KR20150065619A - 카바이드 함유 철계 합금의 미세처리 및 미세조직 - 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.

Description

카바이드 함유 철계 합금의 미세처리 및 미세조직{MICROTREATMENT AND MICROSTRUCTURE OF CARBIDE CONTAINING IRON-BASED ALLOY}

관련 출원에 대한 상호 참조

본 출원은 여기서 참조로써 원용하는 US 가특허출원 제 61/651,992 호 및 미국 실용 특허출원 제 12/485,785 호에 기초하여 우선권을 주장한다.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

재오스테나이트화 (RE-AUSTENIZATION) 동적 모델링

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.

재오스테나이트화 조건을 평가하기 위해 2 개의 조건을 사용하였다. 제 1 조건에서, Fe-C 시스템에서의 시멘타이트 (Fe₃C) 의 용해가 고려되었다.

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.

Fe ₃ C 의 용해 동역학

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.

M ₃ C 의 용해 동역학

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.

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.

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.

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.

산업상 이용가능성

본 발명은 금속 처리 산업에서 이용가능성을 찾고, 대용량 프로세싱으로 고강도강의 프로세싱 및 제조를 위한 강 처리 분야에서의 특정 유용성을 찾는다.

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.

Claims (2)

1. 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.
2. 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.

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