KR20150065619A - Microtreatment and microstructure of carbide containing iron-based alloy - Google Patents

Abstract

철계 합금을 변태 및/또는 성형하도록 상기 철계 합금을 미세처리 (micro-treating) 하기 위한 방법 및 장치, 그리고 상기 철계 합금을 미세처리함으로써, 마텐자이트, 베이나이트 및 비용해 카바이드를 함유할 수도 있고 또한 베이나이트, 응집 베이나이트, 침상 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트의 부분들, 및/또는 이들의 조합을 포함하는 복합 강 미세조직을 함유할 수도 있는 적어도 혼합 미세조직을 형성하도록 저, 중 및 고탄소 강 및 다른 철계 합금을 처리함으로써 그로부터 획득되는 재료.A method and apparatus for micro-treating an iron-based alloy to transform and / or shape an iron-based alloy, and may comprise martensite, bainite, and costed carbide by micro-treating the iron-based alloy It is also contemplated to provide a method for forming at least a mixed microstructure which may contain composite steel microstructure comprising bainite, agglomerated bainite, needle ferrite, retained austenite, portions of martensite, and / And materials obtained therefrom by treating high carbon steels and other iron based alloys.

Description

카바이드 함유 철계 합금의 미세처리 및 미세조직{MICROTREATMENT AND MICROSTRUCTURE OF CARBIDE CONTAINING IRON-BASED ALLOY}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001] The present invention relates to a micro-

관련 출원에 대한 상호 참조 Cross-reference to related application

본 출원은 여기서 참조로써 원용하는 US 가특허출원 제 61/651,992 호 및 미국 실용 특허출원 제 12/485,785 호에 기초하여 우선권을 주장한다.This application claims priority from U.S. Patent Application No. 61 / 651,992 and U.S. Utility Patent Application No. 12 / 485,785, the entire contents of which are incorporated herein by reference.

본 발명은 처리된 철계 합금에 관한 것이고, 더 구체적으로는, 상기 철계 합금을 변형 및/또는 성형시키기 위한 방법, 및 마텐자이트, 베이나이트 및 비용해 (undissolved) 카바이드를 함유하고 또한 상기 철계 합금을 미세처리 (micro-treating) 함으로써 베이나이트, 응집 (coalesced) 베이나이트, 펄라이트, 페라이트, 침상 (acicular) 페라이트, 잔류 (retained) 오스테나이트, 마텐자이트의 부분들, 및/또는 이들의 조합을 포함하는 복합 강 미세조직을 함유할 수도 있는 적어도 혼합 미세조직으로, 다른 금속 성분 및 다른 철계 합금을 갖는 저, 중 및 고 탄소강을 처리함으로써 그로부터 얻어지는 다양한 미세조직 재료에 관한 것이다.The present invention relates to a treated iron-based alloy, and more particularly to a method for modifying and / or shaping the iron-based alloy, and a process for producing a ferrous alloy containing martensite, bainite and undissolved carbide, Microparticles of bainite, coalesced bainite, pearlite, ferrite, acicular ferrite, retained austenite, martensite, and / or combinations thereof by micro- To a variety of microstructural materials obtained therefrom by treating low, medium and high carbon steels having different metal components and other iron based alloys, at least with mixed microstructures that may contain composite steel microstructures.

전통적으로, 야금학자는 저탄소강과 같은 낮은 품질의 금속을 취하여 이 저품질의 금속을, 어닐링, 퀀칭 및 템퍼링을 포함하는 저비용의 처리를 통해 높은 품질의 강으로 만들고 싶어 한다. 이전의 시도는 항상 원하는 제품이 얻어지지 않았으므로 제한된 성공을 거두었다. 다른 시도는 높은 처리 비용 또는 궁극적으로 과도한 고가의 합금을 포함할 필요성으로 인해 대규모로 실패하였다.Traditionally, metallurgists want to take low-quality metals such as low-carbon steel and make these low-quality metals into high-quality steel through low-cost processing, including annealing, quenching and tempering. Previous attempts have had limited success because the desired product has not always been achieved. Other attempts have been largely unsuccessful due to the need to include high processing costs or ultimately excessive expensive alloys.

고강도강의 프로세싱은 일반적으로 퀀칭 오일과 퀀칭 염과 같은 값비싸고 위험한 가열 유체, 노 (furnaces), 가열 장치의 사용을 포함하는 템퍼링/어닐링 프로세스, 및 주입되는 용강으로부터의 남은 열을 갖는다. 이러한 퀀칭 절차는 강의 경도를 바람직한 값으로 높이기 위한 것이다. 베이나이트 및 마텐자이트는 이러한 프로세스에 의해 형성될 수 있고, 약 20 이상의 로크웰 C 경도를 일반적으로 가지므로 특정 고강도 적용에 매우 바람직한 재료이다. 증가된 경도는 인장 강도의 견줄만한 증가와 관련된다.The processing of high strength steels generally has expensive and dangerous heating fluids such as quenching oil and quenching salts, furnaces, a tempering / annealing process involving the use of heating devices, and the remaining heat from the molten steel being injected. This quenching procedure is to increase the hardness of the steel to a desired value. Bainite and martensite can be formed by this process and are generally highly desirable materials for certain high strength applications since they generally have a Rockwell C hardness of at least about 20. Increased hardness is associated with a comparable increase in tensile strength.

전형적인 고급 고강도 강은 베이나이트 및/또는 마텐자이트 상을 일반적으로 포함한다. 베이나이트는 일반적으로, 고연성 및 고강도와 함께 상당한 응력을 나타내는 페라이트와 카바이드의 조합으로 구성되는 침상 강이다. 역사적으로, 베이나이트는 오랜 오스템퍼 열 사이클링을 통한 오스템퍼링에 의해 상업적으로 생산되었지만, 베이나이트는 매우 바람직한 제품이다. 베이나이트 강의 하나의 실질적인 이점은, 베이나이트 변태가 일어난 후에 추가 열처리 없이 적절한 연성과 함께 비교적 높은 강도 레벨이 획득될 수 있다는 것이다. 그러한 강은, 저탄소 합금으로서 제조되는 때에, 용이하게 용접 가능하다. 베이나이트는 내템퍼링성인 것으로 밝혀졌고, 용접 금속에 인접한 열 영향부에서 형성될 수 있고, 이로써 크래킹의 발생률을 감소시키고 취성이 덜한 용접 시임을 제공한다. 더욱이, 더 낮은 탄소 함량을 갖는 이러한 강은, 용접성을 향상시키고 또한 변태로부터 발생하는 응력을 감소시키는 경향이 있다. 중 및 고 탄소 강에 오스템퍼링된 베이나이트가 형성되면, 더 높은 탄소 당량 함량 (equivalence content) 으로 인해 용접성이 감소된다.Typical high strength steels typically include bainite and / or martensitic phases. Bainite is generally an acicular steel composed of a combination of ferrite and carbide exhibiting considerable stress with high ductility and high strength. Historically, bainite has been commercially produced by austempering through long austemper thermal cycling, but bainite is a very desirable product. One substantial advantage of bainite steel is that relatively high strength levels can be obtained with appropriate ductility without additional heat treatment after bainite transformation has taken place. Such a steel is easily weldable when it is produced as a low-carbon alloy. The bainite has been found to be amorphous to temper and can be formed in the heat affected zone adjacent the weld metal, thereby reducing the incidence of cracking and providing less welded weld seams. Moreover, these steels with lower carbon content tend to improve weldability and also reduce the stresses resulting from the transformation. When the tempered bainite is formed in medium and high carbon steels, weldability is reduced due to higher carbon equivalent content.

다른 종래의 고강도강 성분인 마텐자이트는 철의 체심 정방 격자 내의 탄소의 경질의 과포화 고용체로 이루어진 다른 침상 미세조직이다. 일반적으로, 오스테나이트화 강의 더 큰 작업편이 마텐자이트 변태 범위 내의 온도로 퀀칭되어 실온으로의 냉각 전에 완전히 동등화된 온도를 획득하도록 그 온도에서 유지될 수 있는, 마텐자이트 변태 또는 전단 변태로 불리는 상변태 동안에 형성되는 준안정 중간 조직 (metastable transitional structure) 이다. 더 얇은 섹션의 마텐자이트는 종종 물 속에서 퀀칭된다. 화학적 프로세스는 더 높은 온도에서 가속되므로, 마텐자이트는 열의 적용에 의해 훨씬 더 낮은 강도로 용이하게 템퍼링된다. 몇몇의 합금에서, 이러한 효과는 시멘타이트 핵형성을 방해하는 텅스텐과 같은 원소를 첨가함으로써 감소되지만, 자주 그 현상은 대신 이용된다. 퀀칭은 제어가 어려울 수 있으므로, 대부분의 강은 과다한 마텐자이트를 생성하도록 퀀칭된 후, 의도하는 적용을 위한 올바른 경도/연성 조직이 획득될 때까지 그 강도를 점차 감소시키도록 템퍼링된다.Another conventional high strength steel component, martensite, is another bed microstructure consisting of a hard, supersaturated solid solution of carbon in the body center square lattice of iron. Generally, a larger workpiece of austenitized steel is quenched to a temperature within the martensitic transformation range and maintained at that temperature to obtain a fully equalized temperature prior to cooling to room temperature, resulting in a martensitic transformation or shear transformation The term is a metastable transitional structure formed during a phase transformation. A thinner section of martensite is often quenched in water. Since the chemical process is accelerated at higher temperatures, the martensite is readily tempered to a much lower intensity by the application of heat. In some alloys, this effect is reduced by the addition of an element such as tungsten, which interferes with cementite nucleation, but often the phenomenon is used instead. Since quenching can be difficult to control, most of the steel is quenched to produce excess martensite and then tempered to gradually reduce its strength until the correct hardness / soft tissue for the intended application is obtained.

본 발명에 따르면, 스트립, 시트, 바, 판, 와이어, 튜브, 프로파일, 작업편 등의 낮은 그레이드의 철함유 합금이 최소의 비용, 시간과 노력으로 다상 고강도 강으로 변환된다. 이중 및 더 복합적인 상 재료가 본 발명을 실시함으로써 획득될 수 있다. 상부 오스테나이트화 온도로부터 피크 선택된 온도까지 철계 합금의 가열의 짧은 지속시간, 및 부분적으로 베이나이트 미세조직을 빠르게 획득할 수 있는 능력으로 인해, 이 방법은 "플래시 베이나이트 프로세싱" 으로서 알려지게 되었다.According to the present invention, low grade iron-containing alloys such as strips, sheets, bars, plates, wires, tubes, profiles, workpieces are converted into polyphase high strength steels with minimal cost, time and effort. Dual and more complex phase materials can be obtained by practicing the present invention. Due to the short duration of heating of the iron-based alloy from the upper austenitization temperature to the peak selected temperature, and the ability to quickly acquire bainite microstructure in part, this method became known as "flash bayite processing ".

저탄소 철계 합금 및 그로부터 제조되어 그러한 합금을 함유하는 물품을 매우 빠르게 미세처리하기 위한 방법 및 장치가 제공되어 있다. 철계 또는 철함유 합금/물품은, 미세처리 전에, 카바이드를 함유하는 제 1 미세조직을 갖는 것으로부터 시작하여, 급속 가열 및 급속 냉각에 의해 합금/물품의 적어도 일부에서 고강도 강으로 제 2 복합 미세조직으로 변환된다.Methods and apparatus are provided for very fast processing of low-carbon iron-based alloys and articles made therefrom and containing such alloys. The iron-based or iron-containing alloy / article is characterized in that, prior to the microtreatment, starting from having the first microstructure containing the carbide, starting from the at least part of the alloy / article to the high strength steel by rapid heating and rapid cooling, .

고강도 합금의 적어도 하나의 상을 형성하기 위한, 철계 합금을 급속 미세처리하는 방법은 개시되어 있으며, 그 방법은 제 1 미세조직을 갖는 철계 합금에 오스테나이트 전환 온도를 제공하는 단계를 포함한다. 이 제 1 미세조직은, 오스테나이트 변환 온도 미만으로부터 오스테나이트 변환 온도 초과의 선택된 온도까지 300℉/sec 내지 5000 ℉/sec 와 같은 매우 높은 속도의 급속 가열에 의해 상기한 상들을 포함하는 제 2 미세조직을 갖는 철계 합금으로 변태될 수 있다. 이 제 2 미세조직은 상부 오스테나이트화 온도 초과에서 카바이드 함유 철계 합금의 합금 원소들의 균질화를 위한 시간의 부족으로 인해 불균질한 것으로 알려져 있다. 전통적인 오스테나이트 변환 온도는 급속 가열에 의해 개시되는 열 주기의 짧은 지속시간으로 인해 주어진 합금에 대해 상승된다. 이 상승된 오스테나이트화 온도는 개별 오스테나이트 입자들의 강 중에 존재하는 다중 합금 농도들의 오스테나이트화 온도들의 에버리징 (averaging) 에 일부 기인한다. 탄소 농도에 따라 상부 오스테나이트화 온도가 달라지기 때문에, 대부분의 이전의 오스테나이트 입자에 존재하는 탄소 농도가 오스테나이트화 온도에 가장 큰 영향을 미칠 것이다. 매우 낮은 탄소 농도를 함유하는 주로 페라이트로 구성된 철계 합금은, 순수 철의 페라이트의 상부 오스테나이트화 온도에 가장 가까운 비교적 높은 상부 오스테나이트화 온도를 가질 것이다.A method of rapid micromachining of an iron-based alloy for forming at least one phase of a high-strength alloy is disclosed, the method comprising providing an austenite conversion temperature to an iron-based alloy having a first microstructure. The first microstructure may have a second microstructure comprising the phases described above by a very high rate of rapid heating, such as from 300 / / sec to 5000 ℉ / sec, from below the austenite conversion temperature to a selected temperature above the austenite conversion temperature. And may be transformed into an iron-based alloy having a structure. This second microstructure is known to be heterogeneous due to lack of time for homogenization of the alloying elements of the carbide-containing iron-based alloys above the upper austenitization temperature. The traditional austenite conversion temperature is raised for a given alloy due to the short duration of the heat cycle initiated by rapid heating. This elevated austenitization temperature is due in part to the averaging of the austenitizing temperatures of the multiple alloy concentrations present in the steels of the individual austenite grains. Because the upper austenitization temperature varies with the carbon concentration, the carbon concentration present in most of the older austenite particles will have the greatest effect on the austenitization temperature. An iron-based alloy consisting predominantly of ferrite containing very low carbon concentrations will have a relatively high upper austenitization temperature that is nearest to the upper austenitizing temperature of the ferrite of pure iron.

이러한 가열 단계는 상부 오스테나이트화 온도 미만의 온도로부터 시작하여 오스테나이트 변환 온도 초과의 선택된 온도로의 철계 합금의 거의 즉시 가열을 포함한다. 그리고, 상기 합금은 피크 선택된 온도에 도달하고 나면, 높은 온도에서의 어떠한 실질적인 유지 기간없이, 가열 유닛에 인접한 퀀칭 유닛 내에서 매우 빠른 속도, 즉 300℉/sec 내지 5000℉/sec 로 철계 합금의 적어도 일부에서 실질적으로 즉시 퀀칭된다. 몇몇의 예에서, 카바이드 함유 철계 합금의 연속 냉각 변태 또는 시간 온도 변태를 가능하게 하기 위해 더 느린 또는 단속적인 퀀칭이 바람직하다. 이러한 과정은, 처리가 행해지는 곳에 따라서, 희망하는 부위에 고강도 합금의 적어도 하나의 상을 형성한다. 매우 빠른 퀀칭은, 이하에서 더 상세하게 설명하는 것처럼, 고강도 합금의 적어도 하나의 상을 형성할 것이다.This heating step includes near-instant heating of the iron-based alloy to a selected temperature above the austenite conversion temperature, starting at a temperature below the upper austenitization temperature. The alloy is then heated at a very high rate in the quenching unit adjacent to the heating unit, i. E., At least 300 F / sec to 5000 F / sec, at least at the peak selected temperature, without any substantial maintenance period at high temperatures. RTI ID = 0.0 > substantially < / RTI > In some instances, slower or intermittent quenching is desirable to enable continuous cooling transformation or time temperature transformation of the carbide-containing iron-based alloy. This process forms at least one phase of the high strength alloy at the desired location, depending on where the process is to be performed. A very fast quench will form at least one phase of the high strength alloy, as described in more detail below.

퀀칭은 특히 수조 (water baths), 물 분무, 칠드 포밍 다이 (chilled forming dies), 에어 나이프, 개방 공기 대류, 최종 작업 칠드 프로그래시브 다이, 최종 단계 칠드 라인 다이, 칠드 롤 포밍 다이, 및 퀀칭 하이드로폼을 포함하는 다양한 방법 및 장치에 의해 거의 순간적으로 달성될 수도 있다. 용융 염, 오일, 증기, 가열된 기체성 용액 (gaseous solutions), 칠드 퀀칭 롤러, 및 본 기술분야의 통상의 기술자에게 알려져 있는 많은 다른 수단의 사용을 통해, 더 느린 또는 단속적인 냉각이 가능하다. 퀀칭 방법에 상관없이, 실질적으로 피크 선택된 가열 온도에 도달한 직후에 일어나는 퀀칭의 개시는 탄소 이주, 카바이드 용해 및 합금 균질화를 제할할 필요가 있다.Quenching is especially used in water baths, water spraying, chilled forming dies, air knives, open air convection, final working chilled progressive dies, final stage chilled line dies, chilled roll forming dies, May be accomplished almost instantaneously by a variety of methods and devices including foam. Slower or intermittent cooling is possible through the use of molten salts, oils, vapors, gaseous solutions, chilled quenching rollers, and many other means known to those of ordinary skill in the art. Regardless of the quenching method, the onset of quenching that occurs immediately after reaching the substantially peak selected heating temperature needs to eliminate carbon migration, carbide dissolution and alloy homogenization.

본 발명의 예상 범위 및 다양한 실시형태들의 특성 및 이점의 추가 이해를 위해, 첨부 도면과 함께 이하의 상세한 설명을 참조하여야 하고, 도면에서는 유사한 부분에 동일한 도면부호가 사용된다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS For a better understanding of the nature and advantages of the various embodiments and the expected range of the present invention, reference is made to the following detailed description, taken in conjunction with the accompanying drawings, in which like reference numerals are used for like parts.

도 1a 는 본 발명에 따라 처리된 베이나이트의 FEGSEM 현미경 사진이다.
도 1b 는 본 발명에 따라 처리된 베이나이트의 FEGSEM 현미경 사진이다.
도 2a 는 처리된 튜브의 내벽에서의 전형적인 온도 측정치의 그래프이다.
도 2b 는 본 발명에 따른 방법의 냉각 사이클 시간/온도 그래프이다.
도 2c 는 시간에 따른 오스테나이트 입자 성장을 시뮬레이션한 가열 및 냉각 사이클이다.
도 3 은 온도 대 온도차의 변태 분석 그래프이다.
도 4a 는 원료의 기계적 불균질성 (heterogeneity) 분석이다.
도 4b 는 플래시 프로세싱된 재료의 유사한 분석이다.
도 5 는 연신율 대 피크 가열 온도의 그래프이다.
도 6 은 재료의 다양한 예의 응력 대 변형율 그래프이다.
도 7a 는 플래시 베이나이트 프로세싱 전과 후의 강의 광학 및 SEM 이미지이다.
도 7b 는 플래시 베이나이트 프로세싱된 강의 투과형 전자 현미경 이미지이다.
도 8 은 시뮬레이션을 위한 초기 경계 조건을 나타낸다.
도 9a, 도 9b, 도 9c 및 도 9d 는 다양한 가열 속도에서의 시멘타이트 용해 모델링이다.
도 10 은 실온에서 그리고 1000℃ 에서의 농도 구배 [C 및 Cr] 이다.
도 11 은 Fe-0.03C-0.3Cr (중량%) 의 철계 합금의 연속 냉각도이다.Figure 1a is a FEGSEM micrograph of bainite treated according to the present invention.
1B is a FEGSEM micrograph of bainite treated according to the present invention.
2A is a graph of a typical temperature measurement at the inner wall of a treated tube.
Figure 2B is a graph of the cooling cycle time / temperature of the process according to the invention.
Figure 2c is a heating and cooling cycle simulating austenite grain growth over time.
FIG. 3 is a graph showing the analysis of the temperature versus temperature difference.
Figure 4a is a mechanical heterogeneity analysis of the raw material.
Figure 4b is a similar analysis of flash processed material.
5 is a graph of elongation versus peak heating temperature.
Figure 6 is a stress versus strain graph of various examples of materials.
7A is an optical and SEM image of a steel before and after flash bainite processing.
7B is a transmission electron microscope image of flash bainite processed steel.
Figure 8 shows the initial boundary conditions for the simulation.
Figures 9a, 9b, 9c, and 9d are cementite dissolution modeling at various heating rates.
10 is the concentration gradient [C and Cr] at room temperature and at 1000 < 0 > C.
11 is a continuous cooling diagram of an Fe-0.03C-0.3Cr (wt.%) Iron-based alloy.

본 발명에 따르면, 금속을 매우 빠르게 가열하고 그 직후에 그 재료를 빠르게 퀀칭하여 낮은 그레이드의 철계 합금을 고강도 강으로 변태시키는 새로운 금속 처리 방법이 개시된다. 얻어지는 강은 적어도 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 및 이하에서 더 상세하게 논의되는 다른 조직의 불균질한 조성이다.In accordance with the present invention, a new metal processing method is disclosed that rapidly low-grade iron-based alloys into high strength steels by rapidly heating the metal and then rapidly quenching the material immediately thereafter. The resulting steel is at least a heterogeneous composition of martensite, bainite, ferrite, and other structures discussed in more detail below.

이와 관련하여, 우리의 실험은, 급속 퀀칭과 바로 뒤이은 급속 오스테나이즈화가 첨부 도면에 도시된 것처럼 이중 경도 미세조직을 형성시켰음을 보여주었다. 실험은, AISI 4130 호칭 (designation) 의 재료의 플래시 프로세싱에 의해, 대략 525 및 625 비커스 경도의 다중 경도 피크가 얻어진다는 것을 보여주었다. 경도의 조합은, 2 개의 온도 범위가 단일 퀀칭 작업 동안에 일어나는 변태를 갖는다는 것을 보여주는 신호 센서 시차열 분석에 의해 확인되었다. AISI 4130 에서, 변태는 1202℉ 내지 1022℉ 에서 일어나고 워터 퀀칭 동안에 다시 860℉ 내지 680℉ 에서 일어난다.In this regard, our experiments showed that rapid quenching followed by rapid austenite formation formed double hard microstructures as shown in the accompanying drawings. Experiments have shown that by flash processing of the material of the AISI 4130 designation, multiple hardness peaks of approximately 525 and 625 Vickers hardness are obtained. The combination of hardness was confirmed by a signal sensor differential thermal analysis showing that the two temperature ranges have a transformation that occurs during a single quenching operation. At AISI 4130, the transformation takes place at 1202 ℉ to 1022 ℉ and again at 860 내지 to 680 동안 during water quenching.

이러한 이중 냉각 변태의 현상은 완전히 이해되지는 않지만, 여러 이론이 존재한다. 첫번째는 강이 빠르게 가열되고 탄소 레벨링 (carbon leveling) 이 일어나지 않았다는 것이다. 그 결과, 여러 탄소 및 합금 농도가 개별 입자 크기 스케일로 존재한다. 이전의 페라이트 영역은 최소 탄소를 함유하는 반면, 이전의 펄라이트 및 카바이드 함유 영역은 다량 갖는다. 탄소가 풍부한 부위는 마텐자이트로 변태되는 반면, 탄소가 부족한 부위는 베이나이트로 변태된다. 이전의 카바이드는 종종, 플래시 베이나이트 프로세싱이 완료된 후에 거의 온전하게 존재한다.The phenomenon of this dual cooling metamorphosis is not fully understood, but there are many theories. The first is that the steel is rapidly heated and carbon leveling has not occurred. As a result, different carbon and alloy concentrations exist on individual particle size scales. The prior ferrite zone contains the least carbon, while the previous ferrite and carbide containing zone has a large amount. Carbon-rich areas are transformed into martensite, while carbon-deficient areas are transformed into bainite. Older carbides are often nearly intact after flash bainite processing is complete.

다른 가능한 이론은 상부 변태 온도는 오스테나이트가 나노-스케일 소판 (platelets) 으로 변태되는 때에 발생한다는 것이다. 냉각 동안의 제 2 변태 발생은 소판들의 더 큰 판 (plates) 으로의 응집이다.Another possible theory is that the upper transformation temperature occurs when austenite is transformed into nano-scale platelets. The occurrence of the second transformation during cooling is the aggregation of the platelets into larger plates.

이러한 이중 변태 개념은 우리를 본 발명의 다른 양태로 이끈다. 이중 변태가 일어나므로, 제 1 변태를 일어나게 하고, 제 2 변태를 중단시킬 수 있다. 예컨대, 철계 합금을 선택된 피크 온도까지 빠르게 가열하고, 수 초 후에, 제 1 변태 종료 온도보다 낮지만 제 2 변태 시작 온도보다는 높은 퀀칭 매체 내에서 철 합금을 퀀칭시킨다. 재료는 제 1 변태를 완료하지만, 제 2 변태를 지체할 것이다.This dual metamorphic concept leads us to another aspect of the present invention. Since the double transformation occurs, it is possible to cause the first transformation and stop the second transformation. For example, an iron-based alloy is rapidly heated to a selected peak temperature and quenches the iron alloy in a quenching medium that is lower than the first transformation end temperature but higher than the second transformation start temperature after a few seconds. The material will complete the first transformation but will retard the second transformation.

이는 예컨대 제 1 단계의 플래시 베이나이트가 예컨대 단지 나노 비응집 베이나이트 상을 형성하게 할 수도 있지만, 상당한 양의 다른 상, 가능하게는 잔류 오스테나이트, 또는 일부 다른 오스테나이트 딸핵종 (daughter product) 을 남긴다. 그리고 나서, 재료는 제 1 변태 종료 온도 (즉, 1022℉) 와 제 2 변태 시작 온도 (즉, 860℉) 사이의 온도로부터 내려질 수 있다. 제공된 온도들은 4130 화학 강의 불균질성에 기초한 실험으로부터 나온 것이다. 상이한 화학적 성질을 갖는 강의 다른 합금의 경우, 제 1 및 제 2 변태 시작 및 종료 온도가 다를 것이고, 본 기술분야의 통상의 기술자에게 잘 알려져 있다.This may be achieved, for example, by allowing the flash bainite of the first stage to form, for example, only a nano-agglomerated bainite phase, but in addition to a significant amount of other phases, possibly residual austenite, or some other austenite daughter product It leaves. The material may then be lowered from a temperature between the first transformation end temperature (i.e., 1022 F) and the second transformation start temperature (i.e., 860 F). The temperatures provided are from experiments based on the heterogeneity of the 4130 chemical steel. For other alloys of steel with different chemical properties, the first and second transformation start and finish temperatures will be different and are well known to those of ordinary skill in the art.

강의 상이한 합금은 최대 연성 결과를 획득하기 위한 상이한 최적 피크 가열 온도를 갖는 것으로 알려져 있다. 더 적은 탄소를 갖는 강은 피크 가열 온도가 더 높은 때에 가장 높은 연성을 유지할 것이지만, 더 많은 탄소를 갖는 강은 피크 가열 온도가 높지 않은 때에 가장 높은 연성을 유지할 것이다. 0.035 중량% 탄소의 1008 보통 탄소강의 경우, 강이 도달하는 피크 가열 온도가 2225 내지 2275℉ 인 때에 판금의 A50 연신율이 8 내지 10% 에서 최적화된다. 4140 크롬 합금 강의 경우, 0.41 중량% 탄소에서, 강이 도달하는 피크 가열 온도가 1925 내지 1975℉ 인 때에 판금의 A50 연신율이 최적화된다. 2 개의 상기한 예들 사이의 탄소 함량의 강의 경우, 실험에 의해, 최적의 피크 온도의 거의 선형 관계가 존재하여서, 0.30 중량% 탄소강은 1950 내지 2000℉ 로 가열되는 때에 최선의 결과가 얻어진다고 밝혀졌다. 0.20 중량% 탄소를 갖는 강은 2025 내지 2075℉ 로 가열되는 때에 최선의 결과가 얻어진다. 0.10 중량% 탄소를 갖는 강은 2125 내지 2175℉ 로 가열되는 때에 최선의 결과가 얻어진다. 선형 보간을 통해, 바람직한 연성 피크 가열 온도를 결정할 수 있다. 따라서, 0.15 중량% 탄소 강은 2075 내지 2125℉ 의 바람직한 피크 가열 온도를 갖는다. 이러한 최적의 피크 온도는 펄라이트/페라이트 조건 또는 구상화 (spheroidized) 상태에 있는 강으로 작업하는 때에 적용된다. 냉간 압연되었지만 후속하여 완전히 노멀라이징/어닐링되지 않아서 가공 경화가 남은 강은, 그에 주어진 응력으로 인해 그에 속하는 축적 에너지를 갖고 있다. 그러한 경우에, 최적의 피크 가열 온도는 상기한 소정의 피크 가열 온도로부터 100 내지 200℉ 만큼 감소될 수 있다.Different alloys of steel are known to have different optimum peak heating temperatures to obtain maximum ductility results. Steels with less carbon will maintain the highest ductility at higher peak heating temperatures, but steels with more carbon will retain the highest ductility when the peak heating temperature is not high. For 1008 normal carbon steels with 0.035 wt% carbon, the A50 elongation of the sheet is optimized at 8-10% when the peak heating temperature reached by the steel is 2225-2275F. For 4140 chromium alloy steels, at 0.41 wt% carbon, the A50 elongation of the sheet is optimized when the peak heating temperature reached by the steel is 1925 to 1975F. In the case of the steels of carbon content between the two examples above, it has been found by experiment that there is a nearly linear relationship of the optimum peak temperature, so that the best results are obtained when 0.30 wt% carbon steel is heated to 1950 to 2000 졌다 . The steel with 0.20 wt% carbon has best results when heated to 2025 to 2075 [deg.] F. The steel with 0.10 wt% carbon has the best results when heated to 2125 to 2175 [deg.] F. Through linear interpolation, the preferred soft peak heating temperature can be determined. Thus, 0.15 wt% carbon steel has a preferred peak heating temperature of 2075-2125F. This optimum peak temperature is applied when working with steels in pearlite / ferrite or spheroidized conditions. The steel which has been cold-rolled but is not completely normalized / annealed subsequently and thus remains work-hardened has accumulated energy belonging to it due to the stress imparted thereto. In such a case, the optimum peak heating temperature may be reduced by 100 to 200 ° F from the predetermined peak heating temperature described above.

강한 카바이드 형성제인 것으로 알려진 합금 원소의 첨가는 최종 미세조직의 기계적 특성에 유익한 것으로 밝혀졌다. 그러한 합금 원소는 크롬, 몰리브덴, 바나듐, 규소, 알루미늄, 붕소, 텅스텐, 및 티타늄을 포함하지만, 이들로 국한되지 않는다. 1020 계 보통 탄소강의 2 개의 플레이트를 플래시 베이나이트 프로세싱하였다. 강 화학의 단지 큰 차이는 하나에 0.33 중량% 크롬을 첨가하였다는 것이다. 강을 수 초에 2050℉ 로 빠르게 가열하였다. 피크 2050F 에 도달하자 마자, 물 분무로 강을 실온으로 퀀칭시켰다. 0.33 중량% 크롬을 갖는 개질된 1020 을 9 내지 10% A50 연신율 및 1500 내지 1600 MPa 에서 테스트하였다. 보통 탄소 1020 강 (크롬을 갖지 않음) 을 7.5 내지 8.5% A50 연신율 및 1350 내지 1450 MPa 에서 테스트하였다. 단지 실험적 차이가 개질-1020 화학에서의 0.33 중량% 크롬이었다면, 기계적 특성의 개선은 1020 합금에의 크롬 첨가로 인한 크롬 및 몰리브덴 카바이드의 존재에 기인할 수 있다. 유사하게 1050 보통 탄소강을 6150 크롬 바나듐 합금 강에 비교하였다. 1900℉ 로 플래시 프로세싱 후, 6150 강은 보통 탄소 1050 보다 대략 1 내지 2% 포인트 더 높은 연신율을 가졌다. 또한, 플래시 프로세싱된 6150 의 강도는 플래시 프로세싱된 1050 보다 lOO MPa 더 높은 항복 및 150 MPa 더 높은 인장 강도였다. 상업적으로 입수가능한 보통 탄소강이 일단 플래시 베이나이트 프로세싱되면 7.5 내지 9.5% 총 연신율을 갖는다는 것이 일반적인 것으로 밝혀졌다. 카바이드 형성 합금을 함유하는 강은 9-11% 또는 그 이상의 총 연신율을 초과하는 경향이 있다. 플래시 베이나이트 프로세싱된 4140 강은 1600 MPa 항복 강도, 2100 MPa 인장 강도 및 10% 총 A50 연신율을 나타냈다. 1/4" 두께에서 총 1/2" 폭의 A50 시편을 이용하여 4130 을 테스트한 결과, 1500 MPa 항복 및 1900 MPa 인장 강도에서 11-12% 총 A50 연신율이 얻어졌다.The addition of an alloying element known to be a strong carbide former has been found to be beneficial to the mechanical properties of the final microstructure. Such alloying elements include, but are not limited to, chromium, molybdenum, vanadium, silicon, aluminum, boron, tungsten, and titanium. Two plates of 1020 system ordinary carbon steel were processed by flash bainite processing. The only big difference in the steel chemistry is the addition of 0.33 wt% chromium to one. The steel was rapidly heated to 2050 수 in a few seconds. As soon as peak 2050F was reached, the water was quenched with water spray to room temperature. Modified 1020 with 0.33 wt% chromium was tested at 9-10% A50 elongation and 1500-1600 MPa. Usually carbon 1020 steel (without chromium) was tested at 7.5 to 8.5% A50 elongation and 1350 to 1450 MPa. If the experimental difference was only 0.33 wt% chromium in reforming-1020 chemistry, the improvement in mechanical properties could be due to the presence of chromium and molybdenum carbide due to the addition of chromium to the 1020 alloy. Similarly, 1050 normal carbon steels were compared to 6150 chrome vanadium alloy steels. After flash processing at 1900 ° F, the 6150 steel had an elongation of approximately 1 to 2% higher than the normal carbon 1050. In addition, the intensity of the flash-processed 6150 was higher than the flash-processed 1050 by 10 MPa higher yield and 150 MPa higher tensile strength. It has been found to be common that commercially available ordinary carbon steels have a total elongation of 7.5 to 9.5% once flashabinite processing. Steels containing carbide-forming alloys tend to exceed a total elongation of 9-11% or greater. Flash bainite treated 4140 steel exhibited a yield strength of 1600 MPa, a tensile strength of 2100 MPa, and a 10% total A50 elongation. The 4130 was tested using A50 specimens with a total width of 1/4 "at a thickness of 1/4", resulting in 11-12% total A50 elongation at 1500 MPa yield and 1900 MPa tensile strength.

이전의 미세조직의 구상화가 플래시 베이나이트 프로세싱된 강의 기계적 성질을 강화하기에 유리하였다는 것이 또한 밝혀졌다. 구상화는 탄소를, 표면적에 대한 용적 저장의 기하학적으로 가장 효율적인 방식인 것으로 알려져 있는 구 (spheres) 로 조직화함으로써, 탄소 이주를 더 제한하는 것으로 생각된다. 구상화를 통해 탄소 이주를 제한함으로써, 베이나이트의 백분율을 제어할 수 있다. 이전의 오스테나이트 입자 크기 및 원자 이주와의 상호작용을 제어하기 위해 강에서 텍스처를 발달시키는 다른 방법이 유익한 것으로 드러났다. 예컨대, 4130 강의 경우, 철갑 관통 (armor piercing) 및 다른 소형 무기 발사체에 대해 75% 구상화 4130 보다 더 낮은 방탄성 (ballistic resistance) 을 갖는 것으로 밝혀졌다.It has also been found that prior spheroidization of microstructures has been beneficial in enhancing the mechanical properties of flash bainite-treated steels. Nodulation is thought to further limit carbon migration by organizing carbon into spheres known to be the most geometrically efficient way of storing volumetric surface area. By limiting carbon migration through spheroidization, the percentage of bainite can be controlled. Other methods of developing textures in the river have been found to be beneficial to control the interaction with previous austenite grain size and atomic migration. For example, in the case of 4130 steels, it was found to have a ballistic resistance lower than that of 75% spherulite 4130 for armor piercings and other small weapon launches.

플래시 베이나이트 프로세싱 전에, 이러한 독특한 미세조직을 획득하기 위해 초기 미세조직의 제어가 필요하였다. 상기한 가설은 컴퓨터를 사용한 열역학 및 동역학적 모델을 사용하여 평가되었다. 이 모델에서, 페라이트 (a) 및 시멘타이트 (M3C) 를 함유하는 시스템을 고려하였다. 1, 10 및 100 Ks^-1 의 선형 가열 속도를 가정하고, 오스테나이트 성장 동역학을 계산하였다. 계산은, Fe-C 시스템의 경우, 10 Ks^-1 에서 Fe3C 의 빠른 용해가 일어났음을 보여준다. 대조적으로, M₃C (Cr 이 풍부함) 의 용해 속도는 1 Ks^-1 에서도 느렸다. 상기 결과는 플래시 베이나이트 프로세싱 동안의 미세조직 진화에 대한 제안된 메커니즘을 지지한다.Prior to flash bainite processing, control of the initial microstructure was required to obtain this unique microstructure. The above hypothesis was evaluated using a thermodynamic and kinetic model using a computer. In this model, a system containing ferrite (a) and cementite (M3C) was considered. Assuming a linear heating rate of 1, 10 and 100 Ks ^-1 , austenite growth kinetics were calculated. Calculation shows that fast dissolution of Fe3C occurred at 10 Ks ^-1 for the Fe-C system. In contrast, the dissolution rate of M ₃ C (rich in Cr) was also slow at 1 Ks ^-1 . The results support the proposed mechanism for microstructural evolution during flash bainite processing.

본 발명의 제 1 양태는, 마텐자이트의 나노크기 라스 (laths) 의 바람직한 기계적 특성들 중의 일부를 가지면서 상당한 백분율의 나노크기 소판 베이나이트를 함유하는 저, 중 또는 고탄소 철계 합금을 값비싸지 않고 빠르고 용이하게 생산하는 것을 제공하는 것이다. 다른 열-기계적 프로세싱 기술은 복합 베이나이트-마텐자이트 미세조직을 획득하기 위해 오랜 열적 프로세싱을 요구하는 반면, 플래시 베이나이트 프로세싱은 하부 오스테나이트 온도 초과로부터 하부 마텐자이트 온도 미만까지 10 초 미만 걸릴 수 있는 단일의 급속 퀀칭 작업으로 이를 행할 수 있다. 여기서 설명되는 다른 더 오랜 지속시간 방법은, 베이나이트 종료 온도 미만까지의 제 1 퀀칭 단계가 실질적으로 피크 가열 온도에 도달한 직후에 일어난다면, 다른 바람직한 금속학적 결과를 제공할 수 있다.A first aspect of the present invention is to provide a low cost, high or high carbon iron-based alloy containing some of the desirable mechanical properties of nanosized laths of martensite and containing a significant percentage of nano- Speed and easy production. Other thermo-mechanical processing techniques require long thermal processing to obtain complex bainite-martensite microstructures, whereas flash bainite processing requires less than 10 seconds from lower austenite temperature to below the lower martensite temperature This can be done with a single rapid quenching operation. Other longer duration methods described herein can provide other desirable metallurgical results if the first quenching step to below the bainite termination temperature occurs immediately after reaching the substantially peak heating temperature.

본 발명의 제 2 양태는, 베이나이트와 마텐자이트가 동일한 이전의 오스테나이트 입자들 내에 산재되어 있는 바람직한 양의 플래시 베이나이트 프로세싱된 복합 미세조직 재료를 함유하도록 저, 중 또는 고탄소 철계 합금을 미세처리하기 위한 방법 및 장치 (apparatus) 를 제공하는 것이다. 미세처리된 저, 중 또는 고탄소 철계 합금은 상이한 적용을 위해 변하는 두께를 가질 수도 있고, 재료를 최소화하고 또한 중량을 감소시키는 능력과 함께, 높은 인장 강도를 가지면서, 용이하게 용접될 수도 있다. 높은 퀀치 중단 온도를 위한 본 발명의 일 양태는 이 온도에서 특히 용융 염, 과열 가스, 또는 가열된 오일일 수 있는 퀀치 메체를 사용하는 것이다. 이러한 양태는 아직 제 2 변태 시작 온도를 초과하지 않는 용융 염에 의해 야기되는 제 1 철계 합금 변태를 야기하므로, 제 2 변태는 용융 염의 온도에 의해 느려진다. 초기에 느려진 다음에, 모든 다른 철 합금 변태는 연속 냉각 변태 또는 시간 온도 변태를 통해 용융 염에서 의도적으로 일어난다. 이 온도로부터, 4130 강의 경우에 1022℉ 미만에서, 강은, 남은 오스테나이트가 주위 온도까지 내려져서 최소 추가 변태 또는 일부 다른 바람직한 오스테나이트 도터 상들 (daughter phases) 로의 변태가 발생하도록 냉각될 수 있다.A second aspect of the present invention is a process for the production of low bainite and high carbon iron based alloys, wherein the bainite and martensite are mixed with a low, medium, or high carbon iron based alloy to contain the desired amount of flashbaneite-treated composite microstructure material dispersed within the same prior austenite grains. And to provide a method and an apparatus for fine processing. The finely treated low, medium or high carbon iron based alloys may have varying thicknesses for different applications and may be easily welded, with high tensile strength, with the ability to minimize material and reduce weight. One aspect of the present invention for a high quench interruption temperature is to use a quench medium that can be a molten salt, superheated gas, or heated oil, particularly at this temperature. Since this embodiment causes the ferrous alloy transformation which is caused by the molten salt which does not yet exceed the second transformation start temperature, the second transformation is slowed by the temperature of the molten salt. After initially slowing, all other ferroalloy transformation occurs intentionally in the molten salt through continuous cooling transformation or time temperature transformation. From this temperature, in the case of 4130 steels, below 1022 F, the steel may be cooled so that the remaining austenite is lowered to ambient temperature, resulting in minimal additional transformation or transformation to some other desired austenite daughter phases.

본 발명의 다른 양태는 가열 및 퀀칭 장치와 관계가 있다. 장치에 대한 이전에 출원된 다른 특허 출원들은 재료를 냉각시키기 위한 단일 또는 다중 가열 및 퀀칭 헤드부를 채용하고 있다. 본 방법은 재료의 다중 피이스를 가열하기 위한 단일 가열 유닛을 채용한다. 예컨대, 직사각형의 유도 코일은 그것을 통과하는 물질을 가질 수 있고, 코일의 내부 및 외부 쌍방이 가열된다. 코일이 적절한 크기를 갖는다면, 바아 스톡 (bar stock) 의 피이스와 같은 다른 피이스가 동시에 유도 가열 코일의 외측에서 가열될 수 있지만, 직사각형 튜브 코일은 코일 내부에서 가열될 수 있다.Another aspect of the invention relates to a heating and quenching apparatus. Other previously filed patent applications for the apparatus employ single or multiple heating and quenching head portions for cooling the material. The method employs a single heating unit for heating multiple pieces of material. For example, a rectangular induction coil may have material passing therethrough, and both the inside and outside of the coil are heated. If the coil has an appropriate size, another piece, such as a piece of bar stock, can be heated simultaneously outside the induction heating coil, but the rectangular tube coil can be heated inside the coil.

본 발명의 다른 양태는 재료의 가열 중단된 피이스와 관계가 있다. 예컨대, 스트립이 그으 형상으로부터 제거된 다중 컷아웃을 가질 수 있다. 이러한 피이스는 무른 (soft) 상태에서 제조된 후, 그의 최종 경도 상태로 플래시 베이나이트 프로세싱될 수 있다. 때때로, 이러한 스트립이 가열되는 때, 컷아웃 근방의 에지에 열이 집중되어, 코너가 용융될 것이다. 본 발명의 본 양태는 열을 흡수하는 중단부 대신에 유사한 재료의 플러그들이 유지될 수 있게 할 것이다. 따라서, 이는 용융 모서리를 방지할 것이다. 플러그가 사용되지 않는 경우에도, 가열 및 퀀칭이 너무 빠르므로, 성형된 철계 합금의 코너가 용융되지 않는다.Another aspect of the present invention relates to a discontinued piece of material. For example, the strip may have multiple cutouts removed from its shape. These pieces may be fabricated in a soft state and then processed into flash bainite to its final hardness state. Occasionally, when such a strip is heated, the heat will be concentrated at the edge near the cutout, and the corner will melt. This aspect of the invention will allow plugs of similar material to be retained in place of the heat absorbing stop. Thus, it will prevent the melting edges. Even when the plug is not used, since the heating and quenching are too fast, the corners of the molded iron-based alloy are not melted.

급속 가열, 퀀칭, 재가열, 및 퀀칭의 개념은 철계 합금 성분을 참조하여, 본원에 참고로 인용된, 2008년 6월 16일에 출원된 본 출원인의 이전의 특허 출원에서 논의되었다 본 방법은 금속의 압연 스트립에도 또한 적용될 수 있다. 퀀치 및 분할로서 알려져 있는 유사한 열 기술이 사용되어 왔다. 퀀치 및 분할 기술은, 탄소를 레벨링하고 카바이드를 용해시키고 강 중의 합금 분포를 균질화하기 위해 수 분 (many minutes) 에 걸쳐 강을 오스테나이트화한다. 그리고 나서, 퀀치 및 분할은 마텐자이트 시작 온도 미만으로 퀀칭하고, 그 서브-Ms 온도에서 유지하거나 또는 마텐자이트 시작 온도 바로 위로 재가열한 후 주위 온도로 퀀칭한다. 그러한 유지 이유는 탄소를 분할하여 최종 제품에서 희망하는 양의 잔류 오스테나이트를 얻는 것이다. 퀀치 및 분할 기술의 다른 측면은, 수 분에 걸쳐 강을 오스테나이트화하고, 마텐자이트 시작 온도 미만으로 퀀칭하고, 마텐자이트 시작 온도 및 베이나이트 종료 온도 초과로 재가열한 후, 희망하는 양의 변태가 일어난 다음에 주위 온도로 퀀칭한다. 본 발명은 퀀치/분할 기술의 신규 기술이다. 플래시 퀀치 및 분할의 경우, 모든 측면은 플래시 가열 사이클의 빠름을 채용하는 것을 제외하면 종래의 퀀치 및 분할과 동일하다. 피크 오스테나이트화 온도에 도달하자 마자, 300 ℉/sec 내지 5000 ℉/sec 와 같은 극도로 높은 속도의 급속 가열, 퀀칭이 개시된다. 기존의 퀀치 및 분할에 대해 신규한 것은 불균질한, 균질화되지 않은, 오스테나이즈화된 강이 퀀칭된다는 것이다. 전과 같이, 철계 합금 부, 스트립 또는 섹션으로, 히터는 강을 빠르게 오스테나이트화하고, 재료를 퀀칭하여 마텐자이트 종료 온도 초과에서 변태가 일어나게 하고, 서브오스테나이트 온도로 제 2 히터 또는 가열된 퀀칭 매체로 유지하거나 재가열하여, 기존 미세조직을 안정화시키거나 변태시키고, 그리고 나서 제 2 퀀치로 실온까지 퀀칭시킨다. 이러한 방법은 바람직한 양의 잔류 오스테나이트를 제공하는 것으로 알려져 있다.The concepts of rapid heating, quenching, reheating, and quenching are discussed in the applicant's earlier patent application, filed June 16, 2008, which is incorporated herein by reference, referring to iron-based alloy components. It can also be applied to rolling strips. Similar thermal techniques known as quenching and segmentation have been used. The quenching and splitting techniques austenitize the steel over many minutes to level the carbon and dissolve the carbide and homogenize the alloy distribution in the steel. The quench and split are then quenched to below the martensitic start temperature and retained at that sub-Ms temperature or reheated just above the martensitic start temperature and then quenched to ambient temperature. The reason for such retention is to split the carbon to obtain the desired amount of retained austenite in the final product. Another aspect of the quench and segmentation technique is to austenitize the steel over several minutes, quench below the martensitic start temperature, reheat to above the martensitic start temperature and bainite end temperature, After the transformation has occurred, it is quenched to ambient temperature. The present invention is a novel technique of the quench / segmentation technique. In the case of flash quench and divide, all sides are identical to conventional quencies and divisions, except that the fastness of the flash heating cycle is employed. As soon as the peak austenitization temperature is reached, an extremely high rate of rapid heating, quenching, such as 300 / / sec to 5000 / / sec is initiated. What is new about the existing quench and split is that the heterogeneous, homogenized, austenized steel is quenched. As before, with iron-based alloys, strips or sections, the heater rapidly austenitizes the steel and quenches the material to cause a transformation at a martensite termination temperature and allows the secondary heater or heated quenching The medium is retained or reheated to stabilize or transform existing microstructures and then quench to room temperature with a second quench. This process is known to provide the desired amount of retained austenite.

얻어지는 고강도 강은, 설명된 그리고 아래에서 청구되는 처리들의 위치에 따라, 응집 베이나이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 마텐자이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 페라이트, 침상 페라이트 및/또는 이들의 이중 또는 복합 (dual or complex) 상 조합으로 이루어진 얻어지는 고강도 재료의 적어도 일부를 포함할 수 있다.The resulting high strength steel may be subjected to various treatments such as agglomerated bainite, top bainite, bottom bainite, martensitate, ferrite, retained austenite, pearlite, ferrite, needle ferrite and / Or a combination of dual or complex phases of at least a portion of the resulting high strength material.

복합 상 재료는 페라이트 및 펄라이트 옆에 위치되는 마텐자이트 및 베이나이트와 같이 제조될 수 있다. 이러한 매우 바람직한 복합 상 재료는 가열된 후에 물품의 표면 및/또는 단면에 걸쳐 희망하는 부위에 고강도강의 패턴이 형성될 수 있도록 단지 다양한 패턴으로 퀀칭함으로써 동일한 작업물에서 획득될 수 있다. 단지 특정 부위를 퀀칭함으로써, 다양한 재료 상은 희망하는 다양한 위치에서 가능하다.The composite phase material may be prepared such as martensite and bainite located next to ferrite and perlite. These highly desirable composite phase materials can be obtained in the same workpiece by simply quenching in various patterns so that a pattern of high strength steel can be formed at desired locations across the surface and / or cross section of the article after it is heated. By simply quenching a particular site, a variety of material images are available at various locations of interest.

먼저 도 1a 및 도 1b 를 조합하여 참조하여 보면, 플래시 베이나이트가 강도, 연성 및 인성의 매우 바람직한 조합을 나타내는 베이나이트 소판들 또는 판들의 바이모달 (bi-modal) 분포를 포함하는 것을 알 수 있다. 본 발명의 플래쉬 프로세싱은 뒤틀림 (distortion) 이 거의 없는 평평한 시트, 바아, 판 및 직선형 튜빙을 생성할 수 있다. 이들 도면에서 알 수 있는 바와 같이, 미세조직은 놀라운 강도와 연성이 얻어지는 미세조직들의 바이모달 분포 내의 미세 입자 구조를 생성한다.Referring first to Figures 1a and 1b in combination, it can be seen that the flash bayite comprises a bi-modal distribution of bainite platelets or plates exhibiting a highly desirable combination of strength, ductility and toughness . The flash processing of the present invention can produce flat sheets, bars, plates and straight tubing with little distortion. As can be seen in these figures, microstructures produce micro-particle structures within the bimodal distribution of microstructures where surprising strength and ductility are obtained.

도 2a 를 참조하면, 테스트 튜브들 중 하나의 내벽에서 프로세싱되는 냉각 사이클을 보여주는 온도 (℃) 대 시간 (s) 의 그래프가 도시되어 있다. 이 내벽의 전형적인 온도 측정은 매우 낮은 온도-시간 이력 비율이 존재함을 보여주고 있다. 이 특정 예에서, AISI 4130 시트 금속을 이용하면 튜빙은 더 낮은 온도 대 시간 이력 비율을 갖는다.Referring to FIG. 2A, there is shown a graph of temperature (C) vs. time (s) showing the cooling cycle being processed in the inner wall of one of the test tubes. A typical temperature measurement of this inner wall shows that there is a very low temperature-time history ratio. In this particular example, using AISI 4130 sheet metal, the tubing has a lower temperature versus time history ratio.

이제 도 2b 를 보면, 종래의 연속 어닐링 온도 대 시간 이력과 더불어 플래시 프로세싱 온도 대 시간 이력 비율을 보여주는 온도 대 시간의 그래프가 도시되어 있다. 분명히, 연속 어닐링에 대한 온도 대 시간 이력 비율은 플래쉬 프로세싱에 대한 그 비율보다 훨씬 더 크다.Turning now to FIG. 2B, there is shown a graph of temperature versus time showing flash processing temperature vs. time history ratios, as well as conventional continuous annealing temperature versus time history. Obviously, the temperature versus time history ratio for continuous annealing is much greater than that for flash processing.

도 2c 는 플래시 베이나이트 프로세싱 열 사이클 동안의 오스테나이트 성장을 나타낸다. 영역 Ⅰ 은 이전의 오스테나이트 입자들을 보여준다. 영역 Ⅱ 는 오스테나이트 성장을 보여준다. 영역 Ⅲ 은 불균질한 오스테나이트 입자들을 보여준다. 영역 Ⅳ 는 동일한 이전의 오스테나이트 입자들 내의 베이나이트와 마텐자이트의 복합 혼합물을 보여준다.Figure 2c shows the austenite growth during the flash bainite processing thermal cycle. Region I shows the old austenite grains. Region II shows austenite growth. Region III shows heterogeneous austenite grains. Region IV shows a complex mixture of bainite and martensite in the same prior austenite grains.

도 3 은 온도 (℃) 대 온도 변화 (℃) 의 분석을 보여준다. 이 분석은 냉각 동안에 1022 내지 1202℉ 그리고 680 내지 860℉ 에서 변태를 보여준다. 이 분석은, 매크로 규모의 균질성 (homogeneity) 을 겪지만, 매우 국부적인 미세조직적 불균질성으로 이어지는 2 개의 상이한 변태 조건을 갖고 있음을 시사한다.Figure 3 shows an analysis of temperature (° C) versus temperature change (° C). This analysis shows a transformation at 1022 to 1202 [deg.] F and 680 to 860 [deg.] F during cooling. This analysis suggests that while experiencing macroscale homogeneity, it has two different metamorphic conditions leading to very localized microstructural heterogeneity.

이제 도 4a 및 도 4b 를 함께 살펴보면, 원료 및 본 발명에 따라 플래시 프로세싱된 재료 사이에 2 개의 뚜렷한 영역이 존재한다는 것을 보여주는 2 개의 기계적 불균질성 분석들을 볼 수 있다. 이러한 발견은 플래쉬 프로세싱 절차 중에 2 개의 개별 변태를 나타내는 이전의 분석과 일관된다. 도 a 와 도 b 모두는 정규화 주파수 대 경도의 그래프로서, 경도의 분포를 보여준다. 도 4a 는, 매우 약간의 경도 분포로서 베이스 메탈 (base metal) 경도 분포를 보여주지만, 플래쉬 프로세싱을 통해 프로세싱된 재료는 높은 경도 구역뿐만 아니라 넓은 경도 분포에 걸쳐 낮은 경도 구역을 보여준다.Referring now to Figures 4a and 4b, there are two mechanical heterogeneity analyzes showing that there are two distinct regions between the raw material and the flash-processed material according to the present invention. This finding is consistent with previous analyzes showing two individual transformations during the flash processing procedure. Both FIGS. A and b are graphs of normalized frequency vs. hardness, showing the distribution of hardness. Figure 4a shows a base metal hardness distribution with very little hardness distribution, but the material processed through flash processing shows a low hardness region over a wide hardness distribution as well as a high hardness region.

이제 도 5 를 살펴보면, 본 발명의 또 다른 양태가 플래시 프로세싱된 AISI 1010 재료로 완전히 강화된 것으로 도시되어 있다. 이 그래프는 피크 플래시 온도 1180℃ 에서 가장 높은 연신율 (7.9% 의 A50 연신율) 이 나타나는 것을 보여주기 위해 연신율 대 피크 플래시 온도를 보여준다. 1010℃ 의 피크 플래시 온도에서, 연신율은 5.6 이다. 1180℃ 보다 높은 온도에서는 7.9% 보다 낮은 연신율을 갖는다. 최적의 연신율은 입자 미세화라는 생각에 반직관적인 중간에서 더 큰 입자 크기로에서 발견된다. 이 재료의 화학조성은, 중량% 로, 0.10 C, 0.31 Mn, 0.01 미만의 Si, 황, 인, 및 99.41 철이다.Referring now to FIG. 5, another embodiment of the present invention is shown as being fully enhanced with a flash-processed AISI 1010 material. This graph shows the elongation versus peak flash temperature to show the highest elongation (peak A50 at 7.9%) at peak flash temperature 1180 ° C. At a peak flash temperature of 1010 캜, the elongation is 5.6. And has an elongation lower than 7.9% at a temperature higher than 1180 ° C. Optimum elongation is found in the medium to large particle size, which is counterintuitive to the idea of particle refinement. The chemical composition of this material is 0.10 C, 0.31 Mn, less than 0.01 Si, sulfur, phosphorus, and 99.41 iron in weight percent.

인장 강도 (KSI) 대 인장 변형율 (%) 의 그래프인 도 6 을 보자. 400 내지 700℃ 의 다양한 온도로의 템퍼링 후에 0.32 중량% 크롬을 포함하도록 개질된 플래시 베이나이트 프로세싱된 AISI 1020 의 예로, 폭 (인치) 이 다른 8 개의 예가 도시되어 있다. 이 실험은, 932 ℉ 에서 300 초 템퍼링한 후에도 플래시 프로세싱된 AISI 1020 + Cr 은 "퀀칭된 상태의 (as quenched)" 인장 강도의 79% 를 유지할 것임을 보여준다. 더욱이, 연신율은 5초 미만의 템퍼링으로 + 또는 - 5% 로 떨어지지 않는다.6, which is a graph of tensile strength (KSI) vs. tensile strain (%). 8 examples of different widths (inches) are shown as examples of flashbane treated AISI 1020 modified to include 0.32 wt% chromium after tempering at various temperatures of 400 to 700 캜. This experiment shows that the flash-processed AISI 1020 + Cr will retain 79% of the "as quenched" tensile strength even after 300 seconds of tempering at 932 ° F. Moreover, the elongation does not fall to + or -5% with less than 5 seconds of tempering.

도 7a 에, 초기 (페라이트와 카바이드) 및 최종 플래시 프로세싱된 (라스 모폴로지 (morphology) 와 카바이드) 모두의 미세조직 샘플이 제공되어 있다. 이론적인 관점에서 메커니즘 및 관찰된 미세조직을 검증하기 위해, 확산 제어된 성장 모델링을 실행하였다. 도 7a 는 플래시 프로세싱 전과 후의 광학 및 후방산란 전자 이미징으로부터의 미세조직 이미지이다. 직사각형은 주사 전자 현미경 이미지의 위치를 표시한다. 도 7b 에서, 투과 전자 현미경은 이전의 오스테나이트 입자 경계로부터 성장한 베이나이트 시브 (sheaves) 를 보여주어, 위의 가설을 확인해 주었다.In Figure 7a, microstructure samples of both initial (ferrite and carbide) and final flash processed (lath morphology and carbide) are provided. In order to verify the mechanism and the observed microstructure from the theoretical point of view, diffusion controlled growth modeling was performed. 7A is a microstructure image from optical and backscattered electron imaging before and after flash processing. The rectangle indicates the position of the scanning electron microscope image. In FIG. 7b, the transmission electron microscope showed bainite sheaves grown from the previous austenite grain boundaries, confirming the above hypothesis.

재오스테나이트화 (RE-AUSTENIZATION) 동적 모델링Re-Austenitization (RE-AUSTENIZATION) Dynamic Modeling

급속 가열 조건 동안의 재오스테나이트화 동역학을 시뮬레이션하기 위해, 펜실베니아 McMurray 의 Thermo-Calc Software, Inc. 로부터 상업적으로 입수가능한 DICTRA 소프트웨어를 사용하였다. 소프트웨어는 임계적으로 평가된 열역학적 및 동적 데이터를 사사용하여 상 변태 동안의 인터페이스 속도를 예측한다.To simulate the re-austenitization kinetics during rapid heating conditions, Thermo-Calc Software, Inc. of McMurray, Pennsylvania. Lt; RTI ID = 0.0 > DICTRA < / RTI > Software uses critical thermodynamic and dynamic data to predict interface speed during phase transformation.

재오스테나이트화 조건을 평가하기 위해 2 개의 조건을 사용하였다. 제 1 조건에서, Fe-C 시스템에서의 시멘타이트 (Fe₃C) 의 용해가 고려되었다.Two conditions were used to evaluate re-austenitizing conditions. Under the first condition, dissolution of cementite (Fe ₃ C) in the Fe-C system was considered.

제 2 조건에서, Cr-풍부 시멘타이트 (M₃C) 의 용해가 Fe-C-Cr 시스템에서 고려된다. 페라이트와 시멘타이트의 초기 조성은 전형적인 4130 강의 벌크 Cr 및 C 농도 (0.3 중량% 의 C 및 0.88 중량% 의 Cr) 에 기초하여 1292℉ (구상화 온도) 에서 계산되었다. 시뮬레이션을 위한 경계 조건은 도 8 에 개략적으로 기재되어 있다. 시뮬레이션은 1, 10 및 100°Ks^-1 의 속도로 1292℉ 로부터 1832℉ 까지의 가열에 대해 행하였다. 오스테나이트는 (α/M₃C) 인터페이스에서 형성되어 시멘타이트와 페라이트 쌍방으로 성장할 수 있었다.In the second condition, the dissolution of Cr-rich cementite (M ₃ C) is considered in the Fe-C-Cr system. The initial composition of ferrite and cementite was calculated at 1292 ℉ (spheroidizing temperature) based on the bulk Cr and C concentrations of typical 4130 steels (0.3 wt% C and 0.88 wt% Cr). The boundary conditions for the simulation are schematically shown in Fig. The simulations were performed for heating from 1292 ° F to 1832 ° F at speeds of 1, 10, and 100 ° Ks ^-1 . The austenite was formed at the (α / M ₃ C) interface and could grow both cementite and ferrite.

FeFe ₃₃ C 의 용해 동역학Dissolution Dynamics of C

1 및 10 Ks^-1 를 가열 속도를 사용한 제 1 의 2 개의 시뮬레이션은, 오스테나이트의 페라이트로의 핵형성 및 성장 전에도 시멘타이트의 a-페라이트로의 완전한 용해를 보여주었다 (도 9a 및 도 9b). 100 Ks^-1 의 속도로 가열되는 때, 시멘타이트는 페라이트로 완전히 용해되기에 충분한 시간을 갖지 않는다 (도 9c). 그 결과, 오스테나이트가 시멘타이트-오스테나이트 인터페이스에서 형성되어, 시멘타이트와 페라이트 쌍방으로 성장한다. 흥미롭게, 이 조건에서도, 시멘타이트는 페라이트가 오스테나이트에 의해 소모되기 전에 충분히 용해된다. 이러한 상황은 오스테나이트의 완전한 탄소 균질화를 위한 더 많은 시간을 허용한다.The first two simulations using a heating rate of 1 and 10 Ks ^-1 showed complete dissolution of the cementite into the a-ferrite before nucleation and growth of the austenite into the ferrite (Figs. 9A and 9B). When heated at a rate of 100 Ks- ¹ , the cementite does not have sufficient time to completely dissolve into the ferrite (FIG. 9c). As a result, austenite is formed at the cementite-austenite interface and grows in both cementite and ferrite. Interestingly, even under these conditions, the cementite is sufficiently soluble before the ferrite is consumed by the austenite. This situation allows more time for complete carbon homogenization of the austenite.

MM ₃₃ C 의 용해 동역학Dissolution Dynamics of C

Fe-Cr-C 시스템에서 유사한 DICTRA 시뮬레이션들을 행하였다. 이러한 계산에서, 1 Ks^-1 를 포함하여 모든 가열 속도에서 느린 용해가 관찰되었다. 풍부-Cr 의 유사한 느린 용해가 본 기술분야의 통상의 기술자에 의해 또한 보고되었다. 1 Ks^-1 로부터의 결과의 세부사항은 도 9d 에 나타나 있다. 도 9d 는 시멘타이트의 최소 용해 및 페라이트 시멘타이트 인터페이스에서의 오스테나이트의 핵형성을 보여준다. 그렇지만, 1000℃에 도달한 후에도, 시멘타이트의 용해는 불완전하다. 실온 및 1000℃ 에서의 농도 구배 [C 및 Cr] 가 도 10 에서 비교된다. 온도가 서서히 증가됨에 따라, 오스테나이트는 페라이트를 서서히 소비한다. 이러한 조건에서, Cr 농도의 큰 피크는 인터페이스에서 그리고 새롭게 형성된 오스테나이트 내에서 발생한다. 탄소 농도 프로파일을 분석할 때, 탄소 확산이 Cr 확산 및 인터페이스에 의해 실제로 제어되는 것이 명백하다. 이는 저탄소 오스테나이트로 잠재적 Cr-풍부 오스테나이트의 시뮬레이션을 일으킨다.Similar DICTRA simulations were performed in the Fe-Cr-C system. In this calculation, slow dissolution was observed at all heating rates, including 1 K s ^-1 . A similar slow dissolution of abundant-Cr has also been reported by one of ordinary skill in the art. The details of the results from 1 Ks ^-1 are shown in Figure 9d. Figure 9d shows minimum dissolution of cementite and nucleation of austenite at the ferrite cementite interface. However, even after reaching 1000 캜, dissolution of cementite is incomplete. The concentration gradients [C and Cr] at room temperature and 1000 ° C are compared in FIG. As the temperature slowly increases, austenite slowly consumes ferrite. Under these conditions, large peaks of Cr concentration occur at the interface and in the newly formed austenite. When analyzing the carbon concentration profile, it is clear that carbon diffusion is actually controlled by Cr diffusion and interface. This leads to the simulation of potential Cr-rich austenite with low-carbon austenite.

본 발명에 따른 플래시 프로세싱 동안의 중단 단계 중에, 탄소 이주 및 카바이드 용해가 강의 많은 다른 공존하는 조성물들을 용해시킨다. 이러한 공존하는 조성물들은 처리되는 재료의 벌크를 가로질러 원자 레벨에서 발생하는 국부적인 가열 구배로 인해 존재할 수 있다. 이러한 조성물들은 약 0.01 내지 0.05 중량% 탄소 및 약 0.2 내지 약 0.5 중량% 크롬을 갖는 합금을 사용함으로써 다소 예측가능하다. 예컨대, 0.40 중량% 탄소 및 0.90 중량% 크롬을 함유하는 4140 과 같은 강을 사용하면, 국부적인 오스테나이트 입자 스케일에 매우 다양한 불균질한 화학조성에서 0.02 중량% 탄소 및 0.3 중량% 크롬을 획득할 수 있을 것이고, 이는 제어가능할 것이다. 또한, 예를 들면, 0.02 중량% 탄소와 0.3 중량% 크롬을 갖는 1002 강을 사용하면, 오랜 오스테나이트화와 균질화 및 그에 후속하는 200℃/sec 내지 3000℃/sec 의 속도의 급속 퀀칭 후에 거의 100% 베이나이트 미세조직이 얻어진다고 예상된다.During the interruption step during flash processing according to the present invention, carbon migration and carbide dissolution dissolve many other coexisting compositions of steel. These coexisting compositions may be due to a local heating gradient that occurs at the atomic level across the bulk of the material being treated. These compositions are somewhat predictable by using alloys having from about 0.01 to 0.05 weight percent carbon and from about 0.2 to about 0.5 weight percent chromium. For example, using steels such as 4140 containing 0.40 wt% carbon and 0.90 wt% chromium can achieve 0.02 wt% carbon and 0.3 wt% chromium in a wide variety of heterogeneous chemical compositions on the local austenite grain scale And it will be controllable. Also, for example, using 1002 steels with 0.02 wt% carbon and 0.3 wt% chromium can result in long austenitization and homogenization followed by a rapid quenching at a rate of 200 [deg.] C / sec to 3000 [ % Bainite microstructure is expected to be obtained.

카바이드 함유 철계 합금 전구체 물질 중의 0.01 내지 0.05 중량% 탄소와 0.2 내지 0.5 중량% 크롬의 사용과 200℃/sec 내지 3000℃/sec 의 퀀칭 속도의 조합은 적어도 베이나이트를 포함하는 불균질한 미세조직을 초래한다. 퀀칭은 바람직하게는 물로 행해진다.The combination of the use of 0.01 to 0.05% by weight of carbon and 0.2 to 0.5% by weight of chromium in the carbide-containing iron-based precursor material and the quenching rate of 200 DEG C / sec to 3000 DEG C / sec results in a heterogeneous microstructure comprising at least bainite . Quenching is preferably carried out with water.

질량 균형 기준 (mass balance criteria) 을 이용하여, 벌크 오스테나이트의 조성은 1000 ℃/sec 의 냉각 속도의 퀀칭 후에 0.01 내지 0.03 중량% C 및 0.33 중량% Cr 을 함유할 것이다. 이 오스테나이트에 대해 얻어지는 CCT 다이어그램 (도 11) 은 영국의 캠브리지 대학의 Harry Bhadeshia 박사에 의해 개발된 모델을 이용하여 계산된다. 계산이 플래시 프로세싱로부터의 냉각 속도 (1000℃s^-1) 와 중첩되었을 때, 베이나이트의 형성이 가능한 것으로 나타났다. 한편, 카바이드 계면에 가까운 Cr 및 C 풍부 부위 영역을 갖는 벌크 영역은 마텐자이트로 변태될 수 있어야 하는데, 그 이유는 이 영역의 T₀ 온도 (동일한 조성의 페라이트의 자유 에너지가 오스테나이트와 동일해지는 온도) 가 730℃ 이기 때문이다. 이러한 결과는 구상화된 강 또는 카바이드가 존재하는 다른 강의 플래시 프로세싱 동안에 베이나이트, 마텐자이트, 및 카바이드의 혼합된 미세조직을 획득할 가능성을 지지한다. 상이한 초기 미세조직 조건 (즉, 펄라이트, 준평형 (paraequilibrium) 시멘타이트, 및 부가적인 합금 원소들) 의 추가 평가가 고려되어야 하고 실행하는 플래시 베이나이트 프로세싱 방론에 따라 상이한 결과의 가능성이 존재한다는 것에 유의해야 한다.Using mass balance criteria, the composition of the bulk austenite will contain 0.01 to 0.03 wt.% C and 0.33 wt.% Cr after quenching at a cooling rate of 1000 DEG C / sec. The CCT diagram (FIG. 11) obtained for this austenite is calculated using a model developed by Dr. Harry Bhadeshia of Cambridge University, UK. When the calculations were superimposed on the cooling rate (1000 ° C s ^-1 ) from flash processing, formation of bainite appeared to be possible. On the other hand, the bulk region with the Cr and C rich sites region close to the carbide interface must be able to transform into martensite because the T ₀ temperature (the temperature at which the free energy of ferrite of the same composition becomes equal to that of austenite ) Is 730 占 폚. These results support the possibility of obtaining mixed microstructures of bainite, martensite, and carbide during flash processing of spheroidized steels or other steels where carbides are present. It should be noted that further evaluation of different initial microstructural conditions (i.e., pearlite, paraequilibrium cementite, and additional alloying elements) should be considered and that there is a possibility of different results depending on the flash bainit processing approach being implemented do.

산업상 이용가능성Industrial availability

본 발명은 금속 처리 산업에서 이용가능성을 찾고, 대용량 프로세싱으로 고강도강의 프로세싱 및 제조를 위한 강 처리 분야에서의 특정 유용성을 찾는다.The present invention seeks for availability in the metal processing industry and seeks particular utility in the field of steel processing for processing and manufacturing high strength steels with high capacity processing.

본 발명의 바람직한 양태에 대한 상기한 설명은 예시 및 설명을 위해 제공되었다. 이것은 배타적인 것이 아니며 또한 개시된 정확한 형태로 본 발명을 제한하려는 것이 아니다. 명백한 수정들 또는 변형들이 특정 측면에 관해서 상술한 교시에 비추어 가능하다. 양태는, 본 기술분야의 통상의 기술자가 고려되는 특정 용도에 적합하도록 다양한 수정으로 그리고 다양한 양태로 본 발명을 가장 잘 활용할 수 있도록 하기 위해 선택되었고 설명되었다. 본 발명의 범위는 첨부된 청구항들에 의해 규정된다.The foregoing description of the preferred embodiments of the present invention has been presented for purposes of illustration and description. It is not intended to be exhaustive or to limit the invention to the precise form disclosed. Obvious modifications or variations are possible in light of the above teaching in terms of particular aspects. The embodiments have been chosen and described in order to enable those skilled in the art to best utilize the invention in various modifications and in various ways to suit the particular use contemplated. The scope of the invention is defined by the appended claims.

Claims (2)

카바이드 함유 철계 합금을 고강도 강으로 변태시키기 위한 금속 처리 방법으로서,
오스테나이트 변환 온도 미만으로부터 상기 오스테나이트 변환 온도 초과의 선택된 온도까지, 300℉/sec 내지 5000℉/sec 의 속도로, 상기 합금을 적어도 약 1000℃ 까지 급속 가열하는 단계; 및
약 200 내지 5000 ℉/sec 의 속도로 상기 합금을 실질적으로 즉시 퀀칭시키는 단계를 포함하여서,
상기 철계 합금을 미세처리 (micro-treating) 함으로써, 다중 오스테나이트 도터 상들 (daughter phases) 로의 다중 변태가 일어나고, 마텐자이트, 베이나이트 및 비용해 카바이드를 함유할 수도 있고 또한 베이나이트, 응집 (coalesced) 베이나이트, 침상 (acicular) 페라이트, 잔류 (retained) 오스테나이트, 마텐자이트의 부분들, 및/또는 이들의 조합을 포함하는 복합 강 미세조직 (complex steel microstructures) 을 함유할 수도 있는 적어도 혼합 미세조직이 형성되는, 카바이드 함유 철계 합금을 고강도 강으로 변태시키기 위한 금속 처리 방법.A metal treating method for transforming a carbide-containing iron-based alloy into a high-strength steel,
Rapidly heating said alloy to a temperature of at least about 1000 占 폚 at a rate of from 300 占 / / sec to 5000 占 / / sec from below the austenite conversion temperature to a selected temperature above the austenite conversion temperature; And
RTI ID = 0.0 > F / sec < / RTI > from about 200 to about 5000 F /
By micro-treating the iron-based alloys, multiple transformations into multiple austenitic daughter phases take place and can include martensite, bainite and sparingly carbide, and also bainite, coalesced ), Which may contain complex steel microstructures, including bainite, acicular ferrite, retained austenite, portions of martensite, and / or combinations thereof. A method of metal processing for transforming a carbide-containing iron-based alloy into a high-strength steel, in which a structure is formed. 카바이드 함유 철계 합금의 미세조직으로서,
마텐자이트, 베이나이트, 비용해 카바이드, 응집 베이나이트, 침상 페라이트, 잔류 오스테나이트, 또는 이들의 조합 중 적어도 하나를 함유하는 적어도 하나의 오스테나이트 도터 상을 갖는 카바이드 함유 철계 합금의 불균질한 혼합 미세조직을 포함하는 카바이드 함유 철계 합금의 미세조직.As the microstructure of the carbide-containing iron-based alloy,
Heterogeneous mixing of a carbide-containing iron-based alloy having at least one austenite-phase phase containing at least one of martensite, bainite, costed carbide, agglomerated bainite, needle ferrite, retained austenite, Microstructure of carbide - containing iron - based alloys containing microstructure.

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