KR20160078840A

KR20160078840A - 항복 강도 및 성형성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20160078840A
Application number: KR1020140189106A
Authority: KR
Inventors: 송태진; 진광근; 김성규; 조원태; 최효진
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-07-05

Abstract

항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그의 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

항복 강도 및 성형성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법{HIGH MANGANESE STEEL SHEET HAVING SUPERIOR YIELD STRENGTH AND FROMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 열간 프레스 성형용 강판을 대체하여 자동차의 충돌 구조부재 등에 사용될 수 있는, 항복강도 및 상온에서도 성형성이 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 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.

이러한 초고강도 냉연강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 초고강도를 달성하기 위하여 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 1000MPa급 이상에서는 20% 이상의 연신율을 확보가 하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.

자동차 차체 제작 및 유사한 적용 분야를 위하여, 의도하는 용도에 대해 최적화 된 양호한 성형성 및 기계적 성질을 나타내는 강을 제공하기 위하여 다양한 시도가 이루어졌다.

대표적인 예로, 특허문헌 1에는 중량%로, C: 0.5~1.5％, Si: 0.01~0.1％, Mn: 10~25％, P: 0.1％ 이하, S: 0.05％ 이하, Al: 0.01~0.1％, Ni: 3.0~8.0％, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 강판으로서, 높은 수준의 연성 및 700 내지 900MPa의 인장 강도를 가지는 고장력 강판이 개시되어 있으며, 특허문헌 2에는 중량%로, C: 1.00% 이하, Mn: 7.00~30.00%, Al: 1.00%~10.00%, Si: 2.50~8.00%, Al+Si: 3.50~12.00%, B: 0.00% ~ 0.01%, Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 강판이 개시되어 있다.

그러나, 상기의 발명들은 강의 항복강도가 낮아 충돌 특성이 열위하여 자동차용 강재로 사용시 적용이 제한되는 단점이 있었다.

국제 공개특허공보 WO2011-122237 국제 공개특허공보 WO2002-101109

본 발명의 일 측면은, 높은 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 항복강도가 우수하여 충돌 특성이 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 20~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 550~900℃에서 연속소둔하는 단계를 포함한다.

덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, 700MPa 이상의 항복강도 및 항복 강도와 연신률의 곱(YSxEL)이 30,000MPa%이상인 항복 강도와 성형성이 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제공할 수 있다.

도 1은 비교예 1, 비교예 2 및 발명예 1의 투과전자현미경 사진으로서 강내에 포함된 석출물의 종류와 분포를 나타낸다. (a)는 비교예 1, (b)는 비교예 2, (c)는 발명예 1이다.

본 발명자들은 종래의 고망간강에 있어서 다량의 망간과 탄소의 첨가에 의해 상온에서 강의 미세조직으로 오스테나이트의 확보가 가능하나, 항복강도가 낮아 충돌 성능이 열위한 문제가 있다는 문제점을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 탄소, 망간, 알루미늄의 함량을 적절히 제어함과 동시에, 미세 석출물을 형성하는 원소들을 복합 첨가함으로써, 성형성이 우수하며, 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.3~0.9중량%

탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도와 연신률을 동시에 증가시키는 역할을 한다.

이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 지연파괴에 취약하게 되는 문제가 있으며, 또한 인장 강도와 연신률을 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.3~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 12~25중량%

망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소로서, 그 함량이 12% 미만이면 변형 중 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 안정한 오스테나이트 상을 확보하기 어려우며, 반면 25%를 초과하게 되면 본 발명의 관심사항인 강도의 증가와 관련한 추가적인 향상이 실질적으로 일어나지 않고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 12~25%로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.3~3.0중량%

알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 상기 알루미늄 함량이 0.3% 미만인 경우에는 급격한 가공경화 현상에 의해 오히려 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열위하게 되는 문제가 있으며, 반면, 상기 알루미늄 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 강의 인장강도가 저하되며, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.3~3.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.6~2.5중량%

실리콘은 상기 알루미늄과 마찬가지로 통상 강의 탈산제로서 사용되는 원소이지만, 본 발명에서는 고용강화에 의해 강의 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 역할을 한다. 특히 본 발명에서는 탄질화물 형성원소인 티타늄과 바나듐이 실리콘과 복합 첨가되는 경우 석출된 탄질화물의 크기를 미세화하여, 탄질화물 형성 원소만 첨가되었을 경우보다 미세한 결정립을 얻는 것을 확인하였다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 실리콘의 함량이 0.6% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 실리콘의 함량이 2.5%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 실리콘의 함량은 0.6~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.05~0.5중량%

바나듐은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로써, 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 바나듐의 함량이 0.05중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 바나듐의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되고, 강의 항복강도가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.5중량%로 제한함이 바람직하다.

티나튬(Ti): 0.01~0.5중량%

티타늄(Ti)은 0.01~0.5%가 바람직하다. 티타늄은 강재 내부의 질소와 반응하여 질화물이 침전되어 열간 압연의 성형성을 향상시킨다. 또한 상기 티타늄은 일부 강재내의 탄소와 반응하여 석출상을 형성함으로써 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 이해서 티타늄은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.5%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로 특성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

인(P): 0.03중량% 이하(0%는 제외)

상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.03중량%로 관리한다.

황(S): 0.03중량% 이하(0%는 제외)

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.03중량%로 관리한다.

보론(B): 0.0005~0.005중량%

보론(B)은 0.0005~0.005%가 바람직하다. 보론은 미량 첨가되는 경우 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시킨다. 다만, 보론의 함량이 0.0005% 미만인 경우, 상기의 효과가 충분히 나타나지 않으며, 보론의 함량이 0.005% 초과하는 경우, 추가적인 성능의 향상을 기대할 수 없고 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 보론의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.

질소(N): 0.04중량% 이하(0%는 제외)

질소(N) 오스테나이트 결정립 내에서 응고 과정 중 Al과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정(Twin) 발생을 촉진하므로, 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시킨다. 그러나, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 질소의 함량은 0.04% 이하로 제한하는 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.

또한, 상기 조성 이외에 중량%로, Cr: 0.5% 이하(0%는 제외), Mo: 0.5% 이하(0%는 제외), Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), Sb: 0.1% 이하(0%는 제외), Sn: 0.1% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함될 수 있다.

크롬(CR): 0.5중량% 이하(0%는 제외)

크롬(Cr)은 도금 특성을 개선하고 강도를 증가시키는 효과적인 원소이다. 그러나 0.5%를 초과하면 열연시 결정립계에 조대한 탄화물을 형성하여 열간 가공성을 저해하고 제조원가가 증가하므로 첨가량을 0.5% 이하로 한정하였다.

몰리브데늄(Mo): 0.5중량% 이하(0%는 제외)

몰리브데늄 또한 탄화물을 형성시키는 원소로서 티타늄, 바나듐 등의 탄질화물 형성 원소와 복합 첨가시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복 강도를 증가시키는 역할을 한다. 다만, 몰리브데늄의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 본 발명의 관심사항인 특성과 관련한 추가적인 향상이 실질적으로 일어나지 않고, 제조 원가의 상승을 초래한다.

니오븀(Nb): 0.05중량% 이하(0%는 제외)

니오븀은 바나듐과 같이 탄질화물을 형성하는 원소로서 결정립을 미세화 시키는 원소이다. 다만, 니오븀의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 석출물이 형성되어 주조크랙을 유발하는 문제점 등을 초래하므로 주조성을 악화시킨다.

안티몬(Sb): 0.1중량% 이하(0%는 제외)

안티몬(Sb)은 도금 특성을 개선하는 효과적인 원소이다. 그러나 0.1%를 초과하면 제조원가가 증가하므로 첨가량을 0.1% 이하로 한정하였다.

주석(Sn): 0.1중량% 이하(0%는 제외)

주석(Sn)은 도금 특성을 개선하고 강도를 증가시키는 효과적인 원소이다. 그러나 0.1%를 초과하면 산세성을 열위하게 하고, 제조원가가 증가하므로 첨가량을 0.1% 이하로 한정하였다.

이하, 본 발명에 의한 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 의한 고망간강은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라, 미세조직은 오스테나이트 95면적%이상을 포함하는 것이 바람직하다. 즉, 탄화물 등을 제외하면 오스테나이트 단상 조직인 것이 바람직하다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로 인하여, 강도와 연신률을 동시에 확보할 수 있다.

한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 오스테나이트 평균 결정립 크기는 2㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다. 상기 평균 결정립 크기가 2㎛를 초과하는 경우에는 항복 강도가 저하되는 문제가 있다.

한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 본 발명 오스테나이트계 고망간강은 20nm 이하의 크기를 갖는 V 탄화물 및 Ti－Ｖ 복합 탄질화물을 그 합계로 10^1２개/cm² 이상 포함하는 것이 보다 바람직하다.

강 중 상기와 같은 미세 탄질화물을 다수 형성시킬 경우, 연속 소둔시 결정립의 성장이 지연되어 결정립이 미세화 되는 효과를 얻을 수 있다. 한편, 단위면적 당 미세 탄질화물의 개수가 많을수록 강판의 항복강도가 보다 향상되기 때문에, 본 발명에서는 상기 탄질화물 개수의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.　　

한편, 본 발명에 따른 오스테나이트계 고망간강은 700MPa 이상의 항복강도 및 YSxEl 30,000MPa% 이상을 확보할 수 있어, 자동차의 충돌 구조부재 및 각종 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.

또한, 오스테나이트계 고망간강 상에 도금층이 형성된 것이 표면 부식 방지 측면에서 바람직하다.

이때, 상기 도금층은 특별히 한정할 필요는 없으나, 아연도금층, 아연합금화도금층, 알루미늄도금층 및 알루미늄합금화도금층 중 어느 하나인 것이 보다 바람직하다.

이하에서는, 상술한 오스테나이트계 고망간강을 제조하기 위한 바람직한 일 예로서, 본 발명의 다른 일 측면인 오스테나이트계 고망간강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

전술한 조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 재가열한다. 재가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 재가열 온도가 1350℃를 초과하는 경우에는 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 경향이 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 후속되는 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다.

이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이때, 마무리 압연은 800~1000℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 높아져 압연기에 무리가 가며, 강판 내부의 품질에 나쁜 영향을 미치는 문제가 있다. 반면, 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하면 압연시 표면 산화가 발생하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 열간압연시 마무리 압연온도는 800~1000℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 열연강판을 50~700℃에서 권취한다. 본 발명에 따른 강재는 상온에서 오스테나이트 단상을 유지하므로 권취온도에 따른 열연 강판의 재질 변화를 유발하지 않는다. 따라서 낮은 온도에서도 권취가 가능하다. 다만, 권취온도가 50℃ 미만인 경우에는 강판의 온도를 감소시키기 위해 냉각수 분사에 의한 냉각이 필요하므로 불필요한 공정비의 상승을 유발한다. 반면, 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 열연강판 표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 발생하며, 이는 산세 과정에서 산화층의 제어가 용이하지 않게 되는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 50~700℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 필요에 따라 권취된 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거할 수 있다.

이후, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 얻는다. 이때, 상기 냉간압연은 20~70%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 20% 미만인 경우에는 목표로 하는 두께를 확보하기 어려우며, 반면, 70%를 초과하는 경우에는 압연부하로 인해 판파단의 발생 가능성이 높아지는 문제가 있다.

상기 냉연강판을 550℃ 이상에서 연속소둔한다. 소둔온도가 550℃ 미만인 경우에는 충분한 가공성을 확보하기 어려우며 저온에서 오스테나이트를 유지할 수 있을 만큼 충분한 변태가 일어나지 않는 문제가 있다. 또한, 본 발명의 강은 상 변태가 필요하지 않은 오스테나이트계 강으로서, 재결정 온도 이상으로 가열하면 충분히 가공성을 확보할 수 있으므로, 통상의 소둔조건으로 소둔을 실시할 수 있다. 바람직하게는 550~900℃에서 실시할 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 성분조성을 갖는 강괴를 1200℃의 가열로에서 1시간 균질화 처리한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 450℃의 권취온도로 권취한 다음, 산세 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 소둔온도를 780℃로 하여 연소소둔 모사 열처리를 실시하였다.

제조된 각각의 시편에 대해 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시한 뒤, 그 결과를 표 2에 나타내었다.　또한，제조된　소둔　강판을　활용하여　컵　성형　후　한계성형비로　가공된　컵　시편을　5% 농도의　염수　분무조건에서　지연파괴　특성을　평가하였다.　염수 분무시　530시간이　지나도　균열이　발생하지　않은　경우를　양호로　판단，530시간　이내에　균열이　발생하는　경우를　불량으로　판단하였고　그　결과를　표 2에　나타내었다．　

하기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.

구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복강도ｘ연신률 （MPa％)	평균　 결정립 크기 (μm)	20nm 이하 석출물 밀도 (10¹²개/cm²)	내지연 파괴특성	연신율 (%)
발명예1	705	1042	30,610	1.9	1.5	양호	43.4
발명예2	734	1017	32,957	1.8	1.7	양호	44.9
발명예3	843	1109	34,551	1.3	4.2	양호	41.0
발명예4	844	1088	33,338	1.3	5.7	양호	39.5
발명예5	788	1080	34,274	1.5	3.8	양호	43.5
발명예6	714	1044	33,130	1.7	1.5	양호	46.4
발명예7	861	1089	34,686	1.1	7.8	양호	40.3
발명예8	753	1102	38,016	1.6	2.2	양호	50.5
발명예9	811	1152	36,081	1.3	4.9	양호	44.5
발명예10	786	1169	42,742	1.5	3.8	양호	54.4
발명예11	741	1152	42,186	1.5	2.9	양호	56.9
발명예12	813	1118	31,727	1.3	5.5	양호	39.0
발명예13	763	1153	32,470	1.5	3.2	양호	42.6
발명예14	918	1215	34,872	1.1	8.2	양호	38.0
발명예15	905	1219	33,430	1.1	8.2	양호	37.0
발명예16	788	1090	30,342	1.4	4.5	양호	38.5
발명예17	704	1042	33,792	1.8	1.5	양호	48
비교예1	521	1002	28,828	2.7	0	양호	55.3
비교예2	611	969	28,473	2.2	0.95	양호	46.6
비교예3	577	1031	33,830	2.6	0	양호	58.6
비교예4	750	1207	32,132	1.6	4.8	불량	42.8
비교예5	775	1028	26,969	1.8	4.9	양호	34.8
비교예6	632	1021	32,758	2.2	2.4	양호	51.8

본 발명의 조성을 모두 만족하는 발명예 1　내지　발명예　17은 오스테나이트 평균 결정립 크기가 2μm 이하를 만족하여 750MPa 이상의 항복강도 및 30,000MPa% 이상의 항복강도x연신율을 가짐을 확인할 수 있다.

이에 반해, 비교예 1은　실리콘　및　바나듐을 첨가하지 않아 연신률은 우수하나, 700MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 없었다.

비교예 2 는　탄질화물 형성원소로써, 바나듐을 0.１７% 첨가한 강으로써, 비교예 1에 비하여 항복강도는　다소　향상되었으나, 실리콘을 첨가하지 않아 ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.

비교예 ３은　고용강화원소로써, 실리콘을 0.５% 첨가한 강으로써, 비교예 1에 비하여 항복강도는　다소　향상되었으나, 바나듐을 첨가하지 않아 ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.

비교예 4는 Ａｌ이　첨가되지　않은　강으로써，항복강도와 연신률은 우수하나　내지연파괴　특성이　열위하였다．　

비교예 5는 탄소　０．２８％　첨가한　강으로써，　항복　강도는　우수하나　연신률이　열위하여　３０，０００ＭＰａ％　이상의　항복강도ｘ연신율을　확보할　수　없었다．

비교예 6은 티타늄이　첨가되지　않은　강으로써，７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.

도 1은 상기 비교예 1, 비교예 ２ 및 발명예 1의 투과전자현미경 사진으로서 강내에 포함된 석출물의 종류와 분포를 나타낸다. (a)는 비교예 1, (b)는 비교예 2, (c)는 발명예 1이다. 발명예 1에 생성된 석출물은 비교예 1 및 비교예 2에 생성된 석출물들에 비하여 크기가 미세하고 수량이 많은 것을 확인할 수 있다. 이는 Ｓｉ와 V의 복합 첨가가 탄질화물의　핵생성을　촉진하고　성장속도를 저하하는 효과가 충분히 발현된 것이다. 따라서, 발명예 1의 항복강도가 높은 것은 미세 석출물의 고른 분포에 의해 소둔시 결정립의 성장이 지연되어 강의 조직에서 미세 결정립이 확보되었기 때문으로 해석할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 1항에 있어서,
상기 고망간강은 중량%로, Cr: 0.5% 이하(0%는 제외), Mo: 0.5% 이하(0%는 제외), Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), Sb: 0.1% 이하(0%는 제외), Sn: 0.1% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 1항에 있어서 상기 고망간강의 미세조직은 오스테나이트를 95면적%이상 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 3항에 있어서,
상기 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 1항에 있어서,
상기 고망간강은 20nm 이하의 크기를 갖는 Ti－Ｖ 복합　탄질화물　및 V 탄화물을 그 합계로 10^1２개/cm² 이상 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 1항에 있어서,
상기 고망간강은 항복강도가 700MPa 이상이며, 항복강도와 연신율의 곱이 30,000MPa% 이상인 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 1항에 있어서,
상기 오스테나이트계 고망간강 상에 도금층이 형성된 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
제 7항에 있어서,
상기 도금층은 아연도금층, 아연합금화도금층, 알루미늄도금층 및 알루미늄합금화도금층 중 어느 하나인 것을 특징으로 하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강.
중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 20~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 550~900℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 항복비가 우수한 오스테나이트계 고망간 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, Cr: 0.5% 이하(0%는 제외), Mo: 0.5% 이하(0%는 제외), Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), Sb: 0.1% 이하(0%는 제외), Sn: 0.1% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 권취하는 단계 후 냉연강판을 얻는 단계 전에 상기 권취된 열연강판을 산세처리하는 단계를 추가적으로 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 연속소둔하는 단계 후 냉연강판 상에 도금층을 형성하는 단계를 추가적으로 포함하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 냉연강판의 제조방법.
제 12항에 있어서,
상기 도금층을 형성하는 단계는 전해아연도금, 용융아연도금, 합금화 도금, Zn-Ni도금, 또는 용융알루미늄도금 중 어느 하나로 행해지는 것을 특징으로 하는 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 냉연강판의 제조방법.