KR101999000B1

KR101999000B1 - 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101999000B1
Application number: KR1020170177161A
Authority: KR
Inventors: 김성규; 최창식; 최대곤; 박재성; 조원태; 한태교; 김영하
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-21
Filing date: 2017-12-21
Publication date: 2019-07-10
Also published as: KR20190075517A

Abstract

본 발명의 일 측면은, 자동차용 소재로서 적합한 고망간강을 제공함에 있어서, 기가파스칼급의 초고강도와 함께 우수한 연성을 가지면서, 용접시 용접균열의 발생이 억제된 용접강도가 우수한 고망간강 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

Description

용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-MANGANESE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WELDING STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차용 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

환경 오염 규제가 점차적으로 심화됨에 따라, 이에 대한 대응으로 자동차 분야에서는 소재의 연비를 증가시키기 위하여 고강도강의 사용이 증가하고 있으며, 최근에는 인장강도 980MPa 이상을 가지는 고강도강의 상업화에 대한 연구가 증가하고 있다.

자동차용 고강도강은 대표적으로 변태유기소성(TRIP)강과 이상조직(DP)강, 고망간강을 들 수 있다.

이 중, 이상조직(dual phase)강은 통상 재가열된 슬라브를 오스테나이트 구간에서 압연한 후 냉각과정에서 냉각종료온도를 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 보다 낮게 하여 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 제조한다. 이러한 DP강은 전체 조직 중 마르텐사이트 상의 비율이 증가할수록 강도가 증가하고, 페라이트 상의 비율이 증가할수록 연성이 증가하는데, 이때 강도 향상을 위해 너무 과도하게 마르텐사이트 상을 형성할 경우 상대적으로 페라이트 분율이 감소하여 연성이 저하하게 된다.

변태유기소성(trasformation induced plastisity)강은 재가열된 슬라브를 열간압연하는 과정에서 오오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각속도와 냉각종료온도 등을 제어함으로써 상온에서 오오스테나이트를 일부 잔류시켜 강도와 연성을 동시에 향상시킨 강종이다. 즉, 잔류 오오스테나이트가 소성 변형 중에 가공에 의해 마르텐사이트로 변태함으로써 강도의 향상과 더불어, 소성 유기 변태에 의해 형성되는 변태상이 국부적으로 응력집중을 완화시킴으로써 연성의 향상을 도모할 수 있다.

이러한 TRIP강은 준안정한 오오스테나이트 상을 상온에서 일정 분율 이상(예컨대 10부피% 이상)으로 유지하여야만 강도 및 연성을 동시에 향상시킬 수 있으며, 이를 위해서는 Si, Mn 등을 첨가하여 탄화물의 형성을 억제하고 오오스테나이트 내의 탄소량을 증가시킬 필요가 있으며, 적정 재질의 확보를 위하여 합금성분을 엄격히 제어하여야하는 단점이 있다.

한편, 고강도와 함께 성형성의 확보를 위하여 강중에 다량의 Mn을 함유하는 고망간강에 대한 연구가 활발하게 이루어지고 있으며, 이러한 고망간강은 다량의 망간의 첨가로 변형 중 쌍정(twin)의 형성 및 전위로 인한 슬립 변형을 억제함으로써 우수한 강도 및 연신율(성형성)의 특징을 가진다 (특허문헌 1).

하지만, 고망간강을 자동차용 소재의 부품으로 적용하기 위하여 용접하는 경우, 용접된 분위에 용접 균열이 발생하는 문제가 있다. 이는, 강도가 높을수록 더 현저하게 나타난다 (도 1 참조).

따라서, 자동차용 소재로서 적합한 고강도강을 제공함에 있어서, 강도 및 연성을 물론이고, 용접시 양호한 용접부를 형성할 수 있는 강재의 개발이 요구된다.

국제특허공보 WO1993-013233

본 발명의 일 측면은, 자동차용 소재로서 적합한 고망간강을 제공함에 있어서, 기가파스칼급의 초고강도와 함께 우수한 연성을 가지면서, 용접시 용접균열의 발생이 억제된 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

한편, 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): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.8% 이하, 황(S): 0.05% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.52~1.0%, 텅스텐(W): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.02~0.1%, 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 용접 후 형성된 용접부의 비커스 경도가 450Hv 미만인 용접강도가 우수한 고망간 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉각 후 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세한 후 30~60%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 650~900℃의 온도범위에서 연속소둔처리하는 단계를 포함하는 용접강도가 우수한 고망간 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 강도 및 연성은 물론 용접시 융접부 균열 발생을 억제할 수 있으면서, 용접강도가 우수한 고망간강을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 기존 고강도강의 점용접시 파단 형태를 나타낸 것이다.
도 2는 용접부의 십자 인장강도를 측정하기 위한 십자형태의 용접 형태를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 4와 비교강 1의 용접부와 경도 측정결과를 나타낸 것이다.

본 발명의 발명자들은 자동차용 소재로서 적합한 고망간강을 제공함에 있어서, 상기 고망간강의 용접시 용접부에서 균열이 발생하는 문제가 있음을 확인하고, 이를 해결할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 용접이 행해지는 모재 즉, 고망간강의 합금조성과 제조조건을 최적화함으로써 용접시 용접부의 용접강도를 향상시킴으로써 용접부 내의 균열 발생을 억제할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 용접강도가 우수한 고망간 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.8% 이하, 황(S): 0.05% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.52~1.0%, 텅스텐(W): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.02~0.1%, 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.015% 이하를 포함할 수 있다.

이하, 본 발명에서 제공하는 고망간 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.5~1.0%

탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 본 발명에서 목표로 하는 수준의 강도를 확보하기 위해서는 0.5% 이상으로 C를 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 탄화물이 석출되어 성형성이 저하되며, 액상(liquid phase)선 온도와 고상(solid phase)선 온도의 간격이 커져 주조성이 열위하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 C를 0.5~1.0%로 포함할 수 있다.

Mn: 10~25%

망간(Mn)은 오스테나이트 조직을 안정화시키는데 유리한 원소이다. 이를 위해서는 10% 이상으로 Mn을 포함할 수 있으며, 만일 10% 미만일 경우 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 연성이 감소하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 25%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승하며, 열간압연 공정상에서 가열시 내부산화가 심하게 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 있다. 더불어, 오스테나이트의 안정도가 크게 높아져 입실론 마르텐사이트의 형성이 억제되어 강도가 감소하게 된다.

따라서, 본 발명에서는 Mn을 10~25%로 포함할 수 있다.

P: 0.8% 이하

인(P)은 강 중에서 쉽게 편석되는 원소로서, 주조시 균열발생을 조장한다. 이를 방지하기 위해서는 P을 0.8% 이하로 제한할 수 있으며, 제조상 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

S: 0.05% 이하

황(S)은 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 결함을 발생시키며, 그 함량이 과다하면 열간취성의 위험성이 높아진다. 따라서, 이를 방지하기 위해서는 S을 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 제조상 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

Al: 0.01~0.5%

알루미늄(Al)은 탈산에 유효한 원소이며, 특히 Mn이 다량으로 함유된 강에서는 적층결함에너지를 높여 쌍정(twin)과 입실론 마르텐사이트 상의 형성에 영향을 미치는 원소이다.

이러한 Al의 함량이 과도하면 입계에 산화물을 형성하여 고온연성을 저해하고, 크랙 등을 유발하여 표면품질이 열위하는 문제가 있다. 특히, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 표층에 농화된 산화물 농도가 증가하여 용접시 균열 등이 발생할 위험성이 커진다. 반면, Al의 함량을 0.01% 미만으로 하기 위해서는 과도한 비용이 요구되며, 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다.

따라서, 본 발명에서는 Al을 0.01~0.5%로 포함할 수 있다.

Si: 0.3% 이하(0% 제외)

실리콘(Si)은 알루미늄(Al)과 같은 탈산제로서 사용된다. 하지만 Si의 함량이 과도하면 입계에 산화물을 형성하여 고온연성을 저해하고, 크랙 등을 유발하여 표면품질이 열위하는 문제가 있다. 따라서, 강의 표면품질을 저해하지 않는 범위 내에서 Si을 포함할 수 있으며, 상기 Si은 Al에 비해 산화성이 높으므로 0.3% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 0%는 제외한다.

V: 0.52~1.0%

바나듐(V)은 석출물을 형성하는 원로로서, 본 발명의 하나의 측면에서는 강도 및 성형성의 확보를 위하여 첨가할 수 있다. V은 오스테나이트강에서 고온 고용도가 큰 반면, 상온 고용도가 작으므로 미세한 석출상을 형성하는데에 효과적이다.

상술한 효과를 위해서는 0.52% 이상으로 V을 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 석출상이 과다하게 형성되어 냉간압연시 미세 크랙이 형성될 수 있으며, 성형성 및 용접성이 악화될 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 V을 0.52~1.0%로 포함할 수 있다.

W: 0.3~1.0%

텅스텐(W)은 탄화물을 형성하는 원소로서, 본 발명의 하나의 측면에서는 강도 향상을 도모하기 위해 첨가할 수 있다. W은 V와 함께 첨가시 V 탄화물에 대한 고용도가 낮으므로 V 탄화물의 성장을 억제하는 효과가 있어, V에 의한 석출강화효과를 촉진하는데에 유효하다. 또한, 고온 고용도가 큰 반면, 상온 고용도가 작으므로 미세한 석출상을 형성하는데에도 효과적이다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 W을 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 석출상이 과다하게 형성되어 냉간압연시 미세 크랙이 형성될 수 있으며, 성형성 및 용접성이 악화될 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 W을 0.3~1.0%로 포함할 수 있다.

특별히, 본 발명에서는 상기 V이 열간압연시에는 석출양이 많지 않으나, 연속소둔공정에서 석출상을 형성하며, 이와 같이 고온에서의 석출시보다 미세하게 형성됨에 따라 석출강화효과를 극대화할 수 있다. 더불어, 상기 V과 함께 W을 복합 첨가하는 것에 의해 상기 V 석출상을 더욱 미세화하는 효과를 얻을 수 있으며, 이로부터 강도 향상을 더욱 도모할 수 있다.

Ti: 0.02~0.1%

티타늄(Ti)은 강 내에서 질소(N)와 반응하여 질화물을 침전시키고, 석출상을 형성함으로써 강도를 향상시키는 원소이다. 이를 위해서는 0.02% 이상으로 Ti을 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 석출상이 과다하게 형성되어 냉간압연시 미세 크랙이 형성될 수 있으며, 성형성 및 용접성이 악화될 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Ti을 0.02~0.1%로 포함할 수 있다.

B: 0.001~0.003%

보론(B)은 강 내에서 질소(N)와 반응하여 질화물을 침전시키고, 석출상을 형성하여 강도를 증가시킨다. 또한, 입계를 강화하여 고온 변형시 입계를 안정화함으로써 고온연성을 향상시키는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 B를 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 입계에 석출상을 형성하여 고온연성이 악회되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 B을 0.001~0.003%로 포함할 수 있다.

N: 0.015% 이하

질소(N)는 티타늄(Ti), 보론(B) 등과 반응하여 질화물을 형성하는 원소로서, 형성된 질화물은 결정입도를 미세하게 하는 효과가 있다. 다만, 강 중 질소는 자유질소(free N)로 존재하는 경향이 강하며, 그 함량이 높으면 질화물을 과도하게 형성하여 성형성이 감소하게 된다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 N을 0.015% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.

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.

상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 고망간 강판은 미세조직으로 오스테나이트 및 마르텐사이트 복합조직을 가질 수 있다.

다만, 마르텐사이트 분율이 과도하게 높을 경우 취성이 증가하여 성형성이 저하되므로 15면적% 이하(0% 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 복합조직을 가짐으로써 고망간 강판의 강도와 연성을 목표 수준으로 확보할 수 있다.

상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 고망간 강판은 강도 및 연성의 확보가 가능하며, 구체적으로 1300MPa 이상의 인장강도 및 20~50%의 연신율을 가질 수 있다.

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

본 발명의 하나의 측면에 있어서, 본 발명에서 제공하는 고망간 강판은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 및 권취 - 산세 및 냉간압연 - 연속소둔] 공정을 거쳐 제조할 수 있다.

이하에서는 각 공정에 대하여 상세히 설명한다.

[강 슬라브 재가열]

우선, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열할 수 있다. 일 예로, 상기 재가열 공정은 슬라브 전체를 균일하게 가열하기 위하여 상기 강 슬라브를 가열로 내에 장입하여 행할 수 있다.

상기 재가열 공정은 통상의 조건에서 행할 수 있으며, 예컨대 1100~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 압연하중이 과도해져 불균일 압연이 행해질 우려가 있다. 반면, 가열온도가 높을수록 열간압연이 용이하지만, 그 온도가 1250℃를 초과하여 너무 높아지면 내부 산화가 심하게 발생하여 표면품질이 열위하는 문제가 있다.

[열간압연]

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

마무리 열간압연시 온도가 고온일수록 변형저항이 낮아 압연이 용이하지만, 그 온도가 950℃를 초과하여 너무 높으면 표면품질이 저하하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 800℃ 미만이면 압연 중에 부하가 커지는 문제가 있다.

[냉각 및 권취]

상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 코일형태로 권취할 수 있다.

이때, 냉각은 수냉을 행할 수 있으며, 통상의 냉각조건으로 행할 수 있는 바, 그 조건에 대하여 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 상기 수냉은 400~700℃의 온도범위까지 행한 후, 그 온도에서 권취할 수 있다.

상기 권취시 온도가 400℃ 미만이면 냉각을 위해 다량의 냉각수가 요구되고, 권취시 하중이 크게 작용하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 권취 후 냉각과정 중에 판 표면의 산화피막과 강판 기지조직과의 반응이 진행되어 산세성을 악화시키므로 바람직하지 못하다.

[산세 및 냉간압연]

상술한 바에 따라 권취된 열연강판을 산세한 후 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.

상기 냉간압연시 압하율이 너무 낮으면 제품의 강도가 저하되므로, 이를 고려하여 30% 이상으로 행할 수 있다. 반면, 압하율이 높을수록 강도 확보에는 유리하나, 압연기의 부하가 과도하게 증가하므로, 이를 고려하여 70% 이하로 행할 수 있다.

[연속소둔]

상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔할 수 있다.

상기 연속소둔은 강을 재결정하기 위한 공정으로서, 재결정이 충분히 일어나기 위해서는 650℃ 이상에서 연속소둔을 행할 수 있다. 반면, 그 온도가 900℃를 초과하게 되면 강 표면에 산화물이 형성되고, 연속으로 작업되는 전/후의 연결 제품과의 작업성이 열위하게 된다.

한편, 필요에 따라, 상기 연속소둔을 완료한 냉연강판을 아연도금하여 도금강판으로 제조할 수 있으며, 이때 도금조건에 대해서는 통상의 조건에서 행할 수 있으므로 특별히 한정하지 아니하나, 전기아연도금 또는 용융아연도금을 행할 수 있다.

상술한 일련의 공정에 의해 제조되는 본 발명의 고망간 강판은 전술한 바와 같이 1300MPa 이상의 인장강도 및 20~50%의 연신율을 가질 수 있다.

나아가, 본 발명의 고망간 강판은 용접시 형성되는 용접부의 경도가 비커스 경도 450Hv 미만으로 확보할 수 있으므로, 용접강도를 6kN 이상으로 확보할 수 있다.

이와 같이, 본 발명에 있어서, 고망간 강판의 용접시 용접강도를 6kN 이상으로 확보할 수 있는 것은, 용접시 용접부에서 취성을 가지는 마르텐사이트 상의 형성을 억제하는 것에 기인한다.

용접부 강도는 일반적으로 CTS(Cross Tensile Strength)라고 하며, 십자인장강도로 표현된다. 십자인장강도는 도 2에 나타낸 바와 같이, 두 개의 제품을 십자형태로 맞대기 용접한 후 분리하는데 필요한 힘을 측정하여 나타낸다.

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 각각의 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1100~1250℃에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건에 따라 일련의 공정을 거쳐 냉연강판을 제조하였다.

이후, 각각의 냉연강판에 대해 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(T-El)을 측정하고 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 인장시험을 위한 시편을 제작한 후 JIS 규격의 인장시험 기준에 따라 상온에서 만능 인장시험기를 이용하여 에 따라 행하였다.

한편, 각 냉연강판에 대해 용접성을 평가하기 위하여, 이종접합 용접을 적용하였다. 이때, 상대 소재로서 자동차용 소재로 널리 사용되고 있는 980MPa급 이상조직(DP)강을 이용하였다. 그리고, 용접조건과 시험은 SEP 1220 표준법으로 시행하였다.

용접 후 용접부의 비커스 경도와 인장강도를 측정하였으며, 3개 지점을 측정한 후 평균값을 취하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 상기 인장강도는 용접 전류 범위 내에서 측정하였다. 비커스 경도는 점용접에 의해 용융되는 부위와 용접으로 접합되는 두 강종의 경계부 즉, 점용접시 이종의 강종들이 희석되어 마르텐사이트가 잘 형성되는 부위에 대해 측정하였다 (도 3의 (B)에서 노란 점선 부위).

구분	합금조성 (중량%)
구분	C	Mn	P	S	Al	Si	Ti	B	W	V	N
비교강1	0.15	17.0	0.015	0.003	0	0	0.04	0.0015	0.20	0.30	0.007
발명강1	0.55	19.1	0.014	0.002	0.24	0.21	0.05	0.0021	0.41	0.52	0.006
발명강2	0.58	17.3	0.016	0.003	0.34	0.12	0.06	0.0022	0.45	0.71	0.007
발명강3	0.72	18.2	0.014	0.002	0.32	0.17	0.04	0.0019	0.64	0.62	0.008
발명강4	0.84	16.1	0.015	0.003	0.48	0.22	0.03	0.0025	0.67	0.65	0.006
비교강2	0.86	16.2	0.016	0.003	0.64	0.12	0.08	0.0010	0.70	0.67	0.007

구분	마무리 열간압연 온도(℃)	권취 온도 (℃)	냉간압연 압하율 (%)	소둔 온도 (℃)
비교강 1	975	450	52	740
발명강 1	925	450	42	760
발명강 2	921	450	52	770
발명강 3	915	450	55	780
발명강 4	900	450	56	770
비교강 2	900	450	50	760

구분	기계적 물성			용접부 평가
구분	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	경도 (Hv)	인장강도 (kN)
비교강 1	650	950	44.0	474	4.8
발명강 1	816	1304	27.1	295	6.2
발명강 2	864	1324	25.3	265	6.8
발명강 3	912	1398	26.2	250	10.1
발명강 4	1005	1501	18.0	267	11.5
비교강 2	1050	1588	10.4	276	11.6

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 합금조성 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명강 1 내지 4는 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, 용접부 경도가 450Hv 미만으로 확보되어 용접강도가 6.0kN을 초과하였다.

반면, C와 V, W의 함량이 불충분한 비교강 1은 충분한 강도의 확보가 불가능하였으며, 용접부 경도가 너무 높아 용접강도가 매우 열위하였다.

또한, Al의 함량이 과도한 비교강 2는 석출강화효과에 영향을 미치는 원소들이 충분히 첨가되어 초고강도의 확보가 가능하였으며, 과도한 강도 상승으로 인하여 연신율이 열위하였다.

도 3은 발명강 4와 비교강 1의 용접후 형성된 용접부의 사진이며, 특정 지점에서 측정한 경도값을 나타낸 것이다.

도 3에 나타낸 바와 같이, 발명강 4(A)는 용접부 영역 내 대부분의 경도값이 450Hv 미만인 반면, 비교강 1(B)는 용접부 영역 내 대부분의 경도값이 450Hv를 초과하는 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.8% 이하, 황(S): 0.05% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.52~1.0%, 텅스텐(W): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.02~0.1%, 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
용접 후 형성된 용접부의 비커스 경도가 450Hv 미만인 용접강도가 우수한 고망간 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 미세조직으로 오스테나이트 및 마르텐사이트 복합조직을 포함하는 것인 용접강도가 우수한 고망간 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 1300MPa 이상의 인장강도 및 20~50%의 연신율을 가지는 것인 용접강도가 우수한 고망간 강판.
제 1항에 있어서,
상기 용접부의 인장강도가 6.0kN 이상인 용접강도가 우수한 고망간 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.5~1.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.8% 이하, 황(S): 0.05% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.52~1.0%, 텅스텐(W): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.02~0.1%, 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 냉각 후 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산세한 후 30~60%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
상기 냉연강판을 650~900℃의 온도범위에서 연속소둔처리하는 단계
를 포함하는 용접강도가 우수한 고망간 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 연속소둔처리시 바나듐(V) 탄화물이 형성되는 것인 용접강도가 우수한 고망간 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 연속소둔처리 후 아연도금하는 단계를 더 포함하는 용접강도가 우수한 고망간 강판의 제조방법.