가장 바람직하게는 약 1 마이크로미터의 평균 결정립도를 갖는 안정한 결정립 조직을 제조하여야 한다.

상기한 미세 결정립 조직 및 여기에 부가해서 후속되는 초소성 처리공정에 적합한 탄화물 입자의 배열을 갖는 강을 제조하기 위한 다수의 처리 기술이 공지되어 있으며, 본 발명의 합금은 이러한 처리기술과 함께 사용될 수 있다. 적합한 처리기술의 예가 미합중국 특허 제3, 951, 697호에 기재되어 있다. 상기 특허에 기재된 바와 같이, 상기 미세 결정립 조직을 제조하기 위한 한가지 방법은 약 500℃ 내지 약 900℃의 온도로 가열한 다음, 강을 기계적으로 가공하여 충분히 변형시켜 결정립도를 정련하고, 탄화철의 대부분을 구상화하는 것이다. 또한, 선택적으로, 이 공정은 약 500℃ 내지 약 900℃ 온도 범위에서 가공하기 전에, 약 1100℃ 내지 약 1150℃의 온도에서 강을 균질화하고, 기계적으로 가공할 수도 있다.

또 다른 미세 결정립 물질의 제조방법은 미합중국 특허 제4, 448, 613호에 기재된 바와 같이, 입상 공석 변태 또는 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태를 포함한다.

요약하면, 입상 공석 변태 처리공정을 통해 미세 결정립 조직을 제조하는 방법은 먼저 강을 Acm 변태온도 이상으로 가열하여 거의 모든 탄소가 용해된 오스테나이트 매트릭스를 형성한다. 이어서, 강을 약 A₁변태온도까지 냉각시키면서 냉각 과정중의 적어도 일부시간 동안 압연 또는 단조시킴으로써 강을 변형시켜서 오스테나이트 결정립도를 정련한다. 다음에, 강을 A₁변태온도 이하로 더욱 냉각시켜서 조직을 퍼얼라이트 및 초석정 탄화물 입자의 혼합물로 변태시킨다. 다음에, 강을 A₁온도보다 약 50℃ 높은 균열(soaking, 均熱) 온도로 재가열하고, 이 온도에서 탄소가 균일하게 분포되지 않는 오스테나이트중에 탄화물을 용해시키기에 충분한 시간 동안 유지시킨다. 유지시간은 강의 정확한 조성 및 선택된 온도에 따라 결정되나, 통상적으로는 수분에서 1시간 정도이다. 마지막으로, 강을 공냉속도로 A₁변태온도 이하로 냉각시킨다. 다른 방법으로는, 동일한 처리과정을 수행하되, 용해된 탄소가 아직 오스테나이트 매트릭스내에 균일하게 분포되지 않은 단계중에 기계적인 가공을 하고, 가능하면 A₁온도 이하로 강이 냉각되었을 때 기계적인 가공을 한다. 상기 다른 공정은 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태로서 공지되어 있다. 상기 어떤 방법에서나 미세한 탄화철 입자가 결정립계에 결정립의 계속되는 조대화에 대해 결정립을 안정화시키는 작용을 하는 배열된 미세 페라이트 결정립 조직이 생성된다.

탄화철 입자의 배열을 갖는 미세 결정립 페라이트 조직을 제조하기 위한 상기 처리과정은 단지 예시적인 것이다. 상기 조직을 제조할 수 있는 다른 기술도 또한 적합하게 사용할 수 있다.

미세 결정립도로 처리된 강을 초소성 성형에 사용할 경우, 후속되는 초소성 성형 단계는 임의의 적합한 방법으로 수행할 수 있다. 그러한 방법에 있어서, 강은 적당한 장치내에서 대략 A₁온도가 되는 초소성 온도 범위로 가열된다. 본 발명의 강에서, 알루미늄의 첨가는 A₁온도를 상승시키므로 바람직하게는 약 700℃ 내지 약 900℃, 가장 바람직하게는 약 790℃의 온도에서 초소성 처리를 행하는 것이 좋다. 이하 기재된 바와 같이, 알루미늄 함량이 증가할수록 A₁온도가 상승하기 때문에, 최대 초소성 처리온도는 상승된다. 안정한 조직이 유지될 경우, 상승된 초소성 처리온도는 초소성 성형을 위한 최대 변형율을 증가시키는데 적합하다. 또한, 상승된 초소성 처리온도는 강의 유동 압력을 감소시키며, 따라서 기계류의 동력 수요를 완화시킨다.

초소성 변형은 개방된 다이 또는 폐쇄된 다이내에서의 프레스 성형과 같은 기계가공에 의해 수행된다. 상승된 A₁온도는 초소성 변형에 필요한 응력을 감소시키게 되고, 따라서 종전에는 강 합금에 사용하기에 적합하지 않던 초소성 성형기술도 또한 이용할 수 있게 되었다. 예컨대, 취입성형시 초소성 강의 시트를 인가된 가스 압력하에서 암 금형 공동 내로 압입할 수 있게 되었다. 인가된 가스 압력은 복잡한 수 금형 공구를 사용하지 않고서도 연속적이고, 균일하게 인가된 압력으로 시트를 금형 공동내로 압입하게 되었다. 취입 성형은 주로 티타늄 및 알루미늄 기재 초소성 합금에 이용되어 왔으나, 제일철 합금에는 널리 사용되지 않았다. 미합중국 특허 제4, 533, 390호에 기재된 실리콘을 함유하는 강을 제외하고는, 선행의 철 기재 초소성 합금의 강도가 증가할수록 대단히 높은 가스 압력이 요구되었다. 본 발명의 강을 사용하여 얻을 수 있는 변태온도 및 초소성 변형율은 취입 성형기술에 이용하기에 아주 적합하다.

초소성 성형기술이 성공적이기 위해서는 고온에서의 전체에 초소성 성형공정을 통해서 미세 결정립 조직을 유지하여야 한다. 각종 상태에서 결정립도 같이 약간 가변될 수는 있어도, 제일철 합금에 있어서, 결정립도가 약 10 마이크로미터 이상일 경우에는, 통상적인 변형율에서 거의 초소성을 발견할 수 없다. 양호한 초소성은 약 2 마이크로미터의 결정립도에서 관찰되며, 반면에 결정립도가 약 1 마이크로미터까지 감소될경우, 최대 초소성 변형율은 증가된다.

초소성 성형 작업은 고온에서 행해지기 때문에, 결정립은 온도가 상승되고 고온하에서의 노출시간이 증가함에 따라 조대해지려는 경향이 있으며, 이와 같은 조대화는 동시에 일어나는 초소성 변형에 의해 가속된다. 고온에서의 결정립 성장에 대해 결정립을 안정화시키기 위해서는 결정립계에 피닝 사이트(pinning sites)의 배열을 형성하는 초기 가공공정으로 탄화철 입자를 미세하게 분산시킨다.

고온에서 미세 입자들은 그 자체가 불안정해지고, 조대해지려는 경향이 있어, 그 결과 결정립도 또한 조대해진다. 본 발명에서는 알루미늄을 첨가함으로써 페라이트중의 탄소의 활성을 증가시켜 탄화철 입자의 조대화를 지연시키는 것으로 믿어진다. 따라서, 탄화물 입자의 용해속도가 지연되어, 미세 탄화철 입자의 배열은 예상과는 달리 그리 신속하게 조대해지지 않는다. 알루미늄은 A₁온도를 상승시키는 부가적인 장점을 제공하여, 초소성 처리를 위한 온도 범위를 상승시키게 된다.

알루미늄 자체만을 대량으로 첨가할 경우에는 바람직하지 않은 효과를 나타낸다. 알루미늄의 존재는 탄화철의 흑연화를 가속시킨다. 탄화철(Fe₃C)은 철에 있어서 탄소의 최저 에너지 상태가 아니기 때문에, 오랜시간이 경과하게 되면 탄화철은 철과 흑연으로 분해된다. 대량의 알루미늄이 존재하지 않을 경우, 이와 같은 분해는 고온에서조차 통상적으로 수년에 걸쳐 일어난다. 그러나, 알루미늄의 존재하에서 혹연화는 가속되어 초소성 성형온도에서 수분 또는 수시간에 길쳐 일어날 수 있다. 혹연화는 변태가 제 2 상 탄화철 입자의 체적 분률의 감소에 의해 수반됨으로써, 미세 결정립의 안정화에 있어서의 이들의 효과가 감소되기 때문에 바람직하지 않다. 미세 결정립에 대한 입자의 안정화 효과는 입자의 체적 분률이 감소함에 따라 감소하게 된다.

알루미늄 존재하에서 흑연화에 대해 탄화철을 안정화시키기 위해 안정화 원소가 제공된다. 적합한 안정화 원소로는 예컨데, 크롬, 몰리브덴, 텅스텐 및 티타늄을 들 수 있다. 크롬 및 몰리브덴이 안정화 원소로서 티타늄이나 텅스텐 보다 더 바람직한데, 그 이유는 팅스텐 및 티타늄은 거의 변형 불가능하고 입자-매트릭스 경계면에서 균열을 초래할 수 있는 매우 단단한 탄화물을 형성하기 때문이다.

반면에, 크롬과 몰리브덴은 철 및 탄소와 함께 더 변형가능한 탄화물을 형성한다. 크롬이 몰리브덴보다 더 바람직한데, 그 이유는 일반적으로 탄화 크롬이 탄화 몰리브덴 보다 더욱 변형가능하고, 현재 크롬의 가격이 더 저렴하기 때문이다. 비록 본 발명자들이 다음의 가능한 설명에 한정시키고자 하는 것은 아니지만, 적합한 크롬 안정화 원소의 경우에 있어서, 크롬은 탄화철(Fe₃C)에서 탄화 철 크롬(FeCr)₃C로 그의 조성을 변화시킴으로써 입도를 안정화시키는 것으로 믿어진다. 상기 철-크롬 탄화물은 고온에서 흑연화에 대해 탄화철보다 더 안정하기 때문에, 알루미늄의 존재하에서도 탄화물상은 흑연화에 대해 안정하다. 또한, 크롬은 A₁온도를 상승시켜 초소성 성형을 위한 온도 범위를 상승시키는데 기여한다.

강 중의 알루미늄 함량은 약 0.5중랑% 이상, 10중량% 미만이어야 하고 바람직하게는 약 6.4중량% 미만이다. 알루미늄 함량이 0.5중량% 미만일 경우에 탄화철 입자의 조대화를 지연시키는데 있어서는 유익한 효과를 얻을 수 있으나, A₁온도는 약 0.5중량% 이상의 알루미늄 농도에서만 현저하게 상승된다.

알루미늄 함량이 약 10중량% 이상일 경우, 철알루미나이드(Fe₃Al)와 같은 관련된 화합물의 형성에 의해 철-알루미늄 격자에서 규칙 배열이 관찰된다. 규칙 배열은 실온에서의 기계적 성질에 나쁜 것이며, 그 결과 모든 변형율에서의 인장 연성은 감소된다. 대조적으로 미합중국 특허 제4, 533, 390호에 기재된 철-실리콘 초소성 강에서의 철-실리콘 규칙 배열은 실리콘 함량이 약 3중량% 이상에서 시작되기 때문에, 철-실리콘 합금의 실온에서의 인장 연성은 실리콘 함량이 약 3중량%를 초과함에 따라 감소된다. 따라서, 알루미늄은 실리콘 보다 휠씬 더 관대한 합금 첨가제로서, 저온에서의 연성의 감소없이 더 많은 양의 알루미늄을 강에 첨가할 수 있다. 잠재 알루미늄 함량이 많을수록 실리콘 첨가에 의해 상승되는 A₁온도 보다 더 높은 온도까지 A₁온도를 상승시키기 때문에, 상당히 더 높은 온도에서 초소성 성형을 행할 수 있다.

알루미늄 함량은 약 6.4증량%를 초과하지 않는 것이 적합하다. 알루미늄 함량이 6.4중량% 이상일 경우, 열간 및 온간 가공이 어렵게 된다. 알루미늄 함량이 약 10중량% 이상일 경우, 약간의 에지 균열이 관찰된다. 본 발명의 강의 전형적인 탄소 함량은 약 0.8 내지 약 1.2중량%이기 때문에, 탄화물의 체적 분률은 고온에서 운세 결정립도를 안정화 시키기에 충분하다. 실온에서 양호한 연성을 성취하기 위해서는 탄화물이 페라이트 매트릭스에 균일하게 분포되어야 한다. 이러한 미세 조직은 모든 탄화물이 오스테나이트중에 용해되는 온도에서 강을 균열(均熱)시킨후, 열-기계적 처리에 의해 성취된다. 알루미늄 및 탄소의 함량이 너무 과량일 경우, 모든 탄화물이 오스테나이트 중에 용해되지는 않으며, 용해되지 않은 탄화물은 조대해지고, 실온 및 고온에서의 연성이 나쁘다.

알루미늄을 사용할 경우, 보통 탄소강이나 실리콘 함유 초고 탄소강에서 얻을 수 없는 여러가지 중요한 이익을 얻는다. 제 6 도는 2개의 상이한 양의 알루미늄을 함유하는 강을 포함하는 3종류의 강에 있어서, 초소성 유동에 대한 최대 변형율을 온도 함수로서 나타낸 것이다. 알루미늄을 함유하는 강은 상기 3종류의 강 모두가 초소성으로 성형될 수 있는 특정 온도(예, 700℃)에서 보통 탄소 초고탄소강 보다 약 10배 정도 더 큰 최대 변형율을 갖는다. 이와 같은 개선된 결과는 미세 페라이트 결정립도를 유지시키는 알루미늄의 능력이 보다 크기 때문인 것으로 믿어진다.

또한, 알루미늄의 첨가는 강의 A₁온도를 상승시키기 때문에, 페라이트가 안정한 최대 온도 및 최대 초소성 성형 온도를 상승시킨다. 제 6 도에서 각 선의 상단부에 표시된 수평 화살표는 페라이트가 안정한 유효 최대 온도이며, 동시에 최대 초소성 성형 온도를 의미한다. 보통 탄소강에 있어서, 상기 최대 온도는 약725℃의 공석 온도이다. 실리콘을 첨가하면 페라이트를 안정화시키고, 동시에 최대 초소성 성형 온도를 상승시킨다. 3중량%의 실리콘을 사용할 경우, 최대 초소성 성형 온도는 약 810℃이다. 더 많은 실리콘을 사용하면, 최대 초소성 성형 온도를 더욱 상승시킬 수는 있어도, 이와 관련된 강의 가공성 저하 및 압연중에 균열이 생기기 때문에 실용적이지 못하다. 알루미늄을 첨가해도 역시 최대 초소성 성형 온도는 상승된다. 1.6중량%의 알루미늄을 함유하는 강을 나타내는 선에서 이 알루미늄 함랑에 대한 최대 초소성 성형 온도는 약 780℃임을 알 수 있다. 그러나, 앞서 지적한 바와 같이, 기계적으로 가공하는 동안 탄화물의 안정성 또는 메짐 효과에 나쁜 영항을 주지 않고 더 많은 양의 알루미늄을 첨가할 수 있다. 예를 들면, 6중량%의 알루미늄을 함유하는 강에 있어서, 최대 페라이트 온도 및 초소성 성형 온도는 미세조직, 가공성 및 실온에서의 연성에 나쁜 영향을 주지 않고 약 840℃까지 상승된다.

제 6 도는 최대 변형율이 거의 10%/초까지 증가되었음을 나타낸다. 이와 같은 초소성에 대한 높은 변형율은 종래의 어떤 시판용 초소성 철 합금에서도 결코 얻지 못했다. 이것은 종래의 초소성으로 성형 가능한 초고탄소강에서 얻을 수 있었던 변형율의 약 10배이다. 또한, 이러한 높은 변형율은 초소성 성형 공정의 일부를 보다 낮은 온도에서 행할 수 있기 때문에, 이 일부 성형 공정 중에는 보다 적은 미세조직의 분해가 예상된다.

합금용 첨가제로서 알루미늄을 사용하면, 초소성의 개선 이외에 부가적으로 보다 광범위한 의미의 이익을 얻는다. 본 발명의 강에 있어서, 초석정 탄화물은 도면에 나타난 바와 같이 매우 미세하고, 양호하게 분포되어 있다 다른 초고탄소 과공석강(ultrahigh carbon hyperecutectoid steel)은 선행의 오스테나이트 결정립계에 우선적으로 위치하여 불균일하게 분포되는 초석정 탄화물을 갖는 경향이 있다. 본 발명의 강에 있어서, 초석정 탄화물의 분포는 실온 특성을 개선시키는데 기여하는 것으로 믿어진다.

본 발명의 초고탄소강은 보통 탄소 초고탄소강에서 관찰되는 것에 비해 담금질 경화능(hardenability)이 훨씬 개선된다. 약 2.41cm(0.95인치)의 임계 봉 직경(물 담금질시 봉의 중앙에서 90% 마르텐사이트)을 1.6중량%의 알루미늄, 1.5중량%의 크롬 및 1.25중량%의 탄소를 함유하는 초고 탄소강에서 얻었다. 이와는 대조적으로, 보통 초고탄소강의 대응하는 임계 봉 직경은 약 0.66cm(0.26인치)이었다.

고함량의 알루미늄은 또한 1차 처리 공정 또는 초소성 처리 공정중의 과도한 산화를 방지하는데 있어서 중요하게 고려해야할 문제인 고온에서의 개선된 내산화성을 강에 제공한다. 10중량%의 알루미늄, 1.5중량%의 크롬 및 1.25중량%의 탄소를 함유하는 열간 단조 및 온간 단조 강 샘플을 공기 중에서 850℃로 20분 동안 가열하였다. 사실상 산화되지 않고, 단지 약간의 스테인이 노출된 포면에서 관찰되었다.

더우기, 본 발명의 강의 냉간 가공 특성은 선행의 초고탄소 과공석강에서 관찰된 것보다 상당히 양호하다. 열간 가공 및 온간 가공된 본 발명의 강의 미세 조직은 약 0.1마이크로미터 미만의 퍼얼라이트 소편 사이의 공간을 갖는 약 2 내지 약 10마이크로미터 크기의 미세 퍼얼라이트 집단이다. 생성된 강은 로크웰 C 경도가 약 40 내지 50이고, 에지 균열 없이 광범위하게 냉간 압연할 수 있었다. 1.6중랑%의 알루미늄 및 0.25중량%의 몰리브덴을 함유하는 본 발명에 의한 강은 냉간 압연하여 에지 균열이 관찰되기 전에 79% 두께로 감소될수 있었다. 또한, 본 발명의 강은 균열없이 광범위하게 열간 압연 및 온간 압연될 수 있었다. 이러한 개선된 특성은 실리콘을 함유하는 초고탄소 과공석강을 포함하는 종래의 강의 거동으로부터는 예견할 수 없다.

초고탄소강에 알루미늄을 첨가할 경우, 간단하고 경제적인 열-기계적 처리 과정에 의해 구상화된 조직을 얻을 수 있는 부수적인 이익을 얻는다. 구상화된 조직은 흔히 바람직한데, 그 이유는 이 조직이 기계 가공성 및 냉간 가공성을 개선시키는데 이상적이기 때문이다. 알루미늄의 첨가에 의해 A₁온도가 상승하기 때문에, 구상화 조건은 용이하게 성취된다. 예를 들면, 6.4중량%의 알루미늄 및 1.5중량%의 크롬을 함유하는 UHC 강은 840℃의 A₁온도를 갖는다. 상기 강을 1150℃에서 750℃로 냉각시키면서 반복해서 열간 압연 및 온간 압연시키면, 퍼얼라이트 매트릭스에 균일하게 분포되는 초석정 탄화물을 갖는 작은 퍼얼라이트 집단이 생성된다. 강은 840℃ 내지 750℃ 사이에서 변형되기 때문에, 퍼얼라이트는 크게 변형되어 높은 전위 밀도(dislocation density)를 갖는다. 열간 가공 및 온간 가공된 강의 로크웰 C 경도는 약 45이다. 이어서, 강을 830℃에서 20분 동안 가열할 때, 조직은 완전히 구상화되고, 로크웰 C 경도가 30으로 감소되었다. 이러한 조직은 변형된 퍼얼라이트로부터 발생하는 구상화 추진력으로 인해 그리고 이제 구상화가 알루미늄 첨가로 인해 아직 A₁온도 이하이지만, 매우 높은 온도에서 행할 수 있다는 사실로 인해 생성된다. 동일한 방법을 구상화된 상태를 얻기 위해 보통 탄소 UHC강에 사용할 수 없는 것은 이러한 이유 때문이다. 보통 탄소 UHC강의 경우, A₁온도(727℃)가 낮기 때문에, 생산 작업중 A₁온도 이하에서 광범위한 온간 가공을 할 수 없다. 더우기, A₁온도가 낮기 때문에, 구상화 처리는 비교적 낮은 온도(727℃ 미만)에서 행하여야 하고, 따라서 장시간의 고가의 열처리를 해야 한다.

탄소 함량은 약 0.8중량% 내지 오스테나이트에서의 탄소의 최대 용해도 한계에 해당하는 탄소 함량 사이에서 선택된다. 이 최대 용해도 한계는 일정하지 않고, 존재하는 다른 합금용 원소의 종류 및 양에 따라 변한다. 탄소 함량이 약 0.8중량% 이하일 경우, 탄화철의 체적 분률이 불충분하게 형성되기 때문에, 페라이트 결정립 조직은 불안정하다. 탄소 함량이 최대 용해도 한계 이상일 경우, 오스테나이트화 대역에서 처리해도 크고 뭉툭한 탄화철 입자가 남아있기 때문에, 최종 제품의 연성이 감소된다. 적합하기로는, 탄소 함량이 1중량% 이상 되어 탄화철 석출물의 체적 분률을 크게 하는 것이 좋다.

안정화 원소는 알루미늄 존재하에서 흑연화에 대해 탄화철을 안정화시키기에 충분한 양으로 제공된다. 안정화 원소로서 크롬을 사용한 가장 바람직한 실시예에 있어서, 1.3중량%의 탄소, 1.6중량%의 알루미늄, 1.5중량%의 크롬 및 0.5중량%의 망간 및 잔부가 철로 된 합금을 초소성으로 성형한 후, 아주 적은 그러나 허용할 수 있는 양의 흑연화가 관찰되었다. 크롬 함량이 실질적으로 0.5중량% 이하인 경우에는 흑연화에 대해 임자를 필요한 만큼 안정화시키기에 불충한 것으로 믿어진다. 약 0.1중량% 이하의 몰리브덴을 첨가해도 혹연화에 대해 입자를 안정화시키는데에는 불충분하다. 안정화에 필요한 최소량 보다 상당히 더 많은 양의 안정화 원소를 첨가한다해도 상당히 유익한 결과를 얻을 것으로는 기대되지 않으며, 강에 다른 상을 형성하는데 불리할 수도 있다. 크롬을 약 2중량% 이상의 양으로 첨가할 경우, 가공성 및 성형성에 불리한 경화된 탄화물이 생성될 수 있기 때문에, 약 2중량% 이상의 양으로 첨가해서는 아니된다. 동일한 이유 때문에, 몰리브덴은 약 0.4중량% 이상의 양으로 첨가하지 않는 것이 좋다. 안정화 원소의 함량이 많을수록 보다 고함량의 탄소 및 알루미늄에 적합하다.

하기 실시예들은 본 발명을 예시하고자 하는 것이나, 본 발명의 범위를 이에 한정하는 것은 아니다.

[실시예 1]

1.3중량%의 탄소, 1.6중량%의 알루미늄, 0.6중량%의 망간, 1.5중량%의 크롬 및 잔부가 철로 된 조성을 갖는 초고탄소강 주물을 진공 용융시켜 주조하였다. 5.08m(2인치) 두께의 빌레트 주물을 1150℃에서 4시간 동안 균열(均熱) 시키고, 이어서 8개의 캘리버에서 냉각시키면서 약 0.69cm(0.27인치)의 최종 두께로 연속적으로 압연함으로써 열간 가공 및 온가 가공하였다. 압연하는 동안 균열(cracking)은 없었다. 최종 캘리버에서의 온도는 약 850℃, 즉 A₁온도 이상이었다. 강을 압연한 후, 실온에서 공냉시켰다. 미세조직은 약 0.1마이크로미터의 시멘타이트 플레이트들 사이에 초미세 층상 공간을 갖는 약 2 내지 5마이크로미터 크기의 미세 퍼얼라이트 집단을 나타냈다. 초석정 탄화물은 매우 미세한 입자로서 피얼라이트 매트릭스 중에 고르게 분포되었다. 제 1 도는 이 미세조직을 예시하는 것이다.

강의 기계적 특성을 실온에서 측정하였다. 이 강의 실온에서의 로크웰 C 경도는 50이고, 연성은 8%이었으며, 인장 강도는 약 16170.6kg/cm(230,000psi)이었다. 약 0.69m(0.27인치) 두께의 강판을 냉간 압연하여 어떤 가시적인 에지 균열없이 40%이상 감소시킬 수 있었다.

[실시예 2]

실시예 1의 열간 가공 및 온간 가공하고, 공냉 시키고, 냉간 압연한 강의 소편을 약 750℃에서 45분 동안 가열하여 구상화하고, 이어서 실온에서 공냉시켰다. 생성된 미세조직을 제 3 도에 예시하였다.

[실시예 3]

실시예 1의 강을 열간 가공 및 온간 가공하고, 공냉 시킨 소편을 입상 공석 변태에 의해 구상화하였다. 이 강을 약 850℃의 온도에서 5분 동안 가열하고, 이어서 공냉시켰다. 이 강의 인장 강도는 약 10897.6kg/cm(155,000psi)이고, 인장 신장률은 약 20% 이었다. 이어서, 이 열처리된 강을 냉간 압연하여 에지 균열없이 두께의 65%까지 감소시킬 수 있었다.

[실시예 4]

실시예 1의 열간 가공 및 온간 가공하고, 공냉시킨 강의 소편을 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태에 의해 구상화하였다. 이 강을 약 810℃에서 45분 동안 가열하고, 이어서, 2개의 캘리버에서 캘리버당 약 40%의 감소율로 압연하여 약 0.254cm(0.1인치) 두께로 감소시켰다. 제 2캘리버 중에서 샘플은 약 700℃로 냉각되었으며, 에지 균열의 흔적은 없었다. 이 강의 미소 조직을 제 4 도에 예시하였다. 이 미세조직은 약 2 마이크로미터의 아주 미세한 페라이트 결정립도를 갖는 약 95%가 구상화된 조직이었다.

[실시예 5]

실시예 1에 기재된 조성을 갖는 강을 실시예 1과 유사한 방법으로 압연하되, 단 보다 넓은 온도 범위 및 응력에서 압연하여 열간 가공 및 온간 가공하였다 특히, 약 5.08cm(2인치) 두께 빌레트를 약 1150℃의 온도에서 4시간 동안 균열시키고, 이어서 10개의 캘리버에서 l150℃에서 680℃로 냉각시키면서, 연속적으로 열간 압연 및 온간 압연하여 약 0.41cm(0.16인치)의 최종 두께로 감소시켰다. 10개의 캘리버 중 마지막 2개는 약 780℃의 A₁변태 온도 이하로 유지하였다. 따라서, 제 8 캘리버를 지난 후에 얻은 퍼얼라이트는 780℃ 내지 680℃에서 광범위하게 변형되었다. 압연된 플레이트는 에지 균열 또는 표면 균열의 흔적이 전혀없었다. 이 강의 미세 조직을 제 2 도에 예시하였다. 이 도면에서 A₁온도 이하에서의 변형에 의해 생성된 퍼얼라이트 집단의 방향성을 볼 수 있다.

실온으로 냉각시킨 후, 압연된 샘플의 기계적 특성을 측정한 결과, 최고 인장 강도는 약 17577kg/cm(250,000psi)이고, 신장율은 6%이었으며, 로크웰 C 경도는 52이었다. 풀림하지 않은 시트는 에지 균열이 관찰되기 전에 약 20% 냉간 압연할 수 있었다.

[실시예 6]

열간 가공 및 온간 가공하고, 공냉시킨 실시예 5의 강을 약 750℃에서 45분 동안 재가열하여 구상화하였다. 이 강은 본질적으로 제 5 도에 예시한 바와 같이, 매우 미세한 미세조직으로 완전히 구상화되었다. A₁온도 이하에서 완전히 구상화되는 것은, 온간 가공에 의해 퍼얼라이트에 높은 전위 밀도가 형성되기 때문에, 재가열하는 동안 퍼얼라이트가 용이하게 용해되고, 이어서 재유착하여 구형 탄화물을 형성한다는 사실에 기인하는 것으로 믿어진다.

[실시예 7]

열간 가공 및 온간 가공하고, 공냉시킨 실시예 5의 강을 입상 공석 변태에 의해 구상화하였다. 이 강을 810℃에서 5분 동안 재가열하고, 공냉시켰다. 구상화된 미세 결정립이 페라이트 미세조직을 제조하였다.

[실시예 8]

실시예 4 내지 7에 기재된 방법에 의해 제조된 강을 775℃에서 인장 시험한 결과, 초소성을 갖는 것으로 나타났다. 하기 표 1에는 3가지 상이한 초기 변형율에서의 인장 신장율(%)을 나타냈다.

[표 1]

* 무시험

많은 공학자들이 이용하는 통상적인 경험 법칙에 의하면 초소성 처리 작업에 사용될수 있는 강은 특정 변형율에서 약 1000%의 초소성 신장율을 나타내고, 적어도 0.4의 변형율 감도를 가져야 한다. 표 1로부터 0.16%/초의 변형율에서 시험했을 때, 모든 처리 강은 실질적으로 초소성 거동에 도달했음을 알 수 있다. 실시예 4 및 5에 기재된 방법에 의해 처리된 강은 또한 1.6%/초의 변형율에서 초소성 거동을 성취하였다. 이들의 신장율은 1.6%/초의 신장율에서 변형시켰을 경우, 선행의 초고탄소강에서 얻은 최상의 결과, 예를들면 3중량%의 실리콘을 함유하는 초고 탄소강에서 얻은 약 500%의 신장율 보다 훨씬 더 양호하다. 따라서, 적어도 상기 2가지의 처리 조건에 의하면 1.6%/초의 변형율에서 알루미늄을 함유하는 초고탄소강의 초소성 성형이 가능하게 되었다. 특히, 상기 실시예의 과정은 산업적인 규모로 용이하게 반복 실시할 수 있고, 큰 응력의 초소성 성형에 적합한 미세 조직을 얻기 위해서 강을 복잡하게 처리할 필요도 없다는 점은 주목할 만하다.

내삽시킬 경우, 실시예 5의 강은 5%/초의 변형율에서 1000%의 신장율을 가질 수 있을 것으로 믿어진다. 또한, 선형 가공 과정, 시험 및 처리 공정 온도 및 알루미늄 함량을 최적화하면 초소성 범위를 10%/초까지 확장시킬 수 있을 것으로 믿어진다(제 6 도).

이상에서, 본 발명의 강은 성형 특성 및 초소성 성형 특성, 최종 제품의 후성형 특성을 개선시켰다는 것이 명백해질 것이다. 본 발명의 강은 균열없이 성형될 수 있으며, 종래의 강에서 가능했던 것보다 더 높은 변형율에서 초소성으로 성형할 수 있다. 본 발명의 강의 미세 결정립도는 미세 탄화철 입자의 안정화를 통해 유지된다.

본 발명의 특정 실시형태를 단지 예시할 목적으로 구체적으로 기재 하였지만, 본 발명의 정신 및 분야를 이탈하지 않는 범위 내에서 다양하게 수정할 수 있다. 따라서, 본 발명을 첨부된 청구 범위로 한정하고자 한다.

Claims (15)

1. 0.8중량% 내지 오스테나이트에서의 탄소의 최대 용해도까지의 탄소, 0.5중량% 내지 10중량%의 알루미늄, 알루미늄 존재하에서 흑연화에 대해 탄화철을 안정화시키기에 충분한 양의 안정화 원소 및 총 100 중량% 중 잔부가 철로 구성된 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
2. 제 1 항에 있어서, 안정화 원소가 크롬, 몰리브덴 및 이들의 화합물로 구성된 군 중에서 선택되는 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
3. 제 1 항에 있어서, 안정화 원소가 크롬인 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
4. 제 3 항에 있어서. 크롬이 0.5중량% 내지 2중량%의 양으로 존재하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
5. 제 1 항에 있어서, 알루미늄이 0.5중량% 내지 6.4중량%의 양으로 존재하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
6. 조성이 1.3중량%의 탄소, 1.6중량%의 알루미늄, 1.5중량%의 크롬, 0.5중량% 내지 0.6중량%의 망간 및 잔부가 철로 구성되는 것을 특징으로 하는 초고탄소강.
7. 0.8중량% 내지 오스테나이트에서의 탄소의 최대 용해도까지의 탄소, 0.5중량% 내지 10중량%의 알루미늄, 알루미늄 존재하에서 흑연화에 대해 탄화철을 안정화시키기에 충분한 양의 안정화 원소, 강중에 통상적으로 존재하는 소량의 불순물 원소, 및 총 100중량%중 잔부가 철로 구성된 합금을 제조하는 제조 단계, 및 상기 합금을 10마이크로미터 미만의 평균 결정 입도를 갖도록 처리하는 처리 단계를 구비하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
8. 제 7 항에 있어서, 합금의 조성이 0.8중량% 내지 1.5중량%의 탄소, 0.5중량% 내지 6.4중량%의 알루미늄. 크롬 및 몰리브덴으로 구성되는 군 중에서 선택된 안정화 원소, 강 중에 통상적으로 존재하는 소량의 불순물 원소 및 잔부가 철로 구성된 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
9. 제 7 항에 있어서, 안정화 원소가 크롬인 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
10. 제 7 항에 있어서, 초고탄소강의 조성이 1.3중량%의 탄소, 1.6중량%의 알루미늄, 1.5중량%의 크롬, 0.6중량%의 망간, 강중에 통상적으로 존재하는 소량의 불순물 원소 및 잔부가 철인 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
11. 제 7 항에 있어서, 상기 처리 단계가 입상 공석 변태를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
12. 제 7 항에 있어서, 상기 처리 단계가 관련된 변형을 수반하는 입상 공석 변태를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
13. 제 7 항에 있어서, 상기 처리 단계가 A₁온도 이하에서 합금을 기계적으로 가공하고, A₁온도 이하에서 열처리하여 탄화철을 구상화하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
14. 제 7 항에 있어서, 상기 처리 단계가 미세한 크기의 퍼얼라이트 집단을 얻기 위해 1100℃ 내지 700℃의 열간 및 온간 가공 온도 범위에서 합금을 기계적으로 가공하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.
15. 제 7 항에 있어서, 상기 처리 단계가 처리 단계후 생성된 합금을 초소성으로 성형하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고탄소강 제품의 제조 방법.

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