WO2022124601A1 - 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강 - Google Patents

페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강 Download PDF

Info

Publication number
WO2022124601A1
WO2022124601A1 PCT/KR2021/016379 KR2021016379W WO2022124601A1 WO 2022124601 A1 WO2022124601 A1 WO 2022124601A1 KR 2021016379 W KR2021016379 W KR 2021016379W WO 2022124601 A1 WO2022124601 A1 WO 2022124601A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
lightweight steel
alloy
ferritic
steel
ltp
Prior art date
Application number
PCT/KR2021/016379
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
설재복
배효주
고광규
김정기
성효경
Original Assignee
경상국립대학교산학협력단
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 경상국립대학교산학협력단 filed Critical 경상국립대학교산학협력단
Priority to EP21903648.0A priority Critical patent/EP4261311A1/en
Priority to JP2023533770A priority patent/JP2023550199A/ja
Priority to US18/039,655 priority patent/US11952647B2/en
Publication of WO2022124601A1 publication Critical patent/WO2022124601A1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a ferritic lightweight steel and to a ferritic lightweight steel using the same, and more particularly, to a cost that maximizes the stability of the structure by performing low-temperature tempering for a short time, and improves strength with a low manganese addition amount It relates to a method for manufacturing a low-efficiency ferritic lightweight steel.
  • low temperature tempering was performed in the present invention after conventional thermal machining used in a wide range of industrial applications.
  • tuning the low-temperature tempering route simultaneously improves the strength and ductility of general ferrite-based LIGHT-TRIP-DP steels by splitting the intermediate carbon atoms into heterogeneous metastable austenite.
  • this tempering process was performed without loss of high dislocation density in metastable austenite grains.
  • the present invention has been devised to solve the above problems, and an object of the present invention is to provide a ferritic lightweight steel having ultra-high strength, ductility and low density.
  • an object of the present invention is to provide a ferritic lightweight steel capable of reducing the process cost by solving the problem of the conventional process in which the process cost increases by using a solid solute element such as Al and Mn.
  • ICA intercritical annealing
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • the lightweight steel is
  • the present invention can manufacture a ferritic lightweight steel of ultra-high strength, ductility and low density.
  • the present invention can manufacture a cost-reducing ferritic lightweight steel capable of reducing the process cost by solving the problem of the conventional process of increasing the process cost by using a solid solute element such as Al and Mn.
  • the present invention can manufacture a lightweight steel with improved strength and ductility at the same time based on general ferritic by adjusting the low temperature heat treatment process (LTP).
  • LTP low temperature heat treatment process
  • the present invention can improve the mechanical properties by maximizing the stability of the tissue through the low-temperature heat treatment process (LTP).
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a temperature graph over time of the method for manufacturing a ferritic lightweight steel according to the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph showing the overall microstructure of the cold-rolled steel in the section before the intercritical annealing (ICA) of FIG.
  • ICA intercritical annealing
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • Figure 4 shows the change in the fraction of metastable austenite particles during tempering
  • (A) is the volume fraction of metastable austenite particles as a function of tempering temperature for 10 minutes
  • (B) is 300 °C (top)
  • 5 is a TEM image showing the microstructure of the current steel before the tensile test, showing that the dislocation density is not lost during LTP.
  • Fig. 6 is a carbon map reconstructed in 3D, corresponding 1D of C, Mn and Al taken from annealed ⁇ grains of 0.1C-850 steel (left) and 0.3C-850 steel (right) and metastable ⁇ grains of each steel. concentration profile.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • FIG. 10 is a graph showing the tensile properties at room temperature, (a) shows a steel subjected to LTP, and curves b-d are specific LTP of 0.1 wt% C (c and d) and 0.3 wt% C(b) treated with isothermal annealing; A graph showing a river.
  • 11 is a microstructure of an LTP steel subjected to tensile testing, a synchrotron XRD profile of the LTP steel at different strains.
  • FIG. 13 is a microstructure of LTP steel that has undergone a tensile test, and is a microscopic analysis photograph of a coarse zone having a diameter of 3.0 ⁇ m or less.
  • RD is a rolling direction
  • ND is a direction perpendicular to RD
  • TD is an observation direction.
  • 15 is a graph showing a comparison of strength before and after LTP progress.
  • 16 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a ferritic lightweight steel according to the present invention.
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • LIGHT TRIP-DP transformation-induced plasticity-dual phase
  • the stability of the austenite grains at high temperatures is significantly reduced. This makes the austenite particles irregular at room temperature, and the size and distribution of metastable austenite particles become heterogeneous.
  • LIGHT TRIP-DP alloy differs from normal TRIP-DP with low Al content (less than 5 wt%) in metastable austenite grains. That is, the former constitutes heterogeneous lamellar quasi-safe austenite grains embedded in a rough, low-temperature stable BCC-ferrite matrix, whereas the latter forms an equal distribution along grain boundaries. Consequently, solid-state martensitic deformation during plastic deformation of heterogeneous metastable austenite becomes unpredictable, leading to premature TRIP at small deformations during tensile testing.
  • the conventional process method is a method of heating at a high temperature, performing high-temperature rolling and low-temperature rolling, and then annealing again.
  • the existing method has weaknesses in terms of strength and needs to be supplemented because grain size imbalance occurs. If you observe the microstructure after the rolling process, it can be observed that it is very heterogeneous. Therefore, recrystallization and phase transformation are caused by performing heat treatment again.
  • a low-temperature heat treatment process (hereinafter, LTP) is performed at 300° C., which is a relatively lower temperature than the previous process temperature, for about 600 seconds.
  • the low-temperature heat treatment process can be performed to maximize tissue stability and improve mechanical properties.
  • the ferritic lightweight steel of the present invention is characterized by containing 2.0 to 3.0 wt% Mn, 5.0 to 6.0 wt% Al, and 0.1 to 0.3 wt% C.
  • the ferrite is characterized in that the volume fraction is 76.9%
  • the austenite is characterized in that the volume fraction is 23.1%.
  • the Mn is included in 2.0 to 3.0 wt% to reduce process costs.
  • FIG. 2 shows the overall microstructure of the cold rolled steel material before ICA, which is point B in Figure 1, wherein the rolled steel has an ideal microstructure including ⁇ -carbide, which is a precipitate rich in ferrite and C-Al along the rolling direction (RD).
  • the C is contained in an amount of 0.1 to 0.3 wt%, and the rolled steel sheet is an intercritical annealing (hereinafter ICA) at 850 and 950 ° C.
  • ICA intercritical annealing
  • TEM analysis was performed up to 300° C. for 10 minutes for a specimen in which ICA (S50) was performed with 0.3C-850 in a state in which LTP was performed, and dislocation density during LTP It can be confirmed that is not lost, and LTP can be efficiently utilized for austenite stabilization.
  • the concentration of C divided into metastable austenite particles after the LTP process in the present invention was measured.
  • the difference in concentration of Mn, another austenite stabilizing element, between the two steel specimens LTP and 0.3C-850 is within the detection error range.
  • Al atoms showed a similar tendency to Mn.
  • all the steel specimens including the LTP sample exhibited a lamellar microstructure consisting of metastable austenite grains layered and clustered in a coarse ferrite matrix.
  • the heterogeneity of metastable austenite grains in the annealed (S70) steel indicates irregularities in positions and grain sizes ranging from 0.45 to 4.2 ⁇ m. This heterogeneity is caused by the clustered microstructure that forms a layer along the rolling direction (RD) in the rolling state. As shown in Fig. 8, the measurement of the area fraction of metastable austenite particles determined by electron backscattering diffraction (EBSD) and conventional X-ray diffraction (XRD) showed that the higher the carbon content or the intercritical annealing temperature, the higher the austenite fraction. appeared to be generated.
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • XRD conventional X-ray diffraction
  • the LTP process which can split more interstitial carbon atoms into metastable austenite particles, reduces the diffraction angle of the (220) fcc plane.
  • the calculated interplanar d-spacing of the (220) fcc plane between the two steels was 0.12880 and 0.12859 nm, respectively.
  • the addition of 1 at % carbon to metastable austenite increases the spacing between (220) fcc planes to 0.00018 nm. This means that the d-spacing of the (111) fcc slip plane is effectively increased by LTP.
  • Figure 10 shows the nominal stress-strain curves of steel (0.3C-850-LTP(a), 0.3C-850(b), 0.1C-850(c) and 0.1C-950(d)). ) was shown. It can be seen that the room temperature tensile properties of the ferritic LIGHT-TRIP-DP alloy were remarkably improved through LTP. The yield strength increased from 610 MPa in (b) to 798 MPa in the case of LTP steel. The maximum tensile strength increased from 900 MPa to 1108 MPa. Total elongation increased from 42.5% to 47% (absolute level). As the carbon content decreased from 0.3 wt % to 0.1 wt %, the tensile properties decreased.
  • FIG. 11(A) shows that before deformation of LTP steel, the metastable austenitic phase contained most of the edge dislocations with a density of 3.13 ⁇ 1015 m ⁇ 2 , whereas the screw dislocations in the rough ferrite matrix were 4.48 ⁇ 1014 m ⁇ 2 .
  • the corresponding SADP shows the existence of a common Kurdjumov-Sachs (KS) relationship between the newly formed bcc ⁇ '-martensite and the parent fcc austenite.
  • KS Kurdjumov-Sachs
  • the method for manufacturing a ferritic lightweight steel according to the present invention is performed as shown in FIG. 16 .
  • the alloy is solution heat treated at 1200° C. for 90 minutes.
  • the solution treatment is to soften the material by heating it above a temperature at which the alloying element is dissolved in a solid solution and maintaining it for a sufficient time. ) may cause a problem in that the fraction of the phase is lowered, and when it exceeds 1200° C., a problem in that the grain size of the austenite phase becomes too large may occur, so it is preferable to carry out under the above conditions.
  • the solution heating is carried out for less than 90 minutes, a problem may occur that the fraction of the austenite phase is lowered, and if it exceeds 90 minutes, a problem that the grain size of the austenite phase becomes too large may occur. Therefore, it is preferable to carry out under the above conditions.
  • the alloy is characterized in that it contains manganese (Mn), aluminum (Al) and carbon (C), and the lightweight steel manufactured by the method for manufacturing a ferritic lightweight steel according to the present invention contains 2.0 to 3.0 wt% manganese (Mn) , 5.0 to 6.0 wt% of aluminum (Al) and 0.1 to 0.3 wt% of carbon (C).
  • the solution heat-treated alloy is hot-rolled at 900°C to 1100°C.
  • the thickness is reduced to 55% by hot rolling in the second step (S20). More specifically, when hot rolling is performed at less than 900 ° C in the second step (S20), sufficient rolling to a predetermined thickness is impossible because the temperature interval to the finish rolling temperature is narrow, and hot rolling is performed in excess of 1100 ° C. Since it may cause high temperature brittleness, it is preferable to carry out under the above conditions.
  • the hot-rolled alloy is air-cooled at room temperature at a cooling rate of 10° C./s.
  • the hot-rolled alloy can be served at room temperature after rolling at 650° C. for 60 minutes.
  • the hot-rolled alloy is produced in a coil shape.
  • the air-cooled alloy is cold-rolled at room temperature until the thickness is reduced to 70%.
  • the rolled steel produced in the fourth step (S40) is abnormally fine including ⁇ -carbide (volume fraction 38.6%), which is a precipitate rich in ferrite and C-Al along the rolling direction (RD). shows the structure.
  • the band structure formation of ⁇ -carbide is mainly due to the solute splitting effect during casting of high aluminum lightweight steel.
  • the fourth step (S40) is performed at a low temperature of room temperature.
  • the cold-rolled alloy is subjected to critical annealing at 850°C to 950°C for 90 seconds (intercritical annealing, ICA).
  • the cold-rolled alloy produces ferrite and austenite while performing the fifth step (S50).
  • the temperature at which the fifth step (S50) is performed is set to completely dissolve the ⁇ -carbide phase in the quaternary Fe-Mn-Al-C system based on inverse thermal calculation.
  • the critical annealing is performed at less than 850° C. in the fifth step (S50), there is a risk that retained austenite remains, and since the alloying elements are sufficiently solid-dissolved, the critical annealing exceeds 950° C. There is no need to carry out
  • the alloy subjected to the intercritical annealing is cooled at -10°C/s.
  • the alloy subjected to the cooling treatment is isothermal annealed at 430° C. for 50 seconds.
  • the isothermal annealed alloy is air-cooled.
  • a low-temperature heat treatment process (LTP) is performed on the air-cooled alloy at 300° C. for 10 minutes.
  • the isothermal annealed alloy is subjected to the ninth step (S90) to form a double microstructure composed of ferrite and austenite particles.
  • the ninth step (S90) when the low-temperature heat treatment process (LTP) is performed at less than 300° C., a problem in that precipitates do not precipitate may occur, and the low-temperature heat treatment process (LTP) is performed in excess of 300° C.
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • the present invention can manufacture a ferritic lightweight steel of ultra-high strength, ductility and low density.
  • the present invention can manufacture a ferritic lightweight steel capable of reducing the process cost by solving the problem of the conventional process in which the process cost increases by using a solid solute element such as Al and Mn.
  • the present invention can manufacture a lightweight steel with improved strength and ductility at the same time based on general ferritic by adjusting the low-temperature heat treatment process (LTP).
  • LTP low-temperature heat treatment process
  • the present invention can improve the mechanical properties by maximizing the stability of the tissue through the low-temperature heat treatment process (LTP).
  • LTP low-temperature heat treatment process

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 짧은 시간의 저온 템퍼링을 실시하여 조직의 안정성을 최대화하고, 망간 첨가량이 낮으면서 강도를 향상시킨 페라이트계 결량 철강의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 페라이트계 경량 철강의 제조방법은, 합금을 1200℃에서 90분 동안 용체화 처리하는 제1단계; 상기 용체화 처리된 합금을 900℃ 내지 1100℃에서 열간압연하는 제2단계; 상기 열간압연된 합금을 650℃에서 60분 동안 압연하는 제3단계; 상기 열간압연된 합금을 10℃/s의 냉각 속도로 실온에서 공랭하는 제3단계; 상기 공랭된 합금을 상온에서 두께가 70% 감소될 때까지 냉간압연하는 제4단계; 상기 냉간압연한 합금을 850℃ 내지 950℃에서 90초 동안 이상영역 어닐링(intercritical annealing)을 실시하는 제5단계; 상기 이상영역 어닐링(intercritical annealing)한 합금을 -10℃/s의 냉각속도로 냉각처리하는 제6단계; 상기 냉각처리를 실시한 합금을 430℃에서 50초 동안 등온 어닐링하는 제7단계; 상기 등온 어닐링 된 합금을 공랭하는 제8단계; 및 상기 공랭 된 합금을 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)하는 제9단계;에 의해 수행되는 것을 특징으로 한다. 상기 경량 철강은 2.0 내지 3.0 wt% Mn, 5.0내지 6.0 wt% Al 및 0.1 내지 0.3 wt% C의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다.

Description

페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강
본 발명은 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 짧은 시간의 저온 템퍼링을 실시하여 조직의 안정성을 최대화하고, 망간 첨가량이 낮으면서 강도를 향상시킨 원가절감형 페라이트계 경량 철강의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 산업 분야의 경량화 전략을 위해, TWIP(twinning-induced plasticity)에 고 Mn강을 추가하거나, TRIP(transformation-induced plasticity)에 다량의 Al를 추가한다. 1 wt%의 Al를 첨가하면 합금의 밀도가 최대 1.3%까지 감소하지만, 엔지니어링 응용 분야에 대해서는 높은 함량의 Al 경량 또는 저밀도의 TWIP 또는 TRIP 강은 여러 가지 단점이 발생한다. 경량 강의 여러 열역학적 처리 이벤트가 발생하면 높은 밀도의 Al 함량으로 인해 고온에서 면 중심 입방 (f.c.c.) 오스테나이트 입자의 안정성이 크게 감소한다. 이것은 준 안정 오스테나이트 입자의 크기와 분포로 인해 실온에서 오스테나이트 입자를 이질적으로 만든다. 결국, 이종 준 안정한 오스테나이트의 소성 변형 동안 고체 상태 마르텐사이트 변형은 예측할 수 없으며, 인장 시험 동안 작은 변형에서 조기 TRIP 작동을 초래한다.
기존의 사용되고 있는 경량 철강은 우수한 연신율을 가지고 있으나, 알루미늄 첨가로 인해서 원하는 강도를 얻기에는 어려움이 있었다. 이를 보완하기 위해 나온 방안이 망간을 첨가하여 강도를 증가시키는 것인데, 많은 양의 망간을 첨가함에 따라 공정비용이 증가하는 결과를 만들게 된다. 이는 경제적인 측면에서 큰 손실을 일으키며 다른 방안의 필요성이 촉구된다.
앞서 언급한 단점을 해결하기 위해, 광범위한 산업 응용 분야에서 사용되는 기존의 열 기계 가공 후 본 발명에서는 저온 템퍼링을 실시하였다. 여기서 저온 템퍼링 경로를 조정하면 중간 탄소 원자를 이종 준 안정 오스테나이트로 분할하여 일반적인 페라이트 기반의 LIGHT-TRIP-DP 강의 강도와 연성이 동시에 향상됨을 보여주었다. 특히 이러한 템퍼링 공정은 준 안정성 오스테나이트 입자에서 높은 전위 밀도의 손실 없이 수행되었다.
본 발명은 상기의 문제점을 해결하기 위해서 안출된 것으로서, 본 발명의 목적은 초고강도, 연성 및 저밀도의 페라이트계 경량 철강을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 Al 및 Mn과 같은 고체 용질 원소를 사용하여 공정 비용이 증가하는 종래의 공정 과정의 문제점을 해결하여 공정 비용을 줄일 수 있는 페라이트계 경량 철강을 제공하는 것이다.
발명이 해결하고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 페라이트계 경량 철강의 제조방법은,
합금을 1200℃에서 90분 동안 용체화 처리하는 제1단계;
상기 용체화 처리된 합금을 900℃ 내지 1100℃에서 열간압연하는 제2단계;
상기 열간압연된 합금을 10℃/s의 냉각 속도로 실온에서 공랭하는 제3단계;
상기 공랭된 합금을 상온에서 두께가 70% 감소될 때까지 냉간압연하는 제4단계;
상기 냉간압연한 합금을 850℃ 내지 950℃에서 90초 동안 이상영역 어닐링(intercritical annealing, ICA)을 실시하는 제5단계;
상기 이상영역 어닐링(intercritical annealing)한 합금을 -10℃/s의 냉각속도로 냉각처리하는 제6단계;
상기 등온 열처리를 실시한 합금을 430℃에서 50초 동안 등온 어닐링하는 제7단계;
상기 등온 어닐링 된 합금을 공랭하는 제8단계; 및
상기 공랭 된 합금을 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)하는 제9단계;에 의해 수행되는 것을 특징으로 한다.
상기 경량 철강은,
2.0 내지 3.0 wt% Mn, 5.0내지 6.0 wt% Al 및 0.1 내지 0.3 wt% C의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다.
상기 과제의 해결 수단에 의해, 본 발명은 초고강도, 연성 및 저밀도의 페라이트계 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 Al 및 Mn과 같은 고체 용질 원소를 사용하여 공정비용이 증가하는 종래의 공정 과정의 문제점을 해결하여, 공정비용을 줄일 수 있는 원가절감형 페라이트계 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 저온열처리공정(LTP)을 조정하여 일반적인 페라이트계에 기반한 강도와 연성이 동시에 향상된 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 저온열처리공정(LTP)를 통해 조직의 안정성을 최대로 하여 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명인 페라이트계 경량 철강의 제조방법의 시간에 따른 온도 그래프를 나타낸 계략도이다.
도 2는 B로 나타낸 도 1의 이상영역 어닐링(intercritical annealing, ICA) 이전 구간의 냉간 압연 강재의 전체 미세 구조를 나타낸 사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예로, Thermo-Calc를 사용하여 계산한 온도 함수로 저온열처리공정(이하, LTP) 강철에 대한 페라이트, 오스테나이트 및 κ-카바이드의 평형 상분율을 나타낸 그래프이다.
도 4는 텀퍼링 중 준 안정성 오스테나이트 입자 분획의 변화를 나타낸 것으로, (A)는 10분 동안 템퍼링 온도의 함수로서 준 안정성 오스테나이트 입자의 부피분율 이고, (B)는 300℃(상단) 및 400℃(하단)에서 템퍼링된 LTP 강의 SEM이미지이다.
도 5는 인장 시험 전 현재 강의 미세 구조를 나타낸 TEM 이미지로, LTP 동안 전위 밀도가 손실되지 않음을 나타낸다.
도 6은 3D로 재구성된 탄소지도로, 0.1C-850 강 (왼쪽) 및 0.3C-850 강 (오른쪽)의 어닐링 된 γ 입자와 각 강의 준 안정 γ 입자에서 가져온 C, Mn 및 Al의 해당 1D 농도 프로파일이다.
도 7은 fcc-오스테 나이트상의 전형적인 전자 후방 산란 회절 (EBSD) 극도 맵으로, 가로 방향은 0.1C-850 (왼쪽) 및 0.3C-850 강철 (오른쪽)의 평면에 수직이고, RD는 압연 방향, ND는 수직 방향이다.
도 8은 템퍼링 전 0.1 및 0.3 wt% C로 임계적으로 어닐링 된 강철의 준 안정 오스테 나이트 입자에 대한 면적 분율 측정한 그래프이다.
도 9는 LTP (빨간색) 및 비 LTP (파란색) 강의 (220)fcc 피크 그래프이다.
도 10은 상온 인장 특성을 나타내는 그래프로, (a)는 LTP을 실시한 강을 나타내며, 곡선 b-d는 등온 어닐링으로 처리 된 0.1 wt% C (c 및 d) 및 0.3 wt% C(b)의 비 LTP 강을 나타낸 그래프이다.
도 11은 인장 테스트를 거친 LTP 강철의 미세구조로, 다른 스트레인에서 LTP 강철의 싱크로트론 XRD 프로파일이다.
도 12는 인장 테스트를 거친 LTP 강철의 미세구조로, 직경이 0.5 μm 이하를 나타낸 미세영역(Small Zone)에 대한 현미경 분석 사진이다.
도 13은 인장 테스트를 거친 LTP 강철의 미세구조로, 직경이 3.0 μm 이하의 조대영역(Coarse Zone)에 대한 현미경 분석 사진이다.
도 14는 저온열처리공정(LTP) 진행 후 small zone 및 coarse zone에서 압연 변화량(ε=0%, ε=5.2%, ε=13.5%, ε=5.2%))에 따른 미세 조직 변화를 나타낸 사진이다. RD는 압연 방향, ND는 RD에 수직인 방향 및 TD는 관측방향이다.
도 15는 LTP 진행 전과 후의 강도 비교를 나타낸 그래프이다.
도 16은 본 발명인 페라이트계 경량 철강의 제조방법을 나타낸 순서도이다.
본 명세서에서 사용되는 용어에 대해 간략히 설명하고, 본 발명에 대해 구체적으로 설명하기로 한다.
본 발명에서 사용되는 용어는 본 발명에서의 기능을 고려하면서 가능한 현재 널리 사용되는 일반적인 용어들을 선택하였으나, 이는 당 분야에 종사하는 기술자의 의도 또는 판례, 새로운 기술의 출현 등에 따라 달라질 수 있다. 따라서 본 발명에서 사용되는 용어는 단순한 용어의 명칭이 아닌, 그 용어가 가지는 의미와 본 발명의 전반에 걸친 내용을 토대로 정의되어야 한다.
명세서 전체에서 어떤 부분이 어떤 구성요소를 “포함”한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있음을 의미한다.
아래에서는 첨부한 도면을 참고하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명에 대한 해결하고자 하는 과제, 과제의 해결 수단, 발명의 효과를 포함한 구체적인 사항들은 다음에 기재할 실시 예 및 도면들에 포함되어 있다. 본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시 예들을 참조하면 명확해질 것이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명을 보다 상세히 설명하기로 한다.
종래 사용되고 있는 경량 철강은 우수한 연신율을 가지고 있으나, 알루미늄 첨가로 인해 원하는 강도를 얻기에는 어려움이 있었다. 이를 보완하기 위해 나온 방안이 망간(Mn)을 첨가하여 강도를 증가시키는 것인데, 많은 양의 망간을 첨가하게 되면 공정비용이 증가하는 문제점이 있다. 이는 경제적인 측면에서 큰 손실을 일으키며 다른 방안의 필요성을 요구 되었다. 본 발명은 이러한 이유들로 인해 망간 첨가량은 줄이면서도 원하는 강도를 얻을 수 있는 저온열처리공정(이하, LTP)을 추가적으로 수행 하여 이른바 ‘원가절감형’의 경량 철강을 얻을 수 있다.
일반적으로 금속 합금 및 강철의 fcc 구조 오스테나이트 상은 일반적으로 고온에서 안정적이다. 그러나 LIGHT TRIP-DP(transformation-induced plasticity-dual phase) 재료에 여러 열역학적 처리가 실행되면 고온에서 오스테나이트 입자의 안정성이 크게 저하된다. 이는 상온에서 오스테나이트 입자를 불규칙하게 만들고, 준 안정 오스테나이트 입자의 크기와 분포가 이질적이 된다. LIGHT TRIP-DP 합금은 낮은 Al 함량(5 wt% 미만)의 일반 TRIP-DP와 준 안정성 오스테나이트 입자에서 차이가 발생한다. 즉, 전자는 거친 저온 안정 BCC-페라이트 매트릭스에 묻힌 이질적인 라멜라 준 안전 오스테나이트 입자를 구성하는 반면, 후자는 입자 경계를 따라 동일한 분포를 형성한다. 결국, 이질적인 준 안정 오스테나이트의 소성 변형 동안 고체 상태 마르텐사이트 변형은 예측할 수 없게 되어 인장 시험 중에 작은 변형에서 조기 TRIP가 발생하게 된다.
종래의 공정방법은 높은 온도에서 가열 후 고온압연과 저온압연을 한 뒤, 다시 어닐링하여 사용하는 방법이다. 그러나 앞서 기술한 바와 같이, 기존의 방법은 강도적인 측면에서 취약한 점을 지니고 있고 결정립 크기 불균형이 발생하기 때문에 보완할 필요가 있다. 압연 처리를 진행한 후 미세 조직을 관찰해 보면, 매우 불균질 하다는 것을 관찰할 수 있다. 따라서 다시 열처리를 수행하여 재결정 및 상 변태를 일으킨다. 총 두 번의 공정과정이 끝난 이후 앞서 진행한 공정 온도보다 비교적 낮은 온도인 300℃에서 600초 정도 저온열처리공정(이하, LTP)을 진행하는 것이다. 본 발명에서 상기 저온열처리공정(LTP)를 수행하여 조직의 안정성을 최대로 하고 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
본 발명인 페라이트계 경량 철강은 2.0 내지 3.0 wt% Mn, 5.0내지 6.0 wt% Al 및 0.1 내지 0.3 wt% C의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다. 또한, 상기 페라이트는 부피분율이 76.9%이고, 상기 오스테나이트는 부피분율이 23.1%인 것을 특징으로 한다.
상기 Mn은 2.0 내지 3.0 wt%로 포함하여 공정 비용을 절감하도록 한다.
상기 Al는 5.0내지 6.0 wt% 로 포함하여 합금의 질량 밀도를 줄이고, 유해한 Fe-C 기반 침전을 억제하도록 하였다. 도 2는 도 1의 B점인 ICA 이전의 냉간 압연 강재의 전체 미세 구조를 나타낸 것으로, 압연 강은 압연방향(RD)을 따라 페라이트와 C-Al이 풍부한 침전물인 κ-카바이드를 포함하는 이상 미세구조를 나타내고 있다.
상기 C는 0.1 내지 0.3 wt%로 포함하고, 압연 강판은 850℃ 내지 950℃에서 0.1 내지 0.3 wt% C의 모든 압연 강판은 각각 850 및 950 ℃에서 이상영역 어닐링(intercritical annealing, 이하 ICA) 되었다.
일실시예로, 0.3 wt% C를 850℃에서(이하 0.3C-850) ICA(S50)를 실시한 후 등온 어닐링 공정(S70)을 실시한 뒤, 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)을 수행하였더니, 도 4에 나타난 바와 같이 페라이트 및 오스테나이트 이중 입자로 구성되고, 온도가 높아질수록 오스테나이트 분율이 감소하였다. 또한, 400℃를 초과하는 경우 α-페라이트 및 κ-카바이드가 형성되고 오스테나이트 부피분율이 손실됨을 확인하였다.
일실시예로, 도 5에 나타난 바와 같이, LTP를 수행한 상태에서 ICA(S50)를 0.3C-850로 수행한 시편에 대해, 10분 동안 300℃까지 TEM 분석을 수행하였더니 LTP 동안 전위 밀도가 손실되지 않음을 확인할 수 있고, 오스테나이트 안정화를 위해 LTP가 효율적으로 활용될 수 있다.
LTP를 수행한 이후 페라이트계 경량 철강 성분은 아래 [표 1]과 같다.
Lightweight Steel (wt.%) C Mn Al Si P Fe
LTP 0.1 ~ 0.3 2.0~3.0 5.0~6.0 <0.01 <0.01 Base
도 6의 원자 탐침 단층 촬영(APT)에 의해 나타난 바와 같이, 본 발명에서 LTP 공정 후 준 안정 오스테나이트 입자로 분할되는 C의 농도를 측정하였다. 두 강철 시편 LTP 및 0.3C-850 사이의 다른 오스테나이트 안정화 원소 인 Mn의 농도 차이는 검출 오차 범위 내에 있다. 또한, Al 원자는 Mn과 유사한 경향을 보였다. 도 7에 나타난 바와 같이, LTP 샘플을 포함한 모든 강철 시편은 굵은 페라이트 매트릭스에서 층을 이루고 군집된 준 안정 오스테나이트 입자를 구성하는 라멜라형 미세 구조를 나타내었다.
어닐링 된(S70) 강에서 준 안정 오스테나이트 입자의 이질성은 위치의 불규칙성을 나타내고 입자 크기가 0.45 내지 4.2㎛ 범위임을 나타낸다. 이러한 이질성은 압연 상태에서 압연방향(RD)을 따라 층을 이루고, 클러스터 된 미세 구조로 인해 발생하게 된다. 도 8에 나타난 바와 같이, 전자 후방 산란 회절(EBSD) 및 기존 X 선 회절(XRD)에 의해 결정된 준 안정 오스테나이트 입자의 면적 분율 측정은 탄소 함량 또는 임계 간 어닐링 온도가 증가하면 더 많은 오스테나이트 분율이 생성되는 것으로 나타났다.
도 9에 나타난 바와 같이, 더 많은 틈새 탄소 원자를 준 안정성 오스테나이트 입자로 분할 할 수 있는 LTP 공정은 (220)fcc 평면의 회절 각도를 감소시킨다. 이는 싱크로트론 XRD에 의해 밝혀졌으며 LTP를 통한 fcc-오스테나이트 격자 매개 변수의 증가를 보여준다. 두 강철 사이의 (220)fcc 평면의 계산 된 면 간의 간격(interplanar d-spacing)은 각각 0.12880과 0.12859 nm였다. APT 및 XRD 결과에 따라 준 안정 오스테나이트에 1at % 탄소를 추가하면 (220)fcc 면 간의 간격이 0.00018nm까지 증가한다. 이것은 (111)fcc 슬립 평면의 d- 간격이 LTP에 의해 효과적으로 증가한다는 것을 의미한다.
도 10은 강철 (0.3C-850-LTP(a), 0.3C-850(b), 0.1C-850(c) 및 0.1C-950(d))의 공칭응력-변형률 곡선(stress-strain curve)을 나타내었다. LTP를 통해 페라이트 계 LIGHT-TRIP-DP 합금의 상온 인장 특성이 눈에 띄게 개선되었음을 알 수 있다. 항복강도는 (b)의 경우 610MPa에서 LTP 강의 경우 798 MPa로 증가하였다. 최대 인장 강도는 900 MPa에서 1108MPa로 증가하였다. 총 연신율은 42.5%에서 47%(절대 수준)으로 증가하였다. 탄소 함량이 0.3 wt%에서 0.1 wt%로 감소하면 인장 특성이 감소하였다. LTP를 진행한 결과(0.3C-850-LTP(a)) 더 높은 강도를 지니면서 더 큰 변화량을 수용할 수 있는 것을 확인할 수 있다. 또한, 도 15에 나타난 바와 같이, 강도/무게인 비강도를 측정한 결과 LTP를 진행한 철강이 더 높은 것을 관찰하였다.
인장시험 중 LPT 강의 전위 밀도를 결정하기 위해, 최종 샘플 파단까지 싱크로트론 XRD와 단계적 변형을 사용하여 결합 분석을 수행하였다. 각 변형 수준, 즉 변형률(ε)이 0 %(어닐링 상태), 13.5 %, 25.2 % 및 47.1 %에서 얻은 결과 회절 결과를 도 11(A)에 나타내었다. 도 11(B)는 LTP 강철의 변형 이전에 준 안정 오스테나이트상은 밀도가 3.13 × 1015 m-2 인 모서리 전위가 대부분 포함 된 반면 거친 페라이트 매트릭스에서 나사 전위는 4.48 × 1014 m-2를 나타내었다.
도 14는 LTP 진행 후 압연변화량에 따른 미세조직 변화를 나타낸 것으로, 미세영역(Small zone)에서는 압연변화량이 증가함에도 큰 변화가 없으나, 조대영역(Coarse zone)에서는 변화량이 증가함에 따라 크기가 줄어드는 것을 관찰 할 수 있다.
다음으로, 작은 입자와 거친 입자의 오스테나이트에서 변형에 의한 위상 변환의 입자 크기 의존성을 확인하였다. 나노 압입 테스트 및 TEM 분석은 직경 0.5μm 이내의 작은 입자 및 3.1μm 이내의 거친 입자의 압자 표시 오스테나이트 영역의 동일한 위치에서 수행되었다. 도 12의 하중 변위 곡선은 작은 오스테나이트 입자가 나노 압입 하중으로 인한 마르텐 사이트 변형에 저항한다는 것을 보여준다.
이것은 또한, 도 13에 나타난 바와 같이, TEM 이미지와 해당하는 SADP (Selected Area Diffraction Pattern)에 의해 확인되며, 표적화 되고 움푹 패인 작은 오스테나이트 아래에서 획득된다. 대조적으로, 로딩-언 로딩 곡선의 팝인 현상은 LTP 합금에서 거친 오스테나이트 영역의 나노 인 덴 테이션 테스트 중에서 명확하게 관찰된다. 또한, 첫 번째 팝인 현상 이후의 기울기는 일정한 로딩 속도에서도 첫 번째 팝인 이전의 기울기에 비해 급격히 증가했다. 이 기울기 증가는 거친 준 안정 오스테나이트 내부의 연속적인 상 변형 형성을 통한 전위 산림 경화에 기인한다. 이것은 TEM 이미지에 의해 뒷받침되어 오스테나이트가 경질 α'-마르텐사이트 상으로 국부적으로 변형되었음을 보여준다. 상응하는 SADP는 새로 형성된 bcc α'-마르텐사이트와 부모 fcc 오스테나이트 사이에 공통 Kurdjumov-Sachs (K-S) 관계의 존재를 보여준다. 거친 오스테나이트의 α'-마르텐사이트 입자를 <110>bcc 방향을 따라 성장시켜 변형 유발 상변태에 의해 생성되는 총 에너지를 최소화했다. 팝인 현상은 나노 인 덴터 팁에 의해 법선 방향을 따라 외부 응력이 가해 졌을 때 발생했다. 즉 베인 왜곡의 압축 축이 압입 방향과 거의 평행 할 가능성이 높다.
본 발명인 페라이트계 경량 철강의 제조방법은, 도 16에 나타난 바와 같이 수행된다.
먼저, 제1단계(S10)는 합금을 1200℃에서 90분 동안 용체화 처리한다. 상기 용체화 처리(solution treatment)는 합금원소를 고용체로 용해하는 온도 이상으로 가열하여 충분한 시간 동안 유지시켜 재료를 연화시키는 것으로, 보다 구체적으로 상기 용체화 시 1200℃ 미만으로 실시하는 경우 오스테나이트(austenite)상의 분율이 낮아지는 문제점이 발생할 수 있고, 1200℃를 초과할 경우 오스테나이트(austenite)상의 결정립 크기가 너무 커지는 문제점이 발생할 수 있으므로 상기 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 용체화 시 90분 미만으로 실시하는 경우 오스테나이트(austenite)상의 분율이 낮아지는 문제점이 발생할 수 있고, 90분을 초과할 경우 오스테나이트(austenite)상의 결정립 크기가 너무 커지는 문제점이 발생할 수 있으므로 상기 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.
상기 합금은 망간(Mn), 알루미늄(Al) 및 탄소(C)를 포함하는 것을 특징으로 하며, 본 발명인 페라이트계 경량 철강의 제조방법에 의해 제조된 경량 철강은 2.0 내지 3.0 wt% 망간(Mn), 5.0내지 6.0 wt% 알루미늄(Al) 및 0.1 내지 0.3 wt% 탄소(C)의 성분을 함유하는 것을 특징으로 한다.
다음으로, 제2단계(S20)는 상기 용체화 처리된 합금을 900℃ 내지 1100℃에서 열간압연한다. 상기 제2단계(S20)에서 열간압연하여 두께를 55%까지 감소시킨다. 보다 구체적으로, 상기 제2단계(S20)에서 900℃ 미만으로 열간압연을 실시하는 경우 마무리 압연 온도까지의 온도 간격이 좁기 때문에 소정의 두께까지 충분한 압연이 불가능하고, 1100℃ 초과하여 열간압연을 실시하는 경우 고온 취성을 야기할 수 있으므로 상기 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.
다음으로, 제3단계(S30)는 상기 열간압연된 합금을 10℃/s의 냉각 속도로 실온에서 공랭한다. 다만, 상기 열간압연된 합금은 650℃에서 60분 동안 압연한 후 실온에서 공래할 수 있다. 상기 열간압연된 합금은 코일형으로 생성된다.
다음으로, 제4단계(S40)는 상기 공랭된 합금을 상온에서 두께가 70%로 감소될 때까지 냉간압연한다. 도 2에 나타난 바와 같이, 상기 제4단계(S40)에서 생성된 압연 강은 압연방향(RD)을 따라 페라이트와 C-Al이 풍부한 침전물인 κ-카바이드(체적 분율 38.6%)를 포함하는 이상 미세구조를 나타내고 있다. κ-카바이드의 밴드 구조 형성은 주로 고 알루미늄 경량 강을 주조하는 동안 용질 분할 효과 때문이다. 상기 제4단계(S40)는 상온의 낮은 온도에서 진행한다.
다음으로, 제5단계(S50)는 상기 냉간압연 한 합금을 850℃ 내지 950℃에서 90초 동안 임계적 어닐링(intercritical annealing, ICA)을 실시한다. 상기 냉간압연 한 합금은 상기 제5단계(S50)를 수행하면서 페라이트 및 오스테나이트를 생성하게 된다. 상기 제5단계(S50)의 수행 온도는 역열학적 계산을 기반으로 4차 Fe-Mn-Al-C 시스템에서 κ-카바이드 상을 완전히 용해할 수 있도록 설정된다.
보다 구체적으로, 상기 제5단계(S50)에서 850℃ 미만에서 임계적 어닐링을 실시하는 경우 잔류 오스테나이트가 남아있을 우려가 있고, 합금 원소들이 충분히 고용될 목적으로 진행하므로 950℃ 초과하여 임계적 어닐링을 실시할 필요는 없다.
다음으로, 제6단계(S60)는 상기 이상영역 어닐링(intercritical annealing)한 합금을 -10℃/s로 냉각처리한다.
다음으로, 제7단계(S70)는 상기 냉각처리를 실시한 합금을 430℃에서 50초 동안 등온 어닐링한다.
다음으로, 제8단계(S80)는 상기 등온 어닐링 된 합금을 공랭한다.
다음으로, 제9단계(S90)는 상기 공랭 된 합금을 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)를 실시한다. 상기 등온 어닐링한 합금은 상기 제9단계(S90)를 수행하여 페라이트 및 오스테아니트 입자로 구성된 이중 미세 구조가 형성된다. 상기 제9단계(S90)는 석출물들이 석출되어 평형상에 이를 때 까지 템퍼링을 실시하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 상기 제9단계(S90) 300℃ 미만에서 상기 저온열처리공정(LTP)를 실시하는 경우 석출물이 석출되지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 300℃를 초과하여 상기 저온열처리공정(LTP)를 실시하는 경우 석출물의 조대화로 기계적 성질의 저하 및 제조비용이 상승되는 문제점이 발생할 수 있으므로 상기 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 제9단계(S90) 10분 미만에서 상기 저온열처리공정(LTP)를 실시하는 경우 석출물이 석출되지 않는 문제점이 발생할 수 있고, 10분을 초과하여 상기 저온열처리공정(LTP)를 실시하는 경우 충분한 에너지를 얻을 수 있기 때문에 결정립 조대화가 발생할 수 있으므로 상기 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.
종래연구에서는 인장강도가 1GPa 이상이고 연신율이 7% 이상인 것이 주된 결과물이었다. 그러나 본 발명은 LTP 공정을 통해 페라이트계가 주 조직이면서 항복강도가 610MPa에서 798MPa로 증가하고, 최대 인장 강도는 900 MPa에서 1108MPa로 증가하였다. 또한, 총 연신율은 42.5%에서 47%(절대 수준)으로 증가하였다.
상기 과제의 해결 수단에 의해, 본 발명은 초고강도, 연성 및 저밀도의 페라이트계 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 Al 및 Mn과 같은 고체 용질 원소를 사용하여 공정비용이 증가하는 종래의 공정 과정의 문제점을 해결하여, 공정비용을 줄일 수 있는 페라이트계 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 저온열처리공정(LTP)을 조정하여 일반적인 페라이트계에 기반한 강도와 연성이 동시에 향상된 경량 철강을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명은 저온열처리공정(LTP)를 통해 조직의 안정성을 최대로 하여 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
이와 같이, 상술한 본 발명의 기술적 구성은 본 발명이 속하는 기술분야의 당업자가 본 발명의 그 기술적 사상이나 필수적 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적인 것이 아닌 것으로서 이해되어야 하고, 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타나며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 등가 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (14)

  1. 2.0 내지 3.0 wt% Mn, 5.0내지 6.0 wt% Al 및 0.1 내지 0.3 wt% C의 성분을 함유하며,
    인장강도(tensile strengths)가 900 MPa 내지 1,108 MPa인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    등온 어닐링 공정 후, 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)을 수행하여 페라이트 및 오스테나이트 이중 입자로 구성되는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 페라이트는 부피분율이 76.9%이고, 상기 오스테나이트는 부피분율이 23.1%인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    총 연신율(total elongations)이 42.5% 내지 47%인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    항복강도가 610 MPa 내지 798 MPa 인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강.
  6. 합금을 1200℃에서 90분 동안 용체화 처리하는 제1단계;
    상기 용체화 처리된 합금을 900℃ 내지 1100℃에서 열간압연하는 제2단계;
    상기 열간압연된 합금을 10℃/s의 냉각 속도로 실온에서 공랭하는 제3단계;
    상기 공랭된 합금을 상온에서 두께가 70% 감소될 때까지 냉간압연하는 제4단계;
    상기 냉간압연한 합금을 850℃ 내지 950℃에서 90초 동안 이상영역 어닐링(intercritical annealing)을 실시하는 제5단계;
    상기 이상영역 어닐링(intercritical annealing)한 합금을 -10℃/s의 냉각속도로 냉각처리하는 제6단계;
    상기 냉각처리를 실시한 합금을 430℃에서 50초 동안 등온 어닐링하는 제7단계;
    상기 등온 어닐링 된 합금을 공랭하는 제8단계; 및
    상기 공랭 된 합금을 300℃에서 10분 동안 저온열처리공정(LTP)하는 제9단계;에 의해 수행하되,
    상기 제9단계를 수행하여 제조된 경량 철강은,
    2.0 내지 3.0 wt% Mn, 5.0 내지 6.0 wt% Al 및 0.1 내지 0.3 wt% C의 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    상기 제7단계에서 저온열처리공정(LTP)을 통해 페라이트 및 오스테나이트 이중 입자로 구성되는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 페라이트는 부피분율이 76.9%이고, 상기 오스테나이트는 부피분율이 23.1%인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    인장강도(tensile strengths)가 900 MPa 내지 1,108 MPa인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    총 연신율(total elongations)이 42.5% 내지 47%인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  11. 제 6항에 있어서,
    상기 경량 철강은,
    항복강도가 610 MPa 내지 798 MPa인 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  12. 제 6항에 있어서,
    상기 제4단계에서 냉간압연을 실시하여
    페라이트 및 κ-카바이드가 교대로 정렬되며 압연방향을 따라 침전 밴드 구조를 생성하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  13. 제 6항에 있어서,
    상기 제2단계에서 열간압연하여 두께를 55%까지 감소하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
  14. 제 6항에 있어서,
    상기 제4단계에서 냉간압연하여 두께를 70%까지 감소하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 경량 철강의 제조방법.
PCT/KR2021/016379 2020-12-10 2021-11-11 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강 WO2022124601A1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP21903648.0A EP4261311A1 (en) 2020-12-10 2021-11-11 Method for manufacturing ferritic lightweight steel and ferritic lightweight steel using same
JP2023533770A JP2023550199A (ja) 2020-12-10 2021-11-11 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
US18/039,655 US11952647B2 (en) 2020-12-10 2021-11-11 Method for manufacturing ferritic lightweight steel and ferritic lightweight steel using same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200172118A KR102319479B1 (ko) 2020-12-10 2020-12-10 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강
KR10-2020-0172118 2020-12-10

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022124601A1 true WO2022124601A1 (ko) 2022-06-16

Family

ID=78231173

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2021/016379 WO2022124601A1 (ko) 2020-12-10 2021-11-11 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11952647B2 (ko)
EP (1) EP4261311A1 (ko)
JP (1) JP2023550199A (ko)
KR (1) KR102319479B1 (ko)
WO (1) WO2022124601A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102319479B1 (ko) 2020-12-10 2021-10-29 경상국립대학교산학협력단 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110104118A (ko) * 2009-04-14 2011-09-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 피삭성이 우수한 저비중 단조용 강
KR101289902B1 (ko) * 2011-11-18 2013-07-24 포항공과대학교 산학협력단 페라이트계 강판 및 그 제조방법
KR20180126070A (ko) * 2016-06-28 2018-11-26 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 우수한 인수용성을 갖는 냉간 압연 저밀도 강철 판, 및 이의 제조 방법
KR20180126580A (ko) * 2016-06-28 2018-11-27 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법
KR102319479B1 (ko) * 2020-12-10 2021-10-29 경상국립대학교산학협력단 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101560940B1 (ko) * 2013-12-24 2015-10-15 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 경량강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110104118A (ko) * 2009-04-14 2011-09-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 피삭성이 우수한 저비중 단조용 강
KR101289902B1 (ko) * 2011-11-18 2013-07-24 포항공과대학교 산학협력단 페라이트계 강판 및 그 제조방법
KR20180126070A (ko) * 2016-06-28 2018-11-26 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 우수한 인수용성을 갖는 냉간 압연 저밀도 강철 판, 및 이의 제조 방법
KR20180126580A (ko) * 2016-06-28 2018-11-27 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법
KR102319479B1 (ko) * 2020-12-10 2021-10-29 경상국립대학교산학협력단 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강

Also Published As

Publication number Publication date
EP4261311A1 (en) 2023-10-18
US20230392238A1 (en) 2023-12-07
US11952647B2 (en) 2024-04-09
JP2023550199A (ja) 2023-11-30
KR102319479B1 (ko) 2021-10-29
KR102319479B9 (ko) 2022-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020085697A1 (ko) 고강도 고인성 중엔트로피 합금 및 그 제조방법
WO2020013524A1 (en) Lightweight medium-entropy alloys using spinodal decomposition
WO2012087045A2 (ko) 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2020080660A1 (ko) 중엔트로피 합금 및 그 제조방법
WO2017082684A1 (ko) 냉간단조성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2022050501A1 (ko) 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법
WO2016111388A1 (ko) 인장강도 1300ＭＰａ 이상의 초고강도 도금강판 및 이의 제조방법
WO2022124601A1 (ko) 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강
WO2021100959A1 (ko) 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 다량 함유한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
WO2016104883A1 (ko) 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
WO2013172510A1 (ko) 극저온에서 기계적 성능이 우수한 Ｆｅ-Ｍｎ-Ｃ계 ＴＷＩＰ 강 및 그 제조 방법
EP4039832A1 (en) Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
WO2022234902A1 (ko) (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법
WO2022234901A1 (ko) (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법
WO2019124982A1 (ko) 자기장 차폐용 강판 및 그 제조방법
WO2021125861A2 (ko) 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법
WO2021125793A1 (ko) 우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
WO2017095049A1 (ko) 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2021261884A1 (ko) 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
WO2019124690A1 (ko) 확관 가공성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2021125765A1 (ko) 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2022139277A1 (ko) 공구용 강재 및 그 제조방법
WO2023096453A1 (ko) 연신율이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2019031681A1 (ko) 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법
WO2019039774A1 (ko) 저온 충격인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21903648

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023533770

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021903648

Country of ref document: EP

Effective date: 20230710