KR20130138039A

KR20130138039A - 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20130138039A
Application number: KR1020120061823A
Authority: KR
Inventors: 김성규; 조원태; 김태호; 진광근; 한상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-06-08
Filing date: 2012-06-08
Publication date: 2013-12-18
Also published as: KR101406471B1

Abstract

본 발명은 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 본 발명은 오스테나이트 안정화 원소들의 함량을 제어함과 동시에 재압연으로 가공경화시킴으로써 초고강도 강을 얻을 수 있다. 이와 동시에 항복강도도 우수하게 얻을 수 있는 바, 충돌특성도 우수하게 확보할 수 있다.

Description

충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT CRASHWORTHINESS, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 차체의 구조부재뿐만 아니라 형상이 복잡한 내판재료 등에도 적용 가능한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차사는 환경오염 예방, 연비향상, 안전성 향상을 목적으로 자동차 재료로서 경량 소재, 고강도 소재의 적용을 확대하고 있으며, 재료를 경량화하고 고강도화하는 특성은 자동차 부품외에 많은 구조 부재에 적용되는 소재에도 적용되고 있다.

종래에는 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하였다. 하지만, 자동차용 강판으로 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하는 경우, 인장강도가 800MPa급 이상에서는 연신율을 상업적으로 최고 30% 이상으로 확보하기가 어려운 단점이 있다. 이로 인해, 800MPa급 이상의 고강도강을 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우며, 부품의 형상을 간략하게 하는 등의 자유로운 부품설계도 어려운 실정이다.

뿐만 아니라, 현재의 강판 제조기술로도 인장강도 1300MPa 이상의 높은 강도를 가지면서, 냉간 프레스 성형 또는 롤포밍 성형이 가능한 강의 제조가 어려운 실정이다.

상술한 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 특허문헌 1 및 2가 제안되었으며, 이들 문헌에서는 연성 및 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제안하고 있다.

그러나, 특허문헌 1은 망간의 다량첨가로 연성은 확보하였으나, 변형부에 가공경화가 심하게 일어남에 따라 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 현상이 발생하였으며, 특허문헌 2 또한 연성은 확보 되었으나, 실리콘의 다량첨가로 전기도금성 및 용융도금성이 불리한 단점이 있다. 또한, 상기의 특허문헌 1 및 2에서 제공하는 강판들은 가공성은 우수하나 항복강도가 낮아 충돌특성이 열위한 단점이 있다.

한편, 최근의 자동차사들은 고망간강이 소성변형 중에 쌍정(Twin)의 형성으로 가공경화율이 증가함에 의해, 성형성을 개선시킬 수 있다는 점을 이용한 TWIP(Twinning-Induced Plasticity)강의 사용을 확대하고 있다.

하지만, 오스테나이트 조직을 갖는 TWIP강은 인장강도를 증가시키는데 한계가 있어 초고강도강으로 제조하는데에는 어려움이 있다.

일본공개특허 제1992-259325호 국제공개공보 WO02/101109호

본 발명의 일 측면은, 오스테나이트 안정화 원소들의 함량을 제어함과 동시에 제조조건을 제어하여 초고강도와 함께 고연성을 확보하고, 우수한 충돌특성을 확보함으로써, 가공성이 우수하여 차체의 구조부재뿐만 아니라, 형상이 복잡한 내판재료도 적합하게 사용할 수 있는 초고강도강을 제조할 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, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하이고, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하고, 상기 미세조직은 가공경화에 의해 압연방향 결정립의 종횡비(aspect ratio)가 2 이상으로 되는 결정립을 70% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 충돌특성이 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 처리된 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 충돌특성이 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 있다. 상기 초고강도 강판은 차체의 구조부재 또는 형상이 복잡한 내판재 뿐만 아니라, 우수한 충돌특성을 필요로 하는 프론트 사이드 멤버(front side member) 등에 충분히 적용 가능하다.

도 1은 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종을 재압연 전, 후에 따른 미세조직의 압연방향 결정립 종횡비의 변화를 관찰한 결과이다.
도 2는 미세조직의 압연방향 결정립 종횡비를 정의한 모식도를 나타낸 것이다.

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 우수한 충돌특성을 확보할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.

따라서, 본 발명은 성분계의 제어 즉, 오스테나이트 안정화 원소인 망간, 탄소, 알루미늄의 함량을 제어하여 상온에서 완전 오스테나이트상을 확보하고, 소성 변형 중 변형쌍정(Deformation Twin)의 생성을 최적화함과 동시에, 제조된 강의 재압연을 통해 우수한 강도를 확보하고 미세조직을 제어함으로써, 충돌특성을 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 탄화물이 형성되거나, 전기저항이 증가하여 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, 쌍정(Twin)의 생성이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소한다. 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 안정화 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. 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, P는 편석(segregation)을 발생시켜 강의 가공성을 감소시키고, S는 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)의 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.

상술한 성분계를 만족하는 강판은 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하고, 상기 미세조직은 가공경화에 의해 압연방향 결정립의 종횡비(aspect ratio)가 2 이상으로 되는 결정립을 70% 이상 포함하는 것이 바람직하다.

미세조직의 압연방향 결정립의 종횡비가 2 미만일 경우에는 목적하는 강도 및 연성을 확보하기에 어려움이 있다. 따라서, 가공경화에 의해 변형된 결정립의 압연방향 종횡비가 2 이상이며, 이러한 결정립을 70% 이상 포함함으로써 우수한 강도 및 연성을 확보하고, 이와 함께 우수한 충돌특성을 확보할 수 있다.

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 제조하고, 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. 반면, 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 마무리 압연시 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, 보다 바람직하게는 900~1000℃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, 700℃ 이하로 권취온도를 설정함이 바람직하다. 다만, 권취온도를 200℃ 미만으로 하기 위해서는 열간압연 후 많은 냉각수를 분사하여야 하며, 이러할 경우 코일의 진행이 어려워 작업성이 저하된다. 따라서, 권취온도 범위의 하한은 200℃로 설정함이 바람직하다.

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, 강도와 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.

본 발명에 따른 고망간강은 상변태가 일어나지 않는 오스테나이트강 이기 때문에 재결정온도 이상으로 가열하면 충분한 가공성을 확보할 수 있다. 따라서, 통상의 소둔조건으로 소둔을 실시하여 제조함이 바람직하다.

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 재압연율로 압연을 수행한다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 재압연에 따른 미세조직의 변화를 EBSD(Electron BackScattered Diffraction)로 관찰해본 결과, 재압연 전에는 압연방향 결정립의 종횡비(aspect ratio)가 1 미만 정도였으나, 재압연 후에는 압연방향 결정립의 종횡비가 2 이상이며, 이러한 결정립이 70% 이상인 것을 확인하였다. 또한, 쌍정 분율도 증가함을 확인하였다. 따라서, 본 발명의 고망간강은 재압연에 의해 초고강도를 확보할 수 있으며, 우수한 충돌특성을 확보할 수 있다. 그러므로, 재압연 후 압연방향 결정립의 종횡비가 2 이상인 결정립이 70% 이상인 것이 바람직하다.

여기서, 결정립의 종횡비(aspect ratio)는 도 2에 나타낸 바와 같이 결정립 가로(a) 및 세로(b)의 비율(b/a)로서 나타낸 값을 의미한다.

충돌특성은 도금층의 부식성과 달리 내부 금속기지층의 기계적 특성과 관련되며, 도금을 위한 열처리 조건이 오스테나이트 단상조직을 가지는 고망간강의 기계적 특성에 영향을 미치지 않으므로 본 발명은 도금강판의 충돌특성도 포함한다.

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 실시한 후, 하기 표 2에 나타낸 재압연율을 달리하여 재압연을 실시하였다.

상기 제조된 냉연강판을 이용하여 재압연 처리할시, 재압연율에 따른 기계적 성질 즉, 인장시험을 통해 강도와 연신율을 평가하여 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 재압연된 강판을 JIS5호 규격으로 인장시편을 가공한 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다.

시편	C	Al	Mn	P	S	Si	N	구분
1	0.35	1.48	11.50	0.01	0.01	0.01	0.0080	비교강
2	0.59	0.00	14.92	0.02	0.01	0.01	0.0080	비교강
3	0.55	1.55	15.27	0.01	0.01	0.01	0.0071	발명강
4	0.58	1.81	15.13	0.01	0.01	0.01	0.0082	발명강
5	0.59	2.02	15.18	0.01	0.00	0.01	0.0077	발명강
6	0.60	0.05	25.00	0.01	0.01	0.06	0.0068	비교강

강종	재압연율(%)	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	15.1	614.0	980.0	42.2	비교예
2-2	30.9	824.0	1130.0	6.3	비교예
3-1	37.3	1250.0	1596.0	11.2	발명예
4-1	37.6	1261.0	1587.0	11.6	발명예
5-1	36.4	1260.0	1604.0	10.9	발명예
5-2	36.4	1226.0	1546.0	8.7	발명예
5-3	40.8	1271.0	1615.0	10.4	발명예
5-4	43.4	1287.0	1633.0	10.3	발명예
6-1	19.9	651.9	1111.9	27.2	비교예
6-2	27.8	800.6	1281.0	18.4	비교예
6-3	39.9	952.3	1453.6	5.4	비교예

상기 표 2는 표 1에 나타낸 성분계를 갖는 강괴를 열연, 냉연을 완료한 후 재압연하여 가공경화시킨 강판의 강도를 평가한 결과이다. 이때, 표 2에서 재압연시 재압연율에 따른 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 강을 구분하여 발명예로 표기하였다.

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 표 1의 시편 1을 이용한 강종 1-1 내지 1-3은 탄소 및 망간의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 적어 항복강도 및 인장강도가 낮게 나타났으며, 특히 재압연율이 30% 이상인 경우(강종 1-3)에 비해 30% 미만인 경우(강종 1-1, 1-2)에서 항복강도 및 인장강도가 더 낮게 나타났다.

또한, 표 1의 시편 2를 이용한 강종 2-1 및 2-2는 알루미늄이 첨가되지 않은 경우로서, 이 경우에도 항복강도 및 인장강도의 확보가 이루어지지 않았음을 알 수 있다. 여기에서도, 재압연율이 30% 이상인 경우(강종 2-2)에 비해 30% 미만인 경우(강종 2-1)에서 항복강도 및 인장강도가 더 낮게 나타났다.

그리고, 표 1의 시편 6을 이용한 강종 6-1 내지 6-3은 망간 및 실리콘의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않는 경우로서, 항복강도가 낮게 나타났으며, 이때에도 재압연율이 30% 이상인 경우에 비해 30% 미만인 경우가 항복강도 및 인장강도가 더 낮았다.

따라서, 상기의 결과를 통해, 재압연시 재압연율을 30% 이상으로 적용함이 우수한 항복강도 및 인장강도를 확보하는데 바람직함을 알 수 있다.

이에 반면, 본 발명에서 제안하는 성분계를 모두 만족하는 시편을 이용한 경우(강종 3-1 내지 5-4)에는 항복강도 및 인장강도가 모두 우수한 값을 나타내었다.

이와 함께, 재압연에 의한 항복강도 및 인장강도 증가에 대한 미세조직의 영향을 알아보기 위해, 본 발명에 따른 발명강 5를 이용하여 재압연 전, 후 미세조직의 변화를 EBSD(Electron BackScattered Diffraction)로 관찰하여, 이를 도 1에 나타내었다.

그 결과, 도 1에 나타낸 바와 같이, 재압연 전에는 압연방향 결정립의 종횡비(aspect ratio)가 약 1 정도였으나, 재압연 후에는 압연방향 결정립의 종횡비가 2 이상이며, 이러한 결정립이 70% 이상인 것을 확인하였다. 또한, 재압연에 의해 쌍정 분율도 증가함을 확인하였다. 이와 같이, 재압연에 의해 압연방향 결정립의 종횡비가 증가함과 동시에 쌍정의 형성이 증가함에 따라, 재압연 후 인장강도 및 항복강도가 증가되는 것으로 해석할 수 있다. 이를 통해, 상기 다른 발명예들의 경우에도 재압연 후 인장강도 및 항복강도가 증가함으로써 우수한 충돌특성을 갖는 것으로 판단할 수 있다.

따라서, 본 발명의 고망간강은 재압연에 의해 초고강도를 확보할 수 있으며, 우수한 충돌특성을 확보할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하이고, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하고, 상기 미세조직은 가공경화에 의해 압연방향 결정립의 종횡비(aspect ratio)가 2 이상으로 되는 결정립을 70% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판의 인장강도는 1300MPa 이상이고, 항복강도는 1000MPa 이상인 것을 특징으로 하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 냉연강판, 용융도금강판, 합금화 용융도금강판 및 전기도금강판 중 1종인 것을 특징으로 하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하이고, 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 처리된 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 단계
를 포함하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 재압연 단계는 조질압연(Skin Pass Mill), 이중압연(Double Reduction), 열연정정 및 연속압연 중 하나의 공정으로 수행하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 재압연 단계는 30~50%의 재압연율로 수행하는 것을 특징으로 하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 소둔 처리 단계 후, 전기도금 또는 용융도금 공정을 더 수행하는 것을 특징으로 하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.