KR101988762B1

KR101988762B1 - 성형성이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101988762B1
Application number: KR1020170176365A
Authority: KR
Inventors: 한태교; 조원태; 박재성; 김성규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-20
Filing date: 2017-12-20
Publication date: 2019-06-12

Abstract

본 발명의 일 측면은, 강도와 더불어 연성을 크게 향상시키면서, 굽힘 특성과 구멍 확장성을 확보함으로써 성형성이 고망간 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

성형성이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-MANGANESE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 사용되는 고망간 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다.

일반적으로, 자동차의 샤시 부품 예컨대, 로워암, 휠 디스크 등에는 열연강판을 산세 및 도유하여 적용하고 있으며, 이러한 부품들은 차체를 지지하는 역할을 하므로 부품의 강도가 우수하여야 하는 동시에 주행시 피로에 의한 파괴를 방지하기 위해 피로특성이 우수하여야 한다.

자동차의 샤시 부품용 강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용한다. 그런데, 고강도와 피로특성의 확보를 위해 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장강도 600MPa 이상에서는 30% 이상의 연신율을 확보하기 어렵다. 이로 인해, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품을 제조하는 데에도 적용하기 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계에 한계가 있다.

한편, 강의 강도와 성형을 동시에 확보하기 위한 방안으로서, 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강의 조직을 오스테나이트 단상으로 형성하고, 변형 중 발생하는 쌍정(Twin)을 이용하여 강도 및 성형성을 동시에 확보하는 기술이 제시된 바 있다 (특허문헌 1).

하지만, 종래의 C와 Mn을 다량으로 함유하는 고망간 강은 굽힘 특성, 구멍 확장성 등의 물성이 열위하여 복잡한 성형 부품에는 사용이 제한되는 단점이 있다.

따라서, 강도 및 연성뿐만 아니라, 굽힘 특성, 구멍 확장성 등을 향상시켜 성형성이 우수한 자동차용 소재의 개발이 요구되는 실정이다.

한국 등록특허 제10-0711361호

본 발명의 일 측면은, 강도와 더불어 연성을 크게 향상시키면서, 굽힘 특성과 구멍 확장성을 확보함으로써 성형성이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

다만, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.35~0.9%, 망간(Mn): 13~21%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직으로 재결정율 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하며, 강판 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(As)와 두께방향 1/4t±100㎛ 영역(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미함) 내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(Ai)의 비(As/Ai)가 1.2 이하인 성형성이 우수한 고망간 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 연속주조공정을 통해 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 1180~1260℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하고,

상기 연주공정시 하기 관계식 1을 만족하는 압하량으로 압하(reduction)를 행하고, 상기 강 슬라브의 재가열시 하기 관계식 2를 만족하는 시간 동안 행하는 것인 성형성이 우수한 고망간 강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

총 연주 압하량(mm) ≥ {(슬라브 두께(mm)) × (1.05 + [Mn]/109.9 + [C]/3)}/100

(관계식 1에서 [Mn]과 [C]는 각각의 중량 함량을 의미함)

[관계식 2]

255 ≤ (RT×Rt)/1000 ≤ 355

(관계식 2에서 RT는 재가열시 온도(℃), Rt는 재가열시 총 시간(min)을 의미함)

본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도를 가지면서 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.

특히, 강판의 연성을 크게 향상시킴으로써 굽힘 특성 및 구멍 확장성을 우수하게 확보할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 적용할 수 있다.

본 발명의 발명자들은 기존 고망간 강 대비 연성이 크게 향상되고, 굽힘 특성과 구멍 확장성을 동시에 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 목표로 하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함으로써 의도하는 물성을 가지는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고망간 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.35~0.9%, 망간(Mn): 13~21%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 고망간 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.35~0.9%

탄소(C)는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는데에 유리하다. 또한, C는 강의 적층결함 에너지(Stacking Fault Energy, SFE)를 증가시켜 강도와 연성을 동시에 향상시키는 역할을 한다.

이러한 C의 함량이 0.35% 미만이면 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 지연파괴와 피로성능이 열위하는 문제가 있다. 또한, 강도 및 연성을 목표 수준으로 확보하기 어려워진다. 반면, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 탄화물이 다량 석출되어 균일 연신율을 저감시키며, 이로 인해 연성을 우수하게 확보하기 곤란해진다.

따라서, 본 발명에서는 C를 0.35~0.9%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.4~0.8%로 포함할 수 있다.

Mn: 13~21%

망간(Mn)은 탄소(C)와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다.

이러한 Mn의 함량이 13% 미만이면 변형 중에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 안정한 오스테나이트 상의 확보가 어려워진다. 반면, 그 함량이 21%를 초과하게 되면 강도 향상 효과가 포화되며, 오히려 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mn을 13~21%로 함유할 수 있으며, 보다 유리하게는 13.5~20.0%로 포함할 수 있다.

Al: 0.01~3.0%

알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하나, 본 발명의 하나의 측면에서는 강의 적층결함 에너지(SFE)를 높여 ε(입실론)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴성을 향상시키는 역할을 한다.

이러한 Al의 함량이 0.01% 미만이면 급격한 가공경화 현상에 의해 오히려 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열위하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 강도가 저하되며, 주조성이 열위해지고, 열간압연시 강 표면에서 산화물을 형성함으로써 표면품질이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Al을 0.01~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.02~2.0%로 포함할 수 있다.

P: 0.1% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강의 인성이 크게 저하하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 P을 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

S: 0.01% 이하

황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 열연판에 조대한 MnS가 생성되어 가공성과 인성을 저해하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 S을 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

N: 0.2% 이하

질소(N)는 고용강화 효과가 있는 원소이지만, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 생성하여 오히려 강의 강도를 저해하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 N를 0.2% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

한편, 본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성 이외에 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01%으로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

다만, 본 발명의 고강도 강판은 이들 원소들을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없다 할 것이다.

Si: 0.001~2.0%

실리콘(Si)은 고용강화에 의한 강의 항복강도 및 인장강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있다. 또한, Si은 탈산제로 사용할 수 있다.

상술한 효과를 위해서는 0.001% 이상으로 Si을 포함할 수 있으나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 취성에 의해 연신율이 급격히 열위하여 조기파단이 발생할 우려가 있다.

따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Si의 첨가시 0.001~2.0%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.

Ti: 0.01~1.0%

티타늄(Ti)은 강 내 질소와 반응하여 질화물로 침전하여 열간 압연성을 향상시킨다. 또한, 일부는 탄소와 결합하여 탄화물의 석출상을 형성함으로써 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 포함할 수 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로특성이 열위하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Ti의 첨가시 0.01~1.0%로 포함할 수 있다.

B: 0.0005~0.01%

보론(B)은 미량의 첨가로도 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시키는데 유효한 원소이다.

상술한 효과를 위해서는 0.0005% 이상으로 B을 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 오히려 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 B의 첨가시 0.0005~0.01%로 포함할 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명에서 목표로 하는 고강도와 함께 고연성의 확보와 동시에, 굽힘 특성 및 구멍 확장성의 향상을 위해서는, 상술한 합금조성을 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.

구체적으로, 본 발명의 고망간 강판은 재결정율 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함함으로써 강도와 연성을 동시에 우수하게 확보할 수 있다.

상기 오스테나이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 입실론(ε)-마르텐사이트 또는 알파다시(α')-마르텐사이트 상을 포함할 수 있으며, 이들은 면적분율 5% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.

특히, 본 발명의 고망간 강판은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(As)와 두께방향 1/4t±(100㎛) 영역(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미함) 내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(Ai)의 비(As/Ai)를 1.2 이하로 제어함으로써, 강판의 두께방향으로 균질한 재질을 확보할 수 있다.

만일, 두께별 평균 결정립 크기의 비 즉, As/Ai의 값이 1.2를 초과하게 되면 강 표면에서 상대적으로 조대한 결정립으로 인하여 강도는 물론이고, 굽힘 특성과 구멍 확장성이 열위하는 문제가 있다.

본 발명에서 각각의 평균 결정립 크기의 단위는 ㎛ 이며, 상기 결정립 크기는 원 상당 직경을 의미한다.

덧붙여, 본 발명의 고망간 강판은 두께방향 1/2t 지점(바람직하게는 1/2t±(100㎛) 내의 성분이 가장 높은 영역, 여기서 t는 강판 두께(mm)를 의미함)의 Mn 편석량(Mc)과 강판 두께방향 1/4t 지점(바람직하게는 1/4t±(100㎛) 내의 성분이 가장 높은 영역)의 Mn 편석량(Mi)의 비(Mi/Mc)가 0.95~2.0을 만족하는 것이 바람직하다. 즉, Mn 편석량을 두께방향으로 고르게 분포시킴으로써 고망간 강판에서 빈번하게 발생하는 두께 중심부 내 Mn 편석을 최소화하는 효과를 얻을 수 있다.

만일, 두께별 Mn 편석량의 비 즉, Mi/Mc의 값이 0.95 미만이거나 2.0을 초과하게 되면 두께 중심부 내 Mn 편석량이 과도해져 목표로 하는 물성의 확보가 곤란해진다.

본 발명의 고망간 강판은 상술한 합금조성과 미세조직을 가지게 됨으로써, 800MPa 이상의 인장강도 및 50% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.

뿐만 아니라, 본 발명의 고망간 강판은 TS×El 값을 50000 이상으로 확보함으로써 35% 이상의 구멍 확장성(HER)과 우수한 굽힘 특성을 확보할 수 있다.

한편, 본 발명의 고망간 강판은 2.0~12.0mm의 두께를 가질 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 성형성이 우수한 고망간 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취] 공정을 거쳐 목표로 하는 고망간 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 재가열]

먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 것이 바람직하다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.

본 발명의 하나의 측면에 의하면, 상기 강 슬라브는 의도하는 합금조성을 가지는 용강을 연속주조(연주)함으로써 제조할 수 있으며, 이때 목표로 하는 두께의 슬라브로 제조함에 있어서, 하기 관계식 1을 만족하도록 연속주조공정을 행할 수 있다.

일반적인 탄소강 대비 고망간 강의 수축량이 큰데, 본 발명의 발명자들은 많은 연구 끝에 강 내 C와 Mn 함량에 따라 수축량이 변화하며, 특정 압하량 이상으로 연주시 슬라브의 중심 편석을 제어할 수 있음을 발견하였다.

이에 따라, 본 발명에서는 강 슬라브 제조시 슬라브 두께 대비 C와 Mn에 비례하여 총 연주 압하량을 설정하고 그 이상으로 행함으로써 중심 편석이 억제된 강 슬라브를 얻을 수 있다.

본 발명에서는 목표 슬라브 두께가 200~250t(mm)이다.

[관계식 1]

(관계식 1에서 [Mn]과 [C]는 각각의 중량 함량을 의미함)

이후, 상기에 따라 제조된 강 슬라브를 고온에서 재가열할 수 있으며, 구체적으로 주조시 편석된 성분의 재고용을 위하여 1180~1260℃의 온도범위에서 재가열을 행할 수 있다.

상기 재가열시 온도가 1180℃ 미만이면 주조시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못할 우려가 있으며, 반면 1260℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정입도가 조대해져 강도가 저하하는 문제가 있다.

한편, 본 발명의 하나의 측면에서는 상술한 온도범위(RT)에서의 재가열시 그때의 총 시간(Rt)은 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

구체적으로, 강 슬라브의 재가열시 그 시간이 하기 관계식 2를 만족하도록 제어될 때 편석 원소의 용해 및 확산이 용이해져, 본 발명에서 의도하는 미세조직의 확보가 가능해진다.

특히, 하기 관계식 2의 값이 355를 초과하게 되면 가열로 내에서 슬라브의 산화가 심해져 표면 탈탄이 발생됨에 따라 표층부 조직의 상변태가 야기되며, 표면품질이 열위하는 문제가 있다.

상기 총 시간(Rt)은 연속주조 공정에 의해 제조된 강 슬라브를 재가열로에 장입한 후 인출하기까지의 총 시간을 의미한다.

[관계식 2]

255 ≤ (RT×Rt)/1000 ≤ 355

[열간압연]

상술한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.

이때, 마무리 열간압연시의 온도를 880℃ 이상으로 제어함으로써 미재결정립의 생성을 억제함이 바람직하다. 즉, 마무리 열간압연시 온도가 880℃ 미만이면 미재결정립 분율이 높아져 결정립내에 많은 전위가 도입됨에 따라 연성이 크게 열위하게 되는 문제가 있다.

보다 유리하게는 880~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

[냉각 및 권취]

상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있다.

이때, 평균 냉각속도 5℃/s 이상으로 650℃ 이하의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취할 수 있다.

상기 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 조대한 탄화물이 형성되어 강의 성형성을 저해하므로 바람직하지 못하다. 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 설비 사양에 따라 적절히 선택할 수 있다. 일 예로, 100℃/s 이하로 행할 수 있다.

또한, 냉각종료온도 즉, 권취온도가 650℃를 초과하게 되면 권취 이후 상온까지 냉각하는 동안에 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있다. 상기 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하며, 상온에서 행하더라도 문제가 없다. 여기서 상온은 15~35℃ 정도의 온도를 의미한다.

한편, 필요에 따라 권취 후 산세 공정을 더 행할 수 있으며, 이로부터 강판 표면에 형성된 산화층을 제거할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 2.3mmt 두께의 열연강판을 제조하였다.

이후, 각 열연강판의 기계적 물성을 평가하고, 조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구체적으로, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El)의 측정을 위해 인장시험을 행하였으며, 연신율은 총 연신율을 의미한다.

또한, 굽힘 특성의 평가를 위하여 각 시편에 대해 굽힘 T 테스트를 행하였다. 이는 시편을 180도 굽힘 시험한 후 표면에 크랙 발생 여부를 평가하는 테스트이다. 이때, 0T 부터 5T까지 시험을 수행하였으며 0T는 시편 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고 180도 굽힘 시험한 경우, 5T 시편 사이에 동일 두께의 소재를 5개 끼우고 180도 굽힘 시험한 경우를 의미한다.

굽힘 특성 결과로서, 0T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고도 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미하며, 1T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 1개 끼우고 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미한다. 이를 기준으로 굽힘 특성 결과를 표기하였다.

그리고, 구멍확장성(HER)의 평가를 위하여 직경 10mm의 구멍을 clearance 12%의 값으로 펀칭한 후 원뿔형의 치구를 이용하여 구멍을 확정시켜 크랙이 펀칭면을 관통할때까지의 확장율을 측정하여 나타내었다.

한편, 오스테나이트 상의 결정립 크기는 각 열연강판의 표면과 두께방향 1/4t 지점을 SEM으로 관찰하여 계산하였으며, Mn 편석량은 두께방향 1/4t 지점과 1/2t 지점에서의 Mn 함량을 EPMA로 측정하였다.

강종	합금조성 (중량%)
강종	C	Mn	Al	Si	P	S	Ti	B	N
1	0.7	17.7	1.8	0.06	0.010	0.0010	0.068	0.0020	0.006
2	0.4	21.0	1.0	0.30	0.014	0.0036	0.057	0.0017	0.009
3	0.14	17.4	2.0	0.10	0.009	0.0020	0.045	0.0010	0.009
4	0.9	11.9	1.9	0.20	0.011	0.0009	0.061	0.0015	0.010
5	1.2	9.29	1.7	0.60	0.009	0.0010	0.059	0.0017	0.008

강종	슬라브 두께 (mm)	연주 압하량 (mm)	관계식 1	RT (℃)	Rt (min)	관계식 2	FDT (℃)	CT (℃)	냉각속도 (℃/s)	구분
1	250	3.81	3.61	1250	220	275	980	512	23.4	발명예 1
1	245	1.50	3.54	슬라브 내 중심 크랙 발생 (압연 불가)						비교예 1
1	247	3.29	3.57	1195	160	191	압연 오작			비교예 2
1	235	2.10	3.39	1240	310	384	943	446	24.9	비교예 3
2	250	3.74	3.44	1210	212	257	960	543	20.9	발명예 2
2	250	3.11	3.44	1250	223	279	900	550	17.5	비교예 4
2	245	2.98	3.37	1280	230	294	920	532	19.4	비교예 5
3	250	3.11	3.14	1250	220	275	950	612	16.9	비교예 6
4	250	3.33	3.65	1230	235	289	965	601	18.2	비교예 7
5	250	3.26	3.84	1260	240	302	971	530	22.05	비교예 8

(표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도, CT는 권취 온도를 의미한다.)

구분	미세조직							기계적 물성
구분	γ 분율	As (㎛)	Ai (㎛)	As/Ai	Mi (wt%)	Mc (wt%)	Mi/Mc	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	TS×El (MPa%)	굽힘 T 시험	HER (%)
발명예1	100	7.6	9.2	0.83	20.1	18.8	1.07	448	912	65	59280	0T	44
비교예1	압연 불가로 측정할 수 없었음
비교예2	압연 오작으로 측정할 수 없었음
비교예3	98	10.1	8.9	1.13	18.6	22.3	0.83	495	923	58	53534	3T	32
발명예2	99	7.3	9.1	0.80	22.0	19.9	1.11	326	846	67	56682	0T	43
비교예4	100	9.9	8.6	1.15	19.8	25.1	0.79	462	870	49	42630	3T	28
비교예5	98	9.3	8.6	1.08	20.1	24.6	0.82	380	859	52	44668	2T	31
비교예6	41	측정불가	측정불가	-	18.5	21.2	0.87	607	876	38	33288	5T 초과	5
비교예7	55	측정불가	측정불가	-	12.9	13.8	0.93	730	1012	28	28336	5T 초과	7
비교예8	39	측정불가	측정불가	-	11.1	11.7	0.95	508	773	12	9276	5T 초과	4

(표 3에서 γ는 오스테나이트 상을 의미한다. 또한, 표 3의 발명예 2에서 오스테나이트 상을 제외한 나머지는 입실론-마르텐사이트 상이다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 및 2는 인장강도 800MPa 이상, 연신율 50% 이상, 구멍확장성(HER) 40% 이상으로 확보할 수 있다.

즉, 본 발명에서 제공하는 고망간 강판은 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, 굽힘성과 구멍확장성이 우수함에 따라 성형성의 향상을 도모할 수 있는 것이다.

반면, 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나 이상이 본 발명을 벗어나는 비교예 3 내지 8은 본 발명에서 의도하는 미세조직이 형성되지 못함에 따라 고강도, 고연성, 굽힘 특성 및 구멍확장성을 동시에 우수하게 확보할 수 없었다.

이중, 비교예 3 및 4는 오스테나이트 상은 충분히 형성되었지만, 결정립이 조대하였으며 Mn 편석이 고르지 못하여 굽힘 특성과 구멍확장성이 열위하였다.

또한, 비교예 6 내지 8은 오스테나이트 상의 분율이 불충분하여 연성의 확보가 어려웠으며, 굽힘 특성과 구멍확장성도 열위하였다.

한편, 비교예 1은 강 슬라브 제조시 연주 압하량이 제조하고자 하는 슬라브의 두께 대비 부족함에 따라 슬라브 중심부에서 크랙이 발생하였으며, 후속하는 열간압연이 불가능하였다. 비교예 2는 강 슬라브의 재가열시 재가열 시간이 충분하지 못함에 따라 후속 압연시 압연부하로 인해 진행이 불가능하였다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.35~0.9%, 망간(Mn): 13~21%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하와, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 재결정율 95% 이상의 오스테나이트 상을 포함하며,
강판 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(As)와 두께방향 1/4t±100㎛ 영역(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미함) 내의 오스테나이트 평균 결정립 크기(Ai)의 비(As/Ai)가 1.2 이하인 성형성이 우수한 고망간 강판.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 강판은 두께방향 1/2t±100㎛ 영역(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미함)의 Mn 편석량(Mc)과 강판 두께방향 1/4t±100㎛ 영역의 Mn 편석량(Mi)의 비(Mi/Mc)가 0.95~2.0을 만족하는 성형성이 우수한 고망간 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 800MPa 이상의 인장강도 및 50% 이상의 연신율을 갖는 것인 성형성이 우수한 고망간 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.35~0.9%, 망간(Mn): 13~21%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하와, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 연속주조공정을 통해 제조하는 단계;
상기 강 슬라브를 1180~1260℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하고,
상기 연주공정시 하기 관계식 1을 만족하는 압하량으로 압하(reduction)를 행하고,
상기 강 슬라브의 재가열시 하기 관계식 2를 만족하는 시간 동안 행하는 것인 성형성이 우수한 고망간 강판의 제조방법.

[관계식 1]
총 연주 압하량(mm) ≥ {(슬라브 두께(mm)) × (1.05 + [Mn]/109.9 + [C]/3)}/100
(관계식 1에서 [Mn]과 [C]는 각각의 중량 함량을 의미함)

[관계식 2]
255 ≤ (RT×Rt)/1000 ≤ 355
(관계식 2에서 RT는 재가열시 온도(℃), Rt는 재가열시 총 시간(min)을 의미함)
삭제
제 5항에 있어서,
상기 열간압연시 880℃ 이상에서 마무리 열간압연하는 것인 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.