KR101598499B1 - 고강도 및 고연성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명에 따른 강판은 1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에 따른 강판은 상온에서 오스테나이트 조직을 형성하고, 크롬과 질소의 첨가에 의하여 적층결함에너지가 효과적으로 조절된다. 따라서, 강의 소성변형중 기계적 쌍정이 발생되어 높은 가공 경화와 인장 강도 및 우수한 가공성을 갖는다.

Description

고강도 및 고연성 강판 및 그 제조방법 {Steel having high strength and large ductility and method for manufacturing the same}
본 발명은 고강도 및 고연성을 갖는 강판, 더욱 구체적으로는 높은 성형성이 요구되는 자동차용 강판, 및 자동차용 범퍼 보강재와 같은 충격 흡수재로 이용가능한 고망간 강판, 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 몸체 등에 이용되는 강판의 경우, 기본적으로 높은 성형성을 요구한다. 이러한 요구를 충족하기 위하여 종래에는 인장강도가 200~300MPa로 낮지만 성형성이 우수한 극저 탄소강이 자동차 강판으로 많이 사용되어 왔다. 그러나, 최근 들어 대기오염과 같은 환경문제가 부각되면서 자동차의 연비를 높이기 위한 많은 방법이 제기되고 있다. 특히, 자동차의 경량화가 연비 향상을 위하여 중요시되면서, 자동차 강판은 높은 성형성뿐만 아니라 높은 강도를 가질 것이 요구되고 있다.
또한, 자동차용 범퍼 보강재 또는 도어 내의 충격 흡수재와 같은 자동차 부품은 승객 안전과 직접적으로 관계되는 부품이므로, 인장강도가 통상적으로 780MPa 이상인 초고강도이면서도 동시에 높은 연신율을 갖는 강판이 사용될 필요가 있는 등 고강도 강의 상업화 필요성이 크게 증가하고 있다.
이러한 자동차용 고강도 강으로는, 예컨데, 이상조직(DP; Dual Phase) 강, 변태유기소성(TRIP; TRansformation Induced Plasticity) 강, 쌍정유기소성(TWIP; TWin Induced Plasticity) 강 등이 있다.
먼저, 이상조직강은 강을 열간 압연 후, 상온으로 냉각하는 과정에서 냉각 종료 온도를 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms)보다 낮게 하여, 오스테나이트의 일부를 마르텐사이트로 변태시켜, 상온에서 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트와 페라이트의 이상조직을 갖게 한 것이다. 이러한, 이상조직강(DP강)은 마르텐사이트와 페라이트 분율을 조절하여 다양한 기계적 성질을 얻을 수 있다.
한편, 변태유기소성강(TRIP 강)은 조직 일부를 잔류 오스테나이트로 형성시킨 후, 부품성형 중 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 상변태를 이용하여 강의 가공성을 향상시킨 것이다. 이러한, TRIP 강은 마르텐사이트 변태에 의한 큰 가공 경화로 인해 높은 강도를 가는 장점이 있지만, 연신율이 너무 낮다는 단점이 있다.
즉, DP 강 및 TRIP 강의 경우 가공경화기구는 주로 경한 상인 마르텐사이트를 이용한 것인데, 이러한 마르텐사이트는 소성변형 중 높은 가공경화 증가율을 보여 고강도의 열연 강판을 제조할 수 있으나, 연성은 극히 낮으므로 30% 이상의 연신율을 확보하기 어렵다는 단점이 있다.
한편, 쌍정유기소성강(TWIP 강)은 망간을 다량 함유하여 상온에서 안정한 오스테나이트 단상을 가지고, 부품 가공 중 그 오스테나이트 조직 내에 기계적 쌍정을 형성함으로써 가공 경화를 증가시킨 것이다. 즉, TWIP 강은 기지조직이 페라이트가 아닌 오스테나이트이고 소성변형 중 오스테나이트 결정립 내에 기계적 쌍정을 꾸준히 발생시켜 전위의 이동을 방해함으로써 가공경화를 추가로 얻어 우수한 연신율을 갖게 한 것이다. 또한, TWIP 강은 높은 가공경화를 일으키는 기계적 쌍정이 형성되므로 높은 연신율뿐만 아니라 높은 인장강도도 얻을 수 있다. 특히, TWIP 강은 연신율이 종래의 DP강이나 TRIP강 보다도 더 높은 50% 이상으로서 자동차용 강판 등으로 사용하기에 우수한 특성을 갖는다.
하지만, 현재까지 개발된 TWIP 강은 오스테나이트 안정성을 확보하고, 적층결함에너지를 조절하기 위한 망간의 함량이 12-30% 정도로 높을 뿐 아니라, 망간 이외에도 다량의 알루미늄이나 실리콘 등이 첨가되고 있어, 재료비 및 제조비용이 크게 상승한다는 단점이 있다. 또한, 제강 공정이나 연주 공정 중 망간의 휘발이나 온도 감소 등으로 인한 추가 제조비 부담도 크다는 단점이 있어서, 망간 함량을 줄인 TWIP 강의 개발이 요구되는 실정이다. 또한, 기계적 성질의 측면에서 현재까지 개발된 TWIP 강은 항복강도가 약 300MPa에 불과하고, 인장강도도 1GPa을 넘지 못한다는 단점이 있어서, 연신율은 유지하면서 강도를 더 높인 강판을 제공할 필요가 있다.
따라서, 본 발명은 종래의 DP 강, TRIP 강 및 TWIP 강이 갖는 문제점을 해결할 수 있는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
구체적으로 본 발명은 망간의 함량을 줄이면서도 동시에 고강도 및 고연성을 동시에 갖는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 강판은:
1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 강판은 1100℃ 이상의 온도에서 열처리된 열연 강판인 것이 바람직하다.
또한, 상기 열연 강판은 1100℃ 이상의 온도에서 가열하는 단계, 상기 가열된 강판을 900℃ 이상에서 열간 압연하는 단계 및 상기 열간 압연된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계에 의하여 형성된 강판인 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판은 상기 열연 강판을 냉연 가공한 냉연 소둔 강판일 수 있다.
또한, 상기 냉연 소둔 강판은 냉각된 강판을 30% 이상의 두께 감소율로 상온에서 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 강판을 800℃ 이상에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계에 의하여 형성된 강판인 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판은 인장강도와 총 연신율의 곱(TS× El)이 30,000MPa% 이상인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에 따른 강판의 제조방법은:
1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 형성하는 단계;
상기 강판을 1100℃ 이상으로 가열하는 단계;
상기 가열된 강판을 900℃ 이상에서 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계
를 포함하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 방법은 상기 냉각된 강판을 30% 이상의 두께 감소율로 상온에서 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 강판을 800℃ 이상에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 따른 강의 성분을 위와 같이 한정한 이유를 설명한다.
Mn: 5.0~9.0중량%
TWIP 강은 상온의 오스테나이트 기지에서 소성변형중 기계적 쌍정이 생기는 것이므로 열간압연 후 상온에서 오스테나이트 상을 가져야 한다. 망간은 철-탄소 이원계 상태도에서 고온 영역의 상인 오스테나이트를 상온에서도 가질 수 있게 하는 오스테나이트 안정화 합금원소이다. 하지만, 망간의 함량이 5중량% 미만이면 오스테나이트 상의 안정성이 크게 떨어져서 열간압연 후 오스테나이트 영역에서 냉각중에 페라이트, 혹은 마르텐사이트 상이 생기어 소성변형 중 기계적 쌍정이 발생될 수 없으므로 5.0중량% 이상 망간을 포함하여야 한다.
한편, 망간이 9.0중량%를 초과하여 첨가되는 경우 상온에서 오스테나이트 단상을 얻고, 기계적 쌍정을 생성시키는 것은 가능하나, 기존의 TWIP 강과 별다른 차별성을 가지지 못하여, 원재료비 및 제조비용의 증가를 가져올 뿐만 아니라 용접성이 저하되고, 게재물이 형성되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 5.0~9.0중량%로 제한한다.
C: 1.0~1.4 wt.%
망간의 함량이 5.0중량% 미만이면, 철-망간 이원계 합금만으로는 상온에서 오스테나이트 단상을 얻을 수 없고, ε 마르텐사이트나 α’마르텐사이트가 일부 생긴다. 이러한 문제점을 해결하여 상온에서 오스테나이트 단상조직을 얻기 위해서는 값싸면서도 강력한 오스테나이트 안정화 원소인 탄소를 첨가하는 것이 효과적이다. 그런데, 탄소함량이 1.0중량% 미만이 되면, 오스테나이트의 안정도가 여전히 충분하지 않아서 열간압연 후 냉각하는 과정에서 오스테나이트 단상을 얻기 힘들거나, 혹은 상온에서 오스테나이트 단상을 얻었다 할지라도 오스테나이트의 안정성이 충분이 확보되지 못하여 소성변형시 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 상변태가 일어나 TRIP강이 된다. 따라서 본 발명에서 원하는 TWIP 강을 얻을 수 없다. 한편, 탄소함량이 1.4중량%를 초과하면, 상온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수는 있지만, 탄화물 석출이 발생하여 연신율을 감소시키고 용접성을 저하시킨다. 또한 소둔 열처리 후 냉각 속도를 조절하더라도 탄화물 석출을 제어하는데 어려움이 따른다. 또한, 추가적으로 탄소는 적층결함에너지를 상승시키는 원소로, 탄소함량이 높으면 변형중에 기계적 쌍정생성이 어려워지는 문제점이 있다. 따라서, 탄소함량을 1.0~1.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 2.0~8.0중량%
크롬은 강의 내식성을 향상시켜 주로 스테인리스강에 많이 사용되어 왔던 원소로서, 크롬은 페라이트 안정화 원소이기는 하지만, 오스테나이트 강에 첨가될 경우, 마르텐사이트 변태 온도를 낮추게 되어 상온에서 오스테나이트를 안정화 시키는 역할을 한다. 그러므로 철-망간-탄소 3원계에서 크롬을 첨가하면, 마르텐사이트 변태를 제어하여 소성변형 중 오스테나이트 기지 내에 기계적 쌍정을 잘 발생시킬 수 있다. 그러나 첨가되는 크롬의 함량이 2.0중량% 미만이면, 오스테나이트 안정성이 부족하여 소성변형중에 기계적 쌍정이 아닌 응력유기 마르텐사이트가 생성되어 TRIP 강이 된다.
한편 크롬은 스테인리스 강에서는 망간과 유사하게 적층결함에너지를 감소시키는 것으로 알려져 있지만, 철-망간-탄소 3원계의 합금원소에서는 오히려 적층결함에너지를 증가시키는 것으로 알려져 있다. 따라서 크롬의 함량이 8.0중량%를 초과하면, 오스테나이트의 적층결함에너지가 너무 높아져서 소성변형중에 기계적 쌍정에 의한 것이 아닌 단순한 완전 전위 이동에 의한 가공경화가 일어나서 고강도, 고연성을 얻기가 힘들다. 뿐만 아니라, 크롬은 페라이트 안정화 원소이므로 8.0중량%를 초과하면, 열간압연 공정 중 일부 페라이트가 생성될 수도 있고, 원재료비가 너무 증가하는 문제점이 있다. 따라서 크롬의 함량을 2.0~8.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 강판은 적은 양의 망간을 포함하면서도 상온에서 오스테나이트 조직을 형성하고, 적층결함에너지가 효과적으로 조절된다. 따라서, 강의 소성변형중 기계적 쌍정이 발생되어 높은 가공 경화와 인장 강도 및 우수한 가공성을 갖는다. 즉, 본 발명에 따른 강판은 인장강도와 총 연신율의 곱(TS× El)이 30,000MPa% 이상으로 매우 높은데, 이는 종래의 망간을 20중량% 정도로 함유한 TWIP 강에 비하여 인장강도와 총 연신율의 곱을 대등한 수준으로 유지하면서, 제조원가는 크게 낮춘 것이다.
또한, 발명에 따른 고망간 질소 함유 강판은 열연 강판 및 냉연 소둔 강판 등 다양한 방식으로 이용가능하다.
도 1은 본 발명의 비교예에 따른 소둔 열처리한 강판의 주사전자현미경 사진이다.
도 2는 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 열간 압연 후 소둔 열처리한 냉연 소둔 강판의 주사전자현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강판이 기계적 쌍정이 형성되어 있음을 확인할 수 있는 전자현미경 사진이다.
본 발명에 따른 강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 이하에서 설명한다.
먼저, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강판은 1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과, 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명은 종래의 쌍정유기소성(TWIP) 강의 문제점을 해결하기 위해 고안된 것으로, 망간 함량을 10중량% 이하로 낮게 하는 대신, 적절하게 조절된 함량의 탄소, 크롬 등을 첨가하여 망간의 함량을 최소화하면서도 상온에서 오스테나이트 단상을 얻을 수 있도록 하였다. 따라서, 본 발명에 따른 강판은 상기 합금 원소들을 상기 조성으로 포함함으로써, 망간이나 알루미늄과 같은 고가의 합금원소의 함량을 기존 TWIP 강보다 적게 하면서도, 연신율을 높게 유지하면서, 동시에 높은 항복강도 및 인장강도를 갖게 할 수 있었다.
구체적으로, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강판은 망간을 5.0중량% 내지 9.0중량% 포함한다. TWIP 강은 상온의 오스테나이트 기지에서 소성변형 중 기계적 쌍정이 형성되는 것이므로, 일단 합금원소를 첨가하여 철-탄소 상태도 상에서 고온의 오스테나이트 영역을 상온까지 확장시켜야 한다. 또한, 소성변형 중 기계적 쌍정을 발생시키기 위해서는 적층결함에너지가 약 50mmJ/m2 이하여야 하는데, 본 발명은 이를 위한 오스테나이트 안정화 원소로서 망간을 이용하였다.
한편, 본 실시예에서 망간의 함량이 5중량% 미만이면, 오스테나이트 상의 안정성이 크게 떨어져서 열간 압연 후 오스테나이트 영역에서 냉각 중에 페라이트, 혹은 마르텐사이트 상이 생길 수 있다. 또한, 오스테나이트 상의 적층결함에너지가 너무 높아져서 기계적 쌍정을 형성하기 곤란하다는 단점이 있다.
또한, 망간의 함량이 너무 많을 경우 적층결함에너지가 너무 커져서 오스테나이트 상의 소성변형이 일어날 수 있다. 또한, 망간은 고가의 금속이므로 본 발명의 목적 중 하나인 망간의 함량을 최대한 적게 유지함으로써 가능한 제조원가를 낮추기 위하여 본 실시예에 따른 망간의 함량은 9중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
또한, 본 실시예에 따른 강판은 탄소를 1.0중량% 내지 1.4중량% 포함한다. 즉, 철-망간 이원계 합금은 상온에서 오스테나이트 단상을 얻을 수 없고, ε 마르텐사이트나 α’마르텐사이트가 일부 형성된다. 따라서, 본 실시예에 따르면 상온에서 오스테나이트 단상조직을 얻기 위해서 값싸면서도 강력한 오스테나이트 안정화 원소인 탄소를 첨가하였다.
또한, 탄소의 함량이 1.0중량% 미만이 되면, 오스테나이트의 안정도가 여전히 충분하지 않아서 열간압연 후 냉각하는 과정에서 오스테나이트 단상을 얻기 힘들거나, 혹은 상온에서 오스테나이트 단상을 얻었다 할지라도 오스테나이트의 안정성이 충분이 확보되지 못하여 소성변형시 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 상변태가 일어나 TRIP강이 된다. 따라서 본 발명에서 원하는 TWIP 강을 얻을 수 없다.
한편, 탄소함량이 1.4중량%를 초과하면, 상온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수는 있지만, 탄화물 석출이 발생하여 연신율을 감소시키고 용접성을 저하시킨다. 또한, 소둔 열처리 후 냉각 속도를 조절하더라도 탄화물 석출을 제어하는데 어려움이 따른다. 또한, 추가적으로 탄소는 적층결함에너지를 상승시키는 원소로, 탄소함량이 높으면 변형중에 기계적 쌍정생성이 어려워지는 문제점이 있다. 따라서, 탄소함량을 1.0~1.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 실시예에 따른 강판은 크롬을 2.0중량% 내지 8.0중량% 포함한다. 크롬은 강의 내식성을 향상시켜 주로 스테인리스강에 많이 사용되어 왔던 원소로서, 크롬은 페라이트 안정화 원소이기는 하지만, 오스테나이트 강에 첨가될 경우, 마르텐사이트 변태 온도를 낮추게 되어 상온에서 오스테나이트를 안정화 시키는 역할을 한다. 그러므로 철-망간-탄소 3원계에서 크롬을 첨가하면, 마르텐사이트 변태를 제어하여 소성변형 중 오스테나이트 기지 내에 기계적 쌍정을 잘 발생시킬 수 있다. 그러나 첨가되는 크롬의 함량이 2.0중량% 미만이 되면, 오스테나이트 안정성이 부족하여 소성변형중에 기계적 쌍정이 아닌 응력유기 마르텐사이트가 생성되어 TRIP 강이 된다.
한편 크롬은 스테인리스 강에서는 망간과 유사하게 적층결함에너지를 감소시키는 것으로 알려져 있지만, 철-망간-탄소 3원계의 합금원소에서는 오히려 적층결함에너지를 증가시키는 것으로 알려져 있다. 따라서 크롬의 함량이 8.0중량%를 초과하면, 오스테나이트의 적층결함에너지가 너무 높아져서 소성변형중에 기계적 쌍정에 의한 것이 아닌 단순한 완전 전위 이동에 의한 가공경화가 일어나서 고강도, 고연성을 얻기가 힘들다. 뿐만 아니라, 크롬은 페라이트 안정화 원소이므로 8.0중량%를 초과하여 첨가하게 되면, 열간압연 공정중 일부 페라이트가 생성될 수도 있고, 원재료비가 너무 증가하는 문제점이 있다. 따라서 크롬의 함량을 2.0~8.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
실험예
표 1에 나타난 것과 같은 화학조성을 갖는 강(발명강 1 내지 3, 비교강 1 내지 7)을 1100℃ 이상으로 가열하고 900℃ 이상에서 열간압연하여 두께 3mm 판을 만든 후 공냉 또는 강제 냉각하여 시편을 제조하였다. 또한, 상기 열간압연된 강 중 일부를 800~1200℃ 에서 5~10분간 소둔 열처리 후 유냉 및 수냉하였다.

구분		 조성(중량%)
비고
C Mn Cr
발명강 1 1.22 7.34 3.03 1200℃ 소둔 후 수냉
발명강 2 1.18 7.23 4.89 1200℃ 소둔 후 수냉
발명강 3 1.23 7.42 6.92 1200℃ 소둔 후 수냉
비교강 1 1.22 7.34 3.03 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 2 1.18 7.24 4.89 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 3 1.23 7.42 6.92 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 4 1.22 7.34 3.03 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 5 1.18 7.24 4.89 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 6 1.23 7.42 6.92 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 7 1.19 8.08 1중량% 미만 1000℃ 소둔 후 수냉

구분		 항복강도(YS)
(MPa)		 인장강도(TS)
(MPa)		 총연신율
El(%)		 TS×El
(MPa%)
비고
발명강 1 410 829 38.6 31999 1200℃ 소둔 후 수냉
발명강 2 484 953 39.7 37834 1200℃ 소둔 후 수냉
발명강 3 515 1014 38.0 38532 1200℃ 소둔 후 수냉
비교강 1 512 1074 22.2 23843 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 2 595 1211 22.0 26642 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 3 614 1162 15.6 18127 1000℃ 소둔 후 수냉
비교강 4 893 1054 2.1 2213 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 5 984 1625 6.3 10237 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 6 1021 1557 5.5 8563 800℃ 소둔 후 수냉
비교강 7 371 830 23.1 19173 1000℃ 소둔 후 수냉
상기 공정을 통해 제조된 시편을 이용하여 강도 및 연신율을 측정하였으며, 그 결과는 표 2와 같다. 표 2에서 알 수 있듯이, 동일한 조성일지라도 열처리 소둔 온도에 따라 인장성질은 큰 차이를 보였다. 이는 크롬이 첨가됨에 따라 나오는 크롬 탄화물과 관련이 있다. 즉, 도 1에서 볼 수 있듯이, 비교강 2의 소둔 열처리 후의 미세조직은 오스테나이트 결정립 및 기지 내에 수많은 탄화물이 나오는 것을 확인 할 수 있었다. 하지만 조성은 동일할지라도 발명강 2의 소둔 후 미세조직은 크롬탄화물이 전혀 존재하지 않는 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 소둔 온도가 낮거나, 냉각 속도가 느려서 탄화물이 오스테나이트 기지 내에 석출하게 되면, 탄소와 크롬의 오스테나이트내 고용도가 떨어져서 오스테나이트의 안정성이 떨어질 뿐만 아니라, 탄화물이 이미 조대하게 석출되어 동일한 강종일지라도, 인장성질에 좋지 않은 영향을 미치게 된다. 그 결과, 표 2에서 보여지듯이, 발명강의 강도× 연신율 값은 30,000MP·% 이상을 나타내지만 비교강 1, 2, 3의 강도× 연신율 값이 30,000MP·% 보다 작게 나타난다.
또한, 비교강 4,5,6의 경우는 크롬탄화물 석출 현상이 가장 활발하게 일어나는 800 oC에서 소둔 열처리를 하였기 때문에, 1000 oC에서 소둔한 시편보다 더 많은 석출물이 오스테나이트 기지내에 존재한다. 따라서, 오스테나이트 기지내에 안정성이 매우 낮아지게 되므로, 소성변형중에, 응력유기 마르텐사이트가 생겨서 최대 인장강도는 매우 높게 나타나나, 연신율은 수%로 매우 낮게 나타남을 확인할 수 있었다.
또한 망간이나, 탄소는 발명강의 범위에 들어올지라도 크롬이 기준 함량보다 낮게 첨가될 경우에도 비교강 7에서 보여지듯이 인장성질이 우수하게 나타나지 않는다. 소성변형중의 기계적 쌍정의 생성을 확인하기 위해 투과전자현미경으로 발명강 3의 소성변형중의 미세조직을 관찰한 결과 도 3에서 볼 수 있듯이, 기계적 쌍정이 매우 잘 발달되어 있음을 확인할 수 있었다.
이상으로 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 및 고연성을 갖는 강판 및 그 제조방법을 상세하게 설명하였다. 하지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 상기 실시예에 대한 다양한 수정 및 변형이 가능함을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 범위는 오직 뒤에서 설명할 특허청구범위에 의해서만 한정된다.

Claims (8)

1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함하고,
인장강도와 총 연신율의 곱(TS× El)이 30,000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판.
청구항 1에 있어서, 상기 강판은 1100℃ 이상의 온도에서 열처리된 열연 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판.
청구항 2에 있어서, 상기 열연 강판은 1100℃ 이상의 온도에서 가열하는 단계, 상기 가열된 강판을 900℃ 이상에서 열간 압연하는 단계 및 상기 열간 압연된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계에 의하여 형성된 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판.
청구항 2에 있어서, 상기 강판은 상기 열연 강판을 냉연 가공한 냉연 소둔 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판.
청구항 4에 있어서, 상기 냉연 소둔 강판은 냉각된 강판을 30% 이상의 두께 감소율로 상온에서 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 강판을 800℃ 이상에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계에 의하여 형성된 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판.
삭제
1.0중량% 내지 1.4중량%의 탄소와, 5.0중량% 내지 9.0중량%의 망간과, 2.0중량% 내지 8.0중량%의 크롬과 잔부인 철과 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 형성하는 단계;
상기 강판을 1100℃ 이상으로 가열하는 단계;
상기 가열된 강판을 900℃ 이상에서 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계
를 포함하고,
상기 냉각된 강판은 인장강도와 총 연신율의 곱(TS× El)이 30,000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 방법은 상기 냉각된 강판을 30% 이상의 두께 감소율로 상온에서 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 강판을 800℃ 이상에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 강판을 공냉 또는 강제 냉각하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 및 고연성 강판의 제조방법.
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