KR101406400B1 - 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 본 발명은 오스테나이트 안정화 원소들의 함량을 제어함과 동시에 재압연을 통해 쌍정 발생을 증가시켜 용접성 및 내지연파괴 특성을 확보하며, 동시에 연성을 확보하여 가공성을 증가시킨 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT WELDABILITY AND FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 범퍼, 실사이드, 시트레일, 충돌 부위의 멤버류 등의 부품에 적용가능한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차사는 환경오염 예방, 연비 향상, 안전성 향상 등의 목적으로 자동차 소재로서 고강도 및 경량화한 소재의 적용을 확대하고 있으며, 이들 소재는 자동차 부품 이외에도 많은 구조 부재에 적용되는 재료로서 사용되고 있다.

종래의 자동차용 강판으로는 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 저탄소강 계열의 고강도강이 사용되었다. 그러나, 자동차용 강판으로 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하는 경우에는 인장강도가 800MPa 급 이상에서는 연신율을 상업적으로 최고 30% 이상으로 확보하기가 어렵다. 따라서, 800MPa 급 이상 고강도강을 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려워, 부품의 형상을 간략하게 하는 등의 자유로운 부품설계가 어려운 실정이다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 특허문헌 1 및 2에서는 연성 및 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제안한 바 있다.

그러나, 특허문헌 1은 고망간 첨가에 의해 연성은 확보 되었으나, 변형부에 가공경화가 심하게 일어남에 따라 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 현상이 발생하는 문제가 있으며, 특허문헌 2 역시 연성은 확보 되었으나, 다량의 실리콘(Si) 첨가로 인해 전기도금성 및 용융도금성이 불리한 단점이 있다. 또한, 특허문헌 1 및 2에서 제공하는 강판들은 가공성은 우수하나 항복강도가 낮아 충돌특성이 열위한 단점이 있다. 뿐만 아니라, 특허문헌 2는 3겹 용접성과 내지연파괴성이 열위하고, 강도가 1200MPa 급 이하로 낮기 때문에 시장성을 확보하지 못해 상업화에 성공하지 못하였다.

한편, 최근의 자동차사는, 고망간강이 소성변형 중에 쌍정이 형성됨에 따라 가공경화율이 증가하여 성형성을 개선시킬 수 있다는 점을 이용한 TWIP(Twinning-Induced Plasticity)강의 사용을 확대하고 있다.

그러나, 오스테나이트 조직을 가지는 TWIP강은 인장강도를 증가시키는데 한계가 있어, 초고강도강을 제조하는데에는 어려움이 있다.

일본공개특허 제1992-259325호 국제공개공보 WO02/101109호

본 발명의 일 측면은, 오스테나이트 안정화 원소들의 함량을 제어하고, 제조조건을 제어하여 고강도와 함께 고연성을 확보하고, 우수한 3겹 점용접성을 확보함으로써, 벤딩성 등의 가공성이 우수하여 차체의 구조부재 뿐만 아니라, 형상이 복잡한 내판재료에도 사용할 수 있는 초고강도강을 얻을 수 있는 기술을 제안하고자 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하로 포함하고, 니켈(Ni): 0.05~1.0% 및 크롬(Cr): 0.05~1.0% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하고, 상기 미세조직은 가공경화에 의해 평균 입도크기가 2~10μm인 것을 특징으로 하는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 조성범위를 갖는 강괴 또는 연주슬라브를 1050~1300℃로 가열하여 균질화 처리하는 단계; 마무리 열간압연온도를 850~1000℃로 하여 상기 균질화 처리한 강괴 또는 연주슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 200~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 400~900℃에서 연속소둔 처리하는 단계; 및 상기 연속소둔 처리된 강판을 재압연하는 단계를 포함하는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 첨가되는 성분들의 종류 및 함량을 제어하고, 냉연강판 또는 도금처리된 강판을 재압연을 더 실시하여 가공경화 시킴으로써 1300MPa 이상의 인장강도 및 1000MPa 이상의 항복강도를 확보함으로써 강도 및 연성을 동시에 확보할 수 있는 초고강도 강판을 제조할 수 있으며, 여기에 탄소 및 망간의 함량을 최적화시켜 3겹 점용접성도 우수하게 확보할 수 있다. 상기 초고강도 강판은 차체의 구조부재 또는 형상이 복잡한 내판재에도 충분히 적용 가능하다.

도 1은 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종(표 1의 발명강 7)을 재압연 전, 후에 따른 미세조직의 평균 입도크기 변화를 관찰한 결과이다.
도 2는 비교예 및 발명예들의 인강장도 및 항복강도 범위를 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은 종래의 고망간강에 있어서 다량의 망간 첨가에 의해 고강도는 확보가 가능하나, 연성의 확보가 어려워 성형이 용이하지 못했던 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강도 및 연성을 동시에 우수하게 확보하기 위해 첨가되는 성분들을 제어하고, 제조된 강을 재압연을 통해 가공경화 시킴으로써 자동차 부품제조에 필요한 여러 가공성이 우수한 제품에 사용될 수 있는 초고강도 강판을 제조할 수 있으며, 뿐만 아니라 용접성을 확보하기 위해 탄소 및 망간의 첨가량을 최적화함으로써 3겹 용접시 우수한 용접성을 확보할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.

따라서, 본 발명은 성분계의 제어 즉, 오스테나이트 안정화원소인 망간, 탄소, 알루미늄의 첨가량을 제어하여 상온에서 완전 오스테나이트상을 확보하고, 소성 변형중 변형쌍정(Deformation Twin)의 생성을 최적화하고, 제조된 강의 재압연을 통해 강도를 우수하게 확보함으로써, 용접성 및 가공성을 우수하게 확보한 초고강도 강판에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 초고강도 강판에 있어서 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.4~0.7%

탄소(C)는 오스테나이트상의 안정화에 기여하는 원소이므로, 그 첨가량이 증가할수록 오스테나이트상의 형성에 유리하다. 다만, 탄소의 함량이 0.4% 미만에서는 변형시 α'(알파다시)-마르텐사이트상이 형성되기 때문에 가공시 크랙이 발생하고, 연성이 낮아지는 단점이 있다. 반면, C의 함량이 0.7%를 초과할 경우에는 전기저항이 증가하여 전기저항을 이용하여 용접하는 3겹 점용접시 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.4~0.7%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 12~24%

망간(Mn)은 탄소와 함께 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 다만, 그 함량이 12% 미만일 경우에는 성형성을 해치는 α'(알파다시)-마르텐사이트상이 생성되어 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소하고, 가공경화율도 적다. 반면, Mn의 함량이 24%를 초과할 경우에는, 쌍정의 생성이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소하고, 전기저항이 증가하여 용접성이 저하된다. 뿐만 아니라, Mn의 첨가량이 증가할수록 열간압연시 크랙 발생이 잘 일어나고, 제조원가가 증가하여 경제적인 측면에서 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 12~24%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~3.0%

알루미늄(Al)은 통상적으로 강의 탈산을 위한 목적으로 첨가되지만, 본 발명에서는 연성 향상 및 내지연파괴 특성 향상을 위해 첨가한다. 즉, Al은 페라이트상의 안정한 원소이지만, 강의 슬립면에서 적층결함에너지(Stacking Fault Enegy)를 증가시켜 ε-마르텐사이트상의 생성을 억제하여 연성 및 내지연파괴성을 향상시킨다. 또한, Al은 Mn의 첨가량이 낮은 경우에도 ε-마르텐사이트상의 생성을 억제하기 때문에 망간의 첨가량을 최소화하면서 가공성을 향상시키는데 큰 기여를 한다. 따라서, 이러한 Al의 첨가량이 0.01% 미만일 경우에는 ε-마르텐사이트상이 생성되어 강도는 증가하지만, 연성이 급격히 감소하는 단점이 있으며, 반면 3.0%를 초과할 경우에는 쌍정의 발생을 억제하여 연성을 감소시키고, 연속주조시 주조성을 나쁘게하며, 열간압연시 강판 표면의 산화가 다량 발생하여 제품의 표면품질을 저하시킨다. 그러므로, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.01~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.3% 이하

실리콘(Si)은 고용강화되는 원소로서, 고용효과에 의해 결정입도를 줄임으로써 강판의 항복강도를 증가시키는 원소이다. 통상, Si가 과다하게 첨가될 경우, 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융도금성을 저하시키는 것으로 알려져 있다.

그러나, Mn이 다량 첨가된 강에서는 적절한 양의 Si가 첨가될 경우, 표면에 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 Mn의 산화를 억제하므로, 냉연강판에서 압연 후 형성되는 두꺼운 Mn 산화층이 형성되는 것을 방지할 수 있으며, 소둔 후 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시키고, 전기도금재의 소지강판으로서 우수한 표면품질을 유지할 수 있다. 다만, 이러한 Si의 첨가량이 너무 증가하면 열간압연시 강판표면에 Si 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 열연강판의 표면품질을 저하시키는 단점이 있다. 또한, Si는 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면에 농화되어 용융도금을 행할 때 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시켜 도금성을 저하시킨다. 뿐만 아니라, 다량의 Si 첨가는 강의 용접성을 크게 저하시킨다. 따라서, 상술한 문제점들을 회피하기 위해서는 Si를 0.3% 이하로 첨가됨이 바람직하다.

P 및 S: 각각 0.03% 이하

통상, 인(P) 및 황(S)은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로 그 함량을 각각 0.03% 이하로 제한한다. 특히, P은 편석(segregation)을 발생시켜 강의 가공성을 감소시키고, S은 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지크랙과 같은 결함을 발생시키고, 강판의 구멍확장성을 감소시키므로, 이들의 함량을 최대한 억제함이 바람직하다.

N: 0.04% 이하

질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 응고과정시 Al과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정(Twin) 발생을 촉진하므로, 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시킨다. 다만, 그 함량이 0.04%를 초과할 경우에는 질화물이 과다하게 석출되어 열간가공성 및 연신율을 저하시키므로, 그 상한을 0.04%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.10%

티타늄(Ti)은 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 강 탄화물 원소로서, 이때 형성된 탄화물은 결정입의 성장을 억제하므로, 결정입도 미세화에 효과적인 원소이다. 이러한 Ti는 보론(B)과 복합첨가되는 경우, 주상정 입계에서 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지한다. 다만, 그 함량이 0.005% 미만으로 미량 첨가하는 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.10%를 초과할 경우에는 과량의 Ti가 결정입계에 편석하여 입계취를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정입 성장 효과를 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.005~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.0050%

보론(B)은 상기 Ti와 같이 첨가되어 입계의 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지하는 역할을 하는 원소이다. 그러한, 이러한 B의 함량이 0.0005% 미만으로 미량 첨가되는 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.0050%를 초과하게 되면 보론 화합물을 형성하여 도금성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서 B의 함량은 0.0005~0.0050%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.05~1.0% 및 Cr: 0.05~1.0% 중 1종 또는 2종

니켈(Ni)은 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이며, 강도를 증가시키는데에도 효과적인 원소이다. 그러나, 이러한 Ni의 함량이 0.05% 미만일 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 1%를 초과할 경우에는 제조원가가 증가하므로, 본 발명에서는 Ni의 함량을 0.05~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)은 도금 특성을 개선하고 강도를 증가시키는데 효과적인 원소이다. 그러나, 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만일 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 1.0%를 초과할 경우에는 제조원가의 증가로 경제적인 측면에서 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.05~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 상기 Ni 및 Cr은 단독 첨가되거나, 복합첨가될 수 있다.

본 발명은 상기 성분계를 제어함으로써, 강판을 용접할 시 전류범위를 1.0~1.5kA로 확보할 수 있다.

용접 기술 중, 점용접은 전기저항에 의한 저항열로 대상 소재를 용융하여 접합하는 기술이다. 점용접시, 합금원소가 과다 첨가된 소재를 사용하는 경우, 모재의 전기저항이 증가하거나, 접촉표면에 산화물 등이 발생하여 전기저항이 달라지므로 점용접을 하기 위한 작업조건이 좁아지거나, 용접이 되더라도 용접부에 결합이 발생하여 용접성이 저하된다. 따라서, 탄소와 망간이 다량 첨가된 강에서는 모재의 전기저항을 급격히 증가시켜 접용접성이 저하되므로, 본 발명에서는 탄소 및 망간의 함량을 적절히 제어함으로써 점용접시 전류범위를 1.0~1.5kA로 확보할 수 있다.

상술한 성분계를 만족하고, 우수한 용접성을 갖는 강판은 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하고, 상기 미세조직은 가공경화에 의해 2~10μm의 평균 입도크기를 갖는 것이 바람직하다.

미세조직의 평균 입도크기가 10μm를 초과할 경우에는 목적하는 강도 및 연성을 확보하기에 어려움이 있으며, 강도 확보를 위해서는 평균 입도크기가 작으면 작을수록 유리하지만 작업상의 한계로 그 하한을 2μm로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 2~5μm의 평균 입도크기를 갖는 것이 우수한 강도 및 연성 확보를 위해서 유리하다.

이하, 상술한 조건을 만족하는 초고강도 강판을 제조하기 위하여 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 방법에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다.

본 발명은 상기와 같은 성분계 및 조성범위로 구성된 강괴 또는 연주슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연 및 열연권취를 거쳐 열연강판으로 제조하거나, 또는 상기 열연강판을 냉간압연 및 소둔 처리하여 냉연강판으로 제조하거나, 상기 냉연강판을 전기아연도금 또는 용융아연도금 강판으로 제조할 수 있다. 본 발명에서 상기 강괴 또는 연주슬라브를 단순히 슬라브라고 칭한다.

이하, 상기 강판의 제조과정에 대한 각각의 제조조건을 상세히 설명한다.

가열단계(균질화 처리): 1050~1300℃

본 발명에서 고망간강의 슬라브를 가열하여 균질화 처리할 시, 가열온도를 1050~1300℃로 설정하는 것이 바람직하다.

슬라브를 가열하여 균질화 처리할 시, 가열온도가 높아질수록 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나, 표면이 열위될 수 있다. 또한, 슬라브의 주상정입계에 액상막이 생기므로, 열간압연시 균열이 발생할 가능성이 있다. 따라서, 가열온도의 상한은 1300℃로 한정함이 바람직하다. 다만, 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 온도 확보가 어려워 온도감소에 의해 압연하중이 증가하여, 소정의 두께까지 충분히 압연을 행할 수 없으므로, 가열온도의 하한을 1050℃로 한정함이 바람직하다.

열간압연 단계: 마무리 열간압연온도 850~1000℃

상기 가열에 의해 균질화 처리된 슬라브에 대해 열간압연을 실시하여 강판으로 제조한다. 이때, 마무리 열간압연의 온도를 850~1000℃로 설정하는 것이 바람직하다.

마무리 열간압연 온도가 850℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 높아져 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라 강판 내부의 품질이 저하될 수 있으며, 반면에 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하여 과도하게 높은 경우에는 압연시 표면 산화가 발생할 수 있다. 따라서, 마무리 열간압연의 온도를 850~1000℃로 한정함이 바람직하다.

권취단계: 200~700℃

상기 열간압연된 강판을 열연 권취를 수행하며, 이때 권취온도는 700℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다.

열연 권취시, 권취온도가 700℃를 초과할 경우 열연강판의 표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 발생할 수 있기 때문에 산세 과정에서 산화층의 제거가 용이하지 않게 되므로, 권취온도는 700℃ 이하로 설정함이 바람직하다. 다만, 권취온도를 200℃ 미만으로 하기 위해서는 열간압연 후 많은 냉각수를 분사하여야 하는데, 이러할 경우 코일의 진행이 어려워 작업성이 저하되므로, 보다 바람직하게는 200~700℃에서 열연 권취를 수행하는 것이 좋다.

냉간압연 단계: 냉간압하율 30~80%

상술한 바와 같은 조건에서 열간압연을 완료한 후, 강판의 형상 및 두께를 제어하기 위해 통상의 조건에서 냉간압연을 실시할 수 있다. 이때, 냉간압하율은 고객사에서 요구하는 두께에 맞도록 제조하면서, 강도 및 연신율을 제어하기 위한 목적으로 30~80%로 수행함이 바람직하다.

연속소둔 단계: 400~900℃

상기 냉간압연된 강판을 연속소둔 처리를 실시한다. 이때, 연속소둔온도는 400~900℃에서 수행함이 바람직하며, 이는 우수한 도금성과 높은 강도를 함께 얻기 위한 것이다.

보다 구체적으로 연속소둔 시, 소둔온도가 너무 낮으면 충분한 가공성을 확보하기가 어려우며, 저온에서 오스테나이트상을 유지할 수 있을 만큼의 오스테나이트 변태가 충분히 일어나지 않으므로, 400℃ 이상에서 실시함이 바람직하다. 다만, 소둔온도가 너무 높으면 재결정 과다 또는 결정립 성장을 통해 강도가 1000MPa 이하로 낮아질 수 있으며, 특히 용융도금시 표면에 산화물이 많아져 우수한 도금성을 얻기 어려우므로, 그 상한을 900℃로 제한한다.

상술한 제조조건에 의해 제조된 냉연강판을 도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조하거나, 전기도금을 실시하여 전기도금강판 또는 합금화 용융도금처리에 의한 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.

상기 전기도금강판으로 제조하기 위해서는 통상의 방법 및 조건에서 전기도금을 실시하는 것으로 가능하다. 또한, 연속소둔이 실시된 냉연강판에 통상적인 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.

통상, 전기도금 또는 합금화 용융도금 공정시 열처리 조건은, 일반 변태조직강에 대해 영향을 미치므로 적절한 열처리 조건이 요구되는 경우가 대부분이지만, 본 발명에 따른 고망간강은 오스테나이트 단상 조직을 가지며 변태가 일어나지 않기 때문에 특별한 열처리 조건이 없어도 기계적 특성에 큰 차이가 발생되지 않는다. 따라서, 통상의 조건에서 도금을 실시하여 강판을 제조할 수 있다.

그리고, 상술한 바와 같이 제조된 강판, 예컨대 상술한 조건들에 의해 제조된 냉연강판, 용융도금강판, 합금화 용융도금강판 또는 전기도금강판을 조질압연(Skin Pass Mill), 이중압연(Double Reduction), 열연정정 및 연속압연 중 하나의 공정으로 재압연을 수행함으로써 가공경화를 통해 강도를 증가시킬 수 있다.

이때, 재압연율은 효율적으로 인장강도를 향상시키고, 압연부하도 크지 않게 하기 위한 목적으로 30% 이상으로 실시됨이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30~50% 범위의 압하율로 압연을 수행한다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 재압연에 따른 미세조직의 변화를 관찰해본 결과(하기 표 1의 발명강 7을 이용), 재압연 전에는 평균 입도크기가 10μm 정도였으나, 재압연 후에는 평균 입도크기가 5μm 정도로 미세화되고, 쌍정 분율도 증가함을 확인하였다.

일반적으로, 강은 냉간압연 또는 인장 등의 변형에 의해 결정립이 변형방향에 따라 연신되지만, 고망간 TWIP 강의 경우에는 변형에 따라 결정립이 연신됨과 동시에 쌍정(Twin)이 형성된다. 이때, 형성된 쌍정은 결정입내에서 새로운 결정방위를 형성하면서 결정립을 미세화하는 효과를 보인다. 따라서, 재압연을 수행하게 되면 결정립이 미세화되어 초고강도를 확보할 수 있다. 본 발명에서는 재압연 후 미세조직의 평균 입도크기가 2~10μm인 것이 초고강도를 확보하는데에 바람직하다.

이와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분계 및 제조조건을 만족하는 강판은 인장강도 1300MPa 이상으로 초고강도 강판이며, 동시에 항복강도도 1000MPa 이상을 갖는다.

즉, 본 발명은 강도뿐만 아니라 연성도 우수하게 확보함으로써, 강판을 성형함에 있어서 우수한 가공성을 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분계를 갖는 강괴를 1200℃ 가열로에서 한 시간 동안 유지한 후, 열간압연을 실시하였다. 이때, 열간압연 마무리 온도는 900℃로 설정하였으며, 열간압연 후 650℃에서 권취를 실시하였다. 이후, 상기 열연강판을 이용하여 산세를 실시하고, 50%의 냉간압하율로 냉간압연을 실시하였다. 이후, 냉간압연된 시편을 소둔온도 800℃, 과시효온도 400℃로 하여 연속소둔 모사 열처리를 실시하였다. 또한, 상기 냉연강판을 소둔온도 800℃에서 연속소둔 한 후, 용융아연욕의 온도를 460℃로 설정하여 용융아연도금 모사 시험을 실시하였다.

상기에 의해 제조된 냉연강판을 JIS5호 규격으로 인장시편을 가공한 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 상기 연속소둔 모사 열처리를 실시한 냉연강판 및 도금강판을 이용하여 3겹 용접성이 가능한 전류범위를 평가하였다. 이는, ISO 표준 점용접 시험방법을 이용하여 본 발명에 따른 강판(TWIP 강)과 Mild 강, DP 강을 3겹 용접하면서 용접이 가능한 전류범위를 설정하여 실시하였으며, 그 결과는 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 냉연강판으로 표준 컵 시편을 제조하여 염수분무 조건에서 지연파괴에 의한 크랙의 발생여부를 확인하였다. 이는, 표준 컵 시편 제조방법에 따라 드로잉비로 1.8을 사용하여 드로잉 컵을 제조한 후, 제조된 컵 시편을 염수분무시험(SST)을 통해 크랙이 발생하는 시간을 측정하여 크랙 발생시간(240 시간)을 기준으로 기준시간까지 크랙이 발생하지 않은 경우를 양호한 상태로 판단하였다. 그 결과는 표 2에 함께 나타내었다.

그리고, 냉연강판을 이용하여 재압연 처리한 강판들의 성분계 및 제조조건에 따른 기계적 성질 즉, 인장시험을 통해 강도와 연신율을 평가하여 하기 표 3 및 도 2에 나타내었다.

시편	C	Al	Mn	P	S	Si	Ni	Cr	Ti	B	N	구분
1	0.35	1.48	11.50	0.01	0.01	0.01	0.000	0.00	0.000	0.0000	0.0080	비교강
2	0.59	0.00	14.92	0.02	0.01	0.01	0.140	0.30	0.044	0.0015	0.0080	비교강
3	0.75	1.01	15.24	0.02	0.01	0.01	0.140	0.31	0.068	0.0017	0.0088	비교강
4	0.59	1.29	15.31	0.01	0.01	0.01	0.140	0.31	0.065	0.0016	0.0080	발명강
5	0.55	1.55	15.27	0.01	0.01	0.01	0.140	0.31	0.065	0.0017	0.0071	발명강
6	0.58	1.81	15.13	0.01	0.01	0.01	0.140	0.31	0.064	0.0016	0.0082	발명강
7	0.59	2.02	15.18	0.01	0.00	0.01	0.190	0.31	0.063	0.0016	0.0077	발명강
8	0.51	1.31	15.42	0.02	0.01	0.01	0.255	0.31	0.064	0.0016	0.0078	발명강
9	0.50	1.56	15.04	0.02	0.00	0.01	0.256	0.31	0.064	0.0016	0.0074	발명강
10	0.50	1.79	15.23	0.01	0.00	0.01	0.253	0.31	0.063	0.0017	0.0083	발명강
11	0.72	1.60	18.20	0.01	0.01	0.01	0.210	0.20	0.076	0.0015	0.0078	비교강
12	0.60	0.05	25.00	0.01	0.01	0.06	0.000	0.00	0.000	0.0000	0.0068	비교강

강종	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	3겹용접 전류범위	내지연파괴 크랙 형성	구분
1	353.0	737.0	58.0	1kA 이상	미발생	비교예
2	500.0	1007.0	28.6	1kA 이상	발생	비교예
3	570.0	1004.0	41.3	1kA 미만	미발생	비교예
4	568.0	995.0	59.1	1kA 이상	미발생	발명예
5	575.0	958.0	45.4	1kA 이상	미발생	발명예
6	578.0	940.0	48.5	1kA 이상	미발생	발명예
7	602.0	929.0	49.2	1kA 이상	미발생	발명예
8	530.0	936.0	48.9	1kA 이상	미발생	발명예
9	537.0	909.0	52.2	1kA 이상	미발생	발명예
10	542.0	885.0	55.8	1kA 이상	미발생	발명예
11	557.0	973.0	59.4	1kA 미만	미발생	비교예
12	353.0	772.0	45.0	1kA 이상	발생	비교예

상기 표 2에서는 용접 전류범위와 내지연파괴성이 양호한 강을 구분하여 발명강으로 표기하였다.

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 표 1에서 시편 1을 이용한 강종 1은 성분계 중 탄소 및 망간의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 적은 경우로서 강도 및 연성의 확보가 미비하고, 내지연파괴성이 열위함을 알 수 있으며, 표 1에서 시편 2를 이용한 강종 2는 성분계 중 알루미늄을 첨가하지 않은 경우로서 내지연파괴성이 열위하여 크랙이 발생됨을 확인할 수 있다. 또한, 표 1에서 시편 3을 이용한 강종 3과 시편 11을 이용한 강종 11은 탄소의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 높은 경우로서 3겹 점용접이 가능한 전류범위가 1ka 미만으로 확인되었다. 뿐만 아니라, 본 발명에서 제안하는 망간 및 실리콘의 함량 범위를 만족하지 않는 시편 12를 이용한 강종 12의 경우에도 충분한 강도 및 연성을 확보할 수 없으며, 내지연파괴성도 열위함을 알 수 있다.

그러나, 표 1에서 발명강들을 이용한 강종 3 내지 10은 탄소, 망간, 알루미늄의 함량이 최적화된 경우로서, 3겹 점용접 전류범위가 1kA 이상으로 넓으며, 내지연파괴성도 양호함을 확인할 수 있다.

강종	압하율 (%)	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	구분
1-1	20.1	654.9	1078.6	40.1	비교예
1-2	29.9	802.1	1249.5	31.2	비교예
1-3	39.7	949.3	1420.3	22.3	비교예
2-1	20.1	820.0	1180.0	16.2	비교예
2-2	30.9	941.0	1248.0	6.3	비교예
3	34.5	980.0	1299.5	12.4	비교예
4	35.0	1233.0	1593.0	12.3	발명예
5	37.3	1250.0	1596.0	11.2	발명예
6	37.6	1261.0	1587.0	11.6	발명예
7-1	36.4	1260.0	1604.0	10.9	발명예
7-2	36.4	1226.0	1546.0	8.7	발명예
7-3	40.8	1271.0	1615.0	10.4	발명예
7-4	43.4	1287.0	1633.0	10.3	발명예
8-1	32.4	1178.0	1498.0	11.8	발명예
8-2	36.9	1233.0	1563.0	10.3	발명예
8-3	38.2	1262.0	1594.0	10.0	발명예
8-4	41.9	1325.0	1666.0	9.3	발명예
9-1	32.4	1152.0	1451.0	11.6	발명예
9-2	35.3	1209.0	1525.0	10.4	발명예
9-3	39.9	1259.0	1576.0	9.8	발명예
9-4	40.8	1283.0	1612.0	9.5	발명예
10-1	18.0	918.0	1240.0	20.2	비교예
10-2	31.0	1088.0	1390.0	12.2	발명예
10-3	36.7	1188.0	1499.0	10.7	발명예
10-4	39.6	1231.0	1541.0	10.4	발명예
10-5	44.7	1294.0	1613.0	8.0	발명예
11-1	20.1	858.9	1286.3	41.5	비교예
11-2	30.5	934.3	1150.0	32.2	비교예
11-3	39.7	980.0	1276.0	24.0	비교예
12-1	19.9	651.9	1111.9	27.2	비교예
12-2	29.8	800.6	1281.0	18.4	비교예
12-3	39.9	952.3	1453.6	5.4	비교예

상기 표 3은 표 1에 나타낸 성분계를 갖는 강괴를 열연, 냉연을 완료한 뒤 재압연하여 가공경화시킨 강판의 강도를 평가한 결과이다.

상기 표 3에서는 재압연율에 따른 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 강을 구분하여 발명강으로 표기하였다.

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 표 1의 시편 1을 이용한 경우에는 탄소 및 망간의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 적어 항복강도가 낮게 나타났으며, 특히 재압연율이 30% 이상인 경우에 비해 30% 미만인 경우가 항복강도가 더 낮게 나타났다. 또한, 탄소의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 높은 시편 3 또는 11을 이용한 경우에도 재압연율이 30%를 초과하더라도 항복강도 또는 인장강도가 낮게 나타났으며, 특히 재압연율이 30% 미만인 경우에 강도 확보가 더 어려웠다. 그리고, 표 1의 시편 12를 이용한 경우에도 망간 및 실리콘의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않는 경우로서 항복강도가 낮게 나타났으며, 다만 이때 재압연율이 30% 이상인 경우에 비해 30% 미만인 경우가 항복강도 값이 더 낮았다. 따라서, 이러한 결과를 통해, 재압연시 재압연율을 30% 이상으로 적용함이 항복강도를 확보하는데 바람직함을 알 수 있다.

이와 함께, 재압연에 의한 항복강도 및 인장강도가 증가함에 대한 미세조직의 영향을 알아보기 위해, 본 발명에 따른 발명강 7을 재압연 전, 후 미세조직의 변화를 EBSD(Electron BackScattered Diffraction)로 관찰하여, 이를 도 1에 나타내었다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 재압연 전에는 결정립의 평균 크기가 약 10μm 정도였으나, 재압연 후에는 결정립이 미세화 되면서 그 평균 크기가 약 5μm 정도 임을 확인하였다. 또한, 재압연에 의해 쌍정 분율도 증가함을 확인하였다. 이와 같이, 재압연에 의해 결정립이 미세화됨과 동시에 쌍정의 형성이 증가함에 따라, 재압연 후 인장강도 및 항복강도가 증가되는 것으로 해석할 수 있다.

또한, 도 2는 상기 표 3에서 비교예 및 발명예들의 인장강도 및 항복강도 값을 그래프로 나타낸 것으로서, 비교예 및 발명예들의 인장강도 및 항복강도 범위를 확인할 수 있다. 도 2에 나타낸 바와 같이, 재압연시 재압연율에 따라 자동차용 충돌 부재에 요구되는 항복강도 1000MPa 이상, 인장강도 1300MPa 이상의 우수한 범위를 본 발명에서 제안하는 범위로 확인가능하다.

Claims (8)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 갖는 강판의 제조방법에 있어서,
   중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 니켈(Ni): 0.05~1.0% 및 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강괴 또는 연주슬라브를 1050~1300℃로 가열하여 균질화 처리하는 단계;
   마무리 열간압연온도를 850~1000℃로 하여 상기 균질화 처리한 강괴 또는 연주슬라브를 열간압연하는 단계;
   상기 열간압연된 강판을 200~700℃에서 권취하는 단계;
   상기 권취된 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;
   상기 냉간압연된 강판을 400~900℃에서 연속소둔 처리하는 단계; 및
   상기 연속소둔 처리된 강판을 미세조직의 평균 입도 크기가 2~10μm 가 되도록 30~50% 재압연율로 재압연하는 단계를 포함하며,
   강판의 인장강도는 1300MPa 이상이고, 항복강도는 1000MPa 이상이며, 용접시 전류범위가 1.0~1.5kA인 강판을 제조하는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
   
6. 제 5항에 있어서,
   상기 재압연 단계는 조질압연(Skin Pass Mill), 이중압연(Double Reduction), 열연정정 및 연속압연 중 하나의 공정으로 수행하는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
   
7. 삭제
8. 제 5항에 있어서,
   상기 소둔 처리 단계 후, 전기도금 또는 용융도금 공정을 더 수행하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.

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