KR20130113670A

KR20130113670A - 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20130113670A
Application number: KR1020120036033A
Authority: KR
Inventors: 한상호; 진광근; 김성규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-04-06
Filing date: 2012-04-06
Publication date: 2013-10-16
Also published as: KR101403215B1

Abstract

본 발명의 일측면인 초고강도 고망간 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 700℃ 이하에서 권취하는 단계 및 상기 권취된 열연강판을 10~60%의 압하율로 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 본 발명의 다른 일측면인 초고강도 고망간 강판은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 오스테나이트 단상조직이며, 상기 미세조직은 미압연조직 분율이 30% 이상인 것일 수 있다.

Description

연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HIGH MANGANESE STEEL SHEET WITH EXCELLENT DUCTILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차 등의 소재로 사용되는 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근들어, 자동차의 연비향상과 안전성의 확보 측면에서 고강도 강판의 사용이 점차 확대되고 있는 추세이다. 이러한 추세에 따라, 성형성 및 강도가 매우 뛰어난 고망간 오스테나이트계열의 강종이 개발되고 있다.

이러한 강종은 가공경화지수가 매우 높기 때문에 자동차 소재로써 적용할 경우 충돌 에너지의 흡수 능력이 매우 뛰어난 자동차 차체 경량화에 크게 기여할 수 있는 강종이다. 하지만 이러한 강종은 조직이 오스테나이트 단상으로 이루어져, 강도를 증가시키기 위해, 합금원소를 다량 첨가한다. 구체적으로 Mn, C 등의 치환형원소 또는 Ti, Nb, V등의 석출강화 원소를 첨가하지만, 그럼에도 불구하고 1100MPa급 이상의 강도를 확보하기가 매우 곤란하다. 그러한 이유는 오스테나이트 단상강으로 이루어져 기존 석출강화강이나 변태강화강처럼 강화효과를 충분히 발휘하지 못하기 때문이다.

한편, 특허문헌 1에 개시된 기술은 압하율변화에 따른 강도 상승의 효과를 나타내고 있지만, 강종 성분계에서 고인성을 나타내는 Ni을 첨가하지 않아 고 압하를 부여할 경우, 코일 엣지크랙의 발생이 높아 실제 높은 변형율을 적용할 수 없다. 또한, 압하 부여시 잔류 오스테나이트양의 조절이 없어 연신율 제어가 불가능하고, 특히 10%미만의 압하율의 적용에 따른 적정 강도 및 연신율 확보가 중요한데 이에 대한 해결 대책이 미흡하다.

한국 특허공개공보 2008-0060982호

본 발명의 일측면은 오스테나이트 조직을 그대로 유지하면서, 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일측면인 초고강도 고망간 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 700℃ 이하에서 권취하는 단계 및 상기 권취된 열연강판을 10~60%의 압하율로 압연하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 다른 일측면인 초고강도 고망간 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 700℃ 이하에서 권취하는 단계, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 냉연강판을 600℃ 이상에 소둔하는 단계 및 상기 소둔된 냉연강판을 2~40%의 압하율로 압연하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 또 다른 일측면인 초고강도 고망간 강판은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 오스테나이트 단상조직이며, 상기 미세조직은 미압연조직 분율이 30% 이상인 것일 수 있다.

본 발명의 일측면에 의하면, 연신율이 60% 이상인 초고강도 강판을 제공할 수 있다. 적정한 수준의 압하율에 의해서도 연신율이 급격히 저하되지 않기 때문에 일반적인 변태강 또는 석출강화강과 비교해 볼 때, 압연상태에서도 높은 연신율을 확보할 수 있어 자동차사 및 부품가공업체에 내충격성을 요하는 초고강도강의 적용이 가능하다.

더불어, 생산원가를 최소화하며, 충돌특성 및 내충격성이 매우 우수한 초고강도강을 제조할 수 있어, 다양한 강도 수준의 자동차 부품용 강판으로써 적용이 가능하다.

도 1은 본 발명의 일실시예인 발명예 1의 압하율에 따른 강도 및 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은 연성 및 강도가 우수한 고망간강을 도출해 내기 위하여 연구를 거듭한 결과, 1) 상온에서 완전한 오스테나이트상을 확보하기 위하여 오스테나이트 안정화 원소인 Mn, C, Al등을 최적화하고, 2) 우수한 연신율을 확보하고 내지연파괴 특성을 확보하기 위하여 강판이 변형되는 경우 적절한 양의 쌍정(twin)을 형성하도록 제어하며, 3) 강판 제조공정에서의 탈탄, 탈망간등과 같이 표층 원소의 이탈로 오스테나이트 조직의 안정성이 낮아져 변형중 마르텐사이트로의 변태가 일어나 내지연 파괴 특성이 열화되는 것을 방지하기 위하여 Ni등을 첨가하고, 4) 강판 제조공정에서 강중 AlN의 석출에 의한 연주슬라브의 크랙발생과 열연조압연 귀터짐을 억제하고 BN석출에 의한 고용B저하로 P에 의한 입계 취화가 발생하지 않도록 강중 N를 TiN으로 완전히 석출시킬수 있도록 Ti를 첨가하며, 5) 열연 후 또는 냉연 후 추가적인 압연 공정을 적절한 압하율로 실시하여 연신율이 크게 저하되지 않으면서 강도를 높게 확보할 수 있음을 인지하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일 측면인 초고강도 고망간 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명을 간단히 설명하면, i) 열연(권취 포함) 후 일정 압하량을 부여하여 상온에서 추가압연하거나, ii) 냉연(소둔 포함) 후 일정 압하량을 부여하여 상온에서 추가압연하는 것이다.

하기 설명하는 성분계를 만족하는 슬라브를 준비한다.

탄소(C): 0.1~1.0 중량%

상기 C는 오스테나이트상을 안정시키고, 적층결함에너지를 증가시키는 역할을 할 수 있다. 상기 C의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 Mn의 함량을 증가시키더라도 상온에서 안정된 오스테나이트의 형성이 어려우며, 변형시 α'마르텐사이트상이 형성되기 때문에 가공시 크랙이 발생할 뿐만 아니라 연성도 열위될 수 있다. 반면에 상기 C의 함량이 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 적층결함에너지가 40mJ/㎡ 이상으로 지나치게 증가하여 변형시 쌍정형성 보다는 슬립변형에 의한 변형거동이 나타나, 가공성이 열위될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.1~1.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 8~25 중량%

상기 Mn 역시 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 그러나, 상기 Mn의 함량이 8 중량% 미만인 경우에는 성형성을 해치는 α'마르텐사이트상이 형성되어, 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소될 수 있다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 25 중량%를 초과하는 경우에는 쌍정 형성이 억제되고 슬립변형이 우선적으로 일어나 연성이 감소한다. 또한 Mn의 첨가량이 증가할수록 슬라브 재가열시 내부 입계산화가 지나치게 일어나, 강판 표면에 산화물 결함을 유발시키며, 합금비용이 상승할 뿐만 아니라 도금제품의 표면 특성도 열위될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 8~25 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 3.0 중량% 이하,

상기 Al은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함에너지를 조절하고 내지연파괴 특성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로서 본 발명에서는 매우 중요한 원소로 기능한다. 본 발명에서 Al은 종래의 오스테나이트 고망간강에 비하여 낮은 Mn함량에서도 강의 적층결함 에너지(stacking fault energy)를 증가시켜 ε-마르텐사이트상의 생성을 억제하고 변형 중 쌍정밀도 증가를 완만하게 함으로써 연성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 상기 Al의 함량이 3.0 중량%를 초과하는 경우에는 연속 주조시 주조성이 열화되고, 열간 압연시 표면 산화가 심화되는 문제가 발생하여 표면 품질이 급격하게 하락할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 3.0 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 2.0 중량% 이하

상기 Si은 고용강화 원소로 고용효과에 의해 결정입도를 감소시켜 항복강도를 증가시킬 수 있다. 하지만, Si가 과다하게 첨가되면 강판 표면에 Si 산화물이 형성되어 용융도금성에 좋지 않은 영향을 준다. 하지만, 본 발명과 같은 고망간형 강판에서는 적정량의 Si가 첨가되면 강판 표면에 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 Mn의 산화를 억제할 수 있어 냉연 강판에서 압연 후 형성되는 두꺼운 망간 산화층을 억제할 수 있다. 그러나, 과도한 Si은 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면에 농화되어 용융도금시 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시킬 수 있고, 산세성에도 좋지 않아 도금강판으로 사용하기에 적합하지 않을 수 있다. 또한, 용접성에도 좋지 않은 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Si의 함량은 2.0 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.1 중량% 이하

상기 P는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 연주크랙 형성, 가공성 감소 등 품질을 저하시키므로 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 P 함량의 상한은 0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.02 중량% 이하

상기 S은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플랜지 크랙과 같은 결함을 발생시킬 수 있으며, 강판의 구멍확장성을 감소시키므로 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.02 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.04 중량% 이하

상기 N는 오스테나이트 결정립 내에서 응고 과정 중 알루미늄 혹은 티타늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정 발생을 촉진하는 원소이다. 통상 변형시 쌍정 형성은 발생핵을 중심으로 형성되는데, 이때 형성되는 질화물 등은 쌍정핵으로 작용하여 쌍정의 발생을 도와 연신율의 향상에 도움을 준다. 또한, 오스테나이트의 안정화에 기여하기도 한다. 그러나, N는 그 첨가량이 과도하여 0.04 중량%를 초과하는 경우에는 질화물이 과다하게 석출되어 열간가공성 및 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 N의 함량은 0.04 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.01~0.2 중량%

상기 Ti는 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강력한 탄화물 형성 원소로서 본 발명에서는 중요한 원소로 기능한다. 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 억제하여 결정립 크기를 미세화하는데 효과적인 원소이다. 또한, 연주조업시 주조조직내 TiN의 고온 석출물 형태로 우선적으로 형성하여 고용 N를 저감하는 역할을 함으로써 입계 AlN, BN석출에 의한 슬라브크랙 및 열연조압연 귀터짐(Edge Crack)발생을 현저히 감소시킬 수 있는 작용을 한다. 또한 입계 편석 가능성이 높은 P를 FeTiP로 석출시키는 경향이 높아 P에 의한 입계 취화를 방지하는 역할을 한다. 상술한 효과를 확보하기 위하여 상기 Ti의 함량은 0.01 중량% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, Ti의 함량이 증가할수록 상기에서 언급된 효과는 커지나 0.2 중량%를 초과하는 경우네는, 연주 노즐 막힘등 제조상의 문제가 발생하고 합금철 비용이 증가하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Ti의 함량은 0.01~0.2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 1.0 중량% 이하

상기 Ni은 오스테나이트 안정화에 기여하여 연신율의 향상에 유리할 뿐만 아니라, 무엇보다도 고온연성에 효과적으로 기여하는 원소이다. 그 함량이 증가할수록 내지연파괴 및 슬라브크랙 방지에도 큰 효과가 나타나지만 재료원가가 높아 생산비를 높이므로 그 함량의 상한을 1.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0005~0.006 중량%

상기 B은 본 발명강에서 P입계편석에 의한 취화 및 입계부식을 억제하기 위하여 첨가한다. P는 입계에 우선적으로 편석하여 입계취화를 일으키는데 B를 첨가함에 의해 자리경쟁(Site Competition)효과에 의하여 주조조직에서 P의 입계편석을 억제하여 고온인성을 향상시키는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.0005 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과가 미미하다. 반면에, 상기 B의 함량이 0.006 중량%를 초과하는 경우에는 연성이 급격히 감소할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 B의 함량은 0.0005~0.006 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

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 성분계를 만족하는 슬라브를 재가열할 수 있다. 이 때, 재가열온도는 1050~1300℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 슬라브가 충분히 재가열되지 못하여 개재물 편석이 발생하여 강재의 재질에 영향을 미친다. 또한, 상기 재가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 슬라브의 주상정 입계에 액상막이 생겨 주편 크랙 발생될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 재가열온도는 1050~1300℃로 제어하는 것이 바람직하다.

이 후, 상기 재가열에 의하여 균질화 처리가 이루어진 슬라브를 열간압연할 수 있다. 본 발명에서 상기 마무리 압연온도는 850~1000℃로 제어하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도가 850℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 높아져 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라 강판 내부의 품질이 저하될 수 있다. 반면, 압연 마무리 온도가 1000℃를 초과하는 경우에는 압연시 표면 산화가 발생할 수 있다.

그리고, 상기 열간압연된 열연강재를 권취할 수 있다. 본 발명에서 상기 권취온도는 700℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 열연강판의 표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 발생할 수 있으며, 추후 산세 과정에서 산화층의 제거가 용이하지 않게 된다. 따라서 열연강판의 권취 온도는 700℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.

상기 권취된 열연강판을 압하율 10~60%을 적용하여 압연할 수 있다. 이 때의 압연은 상온에 실시하는 것이 바람직하다. 압하율이 10% 미만인 경우에는 강도향상효과가 미미하고, 60%를 초과하는 경우에는 연신율이 급격하게 저하된다. 이를 통하여, 인장강도 1800MPa급 이하의 다양한 급(grade)의 강도를 확보하여 압연상태 그대로 자동차사 및 부품가공업체에 공급하여 내충격용 소재로 사용이 가능하다. 이 때, 압연후 미압연조직을 30%이상 확보하는 것이 바람직하다. 미압연조직분율이 30% 미만으로 제어되는 경우 연신율이 5% 이하로 떨어질 수 있다.

본 발명의 다른 일실시예는 상기 권취 후, 열연강판을 냉간압연할 수 있다. 상기 냉간압연은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 냉간압연을 적용할 수 있다. 그리고, 상기 냉연강판을 600℃ 이상에서 연속소둔을 실시할 수 있다. 상기 권취온도가 600℃ 미만인 경우에는 재결정이 충분히 이루어지지 않을 수 있다.

그리고, 상기 소둔된 냉연강판을 압하율 2~40%을 적용하여 압연할 수 있다. 이를 통하여, 미압연조직분율이 50%이상이 되도록하여 다양한 급(grade)의 강도를 확보할 수 있다. 압하율이 2%미만의 경우에는 통상의 조질압연 수준에 해당되므로 그 강도 상승 효과가 미미하며 40%를 초과시 과도한 압연조직이 형성된다. 이 때, 압연 후 미압연조직 분율을 50% 이상 확보하는 것이 바람직하다. 상기 미압연조직 분율이 50%미만인 경우에는 가공성이 매우 취약하게 된다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 초고강도 고망간 강판을 상세히 설명한다.

상기 초고강도 고망간 강판은 열연강판 또는 냉연강판 중 1종일 수 있다. 그리고, 상기 강판은 상술한 성분계를 만족하는 것이 바람직하다. 더불어, 상기 강판의 미세조직은 오스테나이트 단상인 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 상기 강판은 압연에 의하여, 미압연조직 분율을 30%이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 특히, 강판이 열연강판인 경우 압연후 미압연조직을 30%이상 확보하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 강판이 냉연강판인 경우 압연 후 미압연조직을 50% 이상 확보하는 것이 바람직하다. 이를 통하여 목표하고자 하는 60% 이상의 연신율을 확보하면서, 동시에 초고강도 특성을 나타낼 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 1)

하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃의 가열로에서 한 시간 동안 유지한 후 940℃에서 마무리 열간압연을 실시하고, 450℃에서 권취를 실시하였다. 이 후, 하기 표 2에 기재된 압하율에 따라서 상온에서 추가적인 압연을 실시하였다. 그리고, 귄취 후 강판의 인장강도 및 연신율을 측정하여 하기 표 2에 나타내었으며, 추가적인 압연을 실시한 후 인장강도, 연신율 및 미압연조직 분율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.

발명예와 비교할 수 있도록, 종래예 1 내지 3의 인장강도 및 연신율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.

구분	C	Mn	Al	Si	P	S	N	Ti	Ni	B
강종 A	0.7	17.0	1.7	0.02	0.007	0.006	0.005	0.1	0.02	0.0015

(단, 각 원소의 단위는 중량%임)

구분	권취 후 열연강판의 기계적 물성		압하율 (%)	추가 압연 후 기계적 물성
구분	TS(MPa)	El(%)	압하율 (%)	미압연조직 분율(%)	TS(MPa)	El(%)
비교예1	995	65	5	92	1015	63
발명예1	985	67	15	65	1085	43
발명예2	987	63	30	41	1406	18.7
발명예3	985	63	45	33	1620	13.2
비교예2	998	61	70	8	1920	3
종래예1 (DP강)	980	11	-	-	-	-
종래예2 (CP강)	1180	7	-	-	-	-
종래예3 (HPF강)	1470	6	-	-	-	-

비교예 1은 권취 후 인장강도가 995MPa이고, 연신율이 65%였으나, 압하율 5%에서 압연을 실시한 결과 인장강도가 1015MPa이고, 연신율이 63%로서, 연신율이 크게 저하되지는 않았으나, 본 발명이 의도하고자 하는 강도향상 효과가 미흡하다.

또한, 비교예 3은 귄취 후 인장강도가 998MPa이고, 연신율이 61%였으나, 압하율 70%에서 압연을 실시한 결과, 인장강도가 1920MPa이고, 연신율이 3%로서, 연신율이 크게 저하되어 본 발명이 의도하고자 하는 연신율의 저하방지 목표를 달성할 수 없었다.

이에 반하여, 발명예 1 내지 3은 강도는 충분하게 향상되었으며, 이에 반하여, 연신율이 크게 저하되지 않음을 확인할 수 있다. 더욱이, 종래예로서 기재한 DP강(dual phase steel), CP강(complex steel), HPF강(Hot press forming steel)에 비하여 연신율이 우수함을 확보할 있다.

(실시예 2)

하기 표 3의 조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃의 가열로에서 한 시간 동안 유지한 후 940℃에서 마무리 열간압연을 실시하고, 450℃에서 권취를 실시하였다. 이 후, 50%의 압하율로 냉간압연하고, 770℃에서 소둔하였다. 그리고, 하기 표 4에 기재된 압하율에 따라서 상온에서 추가적인 압연을 실시하였다. 그리고, 소둔 후 강판의 인장강도 및 연신율을 측정하여 하기 표 4에 나타내었으며, 추가적인 압연을 실시한 후 인장강도, 연신율 및 미압연조직 분율을 측정하여 하기 표 4에 함께 나타내었다.

구분	C	Mn	Al	Si	P	S	N	Ti	Ni	B
강종 A	0.72	17.1	1.8	0.02	0.008	0.006	0.006	0.12	0.03	0.0016

(단, 각 원소의 단위는 중량%임)

구분	소둔 후 냉연강판의 기계적 물성		압하율 (%)	추가 압연 후 기계적 물성
구분	TS(MPa)	El(%)	압하율 (%)	미압연조직 분율(%)	TS(MPa)	El(%)
발명예4	1002	61	8	84	1020	56
발명예5	989	63	15	68	1130	36
발명예6	1008	62	28	54	1410	15.5
비교예3	1012	64	45	31	1580	9.2
종래예1 (DP강)	980	11	-	-	-	-
종래예2 (CP강)	1180	7	-	-	-	-
종래예3 (HPF강)	1470	6	-	-	-	-

비교예 3은 소둔 후 인장강도가 1012MPa이고, 연신율이 64%였으나, 압하율 45%에서 압연을 실시한 결과 인장강도가 1580MPa이고, 연신율이 9.2%로서, 연신율이 크게 저하되어 본 발명이 의도하고자 하는 연신율의 저하방지 목표를 달성할 수 없었다.

이에 반하여, 발명예 4 내지 6은 강도는 충분하게 향상되었으며, 이에 반하여, 연신율이 크게 저하되지 않음을 확인할 수 있다. 더욱이, 종래예로서 기재한 DP강, CP강, HPF강에 비하여 연신율이 우수함을 확보할 있다.

추가적으로 냉간압연강재의 경우 압하율이 증가할수록 연신율감소폭이 열연재 대비 커서 가공크랙 발생 가능성이 높아졌다.

Claims

중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 700℃ 이하에서 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 10~60%의 압하율로 압연하는 단계를 포함하는 초고강도 고망간 강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 강판의 미세조직은 상기 압연에 의하여, 미압연조직 분율이 30% 이상인 초고강도 고망간 강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 700℃ 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 냉연강판을 600℃ 이상에 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 냉연강판을 2~40%의 압하율로 압연하는 단계를 포함하는 초고강도 고망간 강판의 제조방법.
청구항 3에 있어서,
상기 강판의 미세조직은 상기 압연에 의하여, 미압연조직 분율이 50% 이상인 초고강도 고망간 강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.1~1.0%, Mn: 8~25%, Al: 3.0% 이하, Si: 2.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.04% 이하, Ti: 0.01~0.2%, Ni: 1.0% 이하, B: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 오스테나이트 단상조직인 강판이고, 상기 미세조직은 미압연조직 분율이 30% 이상인 초고강도 고망간 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 냉연강판이며, 상기 미세조직은 미압연조직 분율이 50% 이상인 초고강도 고망간 강판.