WO2019093740A1 - 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법 Download PDF

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WO2019093740A1
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weight
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austenitic
molybdenum
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문준오
박성준
이태호
장재훈
박준영
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한국기계연구원
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    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to austenitic lightweight steel and a method of manufacturing the same, and more particularly to an 80 Kg grade austenitic lightweight steel having excellent impact properties and a manufacturing method thereof.
  • the present invention also relates to an austenitic lightweight steel material having an ultra-high strength of 1 GPa and a method for producing the same.
  • TWIP TWIP Induced Plasticity
  • TRIPLEX steel developed by Frommeyer and others is representative of lightweight steel containing 5 wt% or more of Al. These lightweight steels have excellent elongation properties compared with high strength, and thus various applications to automobile parts such as pillars and members have been studied.
  • the above conventional light-weight steel has a limitation in expanding its application to other structural materials industries including military transportation equipment (armored vehicles, etc.), which has high strength and excellent elongation, have.
  • parts such as a bumper and a front side member are required to have a very high strength as a part abutting against a collision of a vehicle. Accordingly, Martensite steel and TRIP (Transformation-Induced Plasticity) steel are applied.
  • martensitic steel has a martensitic matrix structure through quenching to a temperature lower than the martensite transformation starting temperature (Ms temperature) after hot rolling.
  • Ms temperature martensite transformation starting temperature
  • the martensitic steel has an ultrahigh strength of 1 GPa or more, while having an elongation of 10% or less.
  • TRIP steel is a phase in which residual austenite is formed in a ferrite matrix and has a relatively low elongation of less than 1 GPa while having excellent elongation due to retained austenite during component forming.
  • Another object of the present invention is to provide an austenitic lightweight steel material having an ultra-high strength of 1 GPa class and capable of securing excellent formability by improvement of an elongation rate and a method of manufacturing the same.
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention comprises 25 to 35% by weight of manganese (Mn), 10 to 12% by weight of aluminum (Al) 1.2% by weight, molybdenum (Mo): 1.5-3.0% by weight, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention comprises 27 to 33% by weight of manganese (Mn), 10 to 12% by weight of aluminum (Al) (Fe) and inevitable impurities, and has a tensile strength (TS) of 1 GPa or more and an elongation (EL) of 15% or more.
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • EL elongation
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention and its manufacturing method can ensure excellent impact properties by adding Mo to the Fe-C-Mn-Al alloy as a basic component at an optimum content ratio, Aluminum is added in an amount of 10 wt% or more to provide a low density, so that weight reduction can be achieved.
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention and the manufacturing method thereof have tensile strength (TS) of 780 MPa or more, elongation (EL) of 50% or more, And exhibits a density reduction rate of more than 15% relative to pure iron.
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention and the method of manufacturing the same according to the present invention are characterized in that Mo is added to an Fe-C-Mn-Al alloy as a basic component at an optimum content ratio, 15% or more can be secured, and weight can be reduced by having a low density through addition of Al by 10 wt% or more.
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention and the manufacturing method thereof have tensile strength (TS) of 1 GPa or more and elongation (EL) of 15% Satisfies 15,000 MPa ⁇ %, and exhibits a density reduction ratio of 15% or more with respect to pure iron.
  • FIG. 1 is a process flow diagram illustrating a method for manufacturing an austenitic lightweight steel according to a first embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a process flow chart showing a method of manufacturing an austenitic lightweight steel according to a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a TEM photograph of a specimen according to Example 1.
  • FIG. 10 is a photograph showing SEM and EDS analysis results of a specimen according to Comparative Example 10. Fig.
  • FIG. 11 is a TEM photograph of a specimen according to Example 4.
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, an elongation (EL) of 50% or more, and an impact absorption energy of 100 J or more at 25 ⁇ , Or less.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • impact absorption energy 100 J or more at 25 ⁇ , Or less.
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention comprises 25 to 35 wt% of manganese (Mn), 10 to 12 wt% of aluminum (Al), 1.0 to 1.2 wt% of carbon (C) , Molybdenum (Mo): 1.5 to 3.0 wt%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel material may further contain at least one of sulfur (S): 0.01 wt% or less and phosphorus (P): 0.02 wt% or less.
  • Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element.
  • the austenitic lightweight steel according to the present invention contains a large amount of Al, which is a ferrite stabilizing element, compared with conventional TWIP (TWIN Induced Plasticity) steels.
  • TWIP TWIN Induced Plasticity
  • the manganese (Mn) content should be increased to at least 25 wt.% Compared to TWIP steels.
  • the addition amount of manganese (Mn) is over 35% by weight, excessive formation of the manganese (Mn) accelerates the formation of a weak? -Mn phase, thereby deteriorating ductility and toughness.
  • manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 25 to 35% by weight of the total weight of the austenitic light-weight steel according to the present invention, and more preferably 28 to 32% by weight.
  • Aluminum (Al) is an indispensable element for lighter weight, and is lighter in weight than Fe atoms, and has an effect of lowering the density of the steel because the volume per mole is large.
  • the aluminum (Al) is preferably added at a content ratio of 10 to 12% by weight of the total weight of the austenitic light-weight steel according to the present invention, more preferably 10.4 to 11.0% by weight.
  • the addition amount of aluminum (Al) is less than 10% by weight, the addition amount thereof is insufficient and it may be difficult to exhibit the effect of lightening properly.
  • the content of aluminum (Al) exceeds 12 wt%, it is possible to reduce the elongation in accordance with Sikkim reduces the stability on the austenite to ferrite generation and ⁇ -carbide precipitates in a large amount of Fe 3 AlC type.
  • Carbon (C) is an austenite stabilizing element, which is necessary for the production of austenitic lightweight steel, and also contributes to an increase in tensile strength due to precipitation strengthening effect through carbide formation.
  • the carbon (C) is preferably added in an amount of 1.0 to 1.2% by weight based on the total weight of the austenitic lightweight steel according to the present invention, and more preferably 1.05 to 1.15% by weight.
  • the addition amount of carbon (C) is less than 1.0% by weight, the addition amount thereof is insufficient and it may be difficult to exhibit the effect of improving the strength properly.
  • the amount of carbon (C) added exceeds 1.2% by weight, a large amount of Fe 3 AlC type ⁇ -carbide precipitates are formed, which deteriorates toughness and can act as a cause of cracking during rolling.
  • Molybdenum (Mo) contributes to improving the toughness of lightweight steels as an element to retard precipitation of k-carbides in austenite.
  • the molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 1.5 to 3.0% by weight based on the total weight of the austenitic light-weight steel according to the present invention, more preferably 1.7 to 2.97% by weight.
  • the addition amount of molybdenum (Mo) is less than 1.5% by weight, it is difficult to exhibit the above effect properly.
  • Mo-enriched carbide may be formed, which may cause a sudden increase in strength and a decrease in toughness.
  • Sulfur (S) and phosphorus (P) induce segregation in the ingot during steelmaking and performance, thereby lowering impact toughness of the steel.
  • S sulfur
  • MnS inclusions are formed by binding with manganese Can be reduced. Therefore, it is preferable that sulfur (S) and phosphorus (P) are not contained, and even if it is inevitably included as an impurity, it is preferably limited to 0.01 wt% or less of sulfur (S) and 0.02 wt% or less of phosphorus .
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention has a tensile strength (TS) of 1 GPa or more and an elongation (EL) of 15% or more, and a tensile strength (MPa) x elongation (%) of 15,000 MPa , While having a density of 7.0 g / cm < 3 > or less.
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention comprises 27 to 33 wt% of manganese (Mn), 10 to 12 wt% of aluminum (Al), 1.0 to 1.2 wt% of carbon (C) , Molybdenum (Mo): 3.0 to 5.0 wt%, and the balance iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel material may further contain at least one of sulfur (S): 0.01 wt% or less and phosphorus (P): 0.02 wt% or less.
  • Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element, which serves to stabilize an austenitic matrix to improve ductility.
  • the austenitic lightweight steel according to the present invention contains a large amount of Al, which is a ferrite stabilizing element, compared with conventional TWIP (TWIN Induced Plasticity) steels.
  • TWIP TWIN Induced Plasticity
  • the manganese (Mn) content should be increased to 27 wt% or more as compared to TWIP steels.
  • the addition amount of manganese (Mn) is over 33% by weight, the formation of a weak? -Mn phase is promoted, thereby deteriorating ductility and toughness.
  • manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 27 to 33% by weight of the total weight of the austenitic light-weight steel according to the present invention, more preferably 29 to 31% by weight.
  • Aluminum (Al) is an indispensable element for lighter weight, and is lighter in weight than Fe atoms, and has an effect of lowering the density of the steel because the volume per mole is large.
  • the aluminum (Al) is preferably added in an amount of 10 to 12% by weight of the total weight of the austenitic light weight steel according to the present invention, and more preferably 10.5 to 11.0% by weight.
  • the addition amount of aluminum (Al) is less than 10% by weight, the addition amount thereof is insufficient and it may be difficult to exhibit the effect of lightening properly.
  • the addition amount of aluminum (Al) is more than 12% by weight, there is a problem of not only forming an AlN article but also inhibiting the formation of the austenite phase and promoting ferrite generation to lower the elongation.
  • Carbon (C) is an austenite stabilizing element and is required for the production of austenitic lightweight steels.
  • carbon combines with Fe and Al to form ⁇ -carbide, which is a regular phase, and binds with Mo to form carbide, thereby greatly improving the strength of steel.
  • the carbon (C) is preferably added in an amount of 1.0 to 1.2% by weight based on the total weight of the austenitic lightweight steel according to the present invention, and more preferably 1.05 to 1.15% by weight.
  • the addition amount of carbon (C) is less than 1.0% by weight, the addition amount thereof is insufficient and it may be difficult to exhibit the effect of improving the strength properly.
  • the addition amount of carbon (C) exceeds 1.2% by weight and is added excessively, it may act as a cause of lowering the ductility.
  • Molybdenum is a carbide-forming element that bonds with C to form precipitates such as Mo 2 C, Mo 6 C, and Mo 23 C 6 to inhibit grain growth during homogenization heat treatment in austenite region, . ≪ / RTI > In addition, molybdenum can also help to secure ductility by delaying ⁇ -carbide formation.
  • the molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 3.0 to 5.0% by weight of the total weight of the austenitic light-weight steel according to the present invention, more preferably 3.5 to 4.95% by weight.
  • the addition amount of molybdenum (Mo) is less than 3.0% by weight, it is difficult to exhibit the above effect.
  • the addition amount of molybdenum (Mo) is excessively over 5.0 wt%, a large amount of coarse precipitate is promoted to lower the precipitation strengthening effect and to deteriorate the ductility.
  • Sulfur (S) and phosphorus (P) induce segregation in the ingot during steelmaking and performance, thereby lowering the toughness and ductility of the steel.
  • S sulfur
  • MnS inclusions are formed by binding with manganese
  • the ductility can be lowered. Therefore, it is preferable that sulfur (S) and phosphorus (P) are not contained, and even if it is inevitably included as an impurity, it is preferably limited to 0.01 wt% or less of sulfur (S) and 0.02 wt% or less of phosphorus .
  • FIG. 1 is a process flow chart illustrating a method for manufacturing a lightweight austenitic steel according to a first embodiment of the present invention.
  • a method of manufacturing an austenitic lightweight steel according to a first embodiment of the present invention includes a hot rolling step (S110), a homogenizing heat treatment step (S120), and a cooling step (S130).
  • the steel material may further contain 0.01 wt% or less of sulfur (S) and 0.02 wt% or less of phosphorus (P).
  • a step of reheating at about 1,150 to 1,250 DEG C for 1 to 3 hours may be further performed.
  • the hot rolling is preferably carried out at a finish rolling temperature of 900 ° C or higher, more preferably 900-1150 ° C. If the finish rolling temperature is lower than 900 ⁇ ⁇ , there is a problem that an uncrosslinked structure due to abnormal reverse rolling occurs. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 1,150 ⁇ ⁇ , the austenite grains may become coarse and the strength may become difficult to secure.
  • the hot-rolled steel material is subjected to homogenization heat treatment at 1,000 to 1,100 ° C for 1 to 3 hours. At this time, if the homogenization treatment temperature is less than 1,000 ° C, the homogenization effect is insufficient. Conversely, when the homogenizing heat treatment temperature exceeds 1,100 ° C, the strength and toughness may be lowered due to crystal grain coarsening.
  • the homogenized heat treated steel is cooled to room temperature at a rate of 300 to 350 DEG C / sec.
  • the cooling rate is less than 300 ° C / sec, a large amount of coarse carbide may be generated upon cooling.
  • the cooling rate exceeds 350 ° C / sec, the strength increases, but it may be difficult to obtain the target toughness.
  • the cooling in this step is preferably conducted by a water-cooling method, and the room temperature may be 1 to 40 ⁇ , but is not limited thereto.
  • the austenitic lightweight steel according to the first embodiment of the present invention manufactured by the above-described processes (S110 to S130) can be obtained by adding Mo to the Fe-C-Mn-Al alloy as a basic component at an optimum content ratio Impact property can be ensured, and light weight can be achieved by having a low density through addition of Al by 10 wt% or more.
  • the austenitic lightweight steel produced by the method according to the first embodiment of the present invention has tensile strength (TS) of 780 MPa or more, elongation (EL) of 50% or more, And exhibits a density reduction rate of more than 15% relative to pure iron.
  • FIG. 2 is a process flow chart showing a method of manufacturing an austenitic lightweight steel material according to a second embodiment of the present invention.
  • a method for manufacturing an austenitic light steel according to a second embodiment of the present invention includes a hot rolling step (S210), a homogenization heat treatment step (S220), and a cooling step (S230).
  • the steel material may further contain 0.01 wt% or less of sulfur (S) and 0.02 wt% or less of phosphorus (P).
  • a step of reheating at about 1,150 to 1,250 DEG C for one to three hours may be further performed.
  • the hot rolling is preferably carried out at a finish rolling temperature of 900 ° C or higher, more preferably 900-1150 ° C. If the finish rolling temperature is lower than 900 ⁇ ⁇ , there is a problem that an uncrosslinked structure due to abnormal reverse rolling occurs. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 1,150 ⁇ ⁇ , the austenite grains may become coarse and the strength may become difficult to secure.
  • the hot-rolled steel is subjected to homogenization heat treatment for 1 to 3 hours at 1,050 ⁇ 25 ⁇ ⁇ .
  • the homogenization treatment temperature is less than 1,025 DEG C, the homogenization effect is insufficient.
  • the homogenization heat treatment temperature exceeds 1,075 DEG C, the strength and toughness may be lowered due to crystal grain coarsening.
  • the homogenized heat treated steel is cooled to room temperature at a rate of 300 to 350 DEG C / sec.
  • the cooling rate is less than 300 ° C / sec, a large amount of coarse carbide may be generated upon cooling.
  • the cooling rate exceeds 350 ° C / sec, the strength increases, but it may be difficult to obtain the target toughness.
  • the cooling in this step is preferably conducted by a water-cooling method, and the room temperature may be 1 to 40 ⁇ , but is not limited thereto.
  • the austenitic lightweight steel according to the second embodiment of the present invention manufactured by the above-described processes (S210 to S230) can be obtained by adding Mo to the Fe-C-Mn-Al alloy as a basic component at an optimum content ratio, It is possible to secure an elongation of not less than 15% while having ultra-high strength of not less than 10 wt%, and light weight can be achieved by having a low density through addition of Al by 10 wt% or more.
  • the austenitic lightweight steel produced by the method according to the second embodiment of the present invention has tensile strength (TS) of 1 GPa or more and elongation (EL) of 15% or more, Satisfies 15,000 MPa ⁇ %, and exhibits a density reduction ratio of 15% or more with respect to pure iron.
  • the ingot having the chemical composition shown in Table 1 was produced in a vacuum induction melting furnace, and then the ingot was reheated at 1,150 ⁇ ⁇ for 2 hours and hot rolled to a thickness of 12 mm under the condition of finish hot rolling at 1,000 ⁇ ⁇ . Thereafter, homogenization heat treatment was performed at 1,050 ⁇ ⁇ for 2 hours and then cooled to room temperature (15 ⁇ ⁇ ) to prepare specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4. At this time, water cooling was performed after homogenization heat treatment and the cooling rate was measured at 310 ⁇ 10 ° C / sec.
  • Table 2 shows the microstructure and mechanical properties of the specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4.
  • 2 is an SEM photograph of the specimen according to Comparative Examples 1 to 4
  • FIG. 3 is a SEM photograph of the specimen according to Examples 1 to 3.
  • the density of the specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4 was measured to be about 16% or more It is possible to produce a lightweight steel having a low specific gravity.
  • the specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4 were composed of austenite single phase microstructure after homogenization heat treatment, and the Fe 3 AlC type ⁇ -carbide in the austenite phase was regularly developed I can confirm that it is.
  • Comparative Examples 1 to 3 when Mo was not added or Mo was added in an amount of 1.5 wt% or less, the Mo addition effect was insignificant and the impact toughness value was less than the target value.
  • Comparative Example 4 when C is excessively added in excess of 1.2 wt%, it can be confirmed that it has a low impact toughness value, which is considered to be a large amount of ⁇ -carbide.
  • FIG. 4 is a TEM photograph of a specimen according to Example 1.
  • Fig. 4 (a) shows a bright-field image
  • FIG. 4 (b) shows a dark-field image
  • area electron diffraction) pattern analysis result (z [011]).
  • the microstructure after the homogenization heat treatment is composed of austenite single phase, and the Fe 3 AlC type ⁇ -carbide is contained in the austenite phase, It can be confirmed that it is precipitated in the form of crystals.
  • the ingot having the chemical composition shown in Table 3 was produced in a vacuum induction melting furnace.
  • the ingot was reheated at 1,200 ⁇ ⁇ for 2 hours and hot rolled to a thickness of 12 mm under the condition of finish hot rolling at 1,000 ⁇ ⁇ .
  • the homogenization heat treatment was performed at 1,050 ⁇ ⁇ for 2 hours and then cooled to room temperature (15 ⁇ ⁇ ) to prepare specimens according to Examples 4 to 5 and Comparative Examples 5 to 14.
  • water cooling was performed after homogenization heat treatment and the cooling rate was measured at 310 ⁇ 10 ° C / sec.
  • Table 4 shows the microstructural and mechanical properties of the specimens according to Examples 4 to 5 and Comparative Examples 5 to 14.
  • FIG. 6 is a SEM image of a specimen according to Comparative Examples 5 to 8
  • FIG. 7 is a SEM image of a specimen according to Comparative Examples 9 to 12
  • FIG. 8 is a SEM image according to Examples 4 to 5 and Comparative Examples 13 to 14 SEM photograph of the specimen.
  • the ordered-BCC phase D03 was developed and the fraction increased with the increase of Mo addition.
  • the specimens according to Examples 4 to 5 correspond to the target values. Accordingly, the specimens according to Examples 4 to 5 have a tensile strength (TS) of 1,000 MPa or more, an elongation (EL) of 15% , And a tensile index (TS x EL) of 15,000 MPa ⁇ % or more.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • TS x EL tensile index
  • FIG. 9 is a TEM photograph of a specimen according to Comparative Example 9
  • FIG. 10 is a photograph showing SEM and EDS analysis results of a specimen according to Comparative Example 10
  • FIG. 11 is a TEM photograph of a specimen according to Example 4 .
  • FIG. 9A shows a dark-field image
  • FIG. 9B shows a SAD (selected area electron diffraction) pattern analysis result.
  • 10 (a) shows an SEM image
  • FIG. 10 (b) shows an EDS analysis result of Mo-enriched carbide.
  • 11A shows a dark-field image
  • FIG. 11B shows a SAD (selected area electron diffraction) pattern analysis result.

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Abstract

우수한 충격 특성을 갖는 80Kg급 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다. 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
본 발명은 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 충격 특성을 갖는 80Kg급 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 1GPa급의 초고강도를 갖는 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 전세계적으로 환경오염에 대한 관심이 증가하면서 온실가스 배출규제 정책이 강화되고 있다. 또한, 유가 상승에 따른 소비자들의 연비 향상 요구에 따라 경량 철강 소재에 대한 개발 요구가 증가하고 있다.
이러한 요구에 따라 철강 업계에서는 경량화를 위해 기존의 철강재료 대비 경량화 원소인 알루미늄(Al)을 다량 첨가하여 쌍정유기소성(TWIP, TWin Induced Plasticity) 강을 개발하였으나 TWIP강의 경우 Al이 5 중량% 이상 첨가될 시 강의 적층 결함 에너지를 증가시켜 쌍정 변형을 억제시키므로 경량화에 한계가 있다.
이에 대한 대안으로, 최근에는 경량화 원소인 Al, Si 등을 다량 첨가하여 밀도 자체가 낮은 저비중 경량 강재에 대한 개발이 진행 중이다. 일 예로, 5 중량% 이상의 Al을 첨가한 경량 철강으로는 대표적으로 Frommeyer 등이 개발한 TRIPLEX 강이 있다. 이러한 경량 철강은 높은 강도 대비 우수한 연신율을 가짐으로써 필라류, 멤버류 등의 자동차 부품으로의 적용이 다양하게 검토되고 있다.
한편, 위와 같은 종래의 경량 철강은 높은 강도와 우수한 연신율을 가지는 반면에 충격특성이 열위하여 방탄특성이 요구되는 군수용 수송기기(장갑차 등)를 비롯한 타 구조용 소재산업으로의 적용확대에 있어서 한계를 가지고 있다.
또한, 최근 들어, 차량의 승객 안전 및 연비 향상을 위해 자동차용 소재의 고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다.
특히, 범퍼, 프론트 사이드 멤버 등의 부품은 차량의 충돌 시에 맞닿는 부분으로써 매우 높은 강도가 요구되며, 이에 따라 마르텐사이트(Martensite) 강, TRIP(Transformation-Induced Plasticity) 강 등이 적용되고 있다.
이 중, 마르텐사이트 강은 열간압연 후 마르텐사이트 변태시작온도(Ms temperature) 이하로 급랭을 실시하는 것을 통해 마르텐사이트 기지조직을 가지고 있다. 이로 인해, 마르텐사이트 강은 1GPa 이상의 초고강도를 가지는 반면에 연신율이 10% 이하로써 매우 낮은 단점이 있다. TRIP 강은 페라이트 기지 내에 잔류 오스테나이트를 생성시킨 상으로써 부품 성형 시에 잔류 오스테나이트에 의해 우수한 연신율을 갖는 반면에 상대적으로 낮은 1GPa 미만의 강도를 갖는다.
본 발명의 하나의 목적은 우수한 충격 특성을 갖는 80Kg급 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 1GPa급의 초고강도를 가지면서도 연신율 향상으로 우수한 성형성을 확보할 수 있는 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 1GPa 이상의 인장강도(TS) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖는 것을 특징으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법은 (a) 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 강재를 균질화 열처리하는 단계; 및 (c) 상기 균질화 열처리된 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법은 (a) 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 강재를 1,050±25℃ 조건에서 1 ~ 3시간 동안 균질화 열처리하는 단계; 및 (c) 상기 균질화 열처리된 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법은 기본 성분계인 Fe-C-Mn-Al 합금에 Mo를 최적의 함량비로 첨가하는 것에 의해 우수한 충격특성을 확보할 수 있으면서, 10wt% 이상의 Al 첨가를 통하여 낮은 밀도를 가짐에 따라 경량화를 도모할 수 있다.
이 결과, 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법은 인장강도(TS) : 780MPa 이상, 연신율(EL) : 50% 이상 및 25℃에서의 충격흡수에너지 100J 이상을 가지며, 순철 대비 밀도감소율 15% 이상을 나타낸다.
본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법은 기본 성분계인 Fe-C-Mn-Al 합금에 Mo를 최적의 함량비로 첨가하는 것에 의해 1GPa급의 초고강도를 가지면서도 연신율 15% 이상을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 10wt% 이상의 Al 첨가를 통하여 낮은 밀도를 가짐에 따라 경량화를 도모할 수 있다.
이 결과, 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법은 1GPa 이상의 인장강도(TS) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖되, 인장강도(MPa) × 연신율(%)는 15,000 MPaㆍ% 이상을 만족하면서, 순철 대비 밀도감소율 15% 이상을 나타낸다.
도 1은 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도.
도 2는 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재의 제조 방법을 나타낸 공정 순서도.
도 3은 비교예 1 ~ 4에 따른 시편에 대한 SEM 사진.
도 4는 실시예 1 ~ 3에 따른 시편에 대한 SEM 사진.
도 5는 실시예 1에 따른 시편에 대한 TEM 사진.
도 6은 비교예 5 ~ 8에 따른 시편에 대한 SEM 사진.
도 7은 비교예 9 ~ 12에 따른 시편에 대한 SEM 사진.
도 8은 실시예 4 ~ 5 및 비교예 13 ~ 14에 따른 시편에 대한 SEM 사진.
도 9는 비교예 9에 따른 시편에 대한 TEM 사진.
도 10은 비교예 10에 따른 시편에 대한 SEM 및 EDS 분석 결과를 나타낸 사진.
도 11은 실시예 4에 따른 시편에 대한 TEM 사진.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예들에 따른 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재
본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 인장강도(TS) : 780MPa 이상, 연신율(EL) : 50% 이상 및 25℃에서의 충격흡수에너지 100J 이상을 가지면서, 7.0g/㎤ 이하의 밀도를 갖는 것을 목표로 한다.
이를 위해, 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 강재에는 황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소이다. 이때, 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 종래의 쌍정유기소성(TWIP, TWin Induced Plasticity) 강에 비해 페라이트 안정화 원소인 Al이 다량 첨가되어 있으며, 이로 인해 오스테나이트계 단상 조직을 갖는 오스테나이트계 경량 강재를 제조하기 위해서는 TWIP 강에 비해서 망간(Mn) 함량을 25 중량% 이상으로 증가시켜야 한다. 다만, 망간(Mn)의 첨가량이 35 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 취약한 β-Mn 상의 생성을 촉진시켜서 연성과 인성을 저하시키는 요인으로 작용한다.
따라서, 망간(Mn)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 25 ~ 35 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 28 ~ 32 중량%를 제시할 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 경량화를 위해 필수적인 원소로서, Fe 원자에 비해서 가벼우면서 몰 당 부피가 커서 강의 밀도를 낮추는 효과가 있다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 10 ~ 12 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 10.4 ~ 11.0 중량%를 제시할 수 있다. 알루미늄(Al)의 첨가량이 10 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 불충분하여 경량화 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 첨가량이 12 중량%를 초과할 경우에는 오스테나이트 상의 안정성을 떨어뜨리고 페라이트 및 다량의 Fe3AlC 타입의 κ-carbide 석출물을 생성시킴에 따라 연신율을 저하시킬 수 있다.
탄소(C)
탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로서, 오스테나이트계 경량 강재의 제조를 위해 필요하며, 또한 탄화물 형성을 통한 석출강화 효과로 인장강도 증가에 기여한다.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 1.0 ~ 1.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 1.05 ~ 1.15 중량%를 제시할 수 있다. 탄소(C)의 첨가량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 불충분하여 강도 향상 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 첨가량이 1.2 중량%를 초과할 경우에는 다량의 Fe3AlC 타입의 κ-carbide 석출물 생성에 따라 인성을 떨어뜨리고 압연 시 균열발생의 원인으로 작용할 수 있다.
몰리브덴( Mo )
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트 내에서 k-carbide의 석출을 지연시키는 원소로서 경량 강재의 인성을 향상시키는데 기여한다.
상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 1.5 ~ 3.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 1.7 ~ 2.97 중량%를 제시할 수 있다. 몰리브덴(Mo)의 첨가량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하기 어렵다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 첨가량이 3.0 중량%를 초과할 경우에는 Mo 탄화물(Mo-enriched carbide)을 형성시킴으로써 강도를 급격하게 증가시키고 인성을 떨어뜨리는 문제를 유발할 수 있다.
황(S), 인(P)
황(S)과 인(P)은 제강 및 연주 시에 잉곳에 편석을 유발하여 강재의 충격인성을 저하시키며, 특히 황(S)의 경우 망간(Mn)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황(S)과 인(P)은 포함되지 않는 것이 바람직하고, 불가피하게 불순물로 포함되더라도 황(S) : 0.01 중량% 이하, 인(P) : 0.02중량% 이하로 제한되는 것이 바람직하다.
제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재
본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 1GPa 이상의 인장강도(TS) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖되, 인장강도(MPa) × 연신율(%)는 15,000 MPaㆍ% 이상을 만족하면서, 7.0g/㎤ 이하의 밀도를 갖는 것을 목표로 한다.
이를 위해, 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 강재에는 황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 오스테나이트계 기지를 안정화시킴으로써 연성을 향상시키는 역할을 한다. 이때, 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 종래의 쌍정유기소성(TWIP, TWin Induced Plasticity) 강에 비해 페라이트 안정화 원소인 Al이 다량 첨가되어 있으며, 이로 인해 오스테나이트계 단상 조직을 갖는 오스테나이트계 경량 강재를 제조하기 위해서는 TWIP 강에 비해서 망간(Mn) 함량을 27 중량% 이상으로 증가시켜야 한다. 다만, 망간(Mn)의 첨가량이 33 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 취약한 β-Mn 상의 생성을 촉진시켜서 연성과 인성을 저하시키는 요인으로 작용한다.
따라서, 망간(Mn)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 27 ~ 33 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 29 ~ 31 중량%를 제시할 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 경량화를 위해 필수적인 원소로서, Fe 원자에 비해서 가벼우면서 몰 당 부피가 커서 강의 밀도를 낮추는 효과가 있다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 10 ~ 12 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 10.5 ~ 11.0 중량%를 제시할 수 있다. 알루미늄(Al)의 첨가량이 10 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 불충분하여 경량화 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 첨가량이 12 중량%를 초과할 경우에는 AlN 게재물을 형성할 뿐만 아니라, 오스테나이트 상의 생성을 방해하고 페라이트 생성을 촉진시켜 연신율을 저하시키는 문제가 있다.
탄소(C)
탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로서, 오스테나이트계 경량 강재의 제조를 위해 필요하다. 또한, 탄소는 Fe, Al과 결합하여 규칙상인 κ-carbide를 생성시키고 Mo과 결합하여 탄화물을 형성시킴으로써 강의 강도를 크게 향상시키는 역할을 한다.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 1.0 ~ 1.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 1.05 ~ 1.15 중량%를 제시할 수 있다. 탄소(C)의 첨가량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 불충분하여 강도 향상 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 첨가량이 1.2 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 연성을 저하시키는 원인으로 작용할 수 있다.
몰리브덴( Mo )
몰리브덴(Mo)은 탄화물 생성원소로써 C과 결합하여 Mo2C, Mo6C, Mo23C6 등의 석출물을 형성시켜 오스테나이트역에서의 균질화 열처리 시에 결정립 성장을 억제함으로써 석출강화 및 결정립계 강화에 기여할 수 있다. 또한, 몰리브덴은 κ-carbide 생성을 지연시킴으로써 연성 확보에도 도움을 줄 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 오스테나이트계 경량 강재 전체 중량의 3.0 ~ 5.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 범위로는 3.5 ~ 4.95 중량%를 제시할 수 있다. 몰리브덴(Mo)의 첨가량이 3.0 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하기 어렵다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 첨가량이 5.0 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 다량의 조대한 석출물 생성을 촉진시켜 석출강화 효과를 저하시키고, 연성을 떨어뜨리는 요인으로 작용한다.
황(S), 인(P)
황(S)과 인(P)은 제강 및 연주 시에 잉곳에 편석을 유발하여 강재의 인성 및 연성을 저하시키며, 특히 황(S)의 경우 망간(Mn)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황(S)과 인(P)은 포함되지 않는 것이 바람직하고, 불가피하게 불순물로 포함되더라도 황(S) : 0.01 중량% 이하, 인(P) : 0.02중량% 이하로 제한되는 것이 바람직하다.
제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법
도 1은 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법은 열간압연 단계(S110), 균질화 열처리 단계(S120) 및 냉각 단계(S130)를 포함한다.
열간압연
열간압연 단계(S110)에서는 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연한다. 이때, 강재에는 황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
열간압연 단계(S110) 이전에는 대략 1,150 ~ 1,250℃에서 1 ~ 3시간 동안 재가열하는 단계가 더 실시될 수 있다.
본 단계에서, 열간압연은 900℃ 이상의 마무리 압연온도 조건으로 실시하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 범위로는 900 ~ 1,150℃를 제시할 수 있다. 마무리 압연온도가 900℃ 미만일 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 문제가 있다. 반대로, 마무리 압연온도가 1,150℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 확보가 어려워질 수 있다.
균질화 열처리
균질화 열처리 단계(S120)에서는 열간압연된 강재를 1,000 ~ 1,100℃에서 1 ~ 3시간 동안 균질화 열처리한다. 이때, 균질화 처리 온도가 1,000℃ 미만일 경우에는 균질화 효과가 불충분하다. 반대로, 균질화 열처리 온도가 1,100℃를 초과할 경우에는 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성이 저하될 수 있다.
냉각
냉각 단계(S130)에서는 균질화 열처리된 강재를 300 ~ 350℃/sec의 속도로 상온까지 냉각한다. 이때, 냉각 속도가 300℃/sec 미만일 경우에는 냉각시 다량의 조대한 탄화물이 생성될 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 350℃/sec를 초과할 경우에는 강도는 증가하는 반면 목표로 하는 인성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 본 단계에서 냉각은 수냉 방식으로 실시하는 것이 바람직하고, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기의 과정(S110 ~ S130)에 의해 제조되는 본 발명의 제1 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 기본 성분계인 Fe-C-Mn-Al 합금에 Mo를 최적의 함량비로 첨가하는 것에 의해 우수한 충격특성을 확보할 수 있으면서, 10wt% 이상의 Al 첨가를 통하여 낮은 밀도를 가짐에 따라 경량화를 도모할 수 있다.
이 결과, 본 발명의 제1 실시예에 따른 방법으로 제조되는 오스테나이트계 경량 강재는 인장강도(TS) : 780MPa 이상, 연신율(EL) : 50% 이상 및 25℃에서의 충격흡수에너지 100J 이상을 가지며, 순철 대비 밀도감소율 15% 이상을 나타낸다.
제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법
도 2는 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2를 참조하면, 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법은 열간압연 단계(S210), 균질화 열처리 단계(S220) 및 냉각 단계(S230)를 포함한다.
열간압연
열간압연 단계(S210)에서는 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연한다. 이때, 강재에는 황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
이러한 열간압연 단계(S210) 이전에는 대략 1,150 ~ 1,250℃에서 1 ~ 3시간 동안 재가열하는 단계가 더 실시될 수 있다.
본 단계에서, 열간압연은 900℃ 이상의 마무리 압연온도 조건으로 실시하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 범위로는 900 ~ 1,150℃를 제시할 수 있다. 마무리 압연온도가 900℃ 미만일 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 문제가 있다. 반대로, 마무리 압연온도가 1,150℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 확보가 어려워질 수 있다.
균질화 열처리
균질화 열처리 단계(S220)에서는 열간압연된 강재를 1,050±25℃ 조건에서 1 ~ 3시간 동안 균질화 열처리한다. 이때, 균질화 처리 온도가 1,025℃ 미만일 경우에는 균질화 효과가 불충분하다. 반대로, 균질화 열처리 온도가 1,075℃를 초과할 경우에는 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성이 저하될 수 있다.
냉각
냉각 단계(S230)에서는 균질화 열처리된 강재를 300 ~ 350℃/sec의 속도로 상온까지 냉각한다. 이때, 냉각 속도가 300℃/sec 미만일 경우에는 냉각시 다량의 조대한 탄화물이 생성될 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 350℃/sec를 초과할 경우에는 강도는 증가하는 반면 목표로 하는 인성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 본 단계에서 냉각은 수냉 방식으로 실시하는 것이 바람직하고, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기의 과정(S210 ~ S230)에 의해 제조되는 본 발명의 제2 실시예에 따른 오스테나이트계 경량 강재는 기본 성분계인 Fe-C-Mn-Al 합금에 Mo를 최적의 함량비로 첨가하는 것에 의해 1GPa급의 초고강도를 가지면서도 연신율 15% 이상을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 10wt% 이상의 Al 첨가를 통하여 낮은 밀도를 가짐에 따라 경량화를 도모할 수 있다.
이 결과, 본 발명의 제2 실시예에 따른 방법으로 제조되는 오스테나이트계 경량 강재는 1GPa 이상의 인장강도(TS) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖되, 인장강도(MPa) × 연신율(%)는 15,000 MPaㆍ% 이상을 만족하면서, 순철 대비 밀도감소율 15% 이상을 나타낸다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편 제조
표 1에 기재된 화학성분을 갖는 잉곳을 진공유도용해로에서 제조한 후, 잉곳을 1,150℃에서 2시간 동안 재가열하고, 1,000℃의 마무리 열간압연 조건으로 12mm의 두께가 되도록 열간압연을 실시하였다. 이후, 1,050℃에서 2시간 동안 균질화 열처리를 실시한 후, 상온(15℃)까지 냉각하여 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 균질화 열처리 후 수냉을 실시하였으며, 냉각속도는 310±10℃/sec으로 측정되었다.
[표 1] (단위 : 중량%)
Figure PCTKR2018013390-appb-I000001
2. 미세조직 및 기계적 물성 평가
표 2는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편에 대한 미세조직 및 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다. 또한, 도 2는 비교예 1 ~ 4에 따른 시편에 대한 SEM 사진이고, 도 3은 실시예 1 ~ 3에 따른 시편에 대한 SEM 사진이다.
[표 2]
Figure PCTKR2018013390-appb-I000002
표 1 및 표 2와 도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편에 대한 밀도측정 결과, 10wt% 이상의 Al 첨가에 의해 순철 대비 약 16% 이상 비중이 낮은 경량 강재를 제조할 수 있다는 것을 확인하였다.
이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편은 균질화 열처리 후 미세조직이 오스테나이트 단상으로 구성되어 있으며, 오스테나이트 상의 입내에는 Fe3AlC 타입의 κ-carbide가 규칙상으로 발달해 있는 것을 확인할 수 있다.
특히, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 780MPa 이상, 연신율(EL) : 50% 이상 및 25℃에서의 충격흡수에너지 100J 이상을 모두 만족하는 것을 확인할 수 있다.
이때, 실시예 1 및 비교예 2 ~ 3에 따른 시편에 대한 인장시험 결과에서 확인할 수 있듯이, 실시예 1에 따른 시편은 비교예 2 ~ 3에 따른 시편과 실질적으로 동일 또는 유사한 함량으로 C, Mn, Al이 첨가됨에도, Mo의 첨가량 증가로 Mo 원자에 의한 고용강화 효과에도 불구하고, 항복강도는 저하되는 반면에 연신율 및 충격 인성 값이 증가하고 있는 것을 확인할 수 있다. 이러한 결과는 Mo이 κ-carbide의 생성을 지연 및 억제시킨 결과인 것으로 파악된다.
그리고, 비교예 1 ~ 3에서 보듯이 Mo가 첨가되지 않거나 Mo가 1.5wt% 이하로 첨가된 경우에는 Mo 첨가 효과가 미미하여, 충격 인성 값이 목표 값에 미달하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 4에서 보듯이 C이 1.2wt%를 초과하여 과도하게 첨가된 경우에는 낮은 충격 인성 값을 갖는 것을 확인할 수 있는데, 이는 κ-carbide가 다량 생성된 영향인 것으로 파악된다.
한편, 도 4는 실시예 1에 따른 시편에 대한 TEM 사진이다. 이때, 도 4의 (a)는 명시야상(Bright-field image)을 나타낸 것이고, 도 4의 (b)는 암시야상(dark-field image)를 나타낸 것이며, 도 4의 (c)는 SAD(selected area electron diffraction) 패턴 분석 결과(z=[011])를 나타낸 것이다.
도 4에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 균질화 열처리 후의 미세조직이 오스테나이트 단상으로 구성되어 있으며, 오스테나이트 상의 입내에는 Fe3AlC 타입의 κ-carbide가 격자 구조의 규칙상으로 석출되어 있는 것을 확인할 수 있다.
3. 시편 제조
표 3에 기재된 화학성분을 갖는 잉곳을 진공유도용해로에서 제조한 후, 잉곳을 1,200℃에서 2시간 동안 재가열하고, 1,000℃의 마무리 열간압연 조건으로 12mm의 두께가 되도록 열간압연을 실시하였다. 이후, 1,050℃에서 2시간 동안 균질화 열처리를 실시한 후, 상온(15℃)까지 냉각하여 실시예 4 ~ 5 및 비교예 5 ~ 14에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 균질화 열처리 후 수냉을 실시하였으며, 냉각속도는 310±10℃/sec으로 측정되었다.
[표 3] (단위 : 중량%)
Figure PCTKR2018013390-appb-I000003
4. 미세조직 및 기계적 물성 평가
표 4는 실시예 4 ~ 5 및 비교예 5 ~ 14에 따른 시편들에 대한 미세조직 및 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다. 도 6은 비교예 5 ~ 8에 따른 시편에 대한 SEM 사진이고, 도 7은 비교예 9 ~ 12에 따른 시편에 대한 SEM 사진이며, 도 8은 실시예 4 ~ 5 및 비교예 13 ~ 14에 따른 시편에 대한 SEM 사진이다.
[표 4]
Figure PCTKR2018013390-appb-I000004
표 3 내지 표 4와, 도 6 내지 도 8에서 확인할 수 있듯이, 실시예 4 ~ 5 및 비교예 5 ~ 14에 따른 시편 모두가 오스테나이트를 기지조직으로 가지며, 합금원소 첨가에 따라 다음과 같은 특징을 갖는다.
페라이트 안정화 원소인 Mo이 첨가됨에 따라 ordered-BCC 상인 D03이 발달하며 Mo의 첨가량 증가에 따라 그 분율이 증가하였다.
여기서, 비교예 10 ~ 12에 따른 시편과 같이, C의 첨가량이 1.0wt% 이상으로 다량 첨가될 경우, 오스테나이트 기지 내에 규칙상인 κ-carbide가 발달하지만, κ-carbide는 Mo의 첨가량 증가에 따라 석출이 지연되며, 이로 인해 동일한 C의 첨가량에서 Mo가 증가함에 따라 항복강도가 감소하였다.
한편, 표 3 및 도 8에 도시된 바와 같이, C가 1.0wt% 이상으로 첨가되어 있는 시편에서 Mo의 첨가량을 3.5wt% 이상으로 증가시키면 균질화 열처리 시에 오스테나이트 입계 및 기지 내에 Mo가 다량 함유된 탄화물(Mo-enriched carbide)이 형성되며, 이러한 탄화물은 균질화 열처리 시에 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 미세한 결정립을 갖도록 하여 석출강화 및 결정립계 강화를 통해 강의 강도를 크게 향상시킬 수 있게 된다.
이에 따라, 실시예 4 ~ 5에 따른 시편은 목표값에 해당하는 이에 따라, 실시예 4 ~ 5에 따른 시편은 목표값에 해당하는 1,000MPa 이상의 인장강도(TS), 15% 이상의 연신율(EL), 15,000MPaㆍ% 이상의 인장지수(TS × EL)를 나타내는 것을 확인할 수 있다.
다만, 비교예 13 ~ 14에 따른 시편의 경우에는 Mo의 첨가량이 5wt%를 초과하여 과도하게 첨가됨에 따라 다량의 조대한 석출물 생성을 촉진시켜서 석출강화 효과가 떨어지고 연성이 저하되어, 연신율 및 인장지수(TS × EL) 값이 목표값을 만족하지 못하는 것을 확인하였다.
도 9는 비교예 9에 따른 시편에 대한 TEM 사진이고, 도 10은 비교예 10에 따른 시편에 대한 SEM 및 EDS 분석 결과를 나타낸 사진이며, 도 11은 실시예 4에 따른 시편에 대한 TEM 사진이다. 이때, 도 9의 (a)는 암시야상(dark-field image)을 나타낸 것이고, 도 9의 (b)는 SAD(selected area electron diffraction) 패턴 분석 결과를 나타낸 것이다. 또한, 도 10의 (a)는 SEM 이미지를 나타낸 것이고, 도 10의 (b)는 Mo-enriched 탄화물에 대한 EDS 분석결과를 나타낸 것이다. 또한, 도 11의 (a)는 암시야상(dark-field image)를 나타낸 것이고, 도 11의 (b)는 SAD(selected area electron diffraction) 패턴 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 9에 도시된 바와 같이, 비교예 9에 따른 시편은 균질화 열처리 후의 미세조직이 오스테나이트 단상으로 구성되어 있으며, 오스테나이트 상의 입내에 κ-carbide가 격자 구조의 규칙상으로 석출되어 있는 것을 확인할 수 있다.
또한, 도 10에 도시된 바와 같이, 비교예 10에 따른 시편은 SEM 이미지 및 EDS 분석결과에서 알 수 있듯이, 균질화 열처리 후 Mo 첨가에 따라 Mo-enriched 탄화물이 석출되어 있는 것을 확인할 수 있다.
이와 달리, 도 11에 도시된 바와 같이, 실시예 4에 따른 시편은 TEM 이미지 및 SAD 분석결과에서 알 수 있듯이, 균질화 열처리 후의 미세조직이 오스테나이트 상과, 오스테아니트 상의 입내에 κ-carbide, D03 및 Mo 탄화물이 석출되어 있는 것을 확인할 수 있다. 여기서, DO3는 규칙적인 BCC(0rdered-BCC) 구조를 가지는 규칙상으로서 Fe3Al의 화학조성을 갖는다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 기술자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형은 본 발명이 제공하는 기술 사상의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (17)

  1. 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 경량 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재에는
    황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은
    1.7 ~ 2.97 중량%로 첨가된 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재는
    인장강도(TS) : 780MPa 이상, 연신율(EL) : 50% 이상 및 25℃에서의 충격흡수에너지 100J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재는
    7.0g/㎤ 이하의 밀도를 갖는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  6. 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    1GPa 이상의 인장강도(TS) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖는 오스테나이트계 경량 강재.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은
    3.50 ~ 4.95 중량%로 첨가된 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 강재에는
    황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 강재는
    7.0g/㎤ 이하의 밀도를 갖는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 강재는
    인장지수(TS × EL) : 15,000 MPaㆍ% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 강재는
    최종 미세조직이 오스테나이트 상과, 상기 오스테나이트 상의 입내에 석출되어 있는 κ-탄화물(k-carbide), D03 및 Mo 탄화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재.
    (여기서, 상기 DO3는 규칙적인 BCC(0rdered-BCC) 구조를 가지는 규칙상으로서 Fe3Al의 화학조성을 갖는다.)
  12. (a) 망간(Mn) : 25 ~ 35 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 1.5 ~ 3.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하는 단계;
    (b) 상기 열간압연된 강재를 균질화 열처리하는 단계; 및
    (c) 상기 균질화 열처리된 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 (b) 단계에서,
    상기 균질화 열처리는
    1,000 ~ 1,100℃에서 1 ~ 3시간 동안 실시하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
  14. 제12항에 있어서,
    상기 (c) 단계에서,
    상기 냉각은
    300 ~ 350℃/sec의 속도로 상온까지 실시하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
  15. (a) 망간(Mn) : 27 ~ 33 중량%, 알루미늄(Al) : 10 ~ 12 중량%, 탄소(C) : 1.0 ~ 1.2 중량%, 몰리브덴(Mo) : 3.0 ~ 5.0 중량% 및 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하는 단계;
    (b) 상기 열간압연된 강재를 1,050±25℃ 조건에서 1 ~ 3시간 동안 균질화 열처리하는 단계; 및
    (c) 상기 균질화 열처리된 강재를 냉각하는 단계;
    를 포함하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 (c) 단계에서,
    상기 냉각은
    300 ~ 350℃/sec의 속도로 상온까지 실시하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
  17. 제15항에 있어서,
    상기 강재에는
    황(S) : 0.01 중량% 이하 및 인(P) : 0.02 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 경량 강재 제조 방법.
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