KR20170134729A - 금속 합금에서의 에지 성형성의 개선 - Google Patents

Abstract

본 개시내용은 전단 에지부 또는 펀칭된 구멍의 형성에서와 같은, 전단의 결과로서 하나 이상의 기계적 특성의 손실을 겪은 금속 합금에서의 기계적 특성의 개선 방법에 관한 것이다. 그렇지 않으면 산업상 적용을 위한 제한 인자로서 역할을 할 수 있는 하나 이상의 전단 에지로 형성되어 있는 금속 합금의 기계적 특성을 개선시키는 능력을 제공하는 방법이 개시된다.

Description

금속 합금에서의 에지 성형성의 개선

관련 출원에 대한 상호 참조

본 출원은 2015년 4월 10일에 출원된 미국 가특허출원 일련 번호 62/146,048, 및 2015년 11월 18일에 출원된 미국 가특허출원 일련 번호 62/257,070을 우선권 주장하며, 이 가특허출원들은 전문이 본원에 참조로 포함된다.

발명의 분야

본 개시내용은 전단 에지부(sheared edge portion) 또는 펀칭된 구멍(punched hole)의 형성에서와 같은, 전단의 결과로서 하나 이상의 기계적 특성의 손실을 겪은 금속 합금에서의 기계적 특성의 개선 방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 그렇지 않으면 산업상 적용을 위한 제한 인자로서 역할을 할 수 있는 하나 이상의 전단 에지로 형성되어 있는 금속 합금의 기계적 특성을 개선시키는 능력을 제공하는 방법이 개시된다.

고대 도구부터 현대의 고층 건물 및 자동차에 이르기까지, 강철은 수백년 동안 인간 혁신을 주도하여 왔다. 지각에서 풍부하기 때문에, 철과 그와 연관된 합금은 많은 어려운 발달 장벽에 대한 해결책을 인류에게 제공하여 왔다. 작게 출발하여, 철강 개발은 지난 2세기 이내에 상당히 진전되어 왔으며, 몇년마다 새로운 종류의 강철이 이용 가능하게 되었다. 이들 강철 합금은 측정된 특성, 특히 파손(failure) 전에 인장 응력 및 최대 인장 변형률(maximum tensile strain)을 기준으로 하여 세 가지 등급으로 나눠질 수 있다. 이들 세 가지 등급은 저강도 강철(Low Strength Steels) (LSS), 고강도 강철(High-Strength Steels) (HSS), 및 첨단 고강도 강철(Advanced High-Strength Steels) (AHSS)이다. 저강도 강철 (LSS)은 270 MPa 미만의 인장 강도를 나타내는 것으로서 일반적으로 분류되며 극저탄소강(interstitial free steel) 및 연강(mild steel)과 같은 유형을 포함한다. 고강도 강철 (HSS)은 270 내지 700 MPa의 인장 강도를 나타내는 것으로서 분류되며 고강도 저 합금, 고강도 극저탄소강 및 소부 경화성 강(bake hardable steel)과 같은 유형을 포함한다. 첨단 고강도 강철 (AHSS)은 700 MPa 초과의 인장 강도에 의해 분류되며 마텐자이트계 강(martensitic steels) (MS), 2상(dual phase) (DP) 강, 변태 유기 소성(Transformation Induced Plasticity) (TRIP) 강, 및 복소 위상(complex phase) (CP) 강과 같은 유형을 포함한다. 강도 수준이 증가함에 따라, 강철의 최대 인장 신장률(maximum tensile elongation) (연성(ductility))의 경향은 네거티브이며, 높은 인장 강도에서의 신장률은 감소한다. 예를 들어, LSS, HSS 및 AHSS의 인장 신장률은 각각 25% 내지 55%, 10% 내지 45%, 및 4% 내지 30% 범위이다.

강철 생산량은 계속 증가하여, 현재 미국 생산량은 연간 약 1억 톤이며 추정가는 750억 달러이다. 차량에서의 강철 유용성이 또한 높으며, 첨단 고강도 강철 (AHSS)은 현재 17%이며 향후 수년 내에 300% 성장할 것으로 예측된다 [American Iron and Steel Institute. (2013). Profile 2013. Washington, D.C.]. 현재의 시장 경향과 정부 규제가 차량의 더 높은 효율을 추진함에 따라, AHSS는 질량 비율에 대해 높은 강도를 제공하는 그의 능력으로 점점 더 추구되고 있다. AHSS의 높은 강도로 인해 설계자는 비슷하거나 개선된 기계적 특성을 여전히 유지하면서 완성 부품(finished part)의 두께를 감소시킬 수 있게 된다. 부품의 두께를 감소시키는 데 있어서, 차량에 대해 동일하거나 더 양호한 기계적 성질을 달성하기 위해서는 질량이 더 작아야 하며 그렇게 함으로써 차량 연료 효율을 개선시킨다. 이로 인해 설계자는 안전성을 손상시키지 않으면서 차량의 연비를 개선시킬 수 있게 된다.

차세대 강철의 핵심 속성 중 하나는 성형성(formability)이다. 성형성은 균열(cracking), 파열(rupturing) 또는 달리 파손됨이 없이 특정한 기하학적 구조(geometry)로 제조되는 물질의 능력이다. 높은 성형성의 강철은 보다 복잡한 부품의 기하학적 구조를 생성시킬 수 있게 하여 중량을 감소시킬 수 있게 하는 이점을 부품 설계자에게 제공한다. 성형성은 에지 성형성 및 벌크(bulk) 성형성이라는 두 가지 구별되는 형태로 더 나뉠 수 있다. 에지 성형성은 에지가 특정 형상으로 형성되는 능력이다. 물질에 대한 에지는 펀칭(punching), 전단(shearing), 피어싱(piercing), 스탬핑(stamping), 천공(perforating), 절삭(cutting), 또는 크로핑(cropping)을 포함하나 그에 제한되지는 않는, 산업 공정에서 여러 가지의 방법을 통해 생성된다. 더욱이, 이들 에지를 생성시키는 데 사용되는 장치는 다양한 유형의 기계 프레스, 수압 프레스(hydraulic press) 및/또는 전자기 프레스를 포함하나 이에 제한되지는 않는 방법만큼 다양하다. 작업을 진행하는 적용(application) 및 물질에 따라, 에지 생성 속도의 범위는 0.25 mm/s 만큼의 낮은 속도 및 3700 mm/s 만큼의 높은 속도로, 또한 널리 다양하다. 다종다양한 에지 형성 방법, 장치 및 속도는 오늘날 상업적으로 사용되는 무수한 상이한 에지 상태를 결과한다.

자유 표면(free surface)인 에지는 시트(sheet) 에지의 생성으로 인한 시트의 균열 또는 구조적 변화와 같은 결함에 의해 지배된다. 이들 결함은 성형 작업 동안에 에지 성형성에 악영향을 미쳐, 에지에서 유효 연성을 감소시킨다. 다른 한편으로는, 벌크 성형성은 성형 작업 동안에 금속의 고유 연성, 구조, 및 연관 응력 상태에 의해 지배된다. 벌크 성형성은 이용 가능한 변형 메커니즘(deformation mechanism), 예컨대 전위(dislocation), 쌍결정형성(twinning), 및 상 변태(phase transformation)에 의해 주로 영향을 받는다. 이들 이용 가능한 변형 메커니즘이 물질 내에서 포화될 때 벌크 성형성이 최대화되며, 개선된 벌크 성형성은 이들 메커니즘의 증가된 수와 이용 가능성으로 인한 것이다.

에지 성형성은 구멍 확장(hole expansion) 측정을 통해 측정할 수 있으며, 그것에 의하여 구멍을 시트에 만들고 그 구멍을 원뿔형 펀치(conical punch)에 의하여 확장시킨다. 이전의 연구에 의하면 종래의 AHSS 물질은 구멍 확장에 의해 측정하였을 때 다른 LSS 및 HSS와 비교하여 에지 성형성이 감소되는 문제가 있는 것으로 나타났다 [M.S. Billur, T. Altan, "Challenges in forming advanced high strengh steels", Proceedings of New Developments in Sheet Metal Forming, pp.285-304, 2012]. 예를 들어 780 MPa의 최대 인장 강도(ultimate tensile strength)를 가진 2상 (DP) 강은 20% 미만의 구멍 확장을 달성하며, 한편 대략 400 MPa의 최대 인장 강도을 가진 극저탄소강 (IF)은 약 100% 구멍 확장비(hole expansion ratio)를 달성한다. 이러한 감소된 에지 성형성은 바람직한 벌크 성형성을 보유함에도 불구하고, 자동차 적용에서 AHSS의 채택을 복잡하게 한다.

개요

a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고(solidifying) T_m 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립(matrix grain)을 갖는 합금을 형성시키는 단계;

b. 상기 합금을 ≥ 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도(strain rate)에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도를 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;

c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;

d. 상기 제2 생성 합금을 T_m 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립 및 신장률 (E₁)을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계;

e. 상기 합금을 전단시키고 하나 이상의 전단 에지를 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 합금의 신장률이 E₂의 값으로 감소되며 여기서 E₂ = (0.57 내지 0.05) (E₁)인 단계;

f. 상기 하나 이상의 전단 에지를 갖는 상기 합금을 재가열하는 단계로서, 여기서 단계 (d)에서 관찰된 상기 합금의 감소된 신장률이 신장률 E₃ = (0.48 내지 1.21)(E₁)을 갖는 수준으로 복원되는 단계

를 포함하는, 하나 이상의 전단 에지의 형성의 결과로서 기계적 특성의 손실을 겪은 금속 합금에서 하나 이상의 기계적 특성을 개선시키는 방법.

또한, 본 개시내용은

a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 T_m 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;

b. 상기 합금을 ≥ 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;

c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;

d. 상기 제2 생성 합금을 적어도 650℃ 및 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키고 전단과 함께 그 안에 구멍을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 구멍이 전단 에지를 갖고 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 갖는 단계;

e. 상기 구멍 및 연관 HER₁을 가진 상기 합금을 가열하는 단계로서, 여기서 상기 합금이 제2 구멍 확장비 (HER₂)를 나타내며 여기서 HER₂ > HER₁인 단계

를 포함하는,

전단 에지를 가진 구멍을 형성시키는 결과로서 구멍 확장비 손실을 겪은 금속 합금에서 구멍 확장비를 개선시키는 방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명은

a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;

b. 상기 합금을 ≥ 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;

c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;

d. 상기 제2 생성 합금을 적어도 650℃ 및 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 합금이 전단 없이 그 안에 형성된 구멍에 대해 30 내지 130%의 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 갖는 것을 특징으로 하는 것인 단계;

e. 상기 제2 생성 합금에 구멍을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 구멍이 전단과 함께 형성되고 제2 구멍 확장비 (HER₂)를 나타내며 여기서 HER₂ = (0.01 내지 0.30)(HER₁)인 단계;

f. 상기 합금을 가열시키는 단계로서, 여기서 HER₂가 값 HER₃ = (0.60 내지 1.0) HER₁로 회복되는 단계

를 포함하는,

전단 에지를 가진 구멍을 형성시키는 결과로서 구멍 확장비 손실을 겪은 금속 합금에서 구멍 확장비를 개선시키는 방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명은

a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;

b. 상기 합금을 ≥ 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;

c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;

d. 상기 제2 생성 합금을 적어도 650℃ 및 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립 및 신장률 (E₁)을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계;

e. 10 mm/초 이상의 펀치 속도로 상기 합금에 구멍을 펀칭하는 단계로서, 상기 펀칭된 구멍이 10% 이상의 구멍 확장비를 나타내는 단계

를 포함하는,

금속 합금에 하나 이상의 구멍을 펀칭하는 방법에 관한 것이다.

이하의 상세한 설명은 첨부된 도면을 참조하여 더 잘 이해될 수 있으며 이들 도면은 예증적인 목적으로 제공되며 본 발명의 어떠한 측면도 제한하는 것으로 간주되어서는 안된다.
도 1A 고강도 나노모달 구조(High Strength Nanomodal Structure)의 형성을 위한 구조적 경로 및 연관 메커니즘.
도 1B 재결정화된 모달 구조(Recrystallized Modal Structure) 및 미세화된(Refined) 고강도 나노모달 구조의 구조적 경로 및 연관 메커니즘.
도 2 산업용 가공 단계와 관련 있는 미세화된 고강도 나노모달 구조를 개발하기 위한 구조적 경로.
도 3 a) 합금 9 및 b) 합금 12로부터 실험실 주조된 50 mm 슬라브(slab)의 영상.
도 4 a) 합금 9 및 b) 합금 12로부터 실험실 주조 후 열간 압연(hot rolled) 시트의 영상.
도 5 a) 합금 9 및 b) 합금 12로부터 실험실 주조 및 열간 압연 후 냉간 압연(cold rolled) 시트의 영상.
도 6 50 mm 두께에서 주조된 응고된 합금 1의 미세 구조(microstructure): a) 생주물(as-cast) 상태에서 모달 구조의 수지상 본성(dendritic nature)을 보여주는 후방 산란(Backscattered) SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야(Bright-field) TEM 현미경 사진, c) 모달 구조에서 페라이트(ferrite) 상을 나타내는 선택된 전자 회절을 가진 명 시야 TEM.
도 7 응고 후 합금 1에서 모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트(Rietveld) 미세화(refinement) 분석.
도 8 1.7 mm 두께로 열간 압연 후 합금 1의 미세 구조: a) 균질화되고 미세화된 나노모달 구조를 보여주는 후방 산란 SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 9 열간 압연 후 합금 1에서 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 10 1.2 mm 두께로 냉간 압연 후 합금 1의 미세 구조: a) 냉간 압연 후 고강도 나노모달 구조를 보여주는 후방 산란 SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 11 냉간 압연 후 합금 1에서 고강도 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 12 재결정화된 모달 구조를 나타내는, 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 5분 동안 어닐링(annealing) 후 합금 1에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진: a) 저배율 영상, b) 오스테나이트(austenite) 상의 결정 구조를 보여주는 선택된 전자 회절 패턴을 가진 고배율 영상.
도 13 재결정화된 모달 구조를 나타내는, 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 5분 동안 어닐링한 후 합금 1에서 미세 구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: a) 저배율 영상, b) 고배율 영상.
도 14 어닐링 후 합금 1에서의 재결정화된 모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 15 인장 변형(tensile deformation) 후에 형성된 미세화된 고강도 나노모달 구조 (혼합 미시적 성분 구조(Mixed Microconstituent Structure))를 보여주는 합금 1에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진: a) 큰 결정립의 변태되지 않은(untransformed) 구조 및 미세화된 결정립을 가진 변태된(transformed) "포켓(pocket)"; b) "포켓" 내에 미세화된 구조.
도 16 미세화된 고강도 나노모달 구조 (혼합 미시적 성분 구조)를 보여주는 합금 1에서 미세 구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: a) 저배율 영상, b) 고배율 영상.
도 17 냉간 변형(cold deformation) 후 합금 1에서 미세화된 고강도 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 18 50 mm 두께에서 주조된 응고된 합금 2의 미세 구조: a) 생주물 상태에서 모달 구조의 수지상 본성을 보여주는 후방 산란 SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 19 응고 후 합금 2에서 모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 20 1.7 mm 두께로 열간 압연 후 합금 2의 미세 구조: a) 균질화되고 미세화된 나노모달 구조를 보여주는 후방 산란 SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 21 열간 압연 후 합금 2에서 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 22 1.2 mm 두께로 냉간 압연 후 합금 2의 미세 구조: a) 냉간 압연 후 고강도 나노모달 구조를 보여주는 후방 산란 SEM 현미경 사진, b) 매트릭스 결정립에서 세부 사항을 보여주는 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 23 냉간 압연 후 합금 2에서 고강도 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 24 재결정화된 모달 구조를 나타내는, 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안 어닐링한 후 합금 2에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진: a) 저배율 영상, b) 오스테나이트 상의 결정 구조를 보여주는 선택된 전자 회절 패턴을 가진 고배율 영상.
도 25 재결정화된 모달 구조를 나타내는, 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안 어닐링한 후 합금 2에서 미세 구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진: a) 저배율 영상, b) 고배율 영상.
도 26 어닐링 후 합금 2에서의 재결정화된 모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 27 인장 변형 후에 형성된 미세화된 고강도 나노모달 구조 (혼합 미시적 성분 구조)를 보여주는 합금 2에서 미세 구조: a) 미세화된 결정립을 가진 변태된 "포켓"의 명 시야 TEM 현미경 사진; b) 미세 구조의 후방 산란 SEM 현미경 사진.
도 28 냉간 변형 후 합금 2에서의 미세화된 고강도 나노모달 구조에 대한 X-선 회절 패턴: a) 실험 데이터, b) 리트펠트 미세화 분석.
도 29 실험실 가공의 다양한 단계에서 합금 1의 인장 특성.
도 30 실험실 가공의 다양한 단계에서 합금 13에 대한 인장 결과.
도 31 실험실 가공의 다양한 단계에서 합금 17에 대한 인장 결과.
도 32 a) 합금, b) 합금 2에서 각각의 사이클(cycle)에서 완전한 특성 가역성(property reversibility)을 입증하는, 열간 압연 상태에서 및 냉간 압연/어닐링 사이클의 각각의 단계 후 시트의 인장 특성.
도 33 두 개의 지지대(support) 및 한 개의 정형재(former)를 가진 굴곡기(bending device)를 보여주는 굽힘 시험(bend test) 개략도 (International Organization for Standardization, 2005).
도 34 180°로 시험된 합금 1로부터의 굽힘 시험 샘플의 영상: a) 균열 없이 180°로 시험된 샘플의 전체 세트의 사진, 및 b) 시험된 샘플의 굽힘의 근접 촬영한 사진(close-up view).
도 35 a) 펀칭된 에지 손상으로 인한 특성 감소를 입증하는, 선택된 합금으로부터의 펀칭 및 EDM 절삭 견본의 인장 시험 결과, b) EDM 절삭 견본에 대한 선택된 합금의 인장 곡선.
도 36 a) EDM 절삭 및 b) 펀칭 후 합금 1에서 견본 에지의 SEM 영상.
도 37 합금 1에서 에지 근처 미세 구조의 SEM 영상: a) EDM 절삭 견본 및 b) 펀칭된 견본.
도 38 어닐링에 의한 에지 손상으로부터 완전한 특성 회복을 입증하는, 어닐링 전후 합금 1로부터의 펀칭된 견본에 대한 인장 시험 결과. 동일한 합금에 대한 EDM 절삭 견본에 대한 데이터는 참조용으로 나타냈다.
도 39 어닐링의 유무에 따른 합금 1로부터의 펀칭된 견본에 대한 예시적인 인장 응력-변형 곡선(tensile stress-strain curve).
도 40 400℃ 내지 850℃의 범위의 회복 온도에 대한 냉간 압연 합금 1의 반응을 도시하는 인장 응력-변형 곡선; a) 인장 곡선, b) 항복 강도.
도 41 고도로 변형되고 텍스처링된(textured) 고강도 나노모달 구조를 나타내는 냉간 압연 합금 1 샘플의 명 시야 TEM 영상: a) 더 낮은 배율의 영상, b) 더 높은 배율의 영상.
도 42 어떠한 재결정화도 발생하지 않고 고도로 변형되고 텍스처링된 고강도 나노모달 구조를 나타내는, 450℃에서 10분 어닐링된 합금 1 샘플의 명 시야 TEM 영상: a) 더 낮은 배율의 영상, b) 더 높은 배율의 영상.
도 43 재결정화의 시작을 신호하는 나노 규모의(nanoscale) 결정립을 나타내는, 600℃에서 10분 어닐링된 합금 1 샘플의 명 시야 TEM 영상: a) 더 낮은 배율의 영상, b) 더 높은 배율의 영상.
도 44 더 높은 정도의 재결정화도를 나타내는, 더 큰 결정립을 보이는, 650℃에서 10분 어닐링된 합금 1 샘플의 명 시야 TEM 영상: a) 더 낮은 배율의 영상, b) 더 높은 배율의 영상.
도 45 작은 분율의 변태되지 않은 영역을 가진 재결정화된 결정립을 나타내는 700℃에서 10분 어닐링된 합금 1 샘플의 명 시야 TEM 영상이며, 전자 회절은 재결정화된 결정립이 오스테나이트임을 보여준다: a) 더 낮은 배율의 영상, b) 더 높은 배율의 영상.
도 46 어닐링에서 온도에 대한 본원에서의 강철 합금의 반응을 나타내는 모델 시간 온도 변태 다이어그램(Model Time Temperature Transformation Diagram). A로 표시된 가열 곡선에서, 회복 메커니즘이 활성화된다. B로 표시된 가열 곡선에서, 회복 및 재결정화 메커니즘 둘 다가 활성화된다.
도 47 상이한 온도에서 어닐링 전후 펀칭된 견본의 인장 특성: a) 합금 1, b) 합금 9, 및 c) 합금 12.
도 48 구조 분석을 위한 샘플 위치의 개략도.
도 49 펀칭된 상태(as-punched condition)에서 합금 1 펀칭된 E8 샘플: a) 사진의 우측에 위치하고 있는 펀칭된 에지에서 삼각형의 변형 구역(deformation zone)을 보여주는 저배율 영상. 게다가, 후속 현미경 사진을 위한 근접 촬영한 영역이 제공되며, b) 변형 구역을 보여주는 더 높은 배율의 영상, c) 변형 구역으로부터 멀리 떨어진 재결정화된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상, d) 변형 구역에서 변형된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상.
도 50 650℃에서 10분 동안 어닐링한 후 합금 1 펀칭된 E8 샘플: a) 수직 방향으로 펀칭하는, 에지에서의 변형 구역을 보여주는 저배율 영상. 게다가, 후속 현미경 사진을 위한 근접 촬영한 영역이 제공된다: b) 변형 구역을 보여주는 더 높은 배율의 영상, c) 변형 구역으로부터 멀리 떨어진 재결정화된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상, d) 변형 구역에서 회복된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상.
도 51 700℃에서 10분 동안 어닐링한 후 합금 1 펀칭된 E8 샘플: a) 수직 방향으로 펀칭하는, 에지에서의 변형 구역을 보여주는 저배율 영상. 게다가, 후속 현미경 사진을 위한 근접 촬영한 영역이 제공되며, b) 변형 구역을 보여주는 더 높은 배율의 영상, c) 변형 구역으로부터 멀리 떨어진 재결정화된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상, d) 변형 구역에서 재결정화된 구조를 보여주는 더 높은 배율의 영상.
도 52 a) 합금 1, b) 합금 9, c) 합금 12로부터 다양한 속도로 펀칭된 견본에 대한 인장 특성.
도 53 펀칭된 구멍과 밀링된(milled) 구멍의 경우에 합금 1에 대한 HER 결과.
도 54 HER 시험된 견본으로부터의 SEM 현미경 검사 및 미소 경도(microhardness) 측정 샘플에 대한 절삭 계획.
도 55 미소 경도 측정 위치의 개략도.
도 56 a) EDM 절삭 및 b) 펀칭된 구멍을 가진 합금 1 HER 시험된 샘플에서 미소 경도 측정 프로파일.
도 57 구멍 펀칭 및 확장 동안에 에지 구조 변태의 진행을 입증하는, 가공 및 형성의 다양한 단계에서 합금 1에 대한 미소 경도 프로파일.
도 58 펀칭 및 밀링된 구멍을 가진 합금 1로부터 HER 시험된 샘플에 대한 미소 경도 데이터. 원은 구멍 에지에 대한 TEM 샘플의 위치를 나타낸다.
도 59 HER 시험 전 합금 1 시트 샘플에서 미세 구조의 명 시야 TEM 영상.
도 60 구멍 에지로부터 ~ 1.5 mm의 위치에서 펀칭된 구멍 (HER = 5%)을 가진 합금 1로부터의 HER 시험 샘플에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진: a) 주요 변태되지 않은 구조; b) 부분적으로 변태된 구조의 "포켓".
도 61 상이한 영역: a) 및 b)에서 구멍 에지로부터 ~ 1.5 mm의 위치에서 밀링된 구멍 (HER = 73.6%)을 가진 합금 1로부터의 HER 시험 샘플에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 62 합금 1 샘플에서의 펀칭된 구멍의 에지 근처에서 정밀한 샘플링을 위해 사용되는 집속 이온 빔(Focused Ion Beam) (FIB) 기술: a) 밀링된 TEM 샘플의 일반적인 샘플 위치를 보여주는 FIB 기술, b) 구멍 에지로부터 명시된 위치를 가진 컷-아웃(cut-out) TEM 샘플의 근접 촬영한 사진.
도 63 구멍 에지로부터 ~10 미크론의 위치에서 펀칭된 구멍을 가진 합금 1로부터의 샘플에서 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진.
도 64 펀칭된 구멍의 어닐링의 유무에 따른 합금 1에 대한 구멍 확장비 측정.
도 65 펀칭된 구멍의 어닐링의 유무에 따른 합금 9에 대한 구멍 확장비 측정.
도 66 펀칭된 구멍의 어닐링의 유무에 따른 합금 12에 대한 구멍 확장비 측정.
도 67 펀칭된 구멍의 어닐링의 유무에 따른 합금 13에 대한 구멍 확장비 측정.
도 68 펀칭된 구멍의 어닐링의 유무에 따른 합금 17에 대한 구멍 확장비 측정.
도 69 상이한 에지 상태로 시험된 합금 1의 인장 성능(tensile performance). 펀칭된 에지 상태를 가진 인장 샘플은 와이어(wire) EDM 절삭 및 펀칭과 후속 어닐링 (10분 동안 850℃) 에지 상태를 가진 인장 샘플과 비교할 때 감소된 인장 성능을 갖는다는 점을 주목한다.
도 70 에지 상태의 함수로서 합금 1의 구멍 확장비 반응에 의해 측정된 바와 같은 에지 성형성. 펀칭된 상태에서의 구멍은 와이어 EDM의 절삭 및 펀칭과 후속 어닐링 (10분 동안 850℃) 상태에서의 구멍보다 더 낮은 에지 성형성을 갖는다는 점을 주목한다.
도 71 구멍 확장비에 의해 측정된, 펀치 속도의 함수로서 합금 1 에지 성형성의 펀치 속도 의존성. 펀치 속도가 증가함에 따라 구멍 확장비가 지속적으로 증가한다는 점을 주목한다.
도 72 구멍 확장비에 의해 측정된, 펀치 속도의 함수로서 합금 9 에지 성형성의 펀치 속도 의존성. 대략 25 mm/s 펀치 속도까지 구멍 확장비의 급속한 증가 후 구멍 확장비의 점진적 증가를 주목한다.
도 73 구멍 확장비에 의해 측정된, 펀치 속도의 함수로서 합금 12 에지 성형성의 펀치 속도 의존성. 대략 25 mm/s 펀치 속도까지 구멍 확장비의 급속한 증가 후 >100 mm/s의 펀치 속도로 구멍 확장비의 지속되는 증가를 주목한다.
도 74 구멍 확장비에 의해 측정된 시판되는 2상 980 강철 에지 성형성의 펀치 속도 의존성. 구멍 확장비는 시험된 모든 펀치 속도에서 시판되는 2상 980 강철에 대해 ± 3% 편차로 일관되게 21%임을 주목한다.
도 75 플랫형이 아닌(non-flat) 펀치 기하학적 구조의 개략도: 6° 테이퍼(taper) (좌측), 7° 원뿔형(conical) (중앙) 및 원뿔형 플랫 (우측). 모든 치수는 밀리미터이다.
도 76 28 mm/s, 114 mm/s 및 228 mm/s 펀치 속도에서 합금 1에 대한 펀치 기하학적 구조의 효과. 합금 1의 경우, 펀치 기하학적 구조의 효과는 228 mm/s의 펀치 속도에서 감소한다는 점을 주목한다.
도 77 28 mm/s, 114 mm/s 및 228 mm/s 펀치 속도에서 합금 9에 대한 펀치 기하학적 구조의 효과. 7° 원뿔형 펀치 및 원뿔형 플랫 펀치는 최고의 구멍 확장비를 결과함을 주목한다.
도 78 28 mm/s, 114 mm/s 및 228 mm/s 펀치 속도에서 합금 12에 대한 펀치 기하학적 구조의 효과. 7° 원뿔형 펀치는 228 mm/s 펀치 속도에서 모든 합금에 대해 측정된 최고의 구멍 확장비를 결과한다는 점을 주목한다.
도 79 228 mm/s 펀치 속도에서 합금 1에 대한 펀치 기하학적 구조의 효과. 모든 펀치 기하학적 구조가 대략 21%의 거의 동등한 구멍 확장비를 결과한다는 점을 주목한다.
도 80 구멍 확장비에 의해 측정된 시판되는 강종(steel grade) 에지 성형성의 구멍 펀치 속도 의존성.
도 81 합금 1 및 합금 9 데이터와 함께 문헌 [Paul S.K., J Mater Eng Perform 2014; 23:3610.]로부터 선택된 시판되는 강종에 대한 데이터로 상기 문헌에 의해 예측된 바와 같은 사후 균일 신장률(post uniform elongation)및 구멍 확장비의 상관 관계.

상세한 설명

구조 및 메커니즘

본원에서의 강철 합금은 도 1A 및 도 1B에 도시된 바와 같은 구체적 메커니즘을 통해 구조 형성의 특유의 경로를 겪는다. 초기 구조 형성은 합금을 용융시키고 냉각하고 응고시키고 모달 구조 (구조 #1, 도 1A)를 가진 합금을 형성시키는 것으로 시작한다. 모달 구조는 구체적 합금의 화학적 성질(alloy chemistry)에 따라, 페라이트 결정립 (알파-Fe), 마텐자이트, 및 붕소화물 (붕소가 존재하는 경우) 및/또는 탄화물 (탄소가 존재하는 경우)을 포함하는 침전물을 함유할 수 있는 주로 오스테나이트계 매트릭스(austenitic matrix) (감마-Fe)를 나타낸다. 모달 구조의 결정립 크기는 합금의 화학적 성질 및 응고 조건에 따라 달라질 것이다. 예를 들어, 보다 두꺼운 생주물 구조 (예를 들어, 2.0 mm 이상의 두께)는 비교적 더 느린 냉각 속도 (예를 들어, 250 K/s 이하의 냉각 속도) 및 비교적 더 큰 매트릭스 결정립 크기를 결과한다. 따라서, 두께는 바람직하게는 2.0 내지 500 mm의 범위일 수 있다. 모달 구조는 바람직하게는, 실험실 주조에서 0.01 내지 5.0 μm 크기에서의 침전물, 및 결정립 크기 및/또는 2 내지 10,000 μm의 수지상 결정(dendrite) 길이를 가진 오스테나이트계 매트릭스 (감마-Fe)를 나타낸다. 매트릭스 결정립 크기 및 침전물 크기는 합금의 화학적 성질, 시작 주조 두께 및 구체적 가공 매개 변수에 따라 상업용 생산에서 10배까지 더 클 수 있다. 모달 구조를 가진 본원에서의 강철 합금은, 시작 두께 크기 및 구체적 합금의 화학적 성질에 따라, 전형적으로 하기 인장 특성, 144 내지 514 MPa의 인장 응력, 411 내지 907 MPa의 범위의 최대 인장 강도, 및 3.7 내지 24.4%의 총 연성을 나타낸다.

모달 구조 (구조 #1, 도 1A)를 가진 본원에서의 강철 합금은 강철 합금을 하나 이상의 열 및 응력 사이클에 노출시킴으로써 나노상 미세화(Nanophase Refinement) (메커니즘 #1, 도 1A)를 통해 균질화되고 미세화되어 궁극적으로는 나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A)의 형성을 야기할 수 있다. 보다 구체적으로, 모달 구조는, 2.0 mm 이상의 두께로 형성되거나, 250 K/s 이하의 냉각 속도로 형성될 때, 바람직하게는 700℃의 온도 내지 고상선 온도 (T_m) 미만의 온도로 및 두께 감소와 함께 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도로 가열한다. 강철 합금이 온도 및 응력의 연속적인 적용 동안에 기계적 변형, 및 열간 압연 동안에 발생하는 것으로 설정될 수 있는 것과 같은 두께 감소를 겪음에 따라 구조 #2로의 변태는, 중간체인 균질화된 모달 구조 (구조 #1a, 도 1A)를 통해 지속적으로 발생한다.

나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A)는 주된 오스테나이트계 매트릭스 (감마-Fe)를 갖고, 화학적 성질에 따라, 페라이트 결정립 (알파-Fe) 및/또는 침전물, 예컨대 붕소화물 (붕소가 존재하는 경우) 및/또는 탄화물 (탄소가 존재하는 경우)을 부가적으로 함유할 수 있다. 시작 결정립 크기에 따라, 나노모달 구조는 전형적으로, 실험실 주조에서 1.0 내지 200 nm의 크기에서의 침전물 및/또는 1.0 내지 100 μm의 결정립 크기를 가진 주된 오스테나이트계 매트릭스 (감마-Fe)를 나타낸다. 매트릭스 결정립 크기 및 침전물 크기는 합금의 화학적 성질, 시작 주조 두께 및 구체적 가공 매개 변수에 따라 상업용 생산에서 5배까지 더 클 수 있다. 나노모달 구조를 가진 본원에서의 강철 합금은 전형적으로 하기 인장 특성, 264 내지 574 MPa의 항복 응력, 921 내지 1413 MPa의 범위의 최대 인장 강도, 및 12.0 내지 77.7%의 총 연성을 나타낸다. 구조 #2는 바람직하게는 1 mm 내지 500 mm의 두께로 형성된다.

나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A)를 가진 본원에서의 강철 합금이 주위 온도 / 주위 온도 근처 (예를 들어 +/- 5℃에서 25℃)에서 응력을 받을 때, 동적 나노상 강화 메커니즘(Dynamic Nanophase Strengthening Mechanism) (메커니즘 #2, 도 1A)이 활성화되어 고강도 나노모달 구조 (구조 # 3, 도 1A)의 형성을 야기한다. 바람직하게는, 응력은 합금의 화학적 성질에 따라 250 내지 600 MPa의 범위로 합금의 각각의 항복 응력보다 높은 수준이다. 고강도 나노모달 구조는 전형적으로 페라이트계 매트릭스(ferritic matrix) (알파-Fe)를 나타내며, 이는, 합금의 화학적 성질에 따라, 오스테나이트 결정립 (감마-Fe), 및 붕소화물 (붕소가 존재하는 경우) 및/또는 탄화물 (탄소가 존재하는 경우)을 포함하는 침전물 결정립을 부가적으로 함유할 수 있다. 강화 변태는 준안정성 오스테나이트계 상 (감마-Fe)이 침전물과 함께 페라이트 (알파-Fe)로 변태되는 동적 공정으로서 메커니즘 #2를 정의하는 적용된 응력하에 변형 동안에 발생한다는 점을 주목한다. 시작 화학적 성질에 따라, 오스테나이트의 분율(fraction)은 안정적이며 변태되지 않을 것이라는 점을 주목한다. 전형적으로, 매트릭스의 5 부피% 만큼 낮고 95 부피% 만큼 높게 변태될 것이다. 고강도 나노모달 구조는 전형적으로, 실험실 주조에서 1.0 내지 200 nm의 크기에서의 침전물 결정립 및 25 nm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립 크기를 가진 페라이트계 매트릭스 (알파-Fe)를 나타낸다. 매트릭스 결정립 크기 및 침전물 크기는 합금의 화학적 성질, 시작 주조 두께 및 구체적 가공 매개 변수에 따라 상업용 생산에서 2배까지 더 클 수 있다. 고강도 나노모달 구조를 가진 본원에서의 강철 합금은 전형적으로 하기 인장 특성, 718 내지 1645 MPa의 항복 응력, 1356 내지 1831 MPa의 범위의 최대 인장 강도, 및 1.6 내지 32.8%의 총 연성을 나타낸다. 구조 #3은 바람직하게는 0.2 내지 25.0 mm의 두께로 형성된다.

고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A 및 도 1B)는 합금의 융점 미만으로 가열될 때 페라이트 결정립이 오스테나이트로 다시 변태하는 것과 함께 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)의 형성을 야기하는 재결정화 (메커니즘 #3, 도 1B)를 겪을 수 있는 능력을 갖는다. 나노 규모의 침전물의 부분 용해도 일어난다. 붕소화물 및/또는 탄화물의 존재는 합금의 화학적 성질에 따라 물질에서 가능하다. 완전한 변태를 위한 바람직한 온도 범위는 650℃ 내지 구체적 합금의 T_m까지 발생한다. 재결정화될 때, 구조 #4는 전위 또는 쌍결정(twin)을 거의 함유하지 않고 적층 결함(stacking fault)이 일부 재결정화된 결정립에서 발견될 수 있다. 400 내지 650℃의 더 낮은 온도에서, 회복 메커니즘이 발생할 수 있다는 점을 주목한다. 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B) 전형적으로 실험실 주조에서 1.0 내지 200 nm의 크기에서의 침전물 결정립 및 0.5 내지 50 μm의 결정립 크기를 가진 주된 오스테나이트계 매트릭스 (감마-Fe)를 나타낸다. 매트릭스 결정립 크기 및 침전물 크기는 합금의 화학적 성질, 시작 주조 두께 및 구체적 가공 매개 변수에 따라 상업용 생산에서 2배까지 더 클 수 있다. 재결정화된 모달 구조를 가진 본원에서의 강철 합금은 전형적으로 하기 인장 특성: 197 내지 1372 MPa의 항복 응력, 799 내지 1683 MPa의 범위의 최대 인장 강도, 및 10.6 내지 86.7%의 총 연성을 나타낸다.

재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 본원에서의 강철 합금은 주위 온도 / 주위 온도 근처 (예를 들어 +/- 5℃에서 25℃)에서 항복 초과의 응력을 받으면 나노상 미세화 및 강화(Nanophase Refinement & Strengthening) (메커니즘 #4, 도 1B)를 겪어 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성을 야기한다. 바람직하게는 메커니즘 #4를 개시하는 응력은 197 내지 1372 MPa의 범위로 항복 응력보다 높은 수준이다. 메커니즘 #2와 유사하게, 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)는 준안정성 오스테나이트계 상이 침전물과 함께 페라이트로 변태되어 동일한 합금에 대한 구조 #3과 비교하여 일반적으로 추가 결정립 미세화를 결과하는 동적 공정이다. 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 한 특징적 세부 특징은 미세 구조의 무작위로 분포된 "포켓"에서 상 변태 동안에 상당한 미세화가 발생하며 한편 다른 영역은 변태되지 않은 채 남아 있다는 점이다. 시작 화학적 성질에 따라, 오스테나이트의 분율은 안정적이며 안정화된 오스테나이트를 함유하는 영역은 변태되지 않을 것이라는 점을 주목한다. 전형적으로, 분포된 "포켓" 중의 매트릭스의 5 부피% 만큼 낮고 95 부피% 만큼 높게 변태될 것이다. 붕소화물 (붕소가 존재하는 경우) 및/또는 탄화물 (탄소가 존재하는 경우)의 존재는 합금의 화학적 성질에 따라 물질에서 가능하다. 미세 조직의 변태되지 않은 부분은 0.5 내지 50 μm 크기의 오스테나이트 결정립 (감마-Fe)으로 표시되며, 1 내지 200 nm의 크기의 분포된 침전물을 부가적으로 함유할 수 있다. 이들 고도로 변형된 오스테나이트계 결정립은 변형 동안에 발생하는 기존의 전위 과정으로 인해 상대적으로 많은 수의 전위를 함유하여, 높은 분율의 전위 (10⁸ 내지 10¹⁰ mm^-2)를 결과한다. 변형 동안에 미세 구조의 변태 부분은 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)를 통해 추가 침전물과 함께 미세화된 페라이트 결정립 (알파-Fe)으로 표시된다. 페라이트 (알파-Fe)의 미세화된 결정립의 크기는 실험실 주조에서 50 내지 2000 nm로 다양하며 침전물의 크기는 1 내지 200 nm의 범위이다. 매트릭스 결정립 크기 및 침전물 크기는 합금의 화학적 성질, 시작 주조 두께 및 구체적 가공 매개 변수에 따라 상업용 생산에서 2배까지 더 클 수 있다. 변태되고 고도로 미세화된 미세 구조의 "포켓"의 크기는 전형적으로 0.5 내지 20 μm로 다양하다. 미세 구조에서 변태된 영역 대 변태되지 않은 영역의 부피 분율은 오스테나이트 안정성을 포함한 합금의 화학적 성질을 변경함으로써 전형적으로 각각 95:5 비율 내지 5:95로 달라질 수 있다. 미세화된 고강도 나노모달 구조를 가진 본원에서의 강철 합금은 전형적으로 하기 인장 특성: 718 내지 1645 MPa의 항복 응력, 1356 내지 1831 MPa의 범위의 최대 인장 강도, 및 1.6 내지 32.8%의 총 연성을 나타낸다.

그 다음에, 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)를 가진 본원에서의 강철 합금을 승온에 노출시켜, 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)의 형성을 다시 야기할 수 있다. 완전한 변태를 위한 전형적인 온도 범위는 650℃ 내지 구체적 합금의 T_m까지 발생하며 (도 1B에 도시된 바와 같이), 한편 400℃ 내지 650℃ 미만의 더 낮은 온도는 회복 메커니즘을 활성화하고 부분 재결정화를 유발할 수 있다. 응력 및 가열은 목표 특성을 가진, 시트의 비교적 얇은 게이지(gauge), 비교적 작은 직경의 튜브 또는 로드(rod), 복잡한 형상의 최종 부품 등을 포함하나 이에 제한되지는 않는 원하는 생성물의 기하학적 구조를 달성하기 위해 다수회 반복할 수 있다. 따라서 물질의 최종 두께는 0.2 mm 내지 25 mm의 범위에 속할 수 있다. 입방(cubic) 침전물이 Fm3m (#225) 공간 군(space group)을 가진 모든 단계에서 본원에서의 강철 합금에 존재할 수 있음을 주목한다. 부가적인 나노 규모의 침전물이 P6_3mc 공간 군 (#186)을 가진 복육방추 부류(dihexagonal pyramidal class) 육방 상(hexagonal phase) 및/또는 육방 P6bar2C 공간 군 (#190)을 가진 복삼방 양추 부류(ditrigonal dipyramidal class)로 표시되는 동적 나노상 강화 메커니즘 (메커니즘 #2) 및/또는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4)를 통한 변형의 결과로서 형성될 수 있다. 침전물 본성 및 부피 분율은 합금 조성 및 가공 이력에 따라 달라진다. 나노침전물의 크기는 1 nm 내지 수십 나노미터 범위이나, 대부분의 경우에 20 nm 미만일 수 있다. 침전물의 부피 분율은 일반적으로 20% 미만이다.

슬라브 주조를 통한 시트 제조 동안에 메커니즘

본원에서의 강철 합금에 대한 구조 및 실현(enabling) 메커니즘은 기존 공정 흐름을 사용하는 상업용 생산에 적용 가능하다. 도 2 참조. 강철 슬라브는 일반적으로 시트의 코일(coil)인 최종 제품 형태에 도달하기 위해 다수의 후속 가공 변화와 함께 연속 주조에 의해 일반적으로 생산된다. 시트 제품으로의 슬라브 가공의 각각의 단계에 대하여 주조로부터 최종 제품으로의 본원에서의 강철 합금에서의 상세한 구조적 진화를 도 2에 도시하였다.

본원에서의 강철 합금에서 모달 구조 (구조 #1)의 형성은 합금 응고 동안에 발생한다. 모달 구조는 바람직하게는 그의 융점 초과의 범위 및 1100℃ 내지 2000℃의 범위의 온도에서 본원에서의 합금을 가열하고 합금의 용융 온도 미만으로 냉각함으로써 (이는 바람직하게는 1x10³ 내지 1x10^-3 K/s의 범위에서의 냉각에 상응함) 형성될 수 있다. 생주물 두께는 제조 방법에 따라 달라질 것이며 박 슬라브 주조(Thin Slab Casting)는 전형적으로 두께가 20 내지 150 mm의 범위이고 후 슬라브 주조(Thick Slab Casting)는 전형적으로 두께가 150 내지 500 mm의 범위이다. 따라서, 생주물 두께는 20 내지 500 mm의 범위에, 그 안의 모든 값에서, 1 ㎜ 증분으로 속할 수 있다. 따라서, 생주물 두께는 21 mm, 22 mm, 23 mm 등, 500 mm까지일 수 있다.

합금으로부터 응고된 슬라브의 열간 압연은 후 슬라브 주조의 경우에 이송 바(transfer bar) 또는 박 슬라브 주조의 경우에 코일을 생산하는 그 다음 가공 단계이다. 이 공정에서, 모달 구조는 나노상 미세화 (메커니즘 #1)를 통해 부분적으로 그리고 그 다음에 완전히 균질화된 모달 구조 (구조 #1a)로 지속적으로 변태한다. 균질화 및 그 결과로 초래된 미세화가 일단 완료되면, 나노모달 구조 (구조 #2)가 형성된다. 열간 압연 공정의 생성물인 생성된 핫 밴드(hot band) 코일은 전형적으로 두께가 1 내지 20 mm의 범위이다.

냉간 압연은 특정한 적용을 위한 목표 두께를 달성하기 위해 이용되는 시트 제조를 위해 널리 사용되는 방법이다. AHSS의 경우, 더 얇은 게이지는 통상 0.4 내지 2 mm의 범위를 목표로 한다. 보다 미세한 게이지 두께를 달성하기 위해, 냉간 압연은 패스(pass) 사이에 중간 어닐링과 함께 어닐링 없이 다수회 패스를 통해 적용될 수 있다. 패스당 전형적인 압하율(reduction)은 물질 특성 및 장비 능력에 따라 5 내지 70%이다. 중간 어닐링 전에 패스의 수는 또한 냉간 변형 동안에 물질 특성 및 변형 경화(strain hardening)의 수준에 따라 달라진다. 본원에서의 강철 합금의 경우, 냉간 압연은 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2)를 촉발하여 결과적인 시트의 광범위한 변형 경화 및 고강도 나노모달 구조 (구조 #3)의 형성을 야기할 것이다.

본원에서의 합금으로부터의 냉간 압연 시트의 특성은 합금의 화학적 성질에 따라 달라질 것이고 냉간 압연 압하율에 의해 제어되어 완전히 냉간 압연된 (즉, 경질(hard)) 제품을 산출할 수 있거나 행해져서 다양한 특성 (즉 ¼, ½, ¾ 경질 등)을 산출할 수 있다. 구체적 공정 흐름, 특히 시작 두께 및 열간 압연 게이지 감소(gauge reduction)의 양에 따라, 물질의 연성을 회복하여 추가의 냉간 압연 게이지 감소를 허용하기 위해 종종 어닐링이 필요하다. 중간체 코일은 배치 어닐링(batch annealing) 또는 연속 어닐링 라인과 같은 종래의 방법을 이용함으로써 어닐링될 수 있다. 본원에서의 강철 합금에 대한 냉간 변형된(cold deformed) 고강도 나노모달 구조 (구조 #3)는 어닐링 동안에 재결정화 (메커니즘 #3)를 겪어 재결정화된 모달 구조 (구조 #4)의 형성을 야기할 것이다. 이 단계에서, 재결정화된 코일은 합금의 화학적 성질 및 목표 시장에 따라 고급 특성 조합을 가진 최종 제품일 수 있다. 시트의 훨씬 더 얇은 게이지가 요구되는 경우에, 재결정화된 코일은 추가 냉간 압연에 적용되어 냉간 압연 / 어닐링의 1회 또는 다수회의 사이클에 의해 실현될 수 있는 목표 두께를 달성할 수 있다. 재결정화된 모달 구조 (구조 #4)를 가진 본원에서의 합금으로부터 시트의 추가 냉간 변형은 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4)를 통해 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5)로의 구조적 변태를 야기한다. 결과적으로, 최종 게이지 및 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5)를 가진 완전히 경질인 코일이 형성될 수 있거나, 사이클의 마지막 단계로서 어닐링의 경우에, 최종 게이지 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4)를 가진 시트의 코일이 또한 생산될 수 있다. 본원에서의 합금으로부터의 재결정화된 시트 코일을 임의의 유형의 냉간 변형, 예컨대 냉간 스탬핑(cold stamping), 액압 성형(hydroforming), 롤 성형(roll forming) 등에 의해 완성 부품 생산에 이용하는 경우, 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5)가 최종 제품/부품에 존재할 것이다. 최종 제품은 다양한 금속 가공 공정을 통해 제조된 무수한 부품 및 시트, 플레이트, 스트립, 파이프 및 튜브를 포함한 많은 상이한 형태일 수 있다.

에지 성형성을 위한 메커니즘

재결정화된 모달 구조 (구조 #4)에서 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5)에 그리고 그 다음에 재결정화된 모달 구조 (구조 #4)에 다시 이르는 이들 상 변태의 주기적 반복(cyclic) 본성은 본원에서의 강철 합금의 특유의 현상 및 특징 중의 하나이다. 앞서 기재한 바와 같이, 이러한 주기적 반복 특징은 시트의 상업용 제조 동안에, 특히 더 얇은 게이지 두께 (예를 들어, 0.2 내지 25 mm 범위의 두께)가 요구되는 AHSS에 적용 가능하다. 더욱이, 이들 가역성 메커니즘은 본원에서의 강철 합금의 광범위한 산업적 이용에 적용 가능하다. 본원에서의 강철 합금에 대한 이러한 적용에서 인장 및 굽힘 특성에 의해 입증된 바와 같이 벌크 시트 성형성의 예외적인 조합을 나타내지 만, 상 변태의 특유의 주기적 반복 특징은 다른 AHSS에 대한 유의한 제한 요소일 수 있는, 에지 성형성의 실현이다. 이하에 표 1은 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4)를 통해 이용 가능한 응력 및 가열 사이클을 통해 구조 및 성능 특징의 요약을 제공한다. 벌크 시트 및 에지 성형성 둘 다의 예외적인 조합을 초래하기 위해 이들 구조 및 메커니즘을 어떻게 활용할 수 있는 지가 본원에서 후술될 것이다.

<표 1>

본문(Main Body)

본원에서의 합금의 화학 조성을 표 2에 나타냈고, 이 표는 이용된 바람직한 원자비를 제공한다.

<표 2>

상기에서 알 수 있는 바와 같이, 본원에서의 합금은 50 원자% 이상의 Fe를 갖는 철계 금속 합금이다. 보다 바람직하게는, 본원에서의 합금은 명시된 원자%로 하기 원소를 포함하거나, 하기 원소로 본질적으로 이루어지거나, 하기 원소로 이루어지는 것으로 기재될 수 있다: Fe (61.30 내지 83.14 원자%); Si (0 내지 7.02 원자%); Mn (0 내지 15.86 원자%); B (0 내지 6.09 원자%); Cr (0 내지 18.90 원자%); Ni (0 내지 8.68 원자%); Cu (0 내지 2.00 원자%); C (0 내지 3.72 원자%). 게다가, 본원에서의 합금은 이들이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상 이상, 또는 적어도 5종 이상, 또는 적어도 6종 이상의 원소를 포함한다는 것임을 인식할 수 있다. 가장 바람직하게는, 본원에서의 합금은 이들이 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 및 C와 함께 50 원자% 이상의 수준으로 Fe를 포함하거나, 그로 본질적으로 이루어지되거나, 그로 이루어진다는 것이다.

합금 실험실 가공

표 2의 합금의 실험실 가공은 산업용 생산의 각각의 단계를 모델링하기 위해 행해졌으나 훨씬 더 작은 규모로 행해졌다. 이 공정의 주요 단계는 하기, 즉 주조, 터널 퍼니스 가열(tunnel furnace heating), 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링을 포함한다.

주조

합금을 표 2의 원자비에 따라 공지된 화학적 성질 및 불순물 함량을 가진 시판되는 철 첨가제 분말(ferroadditive powder)을 사용하여 3,000 내지 3,400 그램 범위의 충전물에 계량 공급하였다. 충전물을 지르코니아 코팅된 실리카 도가니에 로딩하고 이를 인두테름(Indutherm) VTC800V 진공 틸트 주조기(vacuum tilt casting machine)에 배치하였다. 그 다음에 주조기는 주조 및 용융 챔버를 비우고 용융물의 산화를 방지하기 위해 주조하기 전에 수회 대기압까지 아르곤으로 다시 채웠다. 용융물은, 합금 조성 및 충전물 질량에 따라 대략 5.25 내지 6.5분, 완전히 용융될 때까지 14 kHz RF 유도 코일(induction coil)로 가열하였다. 마지막 고형물이 용융된 것을 관찰한 후에 추가 30 내지 45초 동안 가열하여 과열(superheat)을 제공하고 용융 균질성(melt homogeneity)을 보장하도록 하였다. 그 다음에 주조기는 용융 및 주조 챔버를 비우고, 도가니를 기울이고 수냉식 구리 다이(water cooled copper die)에서 50 mm 두께, 75 내지 80 mm 폭, 및 125 mm 깊이 채널에 용융물을 부었다. 챔버를 대기압까지 아르곤으로 채우기 전에 용융물을 200초 동안 진공하에 냉각하였다. 2종의 상이한 합금으로부터 실험실 주조된 슬라브의 예시적인 사진을 도 3에 나타냈다.

터널 퍼니스 가열

열간 압연 전에, 실험실용 슬라브를 루시퍼(Lucifer) EHS3GT-B18 퍼니스에 로딩하여 가열하였다. 퍼니스 설정값은 합금 융점에 따라 1100℃ 내지 1250℃로 다르다. 슬라브는 열간 압연 전에 40분 동안 소킹(soaking)하여 슬라브가 반드시 목표 온도에 도달하도록 하였다. 열간 압연 패스 사이에 슬라브는 4분 동안 퍼니스에 반환시켜 슬라브를 재가열할 수 있게 하였다.

열간 압연

예열된 슬라브를 터널 퍼니스에서 펜 모델(Fenn Model) 061 이단 압연기(2 high rolling mill)로 밀어넣었다. 50 mm 슬라브는 바람직하게는, 공기 냉각되기 전에 상기 압연기를 통해 5 내지 8회 패스 동안 열간 압연되었다. 초기 패스 후 각각의 슬라브는 7.5 내지 10 mm의 최종 두께로 80 내지 85% 감소되었다. 냉각 후, 각각의 생성된 시트를 절단(section)하고, 기저부 190 mm를 상기 압연기를 통해 3 내지 4회의 추가 패스 동안 열간 압연하여, 플레이트를 1.6 내지 2.1 mm의 최종 두께로 72 내지 84%로 추가로 감소시켰다. 열간 압연 후 2종의 상이한 합금으로부터 실험실 주조된 슬라브의 예시적인 사진을 도 4에 나타냈다.

냉간 압연

열간 압연 후, 생성된 시트를 산화알루미늄으로 매체 블라스팅(media blasting)하여 압연기 스케일(mill scale)을 제거한 다음에 펜 모델 061 이단 압연기 상에서 냉간 압연하였다. 냉간 압연은 다수회 패스를 취하여 전형적으로 1.2 mm의 목표 두께로 시트의 두께를 감소시킨다. 열간 압연 시트를 최소한의 갭(gap)이 도달될 때까지 꾸준히 감소하는 롤 갭(roll gap)에서 상기 압연기에 공급하였다. 물질이 아직 게이지 목표(gauge target)에 도달하지 않은 경우, 1.2 mm 두께가 도달될 때까지 최소한의 갭에서 추가 패스를 사용하였다. 실험실 밀 능력(laboratory mill capability)의 한계로 인해 많은 수의 패스를 적용하였다. 2종의 상이한 합금으로부터의 냉간 압연 시트의 예시적인 사진을 도 5에 나타냈다.

어닐링

냉간 압연 후, 인장 시험 견본(tensile specimen)을 와이어 EDM을 통해 냉간 압연 시트로부터 절삭하였다. 그 다음에 이들 견본을 표 3에 열거된 상이한 매개 변수로 어닐링하였다. 어닐링 1a, 1b, 2b를 루시퍼 7HT-K12 박스 퍼니스(box furnace)에서 수행하였다. 어닐링 2a 및 3을 카메오 모델(Cameo Model) G-ATM-12FL 퍼니스에서 수행하였다. 공기 정규화된(air normalized) 견본을 사이클의 종료시 퍼니스로부터 제거하고 공기 중에서 실온으로 냉각하였다. 퍼니스 냉각된 견본의 경우, 어닐링의 종료시 퍼니스를 셧오프(shut off)하여 샘플을 퍼니스로 냉각할 수 있게 하였다. 열처리는 시범 설명(demonstration)을 위해 선택되었지만 범위를 제한하려는 의도는 아니다. 각각의 합금에 대한 융점 바로 아래까지의 고온 처리가 가능하다는 점을 주목한다.

<표 3>

합금 특성

네취 페가수스(Netzsch Pegasus) 404 시차 주사 열량계 (DSC)상에서 응고된 상태의(as-solidified) 주조 슬라브에 대해 본원에서의 합금의 열 분석을 수행하였다. 합금의 샘플을 알루미나 도가니에 로딩한 다음에 이를 DSC에 로딩하였다. 그 다음에 DSC는 챔버를 비우고 대기압까지 아르곤으로 다시 채웠다. 그 다음에 아르곤의 일정한 퍼지(purge)를 시작하고, 지르코늄 게터(zirconium getter)를 가스 흐름 경로에 설치하여 시스템 내의 산소량을 추가로 감소시켰다. 샘플을 완전히 용융될 때까지 가열하고, 완전히 응고될 때까지 냉각한 다음에, 용융을 통해 10℃/분으로 재가열하였다. 고상선, 액상선 및 피크 온도의 측정은 제2 용융으로부터 수행하여, 평형 상태에서의 물질의 대표적인 측정을 반드시 보장하도록 하였다. 표 2에 열거된 합금에서, 용융은 합금의 화학적 성질에 따라 ~1111℃로부터의 초기 용융 및 ~1476℃까지의 최종 용융 온도로 일단계 또는 다단계로 발생한다 (표 4). 용융 거동에서의 변화는 그의 화학적 성질에 따라 합금의 응고시 복소 위상 형성을 반영한다.

<표 4>

합금의 밀도는 공기 및 증류수 둘 다에서의 계량이 가능한 특수 제작된 저울로 아르키메데스(Archimedes) 방법을 사용하여 열간 압연 물질의 9 mm 두께 단편(section)에 대해 측정하였다. 각각의 합금의 밀도는 표 5에 표로 만들었고 7.57 내지 7.89 g/cm³의 범위로 밝혀졌다. 이 방법의 정확도는 ±0.01 g/cm³이다.

<표 5>

인스트론의 블루힐(Instron's Bluehill) 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 3369 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립(bottom grip)은 고정되었고 상단 그립(top grip)은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계(Instron's Advanced Video Extensometer)를 사용하여 변형률 데이터(strain data)를 수집하였다. 표 3에 열거된 파라미터로 어닐링한 후 표 2에 열거된 합금의 인장 특성을 표 6 내지 표 10에 이하에 나타냈다. 최대 인장 강도는 799 내지 1683 MPa로 다양할 수 있고 인장 신장률은 6.6 내지 86.7%로 다양할 수 있다. 항복 응력은 197 내지 978 MPa의 범위이다. 본원에서의 강철 합금의 기계적 특성 값은 합금의 화학적 성질 및 가공 조건에 따라 달라질 것이다. 열처리에서의 변화는 특정한 합금의 화학적 성질의 가공을 통해 가능한 특성 변화를 추가로 예증한다.

<표 6>

<표 7>

<표 8>

<표 9>

<표 10>

사례 실시예

사례 실시예 #1: 합금 1에서 구조 발달 경로

50 mm의 두께를 가진 실험실용 슬라브를 합금 1로부터 주조한 다음에, 이를 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 5분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 합금의 미세 구조를 SEM, TEM 및 x-선 분석에 의해 가공의 각각의 단계에서 조사하였다.

SEM 연구를 위해, 슬라브 샘플의 횡단면을 감소된 그릿(grit) 크기로 SiC 연마지 상에서 연삭한 다음에, 1 μm에 이르기까지 다이아몬드 매체 페이스트(diamond media paste)로 점진적으로 연마하였다. 0.02 μm 그릿 SiO₂ 용액으로 최종 연마를 행하였다. 미세 구조를 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드(Carl Zeiss SMT Inc.)에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 SEM에 의해 조사하였다. TEM 견본을 제조하기 위해, 샘플을 EDM에 의해 먼저 절삭한 다음에, 감소된 그릿 크기의 패드로 매회 연삭함으로써 시닝(thinning)하였다. 9 μm, 3 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁 용액 각각으로 연마함으로써 60 내지 70 μm 두께의 호일(foil)을 제조하기 위해 추가의 시닝을 행하였다. 직경이 3 mm인 디스크(disc)를 호일로부터 펀칭하고 트윈-제트 연마기(twin-jet polisher)를 사용하여 전해연마로 최종 연마를 완료하였다. 사용된 화학 용액은 메탄올 기재에 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위해 불충분한 얇은 영역의 경우에, TEM 견본은 가탄 정밀 이온 연마 시스템(Gatan Precision Ion Polishing System) (PIPS)을 사용하여 이온-밀링(ion-milling)할 수 있었다. 이온-밀링은 통상 4.5 keV에서 행하였고, 경사각을 4°에서 2°로 감소시켜 얇은 영역을 개방하였다. 200 kV에서 작동하는 JEOL 2100 고해상도 현미경(high-resolution microscope)을 사용하여 TEM 연구를 행하였다. Cu Kα x-선 관을 갖추고 40 mA의 필라멘트 전류로 45 kV에서 작동되는 패널리티컬 엑스'퍼트(Panalytical X'Pert) MPD 회절계를 사용하여 X-선 회절을 행하였다. 스캔을 스텝 사이즈(step size) 0.01° 및 25° 내지 95° 2-세타로 시행하였으며 여기서 규소(silicon)를 혼입하여 기기 제로 각 이동(instrument zero angle shift)을 조정하였다. 그 다음에, 생성된 스캔을 후속적으로 시로퀀트(Siroquant) 소프트웨어를 사용하여 리트벨트 분석을 사용하여 분석하였다.

모달 구조를 응고 후 50 mm 두께를 가진 합금 1 슬라브에서 형성시켰다. 모달 구조 (구조 #1)는 몇몇 상으로 구성된 수지상 구조로 표시된다. 도 6a에서, 후방 산란 SEM 영상은 암 콘트라스트(dark contrast)로 나타낸 수지상 아암(arm)을 나타내며, 한편 매트릭스 상은 명 콘트라스트(bright contrast)이다. 작은 주조 기공(pore)은 SEM 현미경 사진에서 나타내진 바와 같이 (흑색 구멍) 발견된다는 점을 주목한다. TEM 연구는 매트릭스 상이 적층 결함을 가진 주로 오스테나이트 (감마-Fe)임을 보여준다 (도 6b). 적층 결함의 존재는 면심 입방 구조 (오스테나이트)를 나타낸다. TEM은 다른 상이 모달 구조에서 형성될 수 있다는 것을 또한 시사한다. 도 6c에 나타낸 바와 같이, 선택된 전자 회절 패턴에 따라 체심 입방 구조 (알파-Fe)를 가진 페라이트 상으로서 확인되는 암상(dark phase)이 발견된다. X-선 회절 분석은 합금 1의 모달 구조가 오스테나이트, 페라이트, 철 망간 화합물 및 일부 마텐자이트를 함유하고 있음을 보여준다 (도 7). 일반적으로 오스테나이트는 합금 1 모달 구조에서 지배적인 상이나, 상업용 생산 동안에 냉각 속도와 같은 다른 인자가 다양한 부피 분율을 가진 마텐자이트와 같은 2차 상의 형성에 영향을 줄 수 있다

<표 11>

승온에서 모달 구조 (구조 #1, 도 1A)를 가진 합금 1의 변형은 모달 구조의 균질화 및 미세화를 유도한다. 이 경우에 열간 압연이 적용되었으나 열간 압연, 열간 프레싱(hot pressing), 열간 단조(hot forging), 열간 압출(hot extrusion)을 포함하나 그에 제한되지는 않는 다른 공정이 유사한 효과를 달성할 수 있다. 열간 압연 동안에, 모달 구조에서의 수지상 결정은 파쇄되고 미세화되어, 균질화된 모달 구조 (구조 #1a, 도 1A)의 형성을 초기에 야기한다. 열간 압연 동안에 미세화는 동적 재결정화와 함께 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 1A)를 통해 발생한다. 균질화된 모달 구조는 열간 압연을 반복적으로 적용함으로써 점진적으로 미세화되어, 나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A) 형성을 야기할 수 있다. 도 8a는 1250℃에서 50 mm 내지 ~1.7 mm로 열간 압연된 후 합금 1의 후방 산란 SEM 현미경 사진을 나타낸다. 크기가 수십 미크론의 블록이 열간 압연 동안에 동적 재결정화로부터 생성되며, 결정립의 내부는 상대적으로 매끈한데(smooth), 이는 더 적은 양의 결함을 나타내는 것임을 알 수 있다. TEM은 도 8b에 나타낸 바와 같이, 크기가 수백 나노미터 미만인 서브-결정립(sub-grain)이 형성됨을 추가로 밝혀냈다. X-선 회절 분석은 열간 압연 후 합금 1의 나노모달 구조는 도 9 및 표 12에 나타낸 바와 같이 페라이트 및 철 망간 화합물과 같은 다른 상과 함께, 오스테나이트를 주로 함유하고 있음을 보여준다.

<표 12>

나노모달 구조를 가진 합금 1의 주위 온도에서의 추가 변형 (즉, 냉간 변형)은 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 1A)를 통해 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A)로의 변태를 유발한다. 냉간 변형은 냉간 압연 및, 인장 변형, 또는 다른 유형의 변형, 예컨대 펀칭, 압출, 스탬핑 등에 의해 달성될 수 있다. 냉간 변형 동안에, 합금의 화학적 성질에 따라, 나노모달 구조에서의 오스테나이트의 대부분이 결정립 미세화로 페라이트로 변태된다. 도 10a는 냉간 압연 합금 1의 후방 산란 SEM 현미경 사진을 나타낸다. 열간 압연 후 나노모달 구조의 매끈한 결정립과 비교하여, 냉간 변형된 결정립은 거친데, 이는 결정립 내에 심한 소성 변형을 나타내는 것이다. 합금의 화학적 성질에 따라, 도 10a에 표시된 바와 같이, 특별히 냉간 압연에 의해 일부 합금에서 변형 쌍결정이 생성될 수 있다. 도 10b는 냉간 압연 합금 1에서 미세 구조의 TEM 현미경 사진을 나타낸다. 변형에 의해 발생된 전위 이외에도, 상 변태로 인한 미세화된 결정립도 또한 발견될 수 있음을 알 수 있다. 선상 조직(banded structure)은 냉간 압연에 의해 유발된 변형 쌍결정과 관련되며, 도 10a에서 이들에 상응한다. X-선 회절은 냉간 압연 후 합금 1의 고강도 나노모달 구조가 도 11 및 표 13에 나타낸 바와 같이 잔류 오스테나이트 및 철 망간 화합물 이외에도 상당한 양의 페라이트 상을 함유하고 있음을 보여준다.

<표 13>

재결정화는 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)로 변태되는 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A 및 1B)를 가진 냉간 변형된 합금 1의 열처리시에 발생한다. 어닐링 후 합금 1의 TEM 영상은 도 12에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 날카롭고 직선인 경계를 가진 등축 결정립이 구조에 존재하며, 결정립에는 재결정화의 특징적 세부 특징인 전위가 없다. 어닐링 온도에 따라, 재결정화된 결정립의 크기는 0.5 내지 50 μm 범위일 수 있다. 게다가, 전자 회절에서 나타난 바와 같이, 오스테나이트는 재결정화 후 지배적인 상이다. 어닐링 쌍결정이 때때로 결정립에서 발견되나, 적층 결함이 가장 자주 보인다. TEM 영상에 나타난 적층 결함의 형성은 오스테나이트의 면심 입방 결정 구조에 전형적이다. 도 13에서의 후방 산란 SEM 현미경 사진은 10 μm 미만의 크기를 가진 등축 재결정화된 결정립을 나타내며, TEM과 일치한다. SEM 영상에서 보여지는 결정립의 상이한 콘트라스트 (암 또는 명)는 결정립의 결정 배향이 무작위임을 시사하는데, 그 이유는 이 경우에 콘트라스트가 결정립 배향에서 주로 비롯되기 때문이다. 결과적으로, 이전의 냉간 변형에 의해 형성된 임의의 텍스처가 제거된다. X-선 회절은 어닐링 후 합금 1의 재결정화된 모달 구조가 도 14 및 표 14에 나타낸 바와 같이 소량의 페라이트 및 철 망간 화합물과 함께, 주로 오스테나이트 상을 함유하고 있음을 보여준다.

<표 14>

재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 합금 1이 주위 온도에서 변형될 때, 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)가 활성화되어 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성을 야기한다. 이 경우에, 변형은 인장 시험의 결과이고 시험 후의 인장 시험 샘플의 게이지 단편(gage section)을 분석하였다. 도 15는 변형된 합금 1의 미세 구조의 명 시야 TEM 현미경 사진을 나타낸다. 어닐링 후 재결정화된 모달 구조에서 초기에 거의 전위가 없는 매트릭스 결정립과 비교하여, 응력의 적용은 매트릭스 결정립 내에 고밀도의 전위를 발생시킨다. 인장 변형 (50% 초과의 인장 신장률을 가짐)의 말미에, 많은 수의 전위의 축적이 매트릭스 결정립에서 관찰된다. 도 15a에 나타낸 바와 같이, 일부 영역 (예를 들어, 도 15a의 하부 부분의 영역)에서, 전위는 셀 구조를 형성하고, 매트릭스는 오스테나이트 상태로 남는다. 전위 밀도가 충분히 높은 다른 영역에서, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 (예를 들어, 도 15a의 상부 및 우측 부분)가 유도되어 실질적인 구조 미세화를 결과한다. 도 15b는 변태된 미세화된 미세 구조의 국소적인 "포켓"을 나타내며 선택된 영역의 전자 회절 패턴은 페라이트에 상응한다. 무작위로 분포된 "포켓"의 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 구조적 변태는 본원에서의 강철 합금의 특징적 세부 특징이다. 도 16은 미세화된 고강도 나노모달 구조의 후방 산란 SEM 영상이다. 재결정화된 모달 구조와 비교하여, 매트릭스 결정립의 경계가 덜 분명해지며, 매트릭스가 명백하게 변형된다. 비록 변형된 결정립의 세부 사항이 SEM에 의해 밝혀질 수는 없긴 하지만, 변형에 의해 유발된 변화는 TEM 영상에서 입증된 재결정화된 모달 구조와 비교하여 막대하다. X-선 회절은 인장 변형 후 합금 1의 미세화된 고강도 나노모달 구조가 상당한 양의 페라이트 및 오스테나이트 상을 함유하고 있음을 보여준다. 페라이트 상 (알파-Fe)의 매우 넓은 피크가 XRD 패턴에서 보이는데, 이는 상의 상당한 미세화를 시사하는 것이다. 철 망간 화합물이 또한 존재한다. 게다가, 도 17 및 표 15에 나타낸 바와 같이, 인장 시험 샘플의 게이지 단편에서 공간 군 #186 (P6_3mc)을 가진 육방 상이 확인되었다.

<표 15>

이 사례 실시예는 합금 1을 포함한 표 2에 열거된 합금이 도 1A 및 도 1B에 도시된 신규한 실현 메커니즘을 가진 구조 발달 경로를 나타내어, 나노 규모의 특징을 가진 특유의 미세 구조를 야기함을 입증하는 것이다.

사례 실시예 #2: 합금 2에서 구조 발달 경로

50 mm의 두께를 가진 실험실용 슬라브를 합금 2로부터 주조한 다음에, 이를 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 합금의 미세 구조를 SEM, TEM 및 x-선 분석에 의해 가공의 각각의 단계에서 조사하였다.

SEM 연구를 위해, 슬라브 샘플의 횡단면을 감소된 그릿 크기로 SiC 연마지 상에서 연삭한 다음에, 1 μm에 이르기까지 다이아몬드 매체 페이스트로 점진적으로 연마하였다. 0.02 μm 그릿 SiO₂ 용액으로 최종 연마를 행하였다. 미세 구조를 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 SEM에 의해 조사하였다. TEM 견본을 제조하기 위해, 샘플을 EDM에 의해 먼저 절삭한 다음에, 감소된 그릿 크기의 패드로 매회 연삭함으로써 시닝하였다. 9 μm, 3 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁 용액 각각으로 연마함으로써 ~60 μm 두께의 호일을 제조하기 위해 추가의 시닝을 행하였다. 직경이 3 mm인 디스크를 호일로부터 펀칭하고 트윈-제트 연마기를 사용하여 전해연마로 최종 연마를 완수하였다. 사용된 화학 용액은 메탄올 기재에 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위해 불충분한 얇은 영역의 경우에, TEM 견본은 가탄 정밀 이온 연마 시스템 (PIPS)을 사용하여 이온-밀링할 수 있다. 이온-밀링은 통상 4.5 keV에서 행하였고, 경사각을 4°에서 2°로 감소시켜 얇은 영역을 개방하였다. 200 kV에서 작동하는 JEOL 2100 고해상도 현미경을 사용하여 TEM 연구를 행하였다. Cu Kα x-선 관을 갖추고 40 mA의 필라멘트 전류로 45 kV에서 작동되는 패널리티컬 엑스'퍼트 MPD 회절계를 사용하여 X-선 회절을 행하였다. 스캔을 스텝 사이즈 0.01° 및 25° 내지 95° 2-세타로 시행하였으며 여기서 규소를 혼입하여 기기 제로 각 이동을 조정하였다. 그 다음에, 생성된 스캔을 후속적으로 시로퀀트 소프트웨어를 사용하여 리트벨트 분석을 사용하여 분석하였다.

모달 구조 (구조 #1, 도 1A)는 50 mm 두께에서 주조된 합금 2 슬라브에서 형성되며, 이는 수지상 구조를 특징으로 한다. 붕소화물 상 (M₂B)의 존재로 인해, 수지상 구조는 붕화물이 존재하지 않는 합금 1에서보다 더 분명하다. 도 18a는 (암 콘트라스트에서) 경계에서 붕소화물을 가진 (명 콘트라스트에서) 수지상 매트릭스를 보이는 모달 구조의 후방 산란 SEM를 나타낸다. TEM 연구는 매트릭스 상이 적층 결함을 가진 오스테나이트 (감마-Fe)로 구성되어 있음을 보여준다 (도 18b). 합금 1과 유사하게, 적층 결함의 존재는 매트릭스 상이 오스테나이트임을 나타낸다. 또한, 오스테나이트 매트릭스 상의 경계에서 18b에서 어둡게 나타난 붕소화물 상이 TEM에서 나타났다. 도 19 및 표 16에서의 X-선 회절 분석 데이터는 모달 구조가 오스테나이트, M₂B, 페라이트, 및 철 망간 화합물을 함유하고 있음을 보여준다. 합금 1과 유사하게, 오스테나이트는 합금 2 모달 구조에서 지배적인 상이나, 다른 상이 합금의 화학적 성질에 따라 존재할 수 있다.

<표 16>

도 1A의 순서도에 이어서, 승온에서 모달 구조 (구조 #1, 도 1A)를 가진 합금 2의 변형은 모달 구조의 균질화 및 미세화를 유도한다. 이 경우에 열간 압연이 적용되었으나 열간 프레싱, 열간 단조, 열간 압출을 포함하나 그에 제한되지는 않는 다른 공정이 유사한 효과를 달성할 수 있다. 열간 압연 동안에, 모달 구조에서의 수지상 결정은 파쇄되고 미세화되어, 균질화된 모달 구조 (구조 #1a, 도 1A)의 형성을 초기에 야기한다. 열간 압연 동안에 미세화는 동적 재결정화와 함께 나노상 미세화 (메커니즘 #1, 도 1A)를 통해 발생한다. 균질화된 모달 구조는 열간 압연을 반복적으로 적용함으로써 점진적으로 미세화되어, 나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A) 형성을 야기할 수 있다. 도 20a는 열간 압연 합금 2의 후방 산란 SEM 현미경 사진을 나타낸다. 합금 1과 유사하게, 수지상 모달 구조는 균질화되며 한편 붕소화물 상은 매트릭스 내에 무작위로 분포된다. TEM은 매트릭스 상이 열간 압연 동안에 동적 재결정화의 결과로서 부분적으로 재결정화됨을 보여준다. 매트릭스 결정립은 500 nm 정도이며, 이는 붕소화물의 피닝(pinning) 효과로 인해 합금 1에서보다 더 미세하다. X-선 회절 분석은 열간 압연 후 합금 2의 나노모달 구조는 도 21 및 표 17에 나타낸 바와 같이 페라이트 및 철 망간 화합물과 같은 다른 상과 함께, 오스테나이트 및 M₂B를 주로 함유하고 있음을 보여준다.

<표 17>

나노모달 구조를 가진 합금 2의 그러나 주위 온도에서의 변형 (즉, 냉간 변형)은 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 1A)를 통해 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A)로의 변태를 야기한다. 냉간 변형은 냉간 압연 및, 인장 변형, 또는 다른 유형의 변형, 예컨대 펀칭, 압출, 스탬핑 등에 의해 달성될 수 있다. 냉간 변형 동안에 합금 2에서와 유사하게, 나노모달 구조에서의 오스테나이트의 대부분이 결정립 미세화로 페라이트로 변태된다. 도 22a는 냉간 압연 합금 2의 후방 산란 SEM 현미경 사진을 나타낸다. 변형은 붕소화물 상 주위의 매트릭스 상에 집중되어 있다. 도 22b는 냉간 압연 합금 2의 TEM 현미경 사진을 나타낸다. 미세화된 결정립은 상 변태로 인해 발견될 수 있다. 비록 변형 쌍결정은 SEM 영상에서 덜 분명하긴 하지만, TEM은 변형 쌍결정이 합금 1과 유사하게, 냉간 압연 후 발생됨을 보여준다. X-선 회절은 냉간 압연 후 합금 2의 고강도 나노모달 구조가 도 23 및 표 18에 나타낸 바와 같이 M₂B, 잔류 오스테나이트 및 공간 군 #186 (P6_3mc)을 가진 신규한 육방 상 이외에도 상당한 양의 페라이트 상을 함유하고 있음을 보여준다.

<표 18>

재결정화는 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)로 변태되는 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A 및 1B)를 가진 냉간 변형된 합금 2의 어닐링시에 발생한다. 어닐링 후 합금 2의 재결정화된 미세 구조는 도 24에 TEM 영상에 의해 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 날카롭고 직선인 경계를 가진 등축 결정립이 구조에 존재하며, 결정립에는 재결정화의 특징적 세부 사항인 전위가 없다. 재결정화된 결정립의 크기는 일반적으로 붕소화물 상의 피닝 효과로 인하여 5 μm 미만이나, 더 높은 어닐링 온도에서 더 큰 결정립이 가능하다. 게다가, 전자 회절은 도 26b에 나타낸 바와 같이, 오스테나이트가 재결정화 후 지배적인 상이며 적층 결함이 오스테나이트에 존재함을 보여준다. 적층 결함의 형성은 면심 입방 결정 오스테나이트 상의 형성을 또한 나타내는 것이다. 도 25에서의 후방 산란 SEM 현미경 사진은 5 μm 미만의 크기를 가진 등축 재결정화된 결정립을 보여주며, 여기서 붕소화물 상이 무작위하게 분포되어 있다. SEM 영상에서 보여지는 결정립의 상이한 콘트라스트 (암 또는 명)는 결정립의 결정 배향이 무작위임을 시사하는데, 그 이유는 이 경우에 콘트라스트가 결정립 배향에서 주로 비롯되기 때문이다. 결과적으로, 이전의 냉간 변형에 의해 형성된 임의의 텍스처가 제거된다. X-선 회절은 어닐링 후 합금 2의 재결정화된 모달 구조가 도 26 및 표 19에 나타낸 바와 같이 M₂B, 소량의 페라이트, 및 공간 군 #186 (P6_3mc)을 가진 육방 상과 함께, 주로 오스테나이트 상을 함유하고 있음을 보여준다.

<표 19>

재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)의 변형은 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)를 통해 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성을 야기한다. 이 경우에, 변형은 인장 시험의 결과이고 시험 후의 인장 시험 샘플의 게이지 단편을 분석하였다. 도 27은 변형된 합금 2의 미세 구조의 현미경 사진을 나타낸다. 합금 1과 유사하게, 어닐링 후 재결정화된 모달 구조에서 초기에 전위가 없는 매트릭스 결정립은 응력의 적용시 고밀도의 전위로 채워지고, 일부 결정립에서 전위의 축적은 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태를 활성화하여, 실질적인 미세화를 야기한다. 도 27a에 나타낸 바와 같이, 크기가 100 내지 300 nm인 미세화된 결정립은 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 발생한 국소적인 "포켓"에 나타나 있다. 매트릭스 결정립의 "포켓"에서의 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 구조적 변태는 본원에서의 강철 합금의 특징적 세부 사항이다. 도 27b는 미세화된 고강도 나노모달 구조의 후방 산란 SEM 영상이다. 유사하게, 매트릭스가 변형된 후에 매트릭스 결정립의 경계가 덜 분명해진다. X-선 회절은 비록 재결정화된 모달 구조에서와 같이 4개의 상이 남아 있긴 하지만 상당한 양의 오스테나이트가 페라이트로 변태되었음을 보여준다. 인장 변형 후 합금 2의 변태는 미세화된 고강도 나노모달 구조의 형성을 결과하였다. 페라이트 상 (α파-Fe)의 매우 넓은 피크가 XRD 패턴에서 보이는데, 이는 상의 상당한 미세화를 시사하는 것이다. 합금 1에서와 같이, 도 28 및 표 20에 나타낸 바와 같이, 인장 시험 샘플의 게이지 단편에서 공간 군 #186 (P6_3mc)을 가진 신규한 육방 상이 확인되었다.

<표 20>

이 사례 실시예는 합금 2를 포함한 표 2에 열거된 합금이 도 1A 및 1B에 도시된 메커니즘을 가진 구조 발달 경로를 나타내어, 나노 규모의 특징을 가진 특유의 미세 구조를 야기함을 입증하는 것이다.

사례 실시예 #3: 가공의 각각의 단계에서의 인장 특성

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 21에 열거된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 3369 기계적 시험 프레임 상에서 가공의 각각의 단계에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다.

합금을 표 2의 원자비에 따라 공지된 화학적 성질 및 불순물 함량을 가진 시판되는 철 첨가제 분말을 사용하여 3,000 내지 3,400 그램 범위의 충전물에 계량 공급하였다. 충전물을 지르코니아 코팅된 실리카 도가니에 로딩하고 이를 인두테름 VTC800V 진공 틸트 주조기에 배치하였다. 그 다음에 주조기는 주조 및 용융 챔버를 비우고 용융물의 산화를 방지하기 위해 주조하기 전에 수회 대기압까지 아르곤으로 다시 채웠다. 용융물은, 합금 조성 및 충전물 질량에 따라 대략 5.25 내지 6.5분, 완전히 용융될 때까지 14 kHz RF 유도 코일로 가열하였다. 마지막 고형물이 용융된 것을 관찰한 후에 추가 30 내지 45초 동안 가열하여 과열을 제공하고 용융 균질성을 보장하도록 하였다. 그 다음에 주조기는 용융 및 주조 챔버를 비우고 도가니를 기울이고 수냉식 구리 다이에서 50 mm 두께, 75 내지 80 mm 폭, 및 125 mm 깊이 채널에 용융물을 부었다. 챔버를 대기압까지 아르곤으로 채우기 전에 용융물을 200초 동안 진공하에 냉각하였다. 인장 시험 견본을 와이어 EDM에 의해 생주물 슬라브로부터 절삭하고 인장 시험하였다. 인장 시험의 결과를 표 21에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 생주물 상태에서 본원에서의 합금의 최대 인장 강도 411 내지 907 MPa로 다양하다. 인장 신장률은 3.7 내지 24.4%로 다양하다. 항복 응력은 144 내지 514 MPa의 범위에서 측정된다.

열간 압연 전에, 실험실 주조된 슬라브를 루시퍼 EHS3GT-B18 퍼니스에 로딩하여 가열하였다. 퍼니스 설정값은 합금 융점에 따라 1000℃ 내지 1250℃로 다르다. 슬라브는 열간 압연 전에 40분 동안 소킹하여 반드시 목표 온도에 도달하도록 하였다. 열간 압연 패스 사이에 슬라브는 4분 동안 퍼니스에 반환시켜 슬라브를 재가열할 수 있게 하였다. 예열된 슬라브를 터널 퍼니스로부터 펜 모델 061 이단 압연기로 밀어넣었다. 50 mm 주조물은 열간 압연의 제1 캠페인(campaign)으로서 정의되는 공기 냉각되기 전에 상기 압연기를 통해 5 내지 8회 패스 동안 열간 압연되었다. 이 캠페인 후 슬라브 두께는 80.4 내지 87.4%로 감소되었다. 냉각 후, 생성된 시트 샘플을 190 mm 길이로 절단하였다. 이들 단편을 상기 압연기를 통해 추가 3회 패스 동안 2.1 내지 1.6 mm의 최종 두께로 73.1 내지 79.9%의 압하율로 열간 압연하였다. 본원에서의 각각의 합금에 대한 열간 압연 조건에 대한 상세한 정보를 표 22에 제공하였다. 인장 시험 견본을 와이어 EDM에 의해 열간 압연 시트로부터 절삭하고 인장 시험하였다. 인장 시험의 결과를 표 22에 나타냈다. 열간 압연 후, 본원에서의 합금의 최대 인장 강도는 921 내지 1413 MPa로 다양하다. 인장 신장률은 12.0 내지 77.7%로 다양하다. 항복 응력은 264 내지 574 MPa의 범위에서 측정된다. 도 1A에서 구조 2 참조.

열간 압연 후, 생성된 시트를 산화알루미늄으로 매체 블라스팅하여 압연기 스케일을 제거한 다음에 펜 모델 061 이단 압연기 상에서 냉간 압연하였다. 냉간 압연은 다수회 패스를 취하여 일반적으로 1.2 mm의 목표 두께로 시트의 두께를 감소시킨다. 열간 압연 시트를 최소한의 갭이 도달될 때까지 꾸준히 감소하는 롤 갭에서 상기 압연기에 공급하였다. 물질이 아직 게이지 목표에 도달하지 않은 경우, 목표 두께가 도달될 때까지 최소한의 갭에서 추가 패스를 사용하였다. 본원에서의 각각의 합금에 대한 패스의 수와 함께 냉각 압연 조건을 표 23에 열거하였다. 인장 시험 견본을 와이어 EDM에 의해 냉간 압연 시트로부터 절삭하고 인장 시험하였다. 인장 시험의 결과를 표 23에 나타냈다. 냉간 압연은 1356 내지 1831 MPa의 범위의 최대 인장 강도로 상당한 강화를 야기한다. 냉간 압연 상태에서 본원에서의 합금의 인장 신장률은 1.6 내지 32.1%로 다양하다. 항복 응력은 793 내지 1645 MPa의 범위에서 측정된다. 우리의 경우에 실험실 밀 능력에 의해 제한되는 더 큰 냉간 압연 압하율 (>40%)에 의해 본원에서의 합금에서 더 높은 최대 인장 강도 및 항복 응력이 달성될 수 있을 것으로 예상된다. 더 큰 압연력(rolling force)으로 인해, 최대 인장 강도는 적어도 2000 MPa까지 증가될 수 있고 항복 강도는 적어도 1800 MPa까지 증가될 수 있을 것으로 예상된다.

인장 시험 견본을 와이어 EDM을 통해 냉간 압연 시트로부터 절삭하고 루시퍼 7HT-K12 박스 퍼니스에서 850℃에서 10분 동안 어닐링하였다. 샘플을 사이클의 종료시 퍼니스로부터 제거하고 공기 중에서 실온으로 냉각하였다. 인장 시험의 결과를 표 24에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 본원에서의 합금의 어닐링 동안에 재결정화는 939 내지 1424 MPa의 범위의 최대 인장 강도와 15.8 내지 77.0%의 인장 신장률의 특성 조합을 결과한다. 항복 응력은 420 내지 574 MPa의 범위에서 측정된다. 도 29 내지 도 31은 각각 합금 1, 합금 13, 및 합금 17에 대한 각각의 가공 단계에서 플로팅된(plotted) 데이터를 나타낸다.

<표 21>

<표 22>

<표 23>

<표 24>

이 사례 실시예는 도 1A 및 1B에 나타낸 특유의 메커니즘 및 구조적 경로로 인해, 본원에서의 강철 합금의 구조 및 생성된 특성은 광범위하게 변화하여 3세대(3^th Generation) AHSS의 개발을 야기할 수 있음을 입증하는 것이다.

사례 실시예 #4 냉간 압연 및 재결정화 동안에 주기적 반복 가역성(Cyclic Reversibility)

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 합금 1 및 2로부터 실험실 주조하고, 합금 1 시트의 경우는 2.31 mm 그리고 합금 2 시트의 경우는 2.35 mm의 최종 두께를 가진 시트로 열간 압연하였다. 주조 및 열간 압연 절차는 본 출원의 본문 섹션에 기재되어 있다. 각각의 합금으로부터 생성된 열간 압연 시트를 냉간 압연/어닐링 사이클을 통한 주기적 반복 구조/특성 가역성의 시범 설명을 위해 사용하였다.

각각의 합금으로부터의 열간 압연 시트를 냉간 압연 및 어닐링의 3회 사이클에 적용하였다. 각각의 사이클에서 열간 압연 및 냉간 압연 전후의 시트 두께 및 압하율을 표 25에 나타냈다. 850℃에서 10분 동안의 어닐링을 각각의 냉간 압연 후 적용하였다. 인장 시험 견본을 초기 열간 압연 상태 및 사이클링의 각각의 단계에서 시트로부터 절삭하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 3369 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다.

인장 시험의 결과는 합금 1 및 합금 2에 대해 도 32에 플로팅하였으며, 이는 냉간 압연은 합금 1에서 1500 MPa의 평균 최대 인장 강도 및 합금 2에서 1580 MPa의 평균 최대 인장 강도로 각각의 사이클에서 두 합금 모두의 상당한 강화를 결과함을 보여준다. 냉간 압연 합금 둘 다 열간 압연 상태과 비교하여 연성의 손실을 나타낸다. 그러나, 각각의 사이클에서 냉간 압연 후 어닐링은 높은 연성과 함께 동일한 수준으로의 인장 특성 회복을 결과한다.

각각 시험된 샘플에 대한 인장 특성을 표 26 및 표 27에 각각 합금 1 및 합금 2에 대해 열거하였다. 알 수 있는 바와 같이, 합금 1은 50.0 내지 52.7%의 연성 및 264 내지 285 MPa의 항복 응력과 함께 열간 압연 상태에서 1216 내지 1238 MPa의 최대 인장 강도를 갖는다. 냉간 압연 상태에서, 최대 인장 강도는 각각의 사이클에서 1482 내지 1517 MPa의 범위에서 측정되었다. 연성은 열간 압연 상태에서의 것과 비교하여 718 내지 830 MPa의 상당히 더 높은 항복 응력과 함께 28.5 내지 32.8%의 범위로 일관되게 밝혀졌다.

각각의 사이클에서 어닐링은 1216 내지 1270 MPa의 최대 인장 강도와 함께 47.7 내지 59.7%의 범위로 연성의 회복을 결과하였다. 냉간 압연 및 어닐링 후의 항복 응력은 냉간 압연 후의 것보다 더 낮고 431 내지 515 MPa의 범위에서 측정되었으나 이는 초기 열간 압연 상태에의 것보다 더 높다.

사이클링을 통해 냉간 압연 물질과 어닐링된 물질 사이에 특성 가역성을 가진 유사한 결과가 합금 2에 대해 관찰되었다 (도 32b). 초기 열간 압연 상태에서, 합금 2는 41.9 내지 48.2%의 연성 및 454 내지 480 MPa의 항복 응력과 함께 1219 내지 1277 MPa의 최대 인장 강도를 갖는다. 각각의 사이클에서 냉간 압연은 20.3 내지 24.1%의 범위로의 연성 감소와 함께 1553 내지 1598 MPa의 최대 인장 강도로의 물질 강화를 결과한다. 항복 응력은 912 내지 1126 MPa로 측정되었다. 각각의 사이클에서 어닐링한 후, 합금 2는 46.9 내지 53.5%의 연성과 함께 1231 내지 1281 MPa의 최대 인장 강도를 갖는다. 각각의 사이클에서 냉간 압연 및 어닐링 후 합금 2의 항복 응력은 열간 압연 상태에서의 것과 유사하고 454 내지 521 MPa로 다양하다.

<표 25>

<표 26>

* 그립(grip)에서 빠져 나간 견본 / 데이터는 이용할 수 없다

<표 27>

* 그립에서 빠져 나간 견본 / 데이터는 이용할 수 없다

이 사례 실시예는 냉간 압연 후 표 2에 열거된 합금에서 형성된 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A)가 어닐링을 적용함으로써 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 초래할 수 있음을 입증하는 것이다. 이 구조는 냉간 압연 또는 다른 냉간 변형 접근법을 통해 추가로 변형되어 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)를 겪어 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성을 야기할 수 있다. 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)는 결국 재결정화될 수 있고 공정은 다중 사이클을 통해 완전한 구조/특성 가역성을 가진 상태로 다시 시작될 수 있다. 가역성이 되는 메커니즘의 능력은 변형에 의해 유발된 임의의 손상 후 특성 회복뿐만 아니라 AHSS 사용시 중량 감소에 중요한 더 미세한 게이지를 초래할 수 있게 한다.

사례 실시예 #5 굽힘 능력(Bending Ability)

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 28에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. ~ 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여 본원에서의 합금의 굽힘 반응(bending response)을 평가하였다.

굽힘 시험을 ISO 7438 국제 표준 금속 재료(International Standard Metallic materials)-굽힘 시험 (International Organization for Standardization, 2005)에 요약된 사양에 따라 인스트론 W-6810 가이드된(guided) 굽힘 시험 고정 장치(fixture)를 갖춘 인스트론 5984 인장 시험 플랫폼을 사용하여 수행하였다. 시험 견본을 20 mm x 55 mm x 시트 두께의 치수로 와이어 EDM에 의해 절삭하였다. 어떠한 특수한 에지 제조를 샘플에 행하지 않았다. 굽힘 시험을 인스트론 W-6810 가이드된 굽힘 시험 고정 장치를 갖춘 인스트론 5984 인장 시험 플랫폼을 사용하여 수행하였다. 굽힘 시험을 ISO 7438 국제 표준 금속 재료-굽힘 시험 (International Organization for Standardization, 2005)에 요약된 사양에 따라 수행하였다.

시험 견본을 도 33에 나타낸 바와 같이 고정 장치 지지대에 놓고 정형재로 밀어서 시험을 수행하였다.

지지대 사이의 거리 l은 다음 수학식으로 시험 동안에 ISO 7438에 따라 고정되었다:

굽힘 전에, 견본을 시험 고정 장치와의 마찰을 감소시키기 위해 3 in 1 오일로 양면에 윤활 처리하였다. 1 mm 직경의 정형재로 이 시험을 수행하였다. 정형재는 균열이 나타날 때까지 또는 180 °까지 상이한 각도로 지지대의 중간에서 아래쪽으로 밀어졌다. 물질의 자유 소성 유동(free plastic flow)을 허용하기 위해 굽힘력(bending force)을 서서히 적용하였다. 변위 속도는 일정한 각속도(angular rate)를 가지며 그에 따라 적용되도록 각각의 시험의 스팬 갭(span gap)에 기초하여 계산되었다.

확대경(magnifying aids)을 사용하지 않고도 균열이 보이지 않으면 시험편이 굽힘 시험을 견뎠다는 증거로 간주하였다. 균열이 검출되면, 굽힘 각도(bend angle)는 굽힘의 기저부에서 디지털 각도기를 사용하여 수동으로 측정하였다. 그 다음에 시험 견본을 고정 장치에서 제거하고 굽힘 반경의 외부의 균열을 조사하였다. 균열의 시작은 힘-변위 곡선으로부터 결정적으로 결정될 수 없었으며 대신에 손전등으로부터의 조명으로 직접 관찰하여 쉽게 결정되었다.

본원에서의 합금의 굽힘 반응의 결과를 초기 시트 두께, 시트 두께에 대한 정형재 반경의 비율 (r/t) 및 균열 전 최대 굽힘 각도를 포함하여 표 28에 열거하였다. 표 28에 열거된 모든 합금은 90°굽힘 각도에서 균열을 보이지 않았다. 본원에서의 합금의 대부분은 균열 없이 180° 각도로 구부러지는 능력을 갖는다. 180°로 굽힘 시험한 후의 합금 1로부터의 샘플의 예를 도 34에 나타냈다.

<표 28>

AHSS는 자동차 및 기타 용도를 위한 복잡한 부품으로 제조되기 위해, 벌크 시트 성형성 및 에지 시트 성형성 둘 다를 나타낼 필요가 있다. 이 사례 실시예는 굽힘 시험을 통해 표 2에서의 합금의 양호한 벌크 시트 성형성을 입증하는 것이다.

사례 실시예 #6 펀칭된 에지 대 EDM 절삭 인장 특성

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 29에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여, 와이어 방전 가공 (와이어-EDM)에 의해 인장 시험 견본을 절삭함으로써 (이는 기계적 특성의 손상 없이 에지의 형성 및 전단의 제어 상태 또는 상대적 결여를 나타냄) 및 펀칭함으로써 (전단으로 인한 기계적 특성 손실을 확인하기 위해) 합금 특성에 대한 에지 손상의 영향을 평가하였다. 전단 (물질 단면과 동일 평면 상에 응력의 부과)은 다수의 가공 옵션, 예컨대 피어싱, 천공, 절삭 또는 크로핑 (주어진 금속 부품의 말단(end)의 컷오프)에 의해 여기에서 발생할 수 있다는 것을 인식하여야 한다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 와이어 EDM 절삭 및 펀칭 둘 다를 사용하여 제조하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다. 선택한 합금에 대해 인장 데이터를 표 29에 나타냈으며 도 35a에 도시하였다. 특성의 감소가 시험된 모든 합금에 대해 관찰되었으나, 이 감소의 수준은 합금의 화학적 성질에 따라 상당히 다양하다. 표 30은 와이어 EDM 절삭 샘플에서의 것과 비교하여 펀칭된 샘플에서의 연성의 비교를 요약한 것이다. 도 35b에서, 상응하는 인장 곡선은 오스테나이트 안정성의 함수로서 기계적 거동을 나타내는 선택된 합금에 대해 나타낸 것이다. 본원에서의 선택된 합금의 경우, 오스테나이트 안정성은 높은 연성을 나타내는 합금 12에서 최고이며 높은 강도를 나타내는 합금 13에서 최저이다. 상응하여, 합금 12는 펀칭된 견본 대 EDM 절삭 (29.7% 대 60.5%, 표 30)에서 연성의 손실이 가장 낮은 것으로 나타났으며, 한편 합금 13은 펀칭된 견본 대 EDM 절삭 (5.2% 대 39.1%, 표 30)에서 연성의 손실이 가장 높은 것으로 나타났다. 오스테나이트 안정성이 더 낮은 합금으로부터의 펀칭된 견본에서 높은 에지 손상이 발생한다.

<표 29>

<표 30>

표 30으로부터 알 수 있는 바와 같이, EDM 절삭은, 전단 에지 없이, 확인된 합금의 최적의 기계적 특성을 대표하는 것으로 간주되며, 상기 합금은 구조 #4 (재결정화된 모달 구조)라고 추정될 정도로 가공하였다. 따라서, 펀칭으로 인한 전단 에지를 갖는 샘플은 ASTM E8 기하학적 구조를 갖는 펀칭된 샘플의 인장 신장률 측정에 의해 반영된 바와 같이 연성의 상당한 하락을 나타낸다. 합금 1의 경우, 인장 신장률은 초기에 47.2%이며 그 다음에 8.1%로 하락한다 (82.8% 하락). 펀칭에서 EDM 절삭 (E2/E1)까지의 연성의 하락은 0.57 내지 0.05로 다양하다.

펀칭 및 EDM 절삭 후의 에지 상태는 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 SEM에 의해 분석하였다. EDM 절삭 후 견본 에지의 전형적인 외관은 도 36a의 합금 1에 대해 나타냈다. EDM 절삭 방법은 절삭 에지의 손상을 최소화하여 어떠한 유해 에지 효과 없이 물질의 인장 특성을 측정할 수 있게 한다. 와이어-EDM 절삭에서, 일련의 급속히 되풀이하여 발생하는 전류 방전 / 스파크에 의해 에지로부터 물질을 제거하고, 이 경로에 의해 에지가 실질적인 변형 또는 에지 손상 없이 형성된다. 펀칭 후 전단 에지의 외관을 도 36b에 나타냈다. 에지의 상당한 손상은 펀칭 동안에 심한 변형을 겪는 파단 구역(fracture zone)에서 발생하여 제한된 연성을 가진 미세화된 고강도 나노모달 구조로의 전단 영향 구역(shear affected zone)에서의 구조적 변태를 야기하며 (도 37b), 한편 재결정화된 모달 구조는 EDM 절삭 에지 근처에서 관찰되었다 (도 37a).

이 사례 실시예는 와이어-EDM 절삭의 경우에 인장 특성은 펀칭 후의 것과 비교하여 상대적으로 더 높은 수준에서 측정됨을 입증하는 것이다. EDM 절삭과는 대조적으로, 인장 시험 견본의 펀칭은 인장 특성 감소를 결과하는 상당한 에지 손상을 초래한다. 펀칭 동안에 본원에서의 시트 합금의 상대적인 과도한 소성 변형은 감소된 연성을 가진 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 구조적 변태를 야기하여 에지에서의 조기 균열 및 상대적으로 더 낮은 특성 (예를 들어 신장률 및 인장 강도의 감소)을 야기한다. 인장 특성에서의 이러한 하락의 크기는 오스테나이트 안정성과의 상관 관계에서 합금의 화학적 성질에 따라 달라지는 것으로 또한 관찰되었다.

사례 실시예 #7 펀칭된 에지 대 EDM 절삭 인장 특성 및 회복

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 31에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여, 펀칭된 인장 시험 견본의 어닐링에 의한 에지 손상 회복을 입증하였다. 본 발명의 광범위한 맥락에서, 어닐링은 퍼니스 열처리, 유도 열처리 및/또는 레이저 열처리를 포함하나 그에 제한되지는 않는 다양한 방법에 의해 달성될 수 있다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 와이어 EDM 절삭 및 펀칭 둘 다를 사용하여 제조하였다. 그 다음에, 펀칭된 인장 시험 견본의 일부를 10분 동안 850℃의 회복 어닐링을 수행한 후, 공기 냉각하여, 펀칭 및 전단 손상에 의해 손실된 특성을 회복시키는 능력을 확인하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다. 선택한 합금에 대해 인장 시험 결과를 표 31에 나타냈으며 도 38에 도시하였는데, 이는 어닐링 후 펀칭된 샘플에서 실질적인 기계적 특성 회복을 보여준다.

예를 들어, 명시된 합금 1의 경우에, 인장 시험 샘플로 EDM 절삭할 때, 인장 신장률 평균값은 약 47.2%이다. 전술한 바와 같이, 펀칭되어 따라서 전단 에지를 함유할 때, 이러한 에지를 가진 샘플의 인장 시험은 이러한 신장률 값의 상당한 하락, 즉 메커니즘 #4 및 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성으로 인해 단지 약 8.1%의 평균값을 나타냈으며, 이는 전단이 발생하는 에지 부분에 주로 존재하지만, 그럼에도 불구하고 인장 시험에서 벌크 특성 측정에 반영된다. 그러나, 도 1B에서의 메커니즘 #3을 대표하는 어닐링시, 및 구조 #4 (재결정화된 모달 구조, 도 1B)로의 전환시 인장 신장률 특성이 복원된다. 합금 1의 경우에, 인장 신장률은 약 46.2%의 평균값으로 되돌아간다. 어닐링의 유무에 따른 합금 1로부터의 펀칭된 견본에 대한 예시적인 인장 응력-변형 곡선을 도 39에 나타냈다. 표 32에, 평균 인장 특성 및 인장 신장률에서 잃고 얻은 평균치의 요약을 제공하였다. 개개의 손실 및 이득은 평균 손실보다 더 큰 확산(spread)인 점을 주목한다. 따라서, 본 개시내용의 맥락에서, 전단될 경우 인장 신장률의 초기 값 (E₁)을 갖는 본원에서의 합금은, E₂= (0.57 내지 0.05) (E₁)인, E₂의 값으로의 신장률 특성의 하락을 나타낼 수 있다. 그 다음에, 합금의 화학적 성질에 따라 450℃ 내지 최대 T_m까지의 온도 범위에서 가열/어닐링하여 바람직하게 완수되는, 메커니즘 #3의 적용시, E₂의 값은 신장률 값 E₃ =(0.48 내지 1.21)(E₁)으로 회복된다.

<표 31>

<표 32>

인장 시험 견본의 펀칭은 에지 손상 및 물질의 인장 특성 저하를 결과한다. 펀칭 동안에 본원에서의 시트 합금의 소성 변형은 감소된 연성을 가진 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 구조적 변태를 야기하여 에지에서의 조기 균열 및 상대적으로 더 낮은 특성 (예를 들어 신장률 및 인장 강도의 감소)을 야기한다. 이 사례 실시예는 특유의 구조 가역성으로 인해, 표 2에 열거된 합금에서의 에지 손상은 어닐링에 의해 실질적으로 회복가능하여, 합금의 화학적 성질 및 가공에 따라 달라지는 완전 또는 부분적 특성 복원과 함께, 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B) 형성을 다시 야기함을 입증하는 것이다. 예를 들어, 합금 1에 의해 예시된 바와 같이, 펀칭하고 전단하여 전단 에지를 생성시키는 것은 약 1310 MPa (전단/손상된 에지 없는 EDM 절삭 샘플)의 평균값에서 678 MPa의 평균값까지 인장 강도를 감소시키는 것 (45 내지 50%의 하락)으로 관찰된다. 어닐링시, 인장 강도는 약 1308 MPa의 평균값으로 회복되며, 이는 1310 MPa의 원래 값의 95% 이상의 범위이다. 유사하게, 인장 신장률은 초기에 약 47.1%의 평균에서 8.1%의 평균 수치로 하락하고 (약 80 내지 85%까지 감소), 어닐링 및 메커니즘 #3으로서 도 1B에 나타낸 것을 행하면, 인장 신장률은 46.1%의 평균값으로 회복한다 (47.1%의 신장률 값의 90% 이상의 회복).

사례 실시예 #8 온도가 회복 및 재결정화에 미치는 영향

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 합금 1로부터 실험실 주조하고 2 mm의 두께에 이르기까지 열간 압연하고 대략 40%의 압하율로 냉간 압연함으로써 실험실 가공하였다. ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 냉간 압연 시트로부터 와이어 EDM 절삭에 의해 제조하였다. 인장 시험 견본의 일부를 450 내지 850℃의 범위의 상이한 온도 범위에서 10분 동안 어닐링한 후, 공기 냉각하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다. 어닐링 온도에 따라 달라지는 변형 거동의 변화(transition)를 나타내는 인장 시험 결과를 도 40에 나타냈다. 냉간 압연의 공정 동안에, 일단 변형률이 증가함에 따라 항복 응력이 초과되면, 오스테나이트에서 페라이트로의 연속 변태에 더하여 나노 규모의 육방 상의 하나 이상의 유형을 포함하는, 동적 나노상 강화 (메커니즘 #2, 도 1A) 또는 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)가 발생한다. 이 변태와 동시에, 전위 메커니즘에 의한 변형은 변태 이전과 이후에 매트릭스 결정립에서도 발생한다. 그 결과는 나노모달 구조 (구조 #2, 도 1A)로부터 고강도 나노모달 구조 (구조 #3, 도 1A)로 또는 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)로부터 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 미세 구조의 변화이다. 냉간 변형 동안에 발생하는 구조 및 특성 변화는 도 40a의 인장 곡선에서 볼 수 있는 바와 같이 어닐링 매개 변수에 따라 어닐링에 의해 다양한 정도로 역전될 수 있다. 도 40b에서, 인장 곡선으로부터의 상응하는 항복 강도는 열처리 온도의 함수로서 제공된다. 어떠한 어닐링도 없이 냉각 압연 후 항복 강도는 1141 MPa에서 측정된다. 나타낸 바와 같이, 부분적 및 완전 회복 및 부분적 및 완전 재결정화를 포함할 수 있는, 물질의 어떻게 어닐링되는 지에 따라, 항복 강도는 500℃ 어닐링에서 1372MPa로부터 850℃ 어닐링에서 458 MPa에 이르기까지 광범위하게 달라질 수 있다.

어닐링시 인장 특성에 따른 미세 구조 회복을 보여주기 위해, TEM 연구를 상이한 온도에서 어닐링된 선택된 샘플에 대해 수행하였다. 비교를 위해, 여기서는 기준선으로 냉간 압연 시트를 포함시켰다. 50 mm 두께의 실험실 주조된 합금 1 슬라브를 사용하였으며, 슬라브는 대략 2 mm 두께로 80.8% 및 78.3%의 두 단계에 의해 1250℃에서 열간 압연한 다음에, 1.2 mm 두께의 시트로 37%로 냉각 압연하였다. 냉간 압연 시트를 450℃, 600℃, 650℃ 및 700℃에서 각각 10분 동안 어닐링하였다. 도 41은 냉간 압연 상태의(as-cold rolled) 합금 1 샘플의 미세 구조를 나타낸다. 전형적인 고강도 나노모달 구조는 냉간 압연 후 형성되는 데, 여기서 강한 텍스처의 존재와 함께 고밀도의 전위가 발생한다는 것을 알 수 있다. 450℃에서 10분 동안의 어닐링은 재결정화 및 고강도 나노모달 구조의 형성을 야기하지 않는데, 그 이유는 미세 구조가 냉간 압연 구조의 것과 유사하게 남아 있고 압연 텍스처는 불변인 채로 있기 때문이다 (도 42). 냉간 압연 샘플을 600℃에서 10분 동안 어닐링할 때, TEM 분석은 재결정화의 시작의 신호인, 매우 작은 단리된(isolated) 결정립을 보여준다. 도 43에 나타낸 바와 같이, 어닐링 후에 100 nm 정도의 단리된 결정립이 생성되며, 한편 전위 네트워크를 가진 변형된 구조의 영역도 또한 존재한다. 650℃에서 10분 동안의 어닐링은 더 큰 재결정화된 결정립을 보이는데, 이는 재결정화의 진행을 시사하는 것이다. 비록 변형된 영역의 분율은 감소되긴 하지만, 도 44에 나타낸 바와 같이 변형된 구조가 계속해서 보인다. 700℃에서 10분의 어닐링은 도 45에 표시된 바와 같이, 더 크고 더 깔끔한(cleaner) 재결정화된 결정립을 보여준다. 선택된 전자 회절은 이들 재결정화된 결정립이 오스테나이트 상임을 보여준다. 변형된 구조의 영역은 더 낮은 온도에서 어닐링된 샘플과 비교하여 더 작다. 전체 샘플에 대한 조사는 대략 10% 내지 20% 영역이 변형된 구조에 의해 점유됨을 시사한다. 더 낮은 온도에서 더 높은 온도로 어닐링된 샘플에서 TEM에 의한 재결정화의 진행은 도 40에 나타낸 인장 특성의 변화에 탁월하게 상응한다. 이들 저온 어닐링된 샘플 (예컨대 600℃ 미만)은 주로 고강도 나노모달 구조를 유지하여, 감소된 연성을 야기한다. 재결정화된 샘플 (예컨대 700℃에서)은 850℃에서 완전히 재결정화된 샘플과 비교하여, 대부분의 신장률을 회복한다. 이들 온도 사이의 어닐링은 연성을 부분적으로 회복시킨다.

변형 거동에서의 변화 및 회복의 차이 이면의 한 이유는 도 46의 모델 TTT 다이아그램에 의해 설명된다. 이전에 기재한 바와 같이, 냉간 가공 동안에 형성된 페라이트의 매우 미세한 / 나노 규모의 결정립은 어닐링 동안에 오스테나이트로 재결정화하고 나노침전물의 일부 분율은 재용해된다. 동시에, 변형 경화의 효과는 다양한 공지된 메커니즘에 의해 전멸되는, 전위 네트워크 및 엉킴(tangle), 쌍정립계(twin boundaries) 및 소각 입계(small angle boundaries)로 제거된다. 도 46에서 모델 온도, 시간 변태 (TTT) 다이아그램의 가열 곡선 (A)에 의해 나타낸 바와 같이, 저온 (특히 합금 1의 경우 650℃ 미만)에서는 재결정화 없이 단지 회복이 발생할 수 있다 (즉 회복은 전위 밀도의 감소에 대한 언급임).

환언하면, 본 발명의 광범위한 맥락에서, 전단 및 전단 에지의 형성 효과, 및 기계적 특성에 대한 그와 연관된 부정적인 영향은 도 46에 나타낸 바와 같이, 450℃ 내지 650℃까지의 온도에서 적어도 부분적으로 회복될 수 있다. 게다가, 650℃ 및 합금의 Tm 미만까지에서, 재결정화가 발생할 수 있고, 이는 또한 전단 에지의 형성으로 인해 손실된 기계적 강도를 복원시키는 데 기여한다.

따라서, 이 사례 실시예는 냉간 압연 동안에 변형시, 전위 기반 메커니즘과 함께 특유의 메커니즘 #2 또는 #3 (도 1A)을 통해 동적 변형 경화 및 상 변태를 포함하는 동시 공정이 발생함을 입증하는 것이다. 가열시, 미세 구조는 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)로 역전될 수 있다. 그러나, 저온에서, 단지 전위 회복이 일어나는 경우에는 이러한 역전 과정이 일어나지 않을 수 있다. 따라서, 표 2에서의 합금의 특유의 메커니즘으로 인해, 다양한 외부 열처리를 사용하여 펀칭 / 스탬핑으로부터의 에지 손상을 회복시킬 수 있다.

사례 실시예 #9 펀칭된 에지 회복의 온도 영향

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 33에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여, 온도의 함수로서 어닐링 후 펀칭된 에지 손상 회복을 입증하였다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 펀칭에 의해 제조하였다. 그 다음에, 선택된 합금으로부터 펀칭된 인장 시험 견본의 일부를 450 내지 850℃의 범위의 상이한 온도 범위에서 10분 동안 회복 어닐링을 수행한 후, 공기 냉각하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다.

인장 시험 결과를 표 32와 도 47에 나타냈다. 알 수 있는 바와 같이, 650℃ 이상의 온도에서 어닐링한 후에 완전한 또는 거의 완전한 특성 회복이 달성되었는데, 이는 구조가 펀칭 후 손상된 에지에서 완전히 또는 거의 완전히 재결정화됨 (즉 도 1B에서 구조 #5에서 구조 #4로의 구조의 변화)을 시사하는 것이다. 예를 들어, 어닐링 온도가 650℃ 내지 T_m까지의 범위에 있을 때, 손상된 에지에서 재결정화의 수준이 90% 이상의 수준이 될 것으로 고려된다. 더 낮은 어닐링 온도 (예를 650℃ 미만의 온도)는 완전한 재결정화를 결과하지 않으며 사례 실시예 #8에 기재하고 도 46에 도시된 바와 같이 부분적 회복 (즉 전위 밀도의 감소)을 야기한다.

상이한 온도에서 펀칭 및 어닐링의 결과로서 전단 에지에서의 합금 1에서의 미세 구조 변화를 SEM에 의해 조사하였다. 도 48에 나타낸 바와 같이, 펀칭된 상태에서 및 650℃ 및 700℃에서 어닐링한 후 전단 에지 근처에서 ASTM E8 펀칭된 인장 시험 견본으로부터 횡단면 샘플을 절삭하였다.

SEM 연구를 위해, 횡단면 샘플을 감소된 그릿 크기로 SiC 연마지 상에서 연삭한 다음에, 1 μm에 이르기까지 다이아몬드 매체 페이스트로 점진적으로 연마하였다. 0.02 μm 그릿 SiO₂ 용액으로 최종 연마를 행하였다. 미세 구조를 칼 차이스 SMT 인코퍼레이티드에 의해 제조된 EVO-MA10 주사 전자 현미경을 사용하여 SEM에 의해 조사하였다.

도 49는 펀칭된 상태에서 에지에서 미세 구조의 후방 산란 SEM 영상을 나타낸다. 전단 영향 구역에서 떨어진 영역에서 재결정화된 미세 구조와 대조적으로, 미세 구조가 전단 영향 구역 (즉, 에지에 가까운 백색 콘트라스트를 가진 삼각형)에서 변형되고 변태됨을 알 수 있다. 인장 변형과 유사하게, 펀칭에 의해 유발되는 전단 영향 구역에서의 변형은 나노상 미세화 및 강화 메커니즘을 통해 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)를 생성시킨다. 그러나, 어닐링은 펀칭된 ASTM E8 견본의 인장 특성을 회복시키며, 이는 어닐링 동안에 전단 영향 구역에서의 미세 구조 변화와 관련된다. 도 50은 650℃에서 10분 동안 어닐링된 샘플의 미세 구조를 나타낸다. 펀칭된 상태의 샘플과 비교하여, 전단 영향 구역은 더 적은 콘트라스트로 더 작아지는데, 이는 전단 영향 구역에서의 미세 구조가 샘플의 중앙에서의 미세 구조 쪽으로 진화함을 시사하는 것이다. 고배율 SEM 영상은 일부 매우 작은 결정립이 핵 생성되나, 재결정화가 전단 영향 구역을 거쳐 대규모로 일어나지 않음을 보여준다. 재결정화는 대부분의 전위가 전멸되는 초기 단계에 있을 가능성이 있다. 비록 구조가 완전히 재결정화되지는 않긴 하지만, 인장 특성은 실질적으로 회복된다 (표 32 및 도 47a). 700℃에서 10분 동안의 어닐링은 전단 영향 구역의 완전한 재결정화를 야기한다. 도 51에 나타낸 바와 같이, 전단 영향 구역에서의 콘트라스트는 상당히 감소하였다. 고배율 영상은 명확한 결정립계(grain boundary)를 가진 등축 결정립이 전단 영향 구역에서 형성됨을 보여주는데, 이는 완전한 재결정화를 나타내는 것이다. 결정립 크기는 샘플의 중앙에서의 것보다 작다. 중앙에 있는 결정립은 견본의 펀칭 전 850℃에서 10분 동안 어닐링한 후 재결정화로부터 생긴다는 점을 주목한다. 전단 영향 구역이 완전히 재결정화되므로, 표 32 및 47a에 나타낸 바와 같이, 인장 특성은 완전히 회복된다.

인장 시험 견본의 펀칭은 에지 손상을 결과하여 물질의 인장 특성을 저하시킨다. 펀칭 동안에 본원에서의 시트 합금의 소성 변형은 감소된 연성을 가진 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로의 구조적 변태를 야기하여, 에지에서 조기 균열을 야기한다. 이 사례 실시예는 이 엣지 손상이 넓은 범위의 산업용 온도에 걸쳐 상이한 어닐링에 의해 부분적으로 / 완전히 회복될 수 있음을 입증하는 것이다.

<표 33>

사례 실시예 #10 펀칭 속도가 펀칭된 에지 특성 가역성에 미치는 영향

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 34에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여, 펀칭 속도의 함수로서 에지 손상 회복을 입증하였다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 28 mm/s, 114 mm/s, 및 228 mm/s의 세 가지 상이한 속도로 펀칭에 의해 제조하였다. 동일한 물질로부터의 와이어 EDM 절삭 견본을 참조용으로 사용하였다. 그 다음에, 선택된 합금으로부터 펀칭된 인장 시험 견본의 일부를 850℃에서 10분 동안 회복 어닐링을 수행한 후, 공기 냉각하였다. 인스트론의 블루힐 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 0.012 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다. 선택된 합금에 대해, 인장 시험 결과는 표 34에 열거하고 펀칭 속도의 함수로서 인장 특성을 도 52에 도시하였다. 인장 특성은 펀칭된 샘플에서 와이어 EDM 절삭의 경우의 것과 비교하여 상당히 하락함이 보인다. 펀칭 속도의 28 mm/s에서 228 mm/s로의 증가는 모든 3종의 선택된 합금의 특성의 증가를 야기한다. 구멍을 펀칭하는 동안 또는 에지를 전단하는 동안에 국부적인 열 발생은 펀칭 속도가 증가함에 따라 증가하는 것으로 알려져 있으며, 더 높은 속도에서 펀칭된 견본에서 에지 손상 회복의 한 인자가 될 수 있다. 열 단독이 에지 손상 회복을 유발하는 것이 아니라 발생된 열에 대한 물질의 반응에 인해 가능해질 것이라는 점을 주목한다. 시판되는 강철 샘플에 대한 본 출원에서의 표 2에 함유된 합금에 대한 반응의 차이는 사례 실시예 15 및 17에 명확하게 예증되어 있다.

<표 34>

이 사례 실시예는 펀칭 속도가 본원에서의 강철 합금에서 생성된 인장 특성에 상당한 영향을 미칠 수 있음을 입증하는 것이다. 펀칭에서 국부적인 열 발생은 에지 근처에서 구조의 회복의 한 인자가 될 수 있어 특성 개선을 야기한다.

사례 실시예 #11 구멍 펀칭 및 확장 동안에 에지 구조 변태

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 합금 1로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 생성된 시트를 구멍 확장비 (HER) 시험에 사용하였다.

89 x 89 mm의 크기를 가진 시험용 견본을 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 에지 밀링(edge milling)과 함께 드릴링(drilling) 및 펀칭의 두 가지 방법을 이용함으로써 견본의 중간에서 10 mm 직경을 가진 구멍을 절삭하였다. 구멍 펀칭은 16%의 클리어런스와 0.25 mm/s의 고정 속도를 사용하여 인스트론 모델 5985 유니버설 테스팅 시스템(Universal Testing System) 상에서 수행하였다. SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파(propagation)의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

HER 시험의 결과를 도 53에 나타냈는데, 이는 밀링과 비교하여 펀칭에 의해 구멍이 제조될 때 샘플에 대해 상당히 더 낮은 값: 각각 5.1% HER 대 73.6% HER을 나타냈다. SEM 분석 및 미소 경도 측정을 위해 도 54에 나타낸 바와 같이 시험된 샘플 둘 다부터 샘플을 절삭하였다.

구멍 확장 공정의 모든 관련 단계에서 합금 1에 대해 미소 경도를 측정하였다. 미소 경도 측정은 어닐링된 (펀칭 및 HER 시험 전), 펀칭된 상태의, 및 HER 시험된 상태에서 시트 샘플의 횡단면을 따라 수행하였다. 참조용으로 합금 1로부터의 냉간 압연 시트에서 미소 경도를 또한 측정하였다. 측정 프로파일은 샘플의 에지로부터 80 미크론 거리에서 시작하였는데, 추가 측정은 10회의 이러한 측정이 수행될 때까지 120 미크론마다 수행하였다. 그 시점 후, 적어도 5 mm의 총 샘플 길이가 측정될 때까지, 500 미크론마다 추가 측정을 수행하였다. HER 시험된 샘플에서 미소 경도 측정 위치의 개략도를 도 55에 나타냈다. 미소 경도 측정 후의 펀칭 및 HER 시험된 샘플의 SEM 영상을 도 56에 나타냈다.

도 57에 나타낸 바와 같이, 펀칭 공정은 펀칭된 에지에 바로 옆에 완전히 변태된, 40% 냉간 압연 물질에서 관찰된 경도 접근에 의해 입증된 바와 같이, 펀칭된 에지에 바로 인접한 대략 500 미크론의 변태 구역을 생성시키며, 여기서 물질은 완전히 또는 거의 완전히 변태된 펀칭된 에치에 가장 가깝다. 각각의 샘플에 대한 미소 경도 프로파일이 도 58에 제시되어 있다. 알 수 있는 바와 같이, 미소 경도는 밀링된 구멍의 경우에 구멍 에지를 향하여 점차적으로 증가하며 한편 펀칭된 구멍의 경우에 구멍 에지에 가까운 매우 좁은 영역에서 미소 경도 증가가 관찰되었다. 도 58에 명시된 바와 같이 두 경우 모두에서 동일한 거리에서 TEM 샘플을 절삭하였다.

TEM 견본을 제조하기 위해, HER 시험 샘플을 와이어 EDM에 의해 먼저 절단하고, 감소된 그릿 크기의 패드로 연삭함으로써 구멍 에지의 부분을 가진 절편(piece)을 시닝하였다. 9 μm, 3 μm 및 1 μm 다이아몬드 현탁 용액 각각으로 연마함으로써 ~60 μm 두께로 추가의 시닝을 행하였다. 직경이 3 mm인 디스크를 구멍의 에지 근처 호일로부터 펀칭하고 트윈-제트 연마기를 사용하여 전해연마에 의해 최종 연마를 완료하였다. 사용된 화학 용액은 메탄올 기재에 혼합된 30% 질산이었다. TEM 관찰을 위해 불충분한 얇은 영역의 경우에, TEM 견본은 가탄 정밀 이온 연마 시스템 (PIPS)을 사용하여 이온-밀링할 수 있다. 이온-밀링은 통상 4.5 keV에서 행하였고, 경사각을 4°에서 2°로 감소시켜 얇은 영역을 개방하였다. 200 kV에서 작동하는 JEOL 2100 고해상도 현미경을 사용하여 TEM 연구를 행하였다. TEM 연구를 위한 위치가 디스크의 중앙에 있기 때문에, 관찰된 미세 구조는 구멍의 에지로부터 대략 ~1.5 mm이다.

시험 전의 합금 1 시트의 초기 미세 구조는 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 나타내는 도 59에 나타냈다. 도 60a는 구멍 에지로부터 1.5 mm의 위치에서 상이한 영역에서 시험 후 펀칭 구멍을 가진 HER 시험 샘플 (HER = 5.1%)에서 미세 구조의 TEM 현미경 사진을 나타낸다. 주로 재결정화된 미세 조직이 부분적으로 변태된 "포켓" (도 60b)을 가진 소량의 영역을 가진 샘플에 잔존하는 것 (도 60a)으로 밝혀졌는데, 이는 샘플의 제한된 부피 (~ 1500 μm 깊이)가 HER 시험에서 변형에 관여하였음을 나타내는 것이다. 도 61에 나타낸 바와 같이, 밀링된 구멍을 가진 HER 샘플 (HER = 73.6%)에는, 다량의 변태된 "포켓"과 고밀도의 전위 (10⁸ 내지 10¹⁰ mm^{- 2})에 의해 지시되는 바와 같이 샘플에 많은 양의 변형이 있다.

펀칭된 구멍을 가진 샘플에서 열악한 HER 성능을 유발하는 이유를 더 상세히 분석하기 위해, 집속 이온 빔 (FIB) 기술을 이용하여 펀칭된 구멍의 바로 그 에지에서 TEM 견본을 제조하였다. 도 62에 나타낸 바와 같이, TEM 견본을 에지로부터 ~10 μm에서 절삭한다. FIB에 의해 TEM 견본을 제조하기 위해, 백금 박층을 절삭될 견본을 보호하기 위해 영역에 침착시킨다. 그 다음에 웨지(wedge) 견본을 컷 아웃하고 텅스텐 바늘에 의해 들어 올린다. 추가 이온 밀링을 수행하여 견본을 시닝한다. 마지막으로 시닝된 견본을 구리 그리드에 옮기고 용접하여 TEM을 관찰한다. 도 63은 펀칭된 구멍 에지로부터 ~10 미크론의 거리에서 합금 1 시트의 미세 구조를 나타내며, 이는 펀칭 전의 합금 1 시트에서의 미세 구조와 비교하여 상당히 미세화되고 변태되어 있다. 이는 펀칭이 구멍 에지에서 심한 변태를 유발하여, 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)가 발생하여 펀칭된 구멍 에지에 가까운 영역에 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)의 형성을 야기하도록 함을 시사하는 것이다. 이 구조는 재결정화된 모달 구조 표 1과 비교하여 상대적으로 더 낮은 연성을 가져, 에지에서의 조기 균열 및 낮은 HER 값을 결과한다. 이 사례 실시예는 표 2에서의 합금이 확인된 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #4, 도 1B)을 통해 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)로부터 미세화된 고강도 나노모달 구조 (구조 #5, 도 1B)로 변태시키는 특유의 능력을 나타냄을 입증하는 것이다. 펀칭에서 구멍 에지에서 변형으로 인해 발생하는 구조적 변태는 냉간 압연 변형 동안에 발생하는 변태와 인장 시험 변형 동안에 관찰된 변태와 본질적으로 유사한 것으로 보인다.

사례 실시예 # 12 어닐링의 유무에 따른 HER 시험 결과

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 35에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 생성된 시트를 구멍 확장비 (HER) 시험에 사용하였다.

89 x 89 mm의 시험 견본을 더 큰 단편으로부터의 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 16% 펀치 클리어런스에서 0.25 mm/s의 고정 속도를 사용하여 인스트론 모델 5985 유니버설 테스팅 시스템 상에서 펀칭에 의해 견본의 중앙에 10 mm 직경 구멍을 만들었다. 펀칭된 구멍을 가진 제조된 견본의 절반을 스테인레스 스틸 호일에 개별적으로 감싸고 HER 시험 전에 850℃에서 10분 동안 어닐링하였다. SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

구멍 펀칭 후 어닐링의 유무에 따른 견본 상에 구멍 확장비 측정의 결과를 표 35에 나타냈다. 각각 합금 1, 합금 9, 합금 12, 합금 13, 및 합금 17에 대해 도 64, 도 65, 도 66, 도 67 및 도 68에 나타낸 바와 같이, 어닐링과 함께 펀칭된 구멍으로 측정된 구멍 확장비는 어닐링 없이 펀칭된 구멍에서보다 일반적으로 더 크다. 따라서 본원에서의 확인된 합금에 대해 어닐링을 사용한 구멍 확장비의 증가는 약 25% 내지 90%의 실제 HER의 증가를 야기한다.

<표 35>

이 사례 실시예는 HER 시험 동안에 나타난 에지 성형성은 표 2에 열거된 합금에서의 특유의 메커니즘의 결과로서 펀칭 작업 동안에 에지 손상으로 인해 열악한 결과를 초래할 수 있음을 입증하는 것이다. 완전히 후 처리된(post processed) 합금은 매우 높은 변형 경화 및 파손 근처까지 네킹(necking)에 대한 저항성과 함께 표 6 내지 표 10에 나타낸 바와 같이 매우 높은 인장 연성을 나타낸다. 따라서, 물질은 파국적 파손에 대단히 저항하나, 펀칭 동안에 인공적인 파국적 파손이 펀칭된 에지 근처에서 발생할 수 밖에 없다. 확인된 메커니즘의 특유의 가역성으로 인해, 구조적 변태 및 나노상 미세화 및 강화 (메커니즘 #3, 도 1A)의 결과로서의 이러한 유해한 에지 손상이 어닐링에 의해 역전되어 높은 HER 결과를 결과할 수 있다. 따라서, 높은 구멍 확장비 값은 구멍 펀칭의 경우에 후속 어닐링과 함께 인장 특성과 연관 벌크 성형성의 탁월한 조합을 유지하면서 얻어질 수 있다.

게다가, 구조 #4 (재결정화된 모달 구조)의 형태로 이러한 합금을 제공하기 위한 가공 경로를 겪은 본원에서의 합금은 전단에 의해 형성된 구멍에 대해, 전단 에지, 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 포함하여 나타낼 것이며, 가열시에 합금은 제2 구멍 확장비 (HER₂)를 가지며, 여기서 HER₂>HER₁임을 인식할 수 있다.

보다 구체적으로, 구조 #4 (재결정화된 모달 구조)를 가진 이러한 합금을 제공하기 위한 가공 경로를 겪은 본원에서의 합금은 성형을 위한 전단에 따라 주로 달라지는 것이 아닌 구멍에 대해, 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 나타낼 것이며, 여기서 이러한 값은 그 자체가 30 내지 130%의 범위에 속할 수 있음을 또한 인식할 수 있다. 그러나, 동일한 합금이 전단에 의해 형성된 구멍을 포함할 때, 제2 구멍 확장비 (HER₂)가 관찰되며 여기서 HER₂ = (0.01 내지 0.30)(HER₁)이다. 그러나, 그 다음에 합금을 본원에서의 열처리에 적용하는 경우, HER₂는 HER₃ = (0.60 내지 1.0) HER₁로 회복되는 것으로 관찰된다.

사례 실시예 #13 합금 특성에 대한 에지 상태의 영향

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 합금 1로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 합금 1로부터 생성된 시트를 사용하여 에지 상태가 합금 1 인장 및 구멍 확장 특성에 미치는 영향을 입증하였다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 펀칭 및 와이어 EDM 절삭의 두 가지 방법을 사용하여 생성시켰다. 펀칭된 인장 시험 견본을 시판되는 프레스를 사용하여 생성시켰다. 펀칭된 인장 시험 견본의 서브 세트를 850℃에서 10분 동안 열처리하여 펀칭에 이어서 어닐링된 에지 상태를 가진 샘플을 생성시켰다.

인스트론의 블루힐 3 제어 소프트웨어를 사용하여, 인스트론 5984 기계적 시험 프레임 상에서 ASTM E8 견본의 인장 특성을 측정하였다. 모든 시험을 실온에서 수행하였는데, 하단 그립은 고정되었고 상단 그립은 먼저 0.5% 신장률을 위해 0.025 mm/s의 속도로, 그리고 그 시점 후에 0.125 mm/s의 속도로 위쪽으로 이동하도록 설정되었다. 인스트론의 첨단 비디오 신율계를 사용하여 변형률 데이터를 수집하였다. 펀칭, EDM 절삭, 그리고 펀칭에 이어서 어닐링된 에지 상태를 가진 합금 1의 인장 특성을 표 36에 나타냈다. 상이한 에지 상태를 가진 합금 1의 인장 특성을 도 69에 나타냈다.

<표 36>

89 x 89 mm의 크기를 가진 구멍 확장비 시험용 견본을 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 펀칭 및 와이어 EDM에 의한 절삭의 두 가지 방법에 의해 10 mm 직경을 가진 구멍을 제조하였다. 플랫 펀치 프로파일 기하학적 구조를 사용하고 16% 펀치 클리어런스로 인스트론 5985 유니버설 테스팅 시스템 상에서 0.25 mm/s로 펀칭에 의해 10 mm 직경을 가진 펀칭된 구멍을 생성시켰다. 구멍 확장 시험을 위해 펀칭된 샘플의 서브 세트를 펀칭 후 10분 동안 850℃ 열처리로 어닐링하였다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

구멍 확장비 시험 결과를 표 37에 나타냈다. 각각의 에지 상태에 대한 평균 구멍 확장비 값을 또한 나타냈다. 각각의 에지 상태에 대한 평균 구멍 확장비를 도 70에 플로팅하였다. EDM 절삭되고 펀칭에 이어서 어닐링된 에지 상태를 가진 샘플의 경우 에지 성형성 (즉 HER 반응)이 탁월하며, 한편 펀칭된 에지 상태에서 구멍을 가진 샘플은 상당히 더 낮은 에지 성형성을 갖는다는 것을 알 수 있다.

<표 37>

이 사례 실시예는 합금 1의 에지 상태는 인장 특성 및 에지 성형성 (즉 HER 반응)에 뚜렷한 효과가 있음을 입증하는 것이다. 펀칭된 에지 상태로 시험된 인장 시험 샘플은 와이어 EDM 절삭 및 펀칭과 후속 어닐링 둘 다와 비교할 때 감소된 특성을 갖는다. 펀칭된 에지 상태를 갖는 샘플은 평균 3.20%의 구멍 확장비를 가지며, 한편 EDM 절삭 및 펀칭에 이어서 어닐링된 에지 상태는 각각 82.43% 및 93.10%의 구멍 확장비를 갖는다. 에지 상태의 비교는 에지 생성 (즉 펀칭을 통해)과 연관된 손상이 본원에서의 합금의 에지 성형성에 적지 않은 영향을 미침을 또한 입증하는 것이다.

사례 실시예 #14 구멍 펀칭 속도의 함수로서 HER 결과

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 표 38에 열거된 선택된 합금으로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여 구멍 펀칭 속도가 HER 결과에 미치는 영향을 입증하였다.

89 x 89 mm의 크기를 가진 시험용 견본을 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 10 mm 직경을 가진 구멍을 2개의 상이한 기계 상에서 상이한 속도로 펀칭하였으나 모든 견본은 16% 펀치 클리어런스로 그리고 동일 펀치 프로파일 기하학적 구조로 펀칭하였다. 인스트론 5985 유니버설 테스팅 시스템을 사용하여 저속 펀칭된 구멍 (0.25 mm/s, 8 mm/s)을 펀칭하고 시판되는 펀치 프레스 상에서 고속 펀칭된 구멍 (28 mm/s, 114 mm/s, 228 mm/s)을 펀칭하였다. 플랫 펀치 기하학적 구조를 사용하여 모든 구멍을 펀칭하였다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

시험에 대한 구멍 확장비 값을 표 37에 나타냈다. 평균 구멍 확장 값을 16% 펀치 클리어런스에서 시험한 합금 및 각각의 속도에 대해 나타냈다. 펀치 속도의 함수로서 평균 구멍 확장비를 각각 합금 1, 합금 9, 및 합금 12에 대해 도 71, 도 72 및 도 73에 나타냈다. 펀치 속도가 증가함에 따라, 시험된 모든 합금은 구멍 확장비의 증가에 의해 입증된 바와 같이, 긍정적인 에지 성형성 반응을 가졌음을 알 수 있다. 이 증가의 이유는 다음과 같은 효과와 관련이 있는 것으로 여겨진다. 더 높은 펀치 속도를 사용하면, 전단 에지에서 발생하는 열의 양이 증가할 것으로 예상되며 국부적인 온도 스파이크는 어닐링 효과 (즉 계내(in-situ) 어닐링)를 결과할 수 있다. 대안적으로, 펀치 속도가 증가함에 따라, 재결정화된 모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #4)로부터 미세화된 고강도 나노모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #5)로 변태되는 물질의 양이 감소될 수 있다. 동시에, 미세화된 고강도 나노모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #5)의 양은 온도 스파이크로 인해 감소될 수 있어 국부적인 재결정화 (즉 도 1B에서 메커니즘 #3)가 가능하게 된다.

<표 38>

이 사례 실시예는 구멍 확장에 의해 측정된 바와 같이 펀칭 속도에 대한 에지 성형성의 의존성을 입증하는 것이다. 펀치 속도가 증가함에 따라, 구멍 확장비는 시험된 합금에 대해 일반적으로 증가한다. 증가된 펀칭 속도로 인해, 에지의 본성이 변경되어 에지 성형성 (즉 HER 반응)의 개선이 달성된다. 측정된 것들보다 더 큰 펀칭 속도에서, 에지 성형성은 훨씬 더 높은 구멍 확장비 값 쪽으로 계속 개선될 것으로 예상된다.

사례 실시예 #15 구멍 펀칭 속도의 함수로서 DP980에서의 HER

상업적으로 생산되고 가공된 2상 980 강철을 구매하고 구멍 확장비 시험을 수행하였다. 모든 견본을 수령된 바와 같은 (상업적으로 가공된) 상태에서 시험하였다.

89 x 89 mm의 크기를 가진 시험용 견본을 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 10 mm 직경을 가진 구멍을 2개의 상이한 기계 상에서 상이한 속도로 펀칭하였으나 모든 견본은 16% 펀치 클리어런스로 그리고 시판되는 펀치 프레스를 사용하여 동일 펀치 프로파일 기하학적 구조로 펀칭하였다. 인스트론 5985 유니버설 테스팅 시스템을 사용하여 저속 펀칭된 구멍 (0.25 mm/s)을 펀칭하고 시판되는 펀치 프레스 상에서 고속 펀칭된 구멍 (28 mm/s, 114 mm/s, 228 mm/s)을 펀칭하였다. 플랫 펀치 기하학적 구조를 사용하여 모든 구멍을 펀칭하였다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

구멍 확장 시험에 대한 값을 표 39에 나타냈다. 각각의 펀칭 속도에 대한 평균 구멍 확장 값을 16% 펀치 클리어런스에서 시판되는 2상 980 물질에 대해 또한 나타냈다. 평균 구멍 확장 값은 시판되는 2상 980 강철에 대한 펀칭 속도의 함수로서 도 74에 플로팅하였다.

<표 39>

이 사례 실시예는 2상 980 강철에서는 펀치 속도에 기초하여 어떠한 에지 성능 효과도 측정할 수 없음을 입증하는 것이다. 2상 980 강철에서 측정된 모든 펀치 속도에 대해 에지 성능 (즉 HER 반응)은 일관되게 21% ± 3% 범위 내에 있는데, 이는 종래의 AHSS에서의 에지 성능은, 예를 들어 도 1a 및 도 1b에서와 같이 본 출원에 존재하는 특유의 구조 및 메커니즘이 존재하지 않기 때문에, 예상대로 펀치 속도에 의해 개선되지 않음을 나타내는 것이다.

사례 실시예 #16:

펀치 디자인의 함수로로서의 HER 결과

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 합금 1, 9, 및 12로부터 실험실 주조하고, 본원에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다. 1.2 mm의 최종 두께 및 재결정화된 모달 구조 (구조 #4, 도 1B)를 가진 각각의 합금으로부터 생성된 시트를 사용하여 구멍 펀칭 속도가 HER 결과에 미치는 영향을 입증하였다.

89 x 89 mm의 시험 견본을 더 큰 단편으로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 10 mm 직경 구멍을 세 가지 상이한 속도, 28 mm/s, 114 mm/s, and 228 mm/s로, 16% 펀치 클리어런스로 그리고 시판되는 펀치 프레스를 사용하여 네 가지 펀치 프로파일 기하학적 구조로 견본의 중앙에 펀칭하였다. 사용된 이들 펀치 기하학적 구조는 플랫, 6° 테이퍼드(tapered), 7° 원뿔형, 및 원뿔형 플랫이었다. 6° 테이퍼드, 7° 원뿔형, 및 원뿔형 플랫 펀치 기하학적 구조의 개략도를 도 75에 나타냈다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 원뿔형 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

구멍 확장비 데이터를 네 가지 펀치 기하학적 구조 및 두 가지 상이한 펀치 속도에서 합금 1, 합금 9, 및 합금 12에 대해 각각 표 40, 표 41, 및 표 42에 포함시켰다. 합금 1, 합금 9, 및 합금 12에 대한 평균 구멍 확장 값을 각각 도 76, 도 77 및 도 78에 나타냈다. 시험된 모든 합금에 대해, 7° 원뿔형 펀치 기하학적 구조는 다른 모든 펀치 기하학적 구조와 비교하여 가장 큰 구멍 확장비를 결과하거나 가장 큰 구멍 확장비와 동점(tie)이 되었다. 증가된 펀치 속도는 모든 펀치 기하학적 구조에 대해 에지 성형성 (즉 HER 반응)을 개선시키는 것으로 또한 나타났다. 상이한 펀치 기하학적 구조로 증가된 펀칭 속도에서, 본원에서의 합금은 어느 정도의 재결정화 (메커니즘 #3)를 겪는 것이 가능할 수 있는데, 그 이유는 이러한 더 높은 상대 펀치 속도로 에지에서 국부적으로 가열될 수 있어, 메커니즘 #3 및 어느 정도의 구조 #4의 형성을 촉발할 것으로 고려되기 때문이다.

<표 40>

<표 41>

<표 42>

이 사례 실시예는 시험된 모든 합금에 대해, 펀치 기하학적 구조가 에지 성형성에 영향을 미침을 입증하는 것이다. 시험된 모든 합금에 대해, 원뿔형 펀치 형상은 가장 큰 구멍 확장비를 결과함으로써, 플랫 펀치에서 원뿔형 펀치 형상으로 펀치 기하학적 구조를 변형시키는 것이 펀칭된 에지로 인한 물질 내의 손상을 감소시키고 에지 성형성을 개선시킴을 입증하는 것이다. 7° 원뿔형 펀치 기하학적 구조는 시험된 대부분의 합금에 걸쳐서 약간 더 낮은 구멍 확장비를 초래하는 원뿔형 플랫 기하학적 구조와 함께 플랫 펀치 기하학적 구조와 비교하여 전반적으로 최대의 에지 성형성 증가를 결과하였다. 합금 1의 경우, 펀칭 기하학적 구조의 영향은 펀칭 속도가 증가함에 따라 감소되며, 세 가지 시험된 기하학적 구조는 구멍 확장비에 의해 측정된 바와 거의 동일한 에지 성형성을 결과한다 (도 79). 펀치 기하학적 구조는, 증가된 펀치 속도와 결합하여, 물질의 에지 내에서 펀칭으로부터의 잔류 손상을 크게 감소시킴으로써, 에지 성형성을 개선시킴이 입증되었다. 더 높은 펀치 속도를 사용하면, 전단 에지에서 발생하는 열의 양이 증가할 것으로 예상되며 국부적인 온도 스파이크는 어닐링 효과 (즉 계내 어닐링)를 결과할 수 있다. 대안적으로, 펀치 속도가 증가함에 따라, 재결정화된 모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #4)로부터 미세화된 고강도 나노모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #5)로 변태되는 물질의 양이 감소될 수 있다. 동시에, 미세화된 고강도 나노모달 구조 (즉 도 1B에서 구조 #5)의 양은 온도 스파이크로 인해 감소될 수 있어 국부적인 재결정화 (즉 도 1B에서 메커니즘 #3)가 가능하게 된다.

사례 실시예 #17:

구멍 펀칭 속도의 함수로서 시판되는 강종 에서의 HER

시판되는 강종 780, 980 및 1180에 대해 구멍 확장비 시험을 수행하였다. 모든 견본을 수령된 바와 같은 (상업적으로 가공된) 시트 상태에서 시험하였다.

89 x 89 mm의 크기를 가진 시험용 견본을 각각의 등급의 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 10 mm 직경을 가진 구멍을 2개의 상이한 기계 상에서 상이한 속도로 시판되는 펀치 프레스를 사용하여 동일 펀치 프로파일 기하학적 구조로 펀칭하였다. 12% 클리어런스에서 인스트론 5985 유니버설 테스팅 시스템을 사용하여 저속 펀칭된 구멍 (0.25 mm/s)을 펀칭하고 16% 클리어런스에서 시판되는 펀치 프레스 상에서 고속 펀칭된 구멍 (28 mm/s, 114 mm/s, 228 mm/s)을 펀칭하였다. 플랫 펀치 기하학적 구조를 사용하여 모든 구멍을 펀칭하였다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다.

구멍 확장 시험의 결과를 표 43 내지 표 45에 나타냈고 도 80에 도시하였다. 알 수 있는 바와 같이, 확장비는 모든 시험된 등급에서 펀칭 속도가 증가함에 따른 개선을 보이지 않는다.

<표 43>

<표 44>

<표 45>

이 사례 실시예는 구멍 펀치 속도에 기초하여 어떠한 에지 성능 효과도 시험된 시판되는 강종에서는 측정할 수 없음을 입증하는 것인데, 이는 종래의 AHSS에서의 에지 성능은, 예를 들어 도 1a 및 도 1b에서와 같이 본 출원에 존재하는 특유의 구조 및 메커니즘이 존재하지 않기 때문에, 예상대로 펀치 속도에 의해 영향을 받거나 개선되지 않음을 나타내는 것이다.

사례 실시예 #18: 구멍 확장비에 대한 사후 균일 신장률의 관계

기존 강철 물질은 측정된 구멍 확장비와 물질이 사후 신장률과 강한 상관 관계를 보이는 것으로 나타났다. 물질의 사후 균일 신장률은 인장 시험 동안에 샘플의 총 신장률과, 인장 시험 동안에 전형적으로 최대 인장 강도에서의 균일 신장률의 차이로서 정의된다. 기존의 물질 상관 관계와의 비교를 위해 대략 1.2 mm 두께에서의 시트 물질 상에 합금 1 및 합금 9에 대해 단축 인장 시험 및 구멍 확장비 시험을 완료하였다.

50 mm의 두께를 가진 슬라브를 표 2에 제공된 원자비에 따라 합금 1 및 합금 9로부터 실험실 주조하고, 본 출원의 본문 섹션에 기재된 바와 같이 열간 압연, 냉간 압연 및 850℃에서 10분 동안의 어닐링에 의해 실험실 가공하였다.

ASTM E8 기하학적 구조의 인장 시험 견본을 와이어 EDM에 의해 제조하였다. 모든 샘플을 본 문서의 본문에 기재된 표준 시험 절차에 따라 시험하였다. 각각의 합금에 대한 평균의 균일 신장률과 총 신장률을 사용하여 사후 균일 신장률을 계산 하였다. 합금 1 및 합금 9에 대한 평균 균일 신장률, 평균 총 신장률, 및 계산된 사후 균일 신장률을 표 46에 제공하였다.

89 x 89 mm의 크기를 가진 구멍 확장비 시험용 견본을 합금 1 및 합금 9의 시트로부터 와이어 EDM 절삭하였다. 12% 클리어런스에서 인스트론 5985 유니버설 테스팅 시스템 상에서 0.25 mm/s로 10 mm 직경의 구멍을 펀칭하였다. 모든 구멍을 플랫 펀치 기하학적 구조를 사용하여 펀칭하였다. 이들 시험 매개 변수를 선택하였는데 이들이 구멍 확장비 시험용으로 산업 및 학문적 전문가에 의해 일반적으로 사용되기 때문이다.

SP-225 수압 프레스 상에서 구멍 확장비 (HER) 시험을 수행하였으며 구멍을 바깥쪽으로 방사상으로 균일하게 확장시킨 원뿔형 펀치를 서서히 상승시키는 것으로 이루어졌다. 디지털 영상 카메라 시스템이 원뿔형 펀치에 초점을 맞췄고 구멍의 에지가 균열 형성 및 전파의 증거용으로 모니터링되었다. 펀치는 전체 견본 두께를 통해 균열이 전파되는 것으로 관찰될 때까지 계속적으로 상승되었다. 그 시점에서 시험을 중단하였고 구멍 확장비는 시험 시작 전에 측정된 초기 구멍 직경의 백분율로서 계산되었다. 합금 1 및 합금 9에 대한 측정된 구멍 확장비 값을 표 46에 제공하였다.

<표 46>

문헌 [Paul S.K., J Mater Eng Perform 2014; 23:3610.]으로부터의 상업용 참조 데이터를 비교용으로 표 47에 나타냈다. 상업용 데이터의 경우. 에스.케이. 폴(S.K. Paul)의 예측은 물질의 구멍 확장비는 사후 균일 신장률의 7.5배에 비례한다고 서술한다 (방정식 1 참조).

<방정식 1>

HER = 7.5(ε_pul)

<표 47>

합금 1 및 합금 9의 사후 균일 신장률 및 구멍 확장비를 시판되는 합금의 데이터 및 에스.케이. 폴의 예측된 상관 관계와 함께 도 81에 플로팅하였다. 합금 1 및 합금 9에 대한 데이터는 예측된 상관선(correlation line)에 따르지 않는다는 점을 주목한다.

이 사례 실시예는 본원에서의 강철 합금에 대해, 사후 균일 신장률과 구멍 확장비의 상관 관계가 시판되는 강종에 대한 것에 따르지 않음을 입증하는 것이다. 합금 1 및 합금 9에 대한 측정된 구멍 확장비는 기존 시판되는 강종에 대한 상관 관계를 기반으로 하는 예측된 값보다 훨씬 작은데, 이는 특유의 구조 및 메커니즘의 효과가 예를 들어 도 1a 및 도 1b에 나타낸 바와 같은 본원에서의 강철 합금에 존재함을 나타내는 것이다.

Claims (24)

1. a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;
   b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;
   c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;
   d. 상기 제2 생성 합금을 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립 및 신장률 (E₁)을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계;
   e. 상기 합금을 전단시키고 하나 이상의 전단 에지를 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 합금의 신장률이 E₂의 값으로 감소되며 여기서 E₂ = (0.57 내지 0.05) (E₁)인 단계;
   f. 상기 하나 이상의 전단 에지를 갖는 상기 합금을 재가열하는 단계로서, 여기서 단계 (d)에서 관찰된 상기 합금의 감소된 신장률이 신장률 E₃ = (0.48 내지 1.21)(E₁)을 갖는 수준으로 복원되는 단계
   를 포함하는, 하나 이상의 전단 에지의 형성의 결과로서 기계적 특성의 손실을 겪은 금속 합금에서 하나 이상의 기계적 특성을 개선시키는 방법.
2. 제1항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 5종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
3. 제1항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 6종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
4. 제1항에 있어서, 상기 합금이 Fe, Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 및 C를 포함하는 것인 방법.
5. 제1항에 있어서, 상기 전단이 펀칭, 피어싱, 천공, 절삭, 크로핑, 또는 스탬핑 동안에 발생하는 것인 방법.
6. 제1항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 가열이 400℃ 내지 상기 합금의 Tm 미만의 온도 범위에 있는 것인 방법.
7. 제1항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 가열이 상기 합금의 197 내지 1372 MPa의 항복 응력을 결과하는 것인 방법.
8. 제1항에 있어서, 상기 합금을 전단시키고 하나 이상의 전단 에지를 형성시키는 상기 단계가 28 mm/초 초과의 펀치 속도에서 펀칭함으로써 발생하며 여기서 상기 펀칭이 재가열 단계 (f)를 제공하고 28 mm/s 이하의 속도에서 펀칭된 신장률에 비해 10% 초과로 신장률을 증가시키는 것인 방법.
9. a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;
   b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;
   c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;
   d. 상기 제2 생성 합금을 적어도 650℃ 및 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키고 전단과 함께 그 안에 구멍을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 구멍이 전단 에지를 갖고 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 갖는 단계;
   e. 상기 구멍 및 연관 HER₁을 가진 상기 합금을 가열하는 단계로서, 여기서 상기 합금이 제2 구멍 확장비 (HER₂)를 나타내며 여기서 HER₂ > HER₁인 단계
   를 포함하는,
   전단 에지를 가진 구멍을 형성시키는 결과로서 구멍 확장비 손실을 겪은 금속 합금에서 구멍 확장비를 개선시키는 방법.
10. 제9항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 5종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
11. 제9항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 6종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
12. 제9항에 있어서, 상기 합금이 Fe, Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 및 C를 포함하는 것인 방법.
13. 제9항에 있어서, 전단시키고 노출된 에지를 형성시키는 상기 단계가 펀칭, 피어싱, 천공, 절삭, 크로핑, 또는 스탬핑 동안에 발생하는 것인 방법.
14. 제9항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 가열이 400℃ 내지 상기 합금의 Tm 미만의 온도 범위에 있는 것인 방법.
15. 제9항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 가열이 상기 합금의 197 내지 1372 MPa의 항복 응력을 결과하는 것인 방법.
16. 제9항에 있어서, 상기 합금을 전단시키고 구멍을 형성시키는 상기 단계가 10 mm/초 이상의 펀치 속도에서 펀칭함으로써 발생하며 이러한 펀칭이 상기 가열 단계 (e)를 유발하는 것인 방법.
17. a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;
    b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;
    c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;
    d. 상기 제2 생성 합금을 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 합금이 전단 없이 그 안에 형성된 구멍에 대해 30 내지 130%의 제1 구멍 확장비 (HER₁)를 갖는 것을 특징으로 하는 것인 단계;
    e. 상기 제3 생성 합금에 구멍을 형성시키는 단계로서, 여기서 상기 구멍이 전단과 함께 형성되고 제2 구멍 확장비 (HER₂)를 나타내며 여기서 HER₂ = (0.01 내지 0.30)(HER₁)인 단계;
    f. 상기 합금을 가열시키는 단계로서, 여기서 HER₂가 값 HER₃ = (0.60 내지 1.0) HER₁로 회복되는 단계
    를 포함하는,
    전단 에지를 가진 구멍을 형성시키는 결과로서 구멍 확장비 손실을 겪은 금속 합금에서 구멍 확장비를 개선시키는 방법.
18. 제17항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 5종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
19. 제17항에 있어서, 상기 합금이 Fe, 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 6종 이상의 원소를 포함하는 것인 방법.
20. 제17항에 있어서, 상기 합금이 Fe, Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 및 C를 포함하는 것인 방법.
21. 제17항에 있어서, 전단시키고 노출된 에지를 형성시키는 상기 단계가 펀칭, 피어싱, 천공, 절삭, 크로핑, 또는 스탬핑 동안에 발생하는 것인 방법.
22. 제17항에 있어서, 단계 (d)에서의 상기 가열이 400℃ 내지 상기 합금의 Tm 미만의 온도 범위에 있는 것인 방법.
23. 제17항에 있어서, 전단시키고 구멍을 형성시키는 상기 단계가 10 mm/초 이상의 펀치 속도에서 펀칭함으로써 발생하며 이러한 펀칭이 상기 가열 단계 (f)를 유발하며 < 10 mm/s의 속도에서 펀칭된 HER₂에 비해 10 초과로 구멍 확장비를 증가시키는 것인 방법.
24. a. 적어도 50 원자%의 철 및 Si, Mn, B, Cr, Ni, Cu 또는 C로부터 선택되는 적어도 4종 이상의 원소를 포함하는 금속 합금을 공급하고 상기 합금을 용융시키고 ≤ 250 K/s의 속도로 냉각하거나 ≥ 2.0 mm 최대 500 mm까지의 두께로 응고시키고 Tm 및 2 μm 내지 10,000 μm의 매트릭스 결정립을 갖는 합금을 형성시키는 단계;
    b. 상기 합금을 700℃ 및 상기 합금의 Tm 미만의 온도로 및 10^-6 내지 10⁴의 변형 속도에서 가열하고 상기 합금의 상기 두께를 감소시키고 921 MPa 내지 1413 MPa의 인장 강도 및 12.0% 내지 77.7%의 신장률을 갖는 제1 생성 합금을 제공하는 단계;
    c. 상기 제1 생성 합금에 응력을 가하고 1356 MPa 내지 1831 MPa의 인장 강도 및 1.6% 내지 32.8%의 신장률을 갖는 제2 생성 합금을 제공하는 단계;
    d. 상기 제2 생성 합금을 적어도 400℃ 및 Tm 미만의 온도로 가열하고 0.5 μm 내지 50 μm의 매트릭스 결정립 및 신장률 (E₁)을 갖는 제3 생성 합금을 형성시키는 단계;
    e. 10 mm/초 이상의 펀치 속도로 상기 합금에 구멍을 펀칭하는 단계로서, 여기서 상기 구멍이 10% 이상의 구멍 확장비를 나타내는 단계
    를 포함하는,
    금속 합금에 하나 이상의 구멍을 펀칭하는 방법.

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