KR101985777B1 - Medium manganese steel having super plasticity and manufacturing method for the same - Google Patents
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Abstract
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 알루미늄(Al): 3 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe)과 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 규소(Si): 3 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe) 및 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 것이 바람직하다.The medium-sized intergalactic steel having superplasticity according to the present invention contains components of manganese (Mn): 4-8 wt% and aluminum (Al): 3 wt% or less (0% It is preferable to be composed of an impurity which is inevitably contained. The mesoporous intergranular steels according to the present invention contain components of manganese (Mn): 4-8 wt% and silicon (Si): 3 wt% or less (0% not included) It is preferable to be composed of an impurity which is inevitably contained.
Description
본 발명은 초소성을 갖는 중망간강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로는 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등 고가의 성분을 포함하지 않으며, 또한 복잡한 전처리과정을 거치지 않으면서도 초소성이 구현되는 중망간강 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a medium-sized intergalactic steel having superplasticity and a method of manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a medium to high strength stainless steel which does not contain expensive components such as chromium (Cr) and nickel (Ni), and which has super plasticity without a complicated pretreatment process, and a manufacturing method thereof.
세계 자동차 강판의 수요는 2015년 약 8000만톤에서 추후 계속 성장할 예정이고, 강화된 각국의 연비규제로 인해 차량 경량화에 대한 요구 역시 점점 높아져가고 있다. 이에 따라 차체 중량 절감의 목적에서 비철소재의 요구도가 증가하고 있다. 하지만, 기존의 철강재를 개량한 고성형성-고강도 강판의 경우, 중량뿐만 아니라 가공 용이성 및 경제적 이점으로 인하여, 향후에도 차 강판의 80% 이상의 비중을 차지할 전망이다. 본 발명을 통하여 제작된 철계 초소성 강판의 경우, 저렴한 생산비용과 고온에서의 뛰어난 성형성 및 성형이후 높은 강도로 인해 현 산업의 니즈에 부합하는 전망을 보일 것으로 기대된다.Demand for global automotive steel plates is expected to continue growing at around 80 million tons in 2015, and the demand for lightweight vehicles is also increasing due to the strengthened fuel economy regulations of each country. Accordingly, there is an increasing demand for non-ferrous materials for the purpose of reducing the weight of the vehicle body. However, in the case of high-strength steel sheet with high-strength steel sheet modified from existing steel sheets, it will occupy more than 80% of the steel sheets in the future due to its ease of processing and economical advantages. The iron-based superplastic steel sheet produced through the present invention is expected to meet the needs of the present industry due to its low production cost, excellent moldability at high temperatures, and high strength after molding.
자동차 강판의 성형성을 향상시키기 위한 관점에서, 초소성이 주목받고 있다. 초소성(superplasticity) 이란, 결정립 크기가 미세한 재료를 녹는점의 약 절반 이상의 온도에서 인장 변형 시, 기존 재료의 소성 변형 기구인 전위, 슬립이 아닌 결정립계 미끄러짐(grain boundary sliding)이 일어나, 매우 낮은 변형응력에 대하여 폭발적인 연신율(≥300%)을 보이는 현상을 의미한다. 즉, 재료가 초소성을 보이는 변형 온도에서는 강도가 낮고 연성은 매우 크기 때문에, 적은 힘으로도 복잡한 형상의 성형이나 가공이 가능해진다.From the viewpoint of improving the moldability of automotive steel sheets, super plasticity has attracted attention. Superplasticity is a phenomenon in which grain boundary sliding occurs rather than dislocations and slips, which are plastic deformation mechanisms of existing materials, at a temperature of about half or more of melting point of a material having a fine grain size, (&Amp; cir & 300%) against stress. That is, since the strength is low and the ductility is very large at the deformation temperature at which the material exhibits super plasticity, complicated shapes can be formed and processed even with a small force.
기존 초소성 재료에 대한 연구로는, 알루미늄 합금 및 아연 합금에 대하여 중점적으로 진행되었으며, 철강 합금에 대한 연구 역시 진행되어 왔다.Research on existing superplastic materials has focused on aluminum alloys and zinc alloys, and research on steel alloys has also been carried out.
초소성을 보이는 철강 합금의 경우 크게 두 가지 합금이 주로 연구되어 왔다. 첫째는 높은 크롬(Cr) 함량과 니켈(Ni)로 인해 고온에서 결정립 크기가 미세한 페라이트(ferrite)-오스테나이트(austenite) 이상(dual-phase) 구조를 지니는 이상 스테인리스강(duplex stainless steel)이 있다. 둘째는 상온에서 강내 미세한 탄화물이 오스테나이트의 핵 생성처가 되어, 고온에서 결정립 크기가 미세한 고탄소강이 있다.For superalloyed steel alloys, two major alloys have been studied extensively. The first is a duplex stainless steel having a high chromium (Cr) content and a ferrite-austenite (dual-phase) structure with fine grain size at high temperature due to nickel (Ni) . Second, there is a high carbon steel in which fine carbide in the steel becomes a nucleation site of austenite at room temperature, and grain size is fine at high temperature.
이전의 연구는 주로 초소성 발현을 위한 철강 합금의 조성에 대한 연구와 제조방법인 압연조건, 열처리 조건 등에 대해 집중적으로 이루어졌으며, 두 강종 모두 약 700℃-1200℃의 온도에서 변형 시, 최대 연신율 1000%를 넘는 뛰어난 성형성을 보이는 것으로 알려져있다. The previous studies have focused mainly on the study of the composition of steel alloys for superplastic development and the rolling and heat treatment conditions. Both steels exhibited maximum elongation at deformation at temperatures of about 700 ° C. to 1200 ° C. It is known that it has excellent moldability of more than 1000%.
하지만, 초소성 발현을 위해서는, 이상 스테인리스강(duplex stainless steel) 의 경우, 높은 함량의 Cr(23-34 중량%)과 Ni(4-22 중량%)를 함유해야 하고, 때로는 높은 냉간 압하율(약 90%)을 필요로 한다. 여기서 크롬(Cr)과 니켈(Ni)은 고가의 성분으로서 생산원가를 상승시키는 원인이 된다.However, in order to exhibit super plasticity, duplex stainless steel should contain a high content of Cr (23-34 wt%) and Ni (4-22 wt%), and sometimes a high cold reduction rate About 90%). Here, chromium (Cr) and nickel (Ni) are high-priced components and cause a rise in production cost.
고탄소강의 경우, 합금원소의 총량은 이상 스테인리스강(duplex stainless steel)에 비하여 낮지만, 온간압연 및 반복 압연-열처리등의 복잡한 전처리 과정이 필요하다. 즉 기존의 철계 초소성 합금의 생산을 위해서는 경제적인 손실이 큰 문제점이 있다.In the case of high carbon steels, the total amount of alloying elements is lower than that of duplex stainless steel, but complex pretreatment processes such as warm rolling and repeated rolling-heat treatment are required. That is, there is a problem in that an economic loss is large for producing the existing iron-based super plastic alloy.
정리하면, 기존의 철계 초소성 강판 중 스테인레스강의 경우, 일반적인 열처리 과정으로 처리되므로 복잡한 전처리 과정이 불필요한 장점은 있으나, 고가의 Cr, Ni를 사용하므로 생산원가가 매우 상승하는 단점이 있다. 고탄소강의 경우, 고가의 Cr, Ni를 사용하지 않으므로 생산원가가 저감되는 장점은 있으나, 복잡한 전처리 과정을 거쳐야 하는 단점이 있다.In summary, stainless steel among conventional iron-based superplasticized steel is treated by a general heat treatment process, and thus a complicated pretreatment process is unnecessary. However, since Cr and Ni are used in high cost, production cost is increased. In the case of high carbon steel, it does not use expensive Cr and Ni, which is advantageous in that the production cost is reduced, but it requires a complicated pretreatment process.
이에 본 발명은 위 방법들의 장점만을 취하여, 즉 고가의 Cr, Ni를 사용하지 않음으로써 생산원가가 저감되면서도, 복잡한 전처리 과정 대신 일반적 열처리과정을 수행하면서도 초소성이 구현되는 강판을 제안하고자 한다.Accordingly, the present invention proposes a steel plate which does not use expensive Cr and Ni, and which can reduce the production cost while performing a general heat treatment process instead of a complicated pretreatment process, while achieving super plasticity.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강과 그 제조방법은 다음과 같은 해결과제를 가진다.The present invention has the following problems to be solved.
첫째, 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등 고가의 성분을 포함하지 않고도, 초소성을 구현하고자 한다.First, it aims to realize super plasticity without containing expensive components such as chromium (Cr) and nickel (Ni).
둘째, 복잡한 전처리과정을 거치지 않고도, 초소성을 구현하고자 한다.Second, we want to realize super plasticity without complicated preprocessing process.
본 발명의 해결과제는 이상에서 언급한 것들에 한정되지 않으며, 언급되지 아니한 다른 해결과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해되어질 수 있을 것이다. The solution of the present invention is not limited to those mentioned above, and other solutions not mentioned can be clearly understood by those skilled in the art from the following description.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 알루미늄(Al): 3 중량%이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe)과 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 열간압연 후의 냉각 단계 및 냉간압연 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, 열처리 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, 열처리 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것이 바람직하다.The medium-sized intergalactic steel having superplasticity according to the present invention contains components of manganese (Mn): 4-8 wt% and aluminum (Al): 3 wt% or less (0% And the microstructure in the cooling step and the cold rolling step after hot rolling is martensite. In the heat treatment step, martensite is reversely transformed into a ferrite-austenite phase (dual-phase), and heat treatment During the cooling after the step, the austenite is transformed into martensite, and the final microstructure is preferably ferrite and martensite.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 규소(Si): 3 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe) 및 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 열간압연 후의 냉각 단계 및 냉간압연 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, 열처리 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, 열처리 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것이 바람직하다.The mesoporous intergranular steels according to the present invention contain components of manganese (Mn): 4-8 wt% and silicon (Si): 3 wt% or less (0% not included) And the microstructure in the cooling step and the cold rolling step after hot rolling is martensite. In the heat treatment step, martensite is reversely transformed into a ferrite-austenite phase (dual-phase), and heat treatment During the cooling after the step, the austenite is transformed into martensite, and the final microstructure is preferably ferrite and martensite.
본 발명에 따른 중망간강은 니오븀(Nb): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다.It is possible that the medium-sized intergalactic steel according to the present invention further contains a component of 0.2% by weight or less of niobium (Nb) (0% is excluded).
본 발명에 따른 중망간강은 보론(B): 0.03 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다.It is possible that the medium-sized intergranular steel according to the present invention further contains 0.03% by weight or less of boron (B) (0% is excluded).
본 발명에 따른 중망간강은 탄소(C): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다.It is possible that the medium-sized intergalactic steel according to the present invention further contains 0.2 weight% or less of carbon (C) (0% is not included).
본 발명에 따른 중망간강은 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위내에서 열처리되어, 페라이트와 오스테나이트가 형성된다.The medium-sized intergalactic steel according to the present invention is heat-treated within the temperature range of the ferrite and austenite dual-phase regions to form ferrite and austenite.
본 발명에 있어서, 이상(dual-phase) 영역의 온도범위는 600℃-900℃인 것이 바람직하다.In the present invention, the temperature range of the dual-phase region is preferably 600 ° C to 900 ° C.
본 발명에 있어서, 이상(dual-phase) 영역에서 형성된 페라이트와 오스테나이트의 각 결정립의 평균 직경은 2㎛ 이하인 것이 바람직하다.In the present invention, it is preferable that the mean diameter of each crystal grain of ferrite and austenite formed in the dual-phase region is 2 탆 or less.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법은 본 발명에 따른 조성을 가진 중망간강을 용해한 후, 균질화하는 S1 단계; 균질화된 중망간강을 열간 압연하는 S2 단계; 열간 압연된 강판을 냉각하는 S3 단계; 냉각된 강판을 냉간 압연하는 S4 단계; 및 기 설정된 열처리온도로 승온하여, 열처리를 하는 S5 단계를 포함하며, S3 단계 및 S4 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, S5 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, S5 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것이 바람직하다.The method for manufacturing medium-sized intergalactic steels according to the present invention comprises steps S1) of dissolving medium-sized intergalactic steels having the composition according to the present invention and homogenizing them; A step S2 of hot-rolling the homogenized medium-grain steel; A step S3 of cooling the hot-rolled steel sheet; Cold rolling the cooled steel sheet; And a step S5 of heating to a predetermined heat treatment temperature and performing a heat treatment. The microstructure in the steps S3 and S4 is martensite. In the step S5, the martensite is a ferrite-austenite dual phase The austenite is transformed into martensite at the time of cooling after the step S5, and the final microstructure is preferably ferrite and martensite.
본 발명에 있어서, S1 단계의 균질화 온도는 1200℃이며, 용해온도는 균질화온도 이상인 것이 바람직하다.In the present invention, the homogenization temperature in the step S1 is 1200 占 폚, and the dissolution temperature is preferably equal to or higher than the homogenization temperature.
본 발명에 있어서, S2 단계의 열간 압연 온도는 1000℃-1200℃인 것이 바람직하다.In the present invention, it is preferable that the hot rolling temperature in the step S2 is 1000 占 폚 to 1200 占 폚.
본 발명에 있어서, S3 단계는 수냉, 유냉 또는 공냉 중 적어도 어느 하나의 냉각방식으로 가능하다.In the present invention, step S3 may be performed by cooling at least one of water cooling, oil cooling, or air cooling.
본 발명에 있어서, S4 단계에서 압하율은 90%이하(0%는 불포함)인 것이 바람직하며, 압하율은 60-80%인 것이 더욱 바람직하다.In the present invention, it is preferable that the reduction rate in the step S4 is 90% or less (0% is excluded), and the reduction rate is more preferably 60-80%.
본 발명에 있어서, S4 단계에서 냉간 압연 온도는 상온에서 가능하다.In the present invention, the cold rolling temperature in step S4 is possible at room temperature.
본 발명에 있어서, S5 단계의 이상(dual-phase)은 페라이트와 오스테나이트인 것이 바람직하다.In the present invention, it is preferable that the dual-phase in the step S5 is ferrite and austenite.
본 발명에 있어서, S5 단계의 열처리 온도는 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위 이내인 것이 바람직하며, 이상 영역의 온도범위는 600℃-900℃가 바람직하다. 본 발명에 따른 S5 단계의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위에서 초소성 성형 후 상온으로 냉각되는것이 바람직하다.
In the present invention, it is preferable that the heat treatment temperature in the step S5 is within the temperature range of the ferrite and the austenite dual-phase region, and the temperature range of the ideal region is preferably 600 ° C to 900 ° C. It is preferable to cool to a normal temperature after super-plastic forming in the temperature range of the dual-phase region of step S5 according to the present invention.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강과 그 제조방법은 다음과 같은 효과를 가진다.The mesoscale intermediate steel having superplasticity according to the present invention and its manufacturing method have the following effects.
첫째, 기존 초소성강판에서 요구되던 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등 고가의 성분을 포함하지 않고도, 초소성을 구현하는 효과가 있다. 이로써 생산원가가 저감되는 효과도 부수적으로 있다.First, there is an effect of realizing super plasticity without including expensive components such as chromium (Cr) and nickel (Ni) which are required in the existing superplastic steel sheets. This also has the effect of reducing production costs incidentally.
둘째, 기존의 고탄소 초소성 강판에서 수행되던 복잡한 전처리과정을 거치지 않고도, 초소성을 구현하는 효과가 있다. 즉 일반적인 공정 절차로 초소성을 구현함으로써, 실제 산업 적용성이 향상되며, 생산성이 증가되는 효과가 있다. Second, it has an effect of realizing super plasticity without the complicated pretreatment process performed in the existing high carbon superplastic steel sheet. That is, by realizing the superplasticity by the general process procedure, the practical industrial applicability is improved and the productivity is increased.
본 발명의 효과는 이상에서 언급된 것들에 한정되지 않으며, 언급되지 아니한 다른 효과들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해되어 질 수 있을 것이다.The effects of the present invention are not limited to those mentioned above, and other effects not mentioned can be clearly understood by those skilled in the art from the following description.
도 1은 발명강 1에 있어서, 압하율 60% 냉간 압연 실시 후, 850℃에서 5분동안 유지하고 수냉한 시편의 미세조직이다.
도 2는 발명강 1에 있어서, 850℃에서 5분동안 유지한 시편에서 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선이다.
도 3은 발명강 1에 있어서, 850℃에서 다양한 변형률속도로 인장 실험을 실시한 시편의 사진이다.
도 4는 발명강 1에 있어서, 850℃에서 1×10-3 s-1 조건에서 인장 실험을 실시한 시편의 미세조직이다.
도 5a 내지 도 5e는 발명강 1에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 다양한 온도, 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.
도 6a 내지 도 6c는 발명강 2에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 다양한 온도, 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.
도 7은 발명강 3에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 850℃에서 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.
도 8은 발명강 4에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 850℃에서 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.
도 9는 본 발명에 따른 중망간강의 제조방법을 나타낸다.Fig. 1 is a microstructure of
Fig. 2 is a tensile curve at various strain rates in
Fig. 3 is a photograph of a specimen subjected to a tensile test at various strain rates at 850 DEG C in
Fig. 4 is a microstructure of a specimen subjected to a tensile test under the condition of 1 x 10 < -3 > s < -1 > at 850 deg.
5A to 5E are photographs of tensile curves and specimens at various temperatures and strain rates after cold rolling at a reduction ratio of 80% in
6A to 6C are photographs of tensile curves and specimens at various temperatures and strain rates after cold rolling at a reduction ratio of 80% in inventive steel 2.
Fig. 7 is a photograph of tensile curves and specimens at various strain rates at 850 deg. C after the cold rolling of 80% cold rolling in Inventive Steel 3. Fig.
Fig. 8 is a photograph of tensile curves and specimens at various strain rates at 850 DEG C, after cold rolling at a reduction ratio of 80%, in Inventive Steel 4. Fig.
Fig. 9 shows a method for manufacturing a medium-core steel according to the present invention.
이하, 첨부한 도면을 참조하여, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 실시예를 설명한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있는 바와 같이, 후술하는 실시예는 본 발명의 개념과 범위를 벗어나지 않는 한도 내에서 다양한 형태로 변형될 수 있다. 가능한 한 동일하거나 유사한 부분은 도면에서 동일한 도면부호를 사용하여 나타낸다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the accompanying drawings so that those skilled in the art can easily carry out the present invention. It will be apparent to those skilled in the art that various modifications and variations can be made in the present invention without departing from the spirit or scope of the invention. Wherever possible, the same or similar parts are denoted using the same reference numerals in the drawings.
본 명세서에서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지는 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.The terminology used herein is for the purpose of describing particular embodiments only and is not intended to be limiting of the invention. The singular forms as used herein include plural forms as long as the phrases do not expressly express the opposite meaning thereto.
본 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.Means that a particular feature, region, integer, step, operation, element and / or component is specified and that other specific features, regions, integers, steps, operations, elements, components, and / It does not exclude the existence or addition of a group.
본 명세서에서 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.All terms including technical and scientific terms used herein have the same meaning as commonly understood by one of ordinary skill in the art to which this invention belongs. Predefined terms are further interpreted as having a meaning consistent with the relevant technical literature and the present disclosure, and are not to be construed as ideal or very formal meanings unless defined otherwise.
본 발명은 기존 철계 초소성 강판의 문제점을 보완하는 새로운 철계 초소성 강판의 제조방법으로서, 합금조성 범위, 전처리 과정, 초소성 발현 조건을 포함한다.The present invention is a method for preparing a new iron-based superplastic steel sheet that overcomes the problems of conventional iron-based superplasticized steel sheets, and includes alloying composition ranges, pretreatment processes, and super plasticization conditions.
본 발명에 따른 중망간강은 아래 표 1과 같은 다양한 실시예가 가능하다. 다만, 본 명세서에서는 아래 발명강 1-4의 실시예를 중심으로 본 발명을 설명하고자 한다.The present invention is applicable to various embodiments as shown in Table 1 below. In the following description, the present invention will be described with reference to the following embodiments.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 알루미늄(Al): 3 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe)과 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 것이 가능하다. 이는 Fe-Mn-Al계 실시예에 해당된다.The medium-sized intergalactic steel having superplasticity according to the present invention contains components of manganese (Mn): 4-8 wt% and aluminum (Al): 3 wt% or less (0% It can be constituted of impurities which are inevitably contained. This corresponds to the Fe-Mn-Al system embodiment.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 망간(Mn): 4-8 중량% 및 규소(Si): 3 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 함유하고, 잔부인 철(Fe) 및 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 것이 가능하다. 이는 Fe-Mn-Si계 실시예에 해당된다.The mesoporous intergranular steels according to the present invention contain components of manganese (Mn): 4-8 wt% and silicon (Si): 3 wt% or less (0% not included) It can be constituted of impurities which are inevitably contained. This corresponds to the Fe-Mn-Si system embodiment.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 상기 실시예에 따른 조성의 각 중망간강에 니오븀(Nb): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다. 이는 Fe-Mn-Al-Nb계 및 Fe-Mn-Si-Nb계 실시예에 해당된다.The medium-to-high-temperature intergranular steels having super plasticity according to the present invention can further contain components of not more than 0.2% by weight of niobium (Nb) (0% is not included) in each medium-sized intergalactic ridge of the composition according to the above embodiment. This corresponds to the Fe-Mn-Al-Nb system and the Fe-Mn-Si-Nb system.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 상기 실시예에 따른 조성의 중망간강에 보론(B): 0.03 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다. 이는 Fe-Mn-Al-B계 및 Fe-Mn-Si-B계 실시예에 해당된다.The medium-to-high-temperature interstitial steel having superplasticity according to the present invention can further contain 0.03% by weight or less of boron (B) (0% is not included) in the medium-to-large-sized intergalactic composition according to the above embodiment. This corresponds to the Fe-Mn-Al-B system and the Fe-Mn-Si-B system embodiment.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 상기 실시예에 따른 조성의 중망간강에 탄소(C): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것이 가능하다. 이는 Fe-Mn-Al-C계, Fe-Mn-Al-Nb-C계, Fe-Mn-Al-B-C계, Fe-Mn-Si-C계, Fe-Mn-Si-Nb-C계 및 Fe-Mn-Si-B-C계 실시예에 해당된다.The medium-sized intergalactic steels having super plasticity according to the present invention can further contain a component of carbon (C): not more than 0.2% by weight (0% is not included) in the medium-sized intergalactic river of the composition according to the above embodiment. These are Fe-Mn-Al-C, Fe-Mn-Al-Nb-C, Fe-Mn-Al-BC, Fe-Mn-Si- Fe-Mn-Si-BC system.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강은 페라이트와 오스테나이트의 이상 영역의 온도범위인 600℃-900℃에서 열처리되어, 페라이트와 오스테나이트가 형성된다.The mesoscale intergalactic steel having superplasticity according to the present invention is heat-treated at a temperature range of 600 ° C-900 ° C, which is an ideal range of ferrite and austenite, to form ferrite and austenite.
본 명세서에서는 고온에서 변형시 초소성을 나타내는 (1) 중망간계 합금 설계와 (2) 제조 방법 및 (3) 인장 조건을 제시한다. 이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.In this specification, (1) the design of heavy metal alloy, (2) manufacturing method, and (3) tensile conditions are presented which exhibit superplasticity at high temperature. Hereinafter, the present invention will be described in detail.
(1) 중망간계 초소성 합금 설계(1) Design of super-plastic alloy
본 발명의 합금은, Mn, Al, Si, Nb, B, C, 잔부의 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 다양한 실시예로 구현된다(표 1 참조). 이하, 상기한 강의 화학성분 범위의 한정 이유에 대하여 설명한다.The alloys of the present invention are embodied in various embodiments consisting of Mn, Al, Si, Nb, B, C, the balance iron and other inevitably contained impurities (see Table 1). Hereinafter, the reason for limiting the chemical composition range of the above steel will be described.
망간(Mn) : 4-8 Manganese (Mn): 4-8 중량%weight%
Mn은 본 발명의 필수 구성요소이다. Mn은 경화능을 상승시키는 원소로, 열간 압연 이후 냉각 시 오스테나이트(austenite)에서 페라이트(ferrite)로의 변태를 억제하고 대부분 마르텐사이트(martensite) 조직을 구현한다. Mn을 포함하는 마르텐사이트 조직은 냉간 압연 이후 초소성 변형을 위해 고온으로 가열했을 때, 기존 초소성 철계 합금과는 다르게, 오스테나이트와 페라이트의 Mn 분배 차이로 2 ㎛ 이하의 미세한 조직을 갖게 되어 초소성 발현에 적합하다.Mn is an essential component of the present invention. Mn is an element that increases the hardenability. It suppresses the transformation from austenite to ferrite upon cooling after hot rolling and mostly implements a martensite structure. The martensite structure containing Mn has a microstructure of 2 탆 or less due to the difference in Mn distribution between austenite and ferrite, unlike conventional superplastic iron-based alloys, when heated to a high temperature for superplastic deformation after cold rolling. It is suitable for plastic development.
Mn 함량이 4 중량% 미만이면, 강의 경화능이 감소하여, 열간 압연 이후 냉각 도중 페라이트가 생성되므로, 상온에서 페라이트 단상 또는 마르텐사이트와 페라이트 이상 조직이 나타나는 문제점이 있다. 냉각 도중 생성된 페라이트는 냉간 압연 이후 고온 변형 시, 빠른 회복 및 결정립 성장으로 초소성 현상을 억제시킬 가능성이 있다.If the Mn content is less than 4% by weight, the hardening ability of the steel decreases, and ferrite is produced during cooling after hot rolling, so that ferrite single phase or martensite and ferrite structure appear at room temperature. Ferrites formed during cooling have the potential to inhibit superplasticity due to rapid recovery and grain growth during high temperature deformation after cold rolling.
반면, Mn 함량이 8 중량%를 초과한다면, 재료비 및 제조비용의 증가를 가져올 뿐 아니라, 용접성이 저하되고 다량의 게재물인 MnS가 형성되는 문제가 발생할 수 있다. 또, 다량의 Mn은 페라이트-오스테나이트 이상 영역의 온도를 저하시켜, 초소성 발현온도인 녹는점의 약 절반 보다 높은 온도 영역에서 오스테나이트 단상을 야기하여, 빠른 결정립 성장으로 인한 결정립 조대화를 일으킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Mn 함량을 4-8 중량%로 하는 것이 바람직하다.On the other hand, if the Mn content exceeds 8 wt%, not only the material cost and the manufacturing cost are increased but also the weldability is deteriorated and MnS, which is a large amount of the article, is formed. Further, a large amount of Mn lowers the temperature of the ferrite-austenite abnormal region and causes austenite single phase at a temperature region higher than about half of the melting point, which is the superplastic development temperature, to cause crystal grain coarsening due to rapid grain growth have. Therefore, in the present invention, the Mn content is preferably 4-8 wt%.
알루미늄(Al): 3 Aluminum (Al): 3 중량%weight% 이하(0%는 불포함) (0% is not included)
Al이 포함된 실시예에 해당된다. Mn과 마찬가지로, Al도 변형 온도에서 오스테나이트와 페라이트 상들 간에 분배가 일어나게 되어, 미세한 결정립 크기를 구현하는데 기여한다. Al은 페라이트 안정화 원소로 알려져 있고, 페라이트-오스테나이트 이상 온도 영역을 상승시켜, 초소성 발현 온도에서 변형 시 페라이트-오스테나이트 이상을 가능하게 한다. 초소성 발현 온도에서 이상 구조를 갖는 재료는 상간 경계가 많고, 상간 경계는 변형 도중 결정립 성장을 저하하는데 효과가 있다. Al. ≪ / RTI > Like Mn, Al also distributes at a strain temperature between austenite and ferrite phases, contributing to the realization of a fine grain size. Al is known as a ferrite stabilizing element and increases the ferrite-austenite over temperature region, allowing ferrite-austenite anomalies upon deformation at the super plasticization temperature. Materials with an abnormal structure at the superplastic development temperature have many interphase boundaries and the interphase boundary is effective in reducing grain growth during deformation.
반면 Al 함량이 3 중량%를 초과하면, 재료비 및 제조비용의 증가, 연속주조의 어려움, 용접성의 저하 등의 문제를 가져온다. On the other hand, if the Al content exceeds 3% by weight, problems such as increase in material cost and manufacturing cost, difficulty in continuous casting, and deterioration in weldability are caused.
또, 다량의 Al 첨가는 열간 압연 온도에서 페라이트를 생성시키는데, 그 페라이트는 냉간 압연 이후 고온 변형 시 빠른 회복 및 결정립 성장으로 조대한 결정립을 야기 시킬 가능성이 있다. 따라서 본 발명에서는 Al 함량을 3 중량% 이하(0%는 불포함)로 하는 것이 바람직하다.Also, the addition of a large amount of Al produces ferrite at the hot rolling temperature, which is likely to cause coarse grain growth due to rapid recovery and grain growth after hot rolling after cold rolling. Therefore, in the present invention, the Al content is preferably 3% by weight or less (0% is excluded).
규소(silicon( SiSi ) : 3 ): 3 중량%weight% 이하(0%는 불포함) (0% is not included)
Si가 포함된 실시예에 해당된다. Al과 마찬가지로, Si는 페라이트 안정화 원소이며, 강한 고용체 강화 원소로 알려져 있다. 고용체 강화 효과를 통하여 고온에서 결정립 내부의 강도를 높여 결정립계의 미끄러짐을 촉진시킬 것으로 기대된다. 또한, Si은 시멘타이트 석출 억제 효과가 뛰어난 것으로 알려져 있으며, 고온에서 C에 의해 석출될 수 있는 시멘타이트에 의한 결정립계 미끄러짐 방해를 억제시킬 것으로 기대된다. Si. ≪ / RTI > Like Al, Si is a ferrite stabilizing element and is known as a strong solid solution strengthening element. It is expected that the strengthening effect of the solid solution will increase the strength inside the crystal grains at high temperature to accelerate the slip of the grain boundary. Si is also known to have excellent cementite precipitation inhibiting effect and is expected to inhibit grain boundary slip interference by cementite which can be precipitated by C at a high temperature.
반면, Si 함량이 3 중량%를 초과하면, 재료비 및 제조비용의 증가, 냉간 압하율 저하, 용접성의 저하 등의 문제를 가져온다. 따라서 본 발명에서는 Si 함량을 3 중량% 이하(0%는 불포함)로 하는 것이 바람직하다.On the other hand, when the Si content exceeds 3% by weight, problems such as an increase in material cost and manufacturing cost, a decrease in cold rolling reduction, and a deterioration in weldability are caused. Therefore, in the present invention, it is preferable that the Si content is 3 wt% or less (0% is excluded).
니오븀(Niobium ( NbNb ) : 0.2 ): 0.2 중량%weight% 이하(0%는 불포함) (0% is not included)
Nb가 포함된 실시예에 해당된다. Nb는 냉간 압연 이후 재결정된 결정립의 성장을 억제하는 원소로 알려져 있다. Nb첨가는 보다 미세한 결정립을 구현하여 다수의 결정립계를 형성시켜 결정립계 미끄러짐을 촉진시킬 것으로 기대된다.Nb are included. Nb is known to suppress the growth of recrystallized grains after cold rolling. The addition of Nb is expected to realize finer crystal grains and to form a plurality of grain boundaries to promote grain boundary slip.
반면, Nb 함량이 0.2 중량%를 초과하면, 재료비의 증가, 제 2상의 석출, 재결정 속도 저하 등의 문제를 가져온다. 따라서 본 발명에서는 Nb 함량을 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)로 하는 것이 바람직하다.On the other hand, if the Nb content exceeds 0.2% by weight, problems such as an increase in material cost, precipitation of a second phase, and a decrease in recrystallization speed are caused. Therefore, in the present invention, the Nb content is preferably 0.2% by weight or less (0% is excluded).
보론(B) : 0.03 Boron (B): 0.03 중량%weight% 이하(0%는 불포함) (0% is not included)
B가 포함된 실시예에 해당된다. 고온에서 변형 중 입계에 지나치게 많은 공공이 발생하면, 공공이 성장하여 균열이 생성 및 전파하여 낮은 연신율을 초래할 가능성이 있다. B는 고온에서 결정립계로 편석되어 결정립계에서의 원자밀도를 높이므로, 균열 발생을 억제시킬 것으로 기대된다.B is included. If too much pores are formed in the grain boundaries during deformation at high temperatures, there is a possibility that the pores will grow and cracks will form and propagate, resulting in low elongation. B is segregated at a high temperature by grain boundaries to increase the atom density in grain boundaries, and it is expected that cracks will be suppressed.
반면, B 함량이 0.03 중량%를 초과하면, 고온에서 결정립계로 편석되는 B의 량이 많아지게 되고, 결정립계 미끄러짐을 방해할 가능성이 있다. 뿐만 아니라, 고온에서 보라이드 석출로 인해 변형 시 응력집중을 야기하여, 낮은 연신율을 초래할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 B 함량을 0.03 중량% 이하(0%는 불포함)로 하는 것이 바람직하다.On the other hand, if the B content exceeds 0.03% by weight, the amount of B segregated in the crystal grain boundaries at high temperatures becomes large, possibly interfering with grain boundary slip. In addition, boride precipitation at high temperature causes stress concentration during deformation, which may lead to low elongation. Therefore, in the present invention, the B content is preferably 0.03 wt% or less (0% is not included).
탄소(C) : 0.2 Carbon (C): 0.2 중량%weight% 이하(0%는 불포함) (0% is not included)
C가 포함된 실시예에 해당된다. C는 오스테나이트 안정화 원소로, 고온에서 페라이트-오스테나이트 함량을 조절한다. 또한, C는 오스테나이트 강화 원소로 결정립 내부를 강화하여, 결정립계 미끄러짐의 촉진을 기대할 수 있다. 반면, C는 페라이트와 오스테나이트에서 확산이 빠른 원소로, 고온에서 결정립계로 편석되는 경우가 많다. 편석량은 합금원소량 대비 약 최대 4배 이상으로 결정립계에서 특히 높은 편석량을 나타낸다.C < / RTI > C is an austenite stabilizing element, which controls the ferrite-austenite content at high temperature. Further, C can strengthen the inside of the crystal grains with an austenite strengthening element, and it is expected that the grain boundary slip is promoted. On the other hand, C is an element that diffuses fast in ferrite and austenite, and is often segregated at grain boundaries at high temperatures. The amount of segregation is at least about four times the amount of the alloy element, which shows a particularly high segregation at grain boundaries.
만약, C 함량이 0.2 중량%를 초과하면, 고온에서 결정립계로 편석되는 C의 함량이 많아지게 되고, 결정립계 미끄러짐을 방해할 가능성이 있다. 또한, 초소성 발현온도인 녹는점의 약 절반 이상온도에서 시멘타이트로 석출하게 되어, 변형 시 응력집중을 야기하여, 낮은 연신율을 초래할 가능성이 있다. 한편, 높은 C 함량은 용접성의 저하를 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 C 함량을 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)로 하는 것이 바람직하다.If the C content exceeds 0.2% by weight, the content of C segregated at grain boundaries at high temperatures becomes large, which may interfere with grain boundary slip. In addition, the cementite is precipitated at a temperature of about half or more of the melting point, which is the superplastic development temperature, so that stress concentration at the time of deformation may occur, resulting in a low elongation. On the other hand, a high C content may cause deterioration of weldability. Therefore, in the present invention, the C content is preferably 0.2% by weight or less (0% is excluded).
표 2에는 각 강종에서의 고온에서 변형 시 나타나는 인장 성질에 대해 나타내었다. 변형온도는 각 강종에서 페라이트와 오스테나이트 분율이 약 1:1인 온도로 정하였다.Table 2 shows the tensile properties of deformed steel at high temperatures. The strain temperature was set at a temperature of about 1: 1 for the ferrite and austenite fractions in each steel species.
(s-1)Strain rate
(s -1 )
(%)Elongation
(%)
발명강1
6.6
6.6
2.3
2.3
850
850
2. 변형 온도에서 5분 유지 후 변형1. Cold rolling
2. Hold for 5 minutes at deformation temperature and then
비교강1
6.7
6.7
0.1
0.1
645
645
표 3에는 본 발명의 방법으로 제조한 강판에서 고온 변형 시 나타나는 인장 성질에 대해 정리하였다.Table 3 summarizes the tensile properties of the steel sheet produced by the method of the present invention at high temperature deformation.
(℃)Strain temperature
(° C)
(s-1)Strain rate
(s -1 )
(%)Elongation
(%)
발명강1
6.6
6.6
2.3
2.3
0
0
0
0
0
0
1. 냉간압하율 80%
2. 변형 온도에서 5분 유지 후 변형
1. Cold rolling
2. Hold for 5 minutes at deformation temperature and then
(2) 제조 방법(2) Manufacturing method
이하에서, 본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법을 설명하고자 한다. 도 9는 본 발명에 따른 중망간의 제조방법을 나타낸다.Hereinafter, a method for manufacturing a medium-sized intergalactic steel having super plasticity according to the present invention will be described. Fig. 9 shows a method for manufacturing a medium-sized wire according to the present invention.
전술한 바와 같이, 본 발명은 종래 철계 초소성 강판 중 스테인레스강 및 고탄소강의 장점만을 취하여, 즉 고가의 Cr, Ni를 사용하지 않음으로써 생산원가가 저감되면서도, 복잡한 전처리 과정 대신 일반적 열처리과정을 수행하면서도 초소성이 구현되는 강판을 제조하는 방법이다. 본 발명에 따른 조성을 가진 중망간강을 복잡한 전처리과정을 거치지 않고, 일반적 열처리 과정으로 제조하는 것이 기술적 특징이다.As described above, the present invention takes advantage of stainless steel and high carbon steel among conventional iron-based superplasticized steel plates, that is, it does not use expensive Cr and Ni, thereby reducing production cost and performing a general heat treatment process instead of a complicated pre- But also a superplasticity is realized. It is a technical feature that the medium-sized intergalactic steel having the composition according to the present invention is manufactured by a general heat treatment process without a complicated pretreatment process.
본 발명에 따른 중망간강의 제조방법은 전술한 여러 실시예의 조성을 가진 각 중망간강을 용해한 후, 균질화하는 S1 단계; 상기 균질화된 중망간강을 열간 압연하는 S2 단계; 상기 열간 압연된 강판을 냉각하는 S3 단계; 상기 냉각된 강판을 냉간 압연하는 S4 단계; 및 기 설정된 열처리온도로 승온하여 열처리를 하는 S5 단계를 포함한다.The method for manufacturing a medium-core intergranular according to the present invention comprises steps S1) of dissolving each medium-core intergalacticose having the composition of the above-mentioned various embodiments and homogenizing the same; A step S2 of hot-rolling the homogeneous medium-sized intergranular steel; A step S3 of cooling the hot-rolled steel sheet; Cold rolling the cooled steel sheet; And a step S5 of heating to a predetermined heat treatment temperature and performing a heat treatment.
본 발명에 있어서, 상기 S1 단계의 균질화 온도는 1200℃이며, 용해온도는 균질화온도 이상인 것이 바람직하다. S1 단계에 해당하는 온도는 일반적으로 통용되는 온도로써, 본 발명에서도 균질화온도를 1200℃로 설정하였다. 본 발명에 따른 중망간강의 일 실시예에서는, 용해 이후 주조된 괴를 1200℃에서 12시간 동안 균질화 하였고, 오스테나이트 단상영역인 약 1000℃-1200℃에서 열간 압연하였다. 열간 압연 이후 냉각 도중 페라이트 생성을 막기 위하여 수냉 또는 공냉을 하였다. 이때 열간 압연판은 대부분 마르텐사이트 조직을 가진다. 열간 압연 이후 조직이 대부분 마르텐사이트를 가져야, 이후 냉간 압연 및 열처리를 통해 본 발명에서 제안하는 초소성을 구현할 수 있는 가능성이 높아진다.In the present invention, it is preferable that the homogenization temperature in the
본 발명에 있어서, 상기 S2 단계의 열간 압연 온도는 1000℃-1200℃인 것이 바람직하다. 열간 압연 온도가 1200℃를 초과하면, 열간 압연을 진행함에 있어, 에너지 손실을 초래할 수 있다. 열간 압연 온도가 1000℃ 미만이면, 열간 압연 도중 페라이트 상이 생길 수 있고, 이때 생성된 페라이트는 추후 초소성 변형 시 조대한 결정립 크기로 성장할 가능성이 있다. 이는 본 발명에서 얻고자 하는 초소성 성능을 저해할 수 있기 때문에, 위와 같이 1000℃-1200℃ 범위의 열간 압연 온도가 바람직하다.In the present invention, it is preferable that the hot rolling temperature in the step S2 is 1000 ° C. to 1200 ° C. If the hot rolling temperature exceeds 1200 ° C, the hot rolling may cause energy loss. If the hot rolling temperature is less than 1000 캜, a ferrite phase may be generated during hot rolling, and the ferrite produced at this time may grow to a coarse grain size upon superplastic deformation. The hot rolling temperature in the range of 1000 占 폚 to 1200 占 폚 is preferable as described above because it can impair the super plasticity to be obtained in the present invention.
본 발명에 있어서, 상기 S3 단계는 수냉, 유냉 또는 공냉 중 적어도 어느 하나의 냉각방식인 것이 바람직하다. 본 발명에서 일 실시예로 수냉방식을 선택하였다. 이는 열간 압연 이후 냉각 중 페라이트의 변태를 피하고 마르텐사이트 조직을 얻고자 함이다. 그런데 실제로, 냉각속도에 따른 열간 압연 이후 미세조직의 차이를 살펴보았을 때, 수냉방식 뿐만 아니라, 유냉방식 및 공냉방식도 모두 열간 압연 이후 냉각 중 페라이트 변태가 진행되지 않고, 대부분 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있었다. 본 발명에서는 수냉방식, 유냉방식 또는 공냉방식을 조합하여 냉각효율을 증가시키는 것도 포함한다. 한편, 공냉방식으로 초소성이 구현되는 점에서 실제 산업에의 적용성이 매우 높다고 볼 수 있다. In the present invention, it is preferable that the step S3 is a cooling method of at least one of water cooling, oil cooling, and air cooling. In the present invention, the water-cooling method was selected as an embodiment. This is to avoid the transformation of ferrite during cooling after hot rolling and to obtain martensite structure. However, when the difference in microstructure after hot rolling according to the cooling rate is examined, not only the water-cooling method but also the cooling method and the air cooling method, after the hot rolling, do not progress the ferrite transformation during cooling and mostly obtain the martensite structure there was. In the present invention, the cooling efficiency may be increased by a combination of a water-cooling method, a oil-cooling method, or an air-cooling method. On the other hand, it can be seen that the applicability to real industry is very high because super plasticity is realized by air cooling method.
본 발명에 있어서, 상기 S4 단계에서 압하율은 90% 이하(0%는 불포함)인 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 중망간강은 열간 압연 이후 열적으로 변태한 마르텐사이트 조직을 가진다. 냉간 압연을 진행하는 도중에 마르텐사이트 내부에 전위 등의 변형이 도입됨으로써, 냉간 압연 이후 이상 온도에서 미세한 결정립을 갖는 조직을 구현할 수 있다. 또한, 냉간 압하율이 높을수록, 보다 미세한 결정립을 얻을 수 있기 때문에, 상기 압하율은 60-80%인 것이 더욱 바람직하다. 일 실시예로서, 열간 압연판은 각각 60%, 80%의 압하율로 상온에서 냉간 압연 하였다. In the present invention, it is preferable that the reduction rate is 90% or less (0% is not included) in the step S4. The medium-sized intergranular steel according to the present invention has a thermally transformed martensite structure after hot rolling. Deformation such as dislocation is introduced into the martensite during the cold rolling so that a structure having fine grains at an abnormal temperature after cold rolling can be realized. In addition, since a finer crystal grain can be obtained as the cold reduction ratio is higher, the reduction ratio is more preferably 60 to 80%. In one embodiment, the hot rolled plates were cold rolled at room temperature with a reduction of 60% and 80%, respectively.
본 발명에 있어서, 상기 S4 단계에서 냉간 압연 온도는 상온에서 가능하다. 상온은 일반적으로 판재를 냉간 압연 진행할 때 사용되는 온도이고, 냉간 압연에 별다른 추가 공정을 필요로 하지 않다. 이에 본 발명에서의 냉간 압연 온도는 상온이 바람직하다.In the present invention, the cold rolling temperature in the step S4 is possible at room temperature. Room temperature is generally the temperature used when cold rolling the sheet, and does not require any additional steps for cold rolling. Therefore, the cold rolling temperature in the present invention is preferably room temperature.
본 발명에 있어서, 상기 S5 단계의 열처리 온도는 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위 이내인 것이 바람직하다. 본 발명의 중망간강은 열처리를 진행하면, 마르텐사이트 조직에서 역변태가 진행되어, 페라이트 또는 오스테나이트 조직을 갖는다. 온도가 이상 영역보다 높으면, 오스테나이트 단상을 가지고, 온도가 이상 영역보다 낮으면, 페라이트 단상을 갖게 된다. 이상 영역의 온도범위에서는 페라이트와 오스테나이트 이상을 갖게 되고, 이때 결정립 및 상간 계면이 많아진다. In the present invention, it is preferable that the heat treatment temperature in the step S5 is within the temperature range of the dual-phase region of ferrite and austenite. As the heat treatment progresses, the medium-core intergranular steel of the present invention undergoes reverse transformation in the martensite structure to have a ferrite or austenite structure. When the temperature is higher than the abnormal region, it has a single phase of austenite, and when the temperature is lower than the abnormal region, it has a ferrite single phase. In the temperature range of the ideal region, ferrite and austenitic anomalies are present, and at this time, the crystal grain and phase interface become large.
이상 영역의 온도범위 중 낮은 온도범위에서는 페라이트의 분율이 많고, 온도가 증가할수록 페라이트 분율이 감소하고 오스테나이트의 분율이 증가한다. Among the temperature range of the ideal region, the fraction of ferrite is high in the low temperature range, and the ferrite fraction is decreased and the fraction of austenite is increased as the temperature is increased.
일반적으로 결정립계 미끄러짐이 활성화되었을 때 초소성이 촉진되는 것으로 알려져 있다. 따라서, 본 발명에서는 다수의 결정립계를 만들어서 초소성을 구현하고자, 열처리 온도를 이상 영역의 온도범위로 설정하였다. 일 실시예로서, 초소성 변형을 위한 이상 영역의 온도범위는 600℃-900℃로 설정할 수 있다.It is generally known that superelevation is promoted when grain boundary slip is activated. Therefore, in the present invention, the heat treatment temperature is set to the temperature range of the abnormal region in order to realize the superplasticity by forming a plurality of grain boundaries. In one embodiment, the temperature range of the ideal region for superplastic deformation may be set to 600 ° C-900 ° C.
(3) 인장 조건(3) Tension conditions
인장 온도는 표 2의 비교강의 실험결과와 합금의 녹는점인 약 1773K(1500 ℃)를 참고하여, 600℃-900℃로 정하였다. 주어진 온도 구간 중, 페라이트와 오스테나이트의 분율이 약 1:1이 되는 지점에서 가장 높은 연신율이 기대된다. 그 이유는 다수의 페라이트-오스테나이트 상간 경계가 변형 도중 결정립 성장을 방해하기 때문이다. 또한, 다수의 상간 경계 및 결정립계가 결정립계 미끄러짐을 촉진시키기 때문이다.The tensile temperature was set at 600 ° C to 900 ° C with reference to the experimental results of the comparative steel of Table 2 and the melting point of the alloy of about 1773K (1500 ° C). The highest elongation is expected at a point where the fraction of ferrite and austenite is about 1: 1 in a given temperature range. This is because many ferrite-austenite phase boundaries interfere with grain growth during deformation. In addition, a large number of phase boundary and grain boundaries promote grain boundary slip.
변형 온도까지 승온 이후 변형 전 5분간 유지함으로써, 오스테나이트 역변태가 충분히 일어나게 하였다. 이때 고온에서의 미세조직은 약 0.3㎛ - 2㎛의 결정립 크기를 가지는 페라이트-오스테나이트 이상 조직을 나타내었다. 이때, 결정립 크기는 페라이트와 오스테나이트의 각 결정립의 평균 직경(diameter)을 의미한다.After the temperature was elevated to the deformation temperature, the deformation was maintained for 5 minutes before the deformation so that the austenite reverse transformation sufficiently occurred. At this time, the microstructure at high temperature showed a ferrite-austenitic structure having a grain size of about 0.3 탆 - 2 탆. At this time, the grain size means the average diameter of each crystal grain of ferrite and austenite.
이하에서는, 도면을 중심으로 본 발명을 설명하고자 한다.Hereinafter, the present invention will be described with reference to the drawings.
도 1은 발명강 1을 열간 압연 이후 60% 압하율로 냉간 압연을 실시한 후, 850 ℃에서 5분간 유지한 후 수냉하였을 때의 미세조직이다. 도 1에서 α는 페라이트를, α'F은 고온의 오스테나이트가 냉각 도중 변태한 마르텐사이트를 의미한다. 이때 페라이트와 오스테나이트의 결정립 크기는 2㎛ 이하이다. 이를 통해 본 발명에서 제안한 제조방법으로 제작된 시편은 미세한 결정립 크기를 갖는 것을 확인할 수 있다. FIG. 1 is a microstructure obtained by cold rolling at 60% reduction rate after hot rolling the
도 2는 발명강 1의 850℃ 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선이다. 이때, 변형률속도는 초당 변형률로 1×10-1 s-1 이하의 변형률속도로 정했다. 도 2의 조건으로 실시한 인장 실험 후 시험편의 모습을 도 3에 나타내었다. 도 2와 도 3을 통하여, 본 제조방법과 인장 조건에서 발명강 1은 초소성이 발현되는 것을 확인할 수 있다. 또한, 도 2의 결과를 참고하여 볼 때, 특히 1×10-3 s-1 이하의 느린 변형률속도에서 높은 연신율이 기대되는데, 그 이유는 느린 변형률 속도로 인해 결정립계 미끄러짐이 충분히 일어나기 때문으로 생각된다. 2 is a tensile curve of
도 4는 발명강 1을 850 ℃ 1×10-3 s-1 조건에서 인장 실험을 실시한 시편의 미세조직이다. 이때, 결정립이 변형 이전(도 1)과 비슷한 등축정 모양을 나타내는 것을 통해, 고온에서 인장 변형 중 결정립 미끄러짐이 활발히 일어났다는 것을 증명한다. 이러한 이유로 발명강 1은 고온에서 초소성 발현이 가능하게 된다. 4 is a microstructure of a specimen subjected to a tensile test under the condition of the
도 5a 내지 도 5e는 발명강 1을 압하율 80% 냉간 압연 후, 다양한 온도와 변형률속도 조건에서의 인장 곡선과 인장 실험 후 시험편의 사진이다. 도 5a 내지 도 5e를 통해 위의 제조공정과 변형 조건에서 발명강 1이 초소성이 발현되는 것을 확인할 수 있다.FIGS. 5A to 5E are photographs of test specimens after tensile test and tensile test at various temperature and strain rate conditions after cold rolled steel of
도 6a 내지 도 6c는 발명강 2에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 다양한 온도, 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.6A to 6C are photographs of tensile curves and specimens at various temperatures and strain rates after cold rolling at a reduction ratio of 80% in inventive steel 2.
도 7은 발명강 3에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 850℃에서 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.Fig. 7 is a photograph of tensile curves and specimens at various strain rates at 850 deg. C after the cold rolling of 80% cold rolling in Inventive Steel 3. Fig.
도 8은 발명강 4에 있어서, 압하율 80% 냉간 압연 실시 후, 850℃에서 다양한 변형률속도에서의 인장 곡선과 시편의 사진이다.Fig. 8 is a photograph of tensile curves and specimens at various strain rates at 850 DEG C, after cold rolling at a reduction ratio of 80%, in Inventive Steel 4. Fig.
위와 같은 실험과 데이터를 통해, 최종적으로 초소성을 갖는 중망간강(발명강 1-4)을 개발하였음을 확인할 수 있다.Through the above experiments and data, we can confirm that we have finally developed a medium-to-high strength steel (Invention Steel 1-4) with super plasticity.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강 강판은 합금원소 총량이 약 10 중량% 이하로 기존의 이상 스테인리스강(duplex stainless steel)의 절반 이하이므로, 매우 경제적이며 한정적인 천연 자원 절감에도 효과적이다. 또한, 제조방법이 기존의 상용강판 생산과정인 열간압연 이후 냉간압연 공정으로 간소화되어 실제 산업 적용에 용이하다. Since the total amount of the alloying elements is less than about 10% by weight, the mid-grain steel sheet having super plasticity according to the present invention is effective for economical and limited natural resource saving because it is less than half of the conventional stainless steel. In addition, the manufacturing method is simplified to a cold rolling process after hot rolling, which is a conventional commercial steel sheet production process, so that it is easy to apply to a practical industry.
뿐만 아니라, 약 600℃-900℃의 온도에서 연신율 1000% 이상을 나타냄으로써, 기존의 철계 초소성 합금과 대등한 성형성을 보인다. 그리고 고온 성형 이후, 냉각 도중 오스테나이트가 경한 마르텐사이트로 변태하여, 상온에서 높은 강도를 가지는 장점이 있다. 즉, 본 발명은 초소성 구현 온도범위에서 원하는 형상으로 초소성 성형을 한 후, 냉각을 시키면서 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜서 고강도를 부여하는 것이다.In addition, it exhibits an elongation of 1000% or more at a temperature of about 600 ° C to 900 ° C, and thus shows moldability comparable to that of a conventional iron-based super plastic alloy. Further, after the high-temperature molding, the austenite transforms into a light martensite during cooling and has a high strength at room temperature. That is, in the present invention, super-plastic forming is performed in a desired shape at a superplasticization temperature range, and then austenite is transformed into martensite while being cooled to give high strength.
본 발명에 따른 초소성을 갖는 중망간강 강판은 고강도-고성형성이 필요한 터빈블레이드 등의 항공재료, 복잡한 형상의 건설용 내외강재 및 자동차 후드, 트렁크, 필러 등 차체용 강판에도 폭넓게 응용될 수 있을 것으로 기대된다.The medium-hardness steel sheet having super plasticity according to the present invention can be widely applied to austenitic materials such as turbine blades which require high-strength and high-strength formation, internal and external steels for construction of complex shapes, and steel plates for automobile hoods, trunks and fillers It is expected.
본 명세서에서 설명되는 실시예와 첨부된 도면은 본 발명에 포함되는 기술적 사상의 일부를 예시적으로 설명하는 것에 불과하다. 따라서, 본 명세서에 개시된 실시예들은 본 발명의 기술적 사상을 한정하기 위한 것이 아니라 설명하기 위한 것이므로, 이러한 실시예에 의하여 본 발명의 기술 사상의 범위가 한정되는 것은 아님은 자명하다. 본 발명의 명세서 및 도면에 포함된 기술적 사상의 범위 내에서 당업자가 용이하게 유추할 수 있는 변형 예와 구체적인 실시 예는 모두 본 발명의 권리범위에 포함되는 것으로 해석되어야 할 것이다.The embodiments and the accompanying drawings described in the present specification are merely illustrative of some of the technical ideas included in the present invention. Accordingly, the embodiments disclosed herein are for the purpose of describing rather than limiting the technical spirit of the present invention, and it is apparent that the scope of the technical idea of the present invention is not limited by these embodiments. It will be understood by those of ordinary skill in the art that various changes in form and details may be made therein without departing from the spirit and scope of the invention as defined by the appended claims.
Claims (21)
열간압연 후의 냉각 단계 및 냉간압연 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, 열처리 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, 열처리 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.(Fe) and inevitably contained impurities, which contains components of manganese (Mn): 4-8 wt% and aluminum (Al): 3 wt% or less (0%
The microstructure in the cooling step and the cold rolling step after hot rolling is martensite. In the heat treatment step, the martensite is reversely transformed into a ferrite-austenite phase (dual-phase), and when cooled after the heat treatment step, Site, and the final microstructure is ferrite and martensite.
열간압연 후의 냉각 단계 및 냉간압연 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, 열처리 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, 열처리 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.(Fe) and inevitably contained impurities, containing 4 to 8 wt% of manganese (Mn) and 3 wt% or less (0% is not included) of silicon (Si)
The microstructure in the cooling step and the cold rolling step after hot rolling is martensite. In the heat treatment step, the martensite is reversely transformed into a ferrite-austenite phase (dual-phase), and when cooled after the heat treatment step, Site, and the final microstructure is ferrite and martensite.
상기 조성의 중망간강에 니오븀(Nb): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method according to claim 1 or 2,
Characterized in that it further comprises a component of not more than 0.2% by weight of niobium (Nb) (0% is not included) in the mesoporous steel of the above composition.
상기 조성의 중망간강에 보론(B): 0.03 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method according to claim 1 or 2,
(B): 0.03% by weight or less (0% is not included) in the medium-core steel of the above composition.
상기 조성의 중망간강에 탄소(C): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method according to claim 1 or 2,
(C): not more than 0.2% by weight (0% is not included) in the medium-to-high-temperature interstices of the above composition.
상기 조성의 중망간강에 탄소(C): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method of claim 3,
(C): not more than 0.2% by weight (0% is not included) in the medium-to-high-temperature interstices of the above composition.
상기 조성의 중망간강에 탄소(C): 0.2 중량% 이하(0%는 불포함)의 성분을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method of claim 4,
(C): not more than 0.2% by weight (0% is not included) in the medium-to-high-temperature interstices of the above composition.
상기 중망간강은 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위내에서 열처리되는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method according to claim 1 or 2,
Characterized in that the medium core intergranular steel is heat treated within a temperature range of the ferrite and austenite dual-phase regions.
상기 이상(dual-phase) 영역의 온도범위는 600℃-900℃인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method of claim 8,
Wherein the temperature range of the dual-phase region is 600 占 폚 to 900 占 폚.
상기 이상(dual-phase) 영역에서 형성된 페라이트와 오스테나이트의 각 결정립의 평균 직경은 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강.The method of claim 8,
Wherein an average diameter of each crystal grain of ferrite and austenite formed in the above-mentioned dual-phase region is 2 占 퐉 or less.
S3 단계 및 S4 단계에서의 미세조직은 마르텐사이트이며, S5 단계에서는 마르텐사이트가 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase)으로 역변태되며, S5 단계 후의 냉각시에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어, 최종 미세조직은 페라이트와 마르텐사이트인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.A step S1 of dissolving the medium-core diatomaceous earth having the composition according to claim 1 or 2 and homogenizing it; A step S2 of hot-rolling the homogeneous medium-sized intergranular steel; A step S3 of cooling the hot-rolled steel sheet; Cold rolling the cooled steel sheet; And a step S5 of heating to a predetermined heat treatment temperature and performing a heat treatment,
The microstructure in steps S3 and S4 is martensite. In step S5, martensite is reversely transformed into a ferrite-austenite phase (dual-phase). During cooling after step S5, austenite is transformed into martensite , And the final microstructure is ferrite and martensite.
상기 S1 단계의 균질화 온도는 1200℃이며, 용해온도는 균질화온도 이상인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein the homogenization temperature in step S1 is 1200 DEG C and the melting temperature is not less than homogenization temperature.
상기 S2 단계의 열간 압연 온도는 1000℃-1200℃인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein the hot rolling temperature in step S2 is in the range of 1000 占 폚 to 1200 占 폚.
상기 S3 단계는 수냉, 유냉 또는 공냉 중 적어도 어느 하나의 냉각방식인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein the step S3 is a cooling method of at least one of water cooling, oil cooling, and air cooling.
상기 S4 단계에서 압하율은 90%이하(0%는 불포함)인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein the reduction rate is 90% or less (0% is not included) in the step S4.
상기 압하율은 60-80%인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.16. The method of claim 15,
Wherein the reduction ratio is 60 to 80%.
상기 S4 단계에서 냉간 압연 온도는 상온인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
And the cold rolling temperature in the step S4 is room temperature.
상기 S5 단계의 열처리 온도는 페라이트와 오스테나이트의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위 이내인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein the annealing temperature in step S5 is within a temperature range of a ferrite and austenite dual-phase region.
상기 이상(dual-phase) 영역의 온도범위는 600℃-900℃인 것을 특징으로 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.19. The method of claim 18,
Wherein the temperature range of the dual-phase region is 600 占 폚 to 900 占 폚.
상기 페라이트와 오스테나이트의 각 결정립의 평균 직경은 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.The method of claim 11,
Wherein an average diameter of each of the crystal grains of the ferrite and the austenite is 2 占 퐉 or less.
S5 단계의 이상(dual-phase) 영역의 온도범위에서 초소성 성형 후 상온으로 냉각되는 것을 특징으로 하는 초소성을 갖는 중망간강의 제조방법.19. The method of claim 18,
And cooling to room temperature after the superplastic forming in the temperature range of the dual-phase region of step S5.
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