KR20140014499A - 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로서, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 1.1~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강괴 또는 연주슬라브를 1050~1300℃로 가열하여 균질화 처리하는 단계, 상기 균질화 처리된 강괴 또는 연주슬라브를 850~1000℃에서 마무리 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 400~700℃에서 열연권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 400~900℃에서 연속소둔하는 단계 및 상기 연속소둔 처리된 강판을 10% 이상 25% 미만의 압연율로 재압연하는 단계를 포함하는 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법을 제공한다.

Description

가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법 {THE HIGH MANGANESE HIGH STRENGTH STEEL WITH EXCELLENT FORMABILITY}
본 발명은 범퍼, 실사이드, 시트레일, 충돌 부위의 멤버류 등의 부품에 적용 가능한 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 굽힘 가공성 및 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
자동차사는 환경오염 방지, 연비의 향상 및 안전성의 향상을 위한 자동차 소재의 고강도화 및 경량화에 대한 지속적인 연구를 수행해 왔다. 이와 같은 소재들은 자동차 부품 외에도, 유사한 용도의 다양한 구조 부재등에도 적용될 수 있는 것이다.
종래에는 성형성을 우선적으로 고려하여, 페라이트 기지조직을 갖는 저탄소강 계열의 강을 사용하였다. 하지만, 자동차용 강판으로 저탄소강 계열의 강을 사용하는 경우, 인장강도가 800MPa급 이상에서는 30% 이상의 연신율을 확보하기가 어려워 상업화가 힘들다는 문제가 있다. 따라서, 인장강도 800MPa급 이상의 고강도강은 성형성이 열위하여, 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우며, 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품설계가 어려운 문제가 있었다.
상술한 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 1 및 2가 제시되었다. 이들 문헌에서는 연성 및 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제안하고 있다.
그러나, 특허문헌 1은 망간 성분을 다량 함유하여 연성은 확보하였으나, 변형부에 가공경화가 심하게 일어나게 되었다. 그래서 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 현상이 발생하였다. 한편, 특허문헌 2에서 제안하는 고망간강은 연성을 확보하였다는 장점이 있으나, 실리콘(Si)의 다량첨가로 전기도금성 및 용융도금성이 불리한 단점도 있었다. 그리고, 상기의 특허문헌 1 및 2에서 제공하는 강판들은, 모두 가공성은 우수하나 항복강도가 낮아 충돌특성이 열위하다는 문제점이 있었다.
한편, 최근에는 상기의 고강도 및 고성형성 특성의 강재를 개발하기 위하여 고망간강이 소성변형 중에 쌍정(Twin)의 형성으로 가공경화율이 증가하여 성형성을 개선시킬 수 있다는 점을 이용한 TWIP(Twinning-Induced Plasticity)강이 개발되었다. 그러나, TWIP강 또한, 오스테나이트 조직을 가짐에도 불구하고, 일정 수준 이상으로 강도를 증가시키는데 한계가 있었다.
그리하여, 성형성이 우수한 고강도강을 제조하는 것은 여전히 관련업계에서 중요한 과제로 남아있게 되었다.
일본공개특허 제1992-259325호 국제공개공보 WO02/101109호
본 발명의 일 측면은, 고강도와 함께 연신율 및 굽힘가공성을 확보하여 차체의 구조부재뿐만 아니라, 형상이 복잡한 내판재료에도 사용할 수 있는 초고강도 강판을 확보할 수 있는 기술을 제안하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 1.1~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성범위를 갖는 강괴 또는 연주슬라브를, 1050~1300℃로 가열하여 균질화 처리하는 단계, 상기 균질화 처리된 강괴 또는 연주슬라브를 850~1000℃의 마무리 열간압연온도로 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 400~700℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 400~900℃에서 연속소둔하는 단계 및 상기 연속소둔 처리된 강판을 10% 이상 25% 미만의 압연율로 재압연하는 단계를 포함하는 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 1100MPa이상의 인장강도를 가지면서, 6.0 이상의 굽힘가공성 및 13% 이상의 연신율을 갖는 우수한 물성을 가진 고망간 강을 확보할 수 있다. 상기 고강도 고망간 강으로부터 제조된 강판은, 자동차의 충돌부재 및 각종 구조부재 등에 다양하게 적용이 가능하다.
도 1은 본 발명의 일 측면인 성분계(표 1의 시편 5)를 만족하는 강괴를 본 발명의 다른 일 측면인 강판의 제조방법에 따라 강판으로 제조할 경우, 재압연단계 전(도 1(a))과 후(도 1(b))에 강판의 미세조직의 Grain Boundary를 칼라 에칭하여 광학 현미경으로 그 변화를 관찰한 결과이다.
도 2는 본 발명의 일 측면인 고강도 고망간형 강판의 제조방법에 따라 제조된 비교예(도 2(b), 표 1의 시편 2)와 발명예(도 2(a), 표 1의 시편 9)의 90도 굽힘 테스트 후의 시편 사진이다.
본 발명자들은 종래의 고망간강에 있어서 다량의 망간 첨가에 의해 고강도는 확보가 가능하나, 연성의 확보가 어려워 성형이 용이하지 못했던 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구하였다. 그 결과, 우수한 강도 및 연성을 동시에 확보하기 위한 방법으로, 강에 포함되는 성분조성을 제어하고, 제조된 강을 재압연을 통해 가공경화 시킴으로써 굽힘가공성 및 연신율이 우수한 고강도의 강판을 제조할 수 있었다.
따라서, 본 발명은 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 탄소, 망간, 알루미늄의 함량을 제어함으로써, 상온에서 완전 오스테나이트상을 확보하고, 소성 변형중 변형쌍정(Deformation Twin)의 생성을 최적화하며, 제조된 강의 재압연처리를 통해 강도를 우수하게 확보함으로써, 굽힘가공성 및 연신율을 우수하게 확보한 고강도 강판에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 일 측면인 고강도 강판의 제조방법에 있어서, 제조되는 강판의 성분계를 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.4~0.7%
탄소(C)는 오스테나이트상의 안정화에 기여하는 원소이다. 따라서, 그 첨가량이 증가할수록 오스테나이트상의 형성에 유리한 측면이 있다. 다만, 본 발명에서는 탄소의 함량을 0.4~0.7%로 제한하는 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.4% 미만일 경우, 상의 변태시 α'(알파다시)-마르텐사이트상이 형성되기 때문에 가공시 크랙이 발생하고, 연성이 낮아지는 단점이 있기 때문이다. 또한, 탄소의 함량이 0.7%를 초과할 경우, 강 내부의 전기저항이 증가하여 제품 생산과정에서 3겹 용접등이 적용될 경우 용접성이 저하될 수 있는 문제점이 있기 때문이다.
망간( Mn ): 12~24%
망간(Mn)은 탄소와 함께 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 본 발명에서는 망간의 함량을 12~24%로 제한하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 12% 미만일 경우, 성형성을 해치는 α'(알파다시)-마르텐사이트상이 생성되어 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소하고, 가공경화율도 작아지기 때문이다. 또한, 망간의 함량이 24%를 초과할 경우, 쌍정의 생성이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소하기 때문이다. 뿐만 아니라, 망간의 함량이 증가할수록 열간압연시 크랙 발생이 잘 일어나고, 제조원가가 증가하여 경제적인 측면에서 불리한 측면도 있다.
알루미늄( Al ): 1.1~3.0%
알루미늄(Al)은 통상적으로 강의 탈산을 위한 목적으로 첨가되지만, 본 발명에서는 연성 향상 및 내지연파괴 특성 향상을 위해 첨가한다. 즉, 알루미늄은 페라이트상을 안정화시키는 원소이지만, 강의 슬립면에서 적층결함에너지(Stacking Fault Enegy)를 증가시켜 ε-마르텐사이트상의 생성을 억제하여 연성 및 내지연파괴성을 향상시키는 측면도 있다. 또한, 알루미늄은 망간의 함량이 낮은 경우에도 ε-마르텐사이트상의 생성을 억제하기 때문에 망간의 함량을 최소화하면서 가공성을 향상시키는데 큰 기여를 한다. 본 발명은 특히 알루미늄 성분의 함량을 적절히 조절하여, 쌍정 분율을 제어함으로써 고강도강의 굽힘가공성을 향상시켰다는데 그 의의가 크다.
본 발명에서는 상기, 알루미늄의 함량을 1.1~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 1.1% 미만일 경우에는 ε-마르텐사이트상이 생성되어 강도는 증가하지만, 연성이 급격히 감소하는 단점이 있기 때문이다. 또한, 3.0%를 초과할 경우에는 쌍정의 발생을 억제하여 연성을 감소시키고, 연속주조시 주조성을 나쁘게하며, 열간압연시 강판 표면의 산화가 다량 발생하여 제품의 표면품질을 저하시키기 때문이다.
실리콘( Si ): 0.3% 이하
실리콘(Si)은 고용강화하는 기능을 하는 원소로서, 고용효과에 의해 결정입도를 줄임으로써 강판의 항복강도를 증가시키는 성분이다. 통상, 실리콘이 과다하게 첨가될 경우, 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융도금성을 저하시킨다. 그러나, 고망간강에 있어서 적절한 양의 실리콘이 첨가될 경우, 표면에 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 망간의 산화를 억제하는 효과가 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 실리콘 성분의 첨가로서, 냉연강판에서 압연 후 형성되는 두꺼운 망간 산화층이 형성되는 것을 방지할 수 있으며, 소둔 후 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시키고, 전기도금재의 소지강판으로서 우수한 표면품질을 유지할 수 있게 된다.
한편, 실리콘의 첨가량이 지나치게 증가하면, 열간압연시 강판표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 열연강판의 표면품질을 저하시키는 단점이 있다. 또한, 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면에 농화되어 용융도금을 행할 때, 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시켜 도금성을 저하시키는 단점도 있다. 따라서, 상술한 문제점들을 회피하기 위해서, 실리콘은 0.3% 이하의 함량이 바람직하다.
인(P) 및 황(S): 각각 0.03% 이하
통상, 인(P) 및 황(S)은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이다. 본 발명에서는 그 함량을 각각 0.03% 이하로 제한함이 바람직하다. 인 성분은 편석(segregation)을 발생시켜 강의 가공성을 감소시킨다. 황 성분은 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지크랙과 같은 결함을 발생시키고, 강판의 구멍확장성을 감소시킨다. 따라서, 이들의 함량을 각각 상기 0.03% 이하로 억제함이 바람직하다.
질소(N): 0.04% 이하
질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 응고과정시 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정(Twin) 발생을 촉진하고, 강판의 성형과정에서 강도와 연성을 향상시킨다. 그러나, 본 발명에서는 그 상한을 0.04%로 제한함이 바람직하다. 그 함량이 0.04%를 초과할 경우에는 질화물이 과다하게 석출되어 열간가공성 및 연신율을 저하시키기 때문이다.
티타늄( Ti ): 0.005~0.10%
티타늄(Ti)은 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 강 탄화물 원소로서, 이때 형성된 탄화물은 결정입의 성장을 억제하므로, 결정입도 미세화에 효과적인 원소이다. 티타늄이 보론(B)과 복합첨가되는 경우, 주상정 입계에서 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지한다. 본 발명에서 티타늄의 함량은 0.005~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다. 그 함량이 0.005% 미만의 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며, 0.10%를 초과할 경우, 과량의 티타늄이 결정입계에 편석하여 입계취를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정입 성장 효과를 저하시키기 때문이다.
보론(B): 0.0005~0.0050%
보론(B)은 상기 티타늄과 같이 첨가되어, 입계의 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지하는 역할을 하는 성분이다. 본 발명에서 보론의 함량은 0.0005~0.0050%로 제한하는 것이 바람직하다. 보론의 함량이 0.0005% 미만으로 미량 첨가되는 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 0.0050%를 초과하게 되면 보론 화합물을 형성하여 도금성을 저하시킬 수 있기 때문이다.
다음으로는, 본 발명의 다른 일 측면인, 상술한 조성함량을 갖는 강괴 또는 슬라브로부터 본 발명에서 목표로 하는 인장강도가 1100MPa이상이 확보되면서도, 동시에 굽힘가공성이 6.0 이하이고, 연신율이 13% 이상인, 고강도 고망간 강판을 제조하는 방법과, 상기 제조방법의 각 단계에서 바람직한 수치를 제어하는 이유에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기와 같은 성분계를 가지는 강괴 또는 연주슬라브는 연속 주조 공정에 따라, 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연 및 열연권취를 거쳐 열연강판으로 제조될 수 있다. 또는 상기 열연강판을 냉간압연 및 소둔 처리하여 냉연강판으로 제조하거나 또는 상기 냉연강판을 전기아연도금 또는 용융아연도금 처리하여 도금강판으로 제조할 수 있다.
하기에서는, 상기의 강괴 또는 연주슬라브를 단순히 슬라브라고 칭하며, 상기한 것과 같은 본 발명이 목표로 하는 기계적 성질을 가지는 강판의 바람직한 제조방법의 일 실시예를 단계별로 나누어 서술한다.
가열단계( 균질화 처리): 1050~1300℃
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기의 성분 조성을 갖는 고망간강 슬라브를 가열하여 균질화 처리할 수 있다. 이 때, 가열온도는 1050~1300℃로 하는 것이 바람직하다. 가열온도의 하한이 1050℃인 이유는, 가열온도가 지나치게 낮아지게 되면 마무리 압연시 온도 확보가 어려워 온도감소에 의해 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연을 할 수 없기 때문이다. 한편 가열온도의 상한이 1300℃인 이유는, 일반적으로 가열온도가 높을수록 연주슬라브의 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 특성을 보이는데, 특히, 1300℃이상으로 가열하면 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생기므로 열간압연시 균열이 발생할 수 있기 때문이다.
열간압연 단계: 850~1000℃의 마무리 열간압연온도
상기 가열에 의해 균질화 처리된 슬라브를 열간압연하여 강판으로 제조할 수 있다. 이때, 마무리 열간압연의 온도는850~1000℃로 제어하는 것이 바람직하다. 마무리 열간압연 온도의 하한이 850℃ 인 이유는, 마무리 압연온도를 지나치게 낮추게 되면 압연하중이 높아져서 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라 강판내부의 품질에도 나쁜 영향을 미치게 되기 때문이다. 그리고 상한 온도가 1000℃ 인 이유는, 압연 마무리 온도를 과도하게 높게 하는 경우 압연시 표면 산화가 발생하기 때문이다.
열연권취 단계: 400~700℃
이후, 상기 열간압연된 강판을 열연 권취를 행할 수 있다. 이때 권취온도는 400~700℃ 이하가 바람직하다. 상기 열연 권취시의 하한온도가 400℃인 이유는, 온도를 낮추기 위해 열간압연 후 냉각수를 분사해야 하는데, 400℃ 미만까지 온도를 낮추기 위해서는 지나치게 많은 냉각수가 필요하고, 이로써 코일의 진행이 어려워져 작업성이 저하되는 문제가 있기 때문이다. 또한, 상한 온도가 700℃ 인 이유는, 열연권취온도가 너무 높으면 열연강판표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 일어나기 때문에 산세과정에서 산화층이 쉽게 제거되지 않기 때문이다.
냉간압연 단계
상기의 열간압연 단계 이후, 강판의 형상과 두께를 제어하기 위해 통상의 조건에서 냉간압연을 실시할 수 있다. 이때, 냉간압연율은 고객사에서 요구하는 두께에 맞도록 제조하면서, 강도 및 연신율을 제어하기 위한 목적에 맞게 수행함이 바람직하다.
연속소둔 단계: 400~900℃
그 후, 상기 냉간압연된 강판을 연속소둔을 실시할 수 있다. 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.
도금단계: 용융도금, 전기도금, 또는 합금화 용융도금 처리 단계
도금강판이 필요할 경우, 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.
재압연단계 : 압연율 10% 이상 25% 미만
이후, 본 발명의 일측면을 이루는 제조방법에 따르면, 상기 공정을 거친 강판에 압연율을 제어하면서 재압연을 하게 된다. 즉, 본 발명에서 의도하는 상기 제조방법은, TWIP강의 고성형성의 장점을 이용하면서도, TWIP강의 강도 측면에서의 고강도 구현이 어려운 단점을 극복하기 위한 것이기도 하다.
상술한 바와 같이 제조된 강판, 예컨대 상술한 조건들에 의해 제조된 냉연강판, 용융도금강판, 합금화 용융도금강판 또는 전기도금강판은 재압연을 수행함으로써 가공경화를 통해 강도를 증가시킬 수 있다. 상기 재압연 과정은 조질압연(Skin Pass Mill), 이중압연(Double Reduction), 열연정정 및 연속압연 중 하나의 공정으로 이뤄짐이 바람직하다. 또한, 이 때의 압연율은 효율적으로 인장강도를 향상시키고, 압연부하도 크지 않게 하기 위한 목적으로 10% 이상 25% 미만으로 실시됨이 바람직하다.
도 1은 본 발명의 일 측면인 강판의 성분계를 만족하는 고강도 강판의 일 실시예(표 1의 시편 5)를 본 발명의 다른 일 측면인 강판의 제조방법에 따라 제조할 경우에, 상기 재압연단계 전(도 1(a)) 및 후(도 1(b))의 강판의 미세조직의 Grain Boundary를 칼라 에칭하여 광학 현미경으로 그 변화를 관찰한 결과이다. 재압연단계 이전과 비교하여, 이후에 결정입도의 크기가 감소하고, 쌍정 밀도가 증가하여 강재의 인장강도 및 항복강도가 높아지게 됨을 확인할 수 있다. 이를 통해, 상기 다른 발명예들의 경우에도 재압연 후 인장강도 및 항복강도가 증가함으로써 우수한 충돌특성을 갖는 것으로 판단할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 고망간 강판의 제조방법에 따라 제조된 강판은 인장강도 1100MPa 이상의 고강도 강판이며, 동시에 굽힘 가공성 6.0이하 및, 연신율 13%이상의 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 )
하기의 실시예에서는, 하기의 표 1에 제시된 성분계를 갖는 강괴에 대하여, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 고망간 강판의 제조방법의 각 과정을 수행하였다.
구체적으로는, 하기의 표 1의 조성을 갖는 각 시편에 대하여, 1200℃ 가열로에서 한 시간 동안 고온상태를 유지한 후, 열간압연을 실시하였다. 이 때, 열간압연 마무리 온도는 900℃로 설정하였으며, 열간압연 후 650℃에서 권취를 실시하였다. 이후, 상기 열연강판을 이용하여 산세를 실시하고, 50%의 냉간압연율로 냉간압연을 실시하였다. 이 후, 냉간압연된 시편을 소둔온도 800℃, 과시효온도 400℃로 하여 연속소둔 모사 열처리를 실시하였다. 이후, 상기의 열처리재를 10%이상 30%미만의 압연율로 재압연을 행하였다.
하기의 표 2는 표 1의 성분조성을 갖는 강괴의 각 시편에 대하여 상기 제조방법에 따른 각 단계를 수행할 때, 재압연단계 전후의 발명예와 비교예의 기계적 물성 시험 결과를 나타낸 것이다.
본 발명에서 개시하는 제조방법에 따라 제조된 상기의 고망간 냉연강판 시편에 대해, JIS5호 규격으로 인장시편을 가공한 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다. 그리고, 그 측정된 결과(YS, TS, T-EL, U-EL)인 인장강도 및 연신율을 하기 표 2에 나타내었다.
또한, 각 조건에 따른 제조 방법에 의해 제조된 시편에 대하여, 90도 굽힘가공성(최소 R/t)지수를 측정하였다. 상기 굽힘 가공성 지수는, 90도 굽힘 시험을 통해 측정하였으며, 굽힘을 가하는 팁 부분에 mm 단위의 반경을 주어 실험하였다. 통상의 굽힘가공성 지수의 측정 기재방법에 따라, 팁부분의 반경을 R로 표현하였다(팁부분의 반경이 1mm 이면 1R).
상기의 인장강도, 연신율 및 굽힘가공성 지수의 측정을 토대로, 본 발명에서 의도하는 목적에 맞는 고강도를 유지하면서도, 가공성이 우수한 기계적 물성이 구현되었는지를 평가하고, 본 발명에서 개시하는 물성에 부합하는 발명예와 부합되지 않는 비교예를 나누어 기재하였다.
각 시편에 대한 구체적인 분석내용은 하기와 같다.
하기 표 1에서 제시되는 것과 같이, 시편 3 내지9는 본 발명의 일 측면에서 개시하는 성분조성에 부합하는 발명예에 해당한다. 시편 1 및 2는 알루미늄(Al)의 함량이 작아서 본 발명에서 개시하는 성분조성에 부합되지 아니하는 비교예에 해당한다.
시편 3 내지 9는 본 발명에서 개시하는 성분조성을 만족하며, 10% 이상 25% 미만의 압연율에 의해 재압연되었을 때, 인장 시험 변형 중 쌍정과 전위 형성양이 적정하여 인장강도 1100MPa 이상, 연신율 13% 이상, 굽힘가공성 6.0이하가 확보될 수 있었다. 그에 반해, 알루미늄 함량이 적은 시편 1 및 2는 재압연단계를 수행하였음에도 굽힘가공성 및 내지연파괴성이 열위하였다.
도 2는 본 발명의 일 측면인 고강도 고망간형 강판의 제조방법에 따라 제조된 비교예(도 2(a), 표 1의 시편 2)와 발명예(도 2(b), 표 1의 시편 9)와 의 90도 굽힘 테스트 후의 시편 사진이다. Al 성분이 첨가된 발명예의 경우 쌍정 분율을 제어함으로써, 고강도 강의 굽힘가공성이 우수해짐을 육안으로 확인할 수 있다.
시편번호 C Mn Al Si P S N Ti B 분류
1 0.65 14.9 0 0.1 0.013 0.001 0.004 0.004 0.0015 비교예
2 0.65 15.2 1 0.1 0.013 0.001 0.004 0.068 0.0017 비교예
3 0.65 15.3 1.3 0.1 0.013 0.001 0.004 0.065 0.0017 발명예
4 0.65 15.3 1.6 0.1 0.013 0.001 0.004 0.065 0.0017 발명예
5 0.65 15.1 1.8 0.1 0.013 0.001 0.004 0.064 0.0016 발명예
6 0.64 15.2 2 0.1 0.013 0.001 0.004 0.063 0.0016 발명예
7 0.51 15.4 1.3 0.1 0.013 0.001 0.004 0.064 0.0016 발명예
8 0.5 15 1.6 0.1 0.013 0.001 0.004 0.064 0.0016 발명예
9 0.5 15.2 1.8 0.1 0.013 0.001 0.004 0.063 0.0017 발명예
시편번호 압연율(%) YS(MPa) TS(MPa) T-El(%) U-El(%) 최소R/t 비고
1-1 0 500 1007 28.6 28.6 0.0 재압연 전
1-2 17.8 974.7 1423 16 15 6.5 재압연 후
2-1 0 570 1004 41.3 40.8 0.0 재압연 전
2-2 18.1 953 1346 26 21 6.3 재압연 후
3-1 0 568 995 59.1 46.5 0.0 재압연 전
3-2 18.2 914 1306 35 24 5.4 재압연 후
4-1 0 575 958 45.4 41.6 0.0 재압연 전
4-2 17.8 897 1262 29 23 4.8 재압연 후
5-1 0 578 940 48.5 48.5 0.0 재압연 전
5-2 18 905 1250 31 27 4.4 재압연 후
6-1 0 602 929 49.2 42.2 0.0 재압연 전
6-2 15 873.2 1207 33 26 1.8 재압연 후
7-1 0 530 936 48.9 47.5 0.0 재압연 전
7-2 16 850 1214 31 26 2.3 재압연 후
8-1 0 537 909 52.2 41.7 0.0 재압연 전
8-2 15 821.7 1160 33 24 2.5 재압연 후
9-1 0 542 885 55.8 49.9 0.0 재압연 전
9-2 17 896.3 1213 28 20 1.4 재압연 후

Claims (2)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.7%, 망간(Mn): 12~24%, 알루미늄(Al): 1.1~3.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.04% 이하, 잔부 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강괴 또는 연주슬라브를 1050~1300℃로 가열하여 균질화 처리하는 단계;
    상기 균질화 처리된 강괴 또는 연주슬라브를 850~1000℃의 마무리 열간압연온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 400~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 400~900℃에서 연속소둔하는 단계; 및
    상기 연속소둔 처리된 강판을 10% 이상 25% 미만의 압연율로 재압연하는 단계를 포함하는 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 재압연하는 단계는 조질압연(Skin Pass Mill), 이중압연(Double Reduction), 열연정정 및 연속압연 중 하나인 것을 포함하는 가공성이 우수한 고강도 고망간 강판의 제조방법.
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