KR940007374B1 - 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법 - Google Patents

성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

내용 없음.

Description

성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법
제 1 도는 변형에 의해 쌍정이 발생되어 있는 본 발명강의 전자현미경 사진.
제 2 도는 성형한계도 시험결과를 나타내는 성형한계도 그래프.
제 3 도는 용접성 시험결과를 나타내는 용접부의 미소경도변화 그래프.
본 발명은 높은 성형성이 요구되는 자동차용 강판, 전자기판넬용 강판등에 사용되는 오스테나이트계 고 망간강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 고 성형성, 고 강도 및 우수한 용접성을 갖는 오스테나이트계 고 망간강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
강의 응용에 있어서, 높은 성형성이 요구되는 분야로서는 자동차용 강판, 전자기 판넬용 강판등을 들 수 있다.
특히, 자동차용 강판 분야에서는 최근들어 대기오염을 줄일 수 있는 탄산가스 배출규제가 대두되면서 자동차 연비효율을 높이고 자동차의 무게를 줄일 수 있는 성형성이 높은 고 강도인 강판이 요구되고 있는 실정이다.
종래의 자동차용 강판으로는 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 극저 탄소강이 사용되고 있다. (미국특허제 4956025, 4830686, 5078809) 그러나, 자동차용 강판으로 극저탄소강을 사용하는 경우에는 성형상은 우수하지만, 인장강도는 28-38kg/mm2정도로 강도가 낮아서 자동차의 무게를 줄일 수 없을 뿐만아니라 자동차의 안전도가 낮아서 승객의 부상위험이 큰 문제점이 있다.
기지 조직이 페라이트인 극저탄소강은 탄소를 0.005%까지만 고용할 수 있고 불순물에 대한 고용한도가 낮기 때문에 탄소 및 불순물이 이 고용한도 이상으로 첨가되는 경우에는 탄화물 및 산화물이 생성되어 냉간압연과 소둔공정에서 특정방위(Texture)가 발달되지 않으므로 강판의 성형성을 해치게 된다. 따라서, 기지조직이 페라이트인 종래의 자동차용 강판의 경우에는 성형성을 높이기 위해 탄소량을 0.003% 정도로 낮추고 불순물이 매우 적게 함유되어야 하므로 제강공정에서의 탈가스처리등의 특수처리와 냉간압연 및 소둔공정에서 특정방위를 발달시켜야 하는등의 특수처리가 요구되는 문제점이 있다.
또한 위와같은 극저탄소강의 낮은 강도를 개선시킨 다상조직강(多相組織綱)이 발명되었다. (미국특허 제 4854976) 이강은 Si, Mn, P, Al, B등을 다량 첨가하여 기지조직인 페라이트에 베이나트 조직과 8% 이하의 잔류오스트나이트 조직을 발생시켜 인장강도를 50-70kg/mm2으로 증가시켰으나 베이나이트조직과 잔류 오스트나이트 조직의 변형저항 차이때문에 성형성이 낮아지므로, 높은 성형성이 요구되지 않는 일부 자동차 부품에만 제한적으로 사용되는 단점이 있다.
본 발명자는 상기와 같은 문제점을 해결할 수 있는 강종을 개발하여 1991.12.30일자로 대한민국특허청에 특허출원한 바 있는데, 본 발명은 기출원된 대한민국 특허출원제 91-25112호와 관련되는 것이다.
또한, 기출원된 특허출원내용과 관련되는 합금계가 본 발명자가 개발하여 대한민국, 미국 및 일본에 특허출원하여 특허를 받은 대한민국특허 제29304호(미국특허 제4, 847, 046호 및 일본특허제 1631935호)에 제시되어 있다. 그러나, 대한민국특허제 29304호에 제시된 합금계는 강도 및 인성만을 고려하여 설계된 초저온용 합금에 관한 것으로서 성형성, 강도 및 용접성을 고려하여 설계되는 특허출원제 91-25112호 및 후술하는 본 발명과는 근본적으로 다르다고 할 것이다.
또한 앞서 설명하였던 자동차용 재료와 같은 고성형성, 고강도 목적으로 하여 고Mn강을 사용하려는 시도는 찾아 볼 수 없다. 고Mn강은 주로 핵융합로, 자기부상 고속철도등의 대전류 차단기, 변압기에 자장의 영향을 적게 받는 비자성 구조재료(일본국 특개소 : 63-35758, 64-17819, 61-288052, 60-36647)와 VTR, 오디오등 전자기기의 자장을 차단시켜 주는 부품을 비자성강(일본국 특개소 : 62-136557)으로 발명되었다.
그러므로 위의 비자성용 고Mn강에서 합금원소인 Al은 첨가되지 않았거나 비자성용 고Mn강에서 첨가되는 Al은 탈산제, 내산화성, 내수성(耐銹性) 고용강화, 결정립미세화(일본국 특개소 : 63-36647, 63-35758, 62-136557)의 목적으로 4% 이하까지 첨가되었을 뿐이다.
본 발명자는 상기와같은 높은 성형성을 필요로 하는 강판의 단점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된것으로서, 본 발명은 면심입방격자(FCC) 구조를 갖는 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C강이 높은 연신율을 갖는다는데 착안하여 적절한량의 변형쌍정을 발생시켜 성형성을 높이고 강도 및 용접성을 개선시킨 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 또다른 목적은 면심 입방격자 구조를 갖는 오스테나이트계 Fe-Mn-Al-C강에 고용강화원소를 첨가하여 변형쌍정에 의한 고 성형성과 함께 고용강화에 의한 보다 높은 강도 향상을 가져올수 있는 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, Al : 0.1~6.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되고, 결정립크기가 40.0㎛ 이하인 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고망간강에 관한 것이다.
또한, 본 발명은, 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, 및 Al : 0.1~6.0%에 Si : 0.60% 이하, Cu : 5.0% 이하, Nb : 1.0% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.5% 이하, Cr : 9.0% 이하, Ni : 4.0% 이하 및 N : 0.2% 이하로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 이상이 첨가되고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되고, 결정립크기가 40.0㎛ 이하인 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고망간강에 관한 것이다.
또한, 본 발명은, 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, Al : 0.1~6.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강스라브를 통상의 방법으로 열간압연 및 냉간 압연한 후 500~1000℃에서 5초-20시간 동안 소둔하여 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고망간강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, 및 Al : 0.1~6.0%에 Si : 0.60% 이하, Cu : 5.0% 이하, Nb : 1.0% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.5% 이하, Cr : 9.0% 이하, Ni : 4.0% 이하 및 N : 0.2% 이하로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 이상이 첨가되고, 잔부 Fe 및 기타불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강 스라브를 통상의 방법으로 열간압연 및 냉간 압연한 후, 550~1000℃에서 5초-20시간 소둔하여 고 성형성, 고 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
이하, 상기한 강성분의 선정 및 성분범위의 한정이유등에 대하여 설명한다.
상기 탄소(C)는 적층결함에너지를 높혀서도 ε(입실런)-마르텐사이트 발생을 억제하고 오스테나이트의 안정성을 높히는 성분이지만, 그 함량이 1.5% 이상인 경우에는 적층결함에너지가 너무 높게되어 쌍정 발생의 효과가 없고 오스테나이트상의 고용한도를 넘어서 탄화물이 과다하게 석출되므로 연성과 성형성을 해치기 때문에 탄소의 함량은 1.5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 망간(Mn)은 강도 증가 및 오스테나이트 상을 안정화시키는 필수적인 원소이지만, 15.0% 이하에서는 α'(알파다쉬)-마르텐사이트상이 존재하게 되고, 35.0% 이상에서는 쌍정 발생을 억제하므로, 그 첨가효과가 없으므로 망간의 함량은 15.0~35.0%로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 알루미늄(Al)은 탄소와같이 적층결함에너지를 높여서 오스테나이트상을 안정화시키고 냉간압연과같은 큰 병형에서도 ε-마르텐사이트를 발생시키지 않고 쌍정을 발생시켜 냉간압연성 및 프레스성형성등을 향상시키는 가장 중요한 성분으로서, 그 첨가량이 0.1% 이하인 경우네는 ε-마르텐사이트가 발생하므로 강도가 향상되지만 연성이 떨어져 냉간압연성 및 프레스 성형성이 나빠지며, 6.0%를 초과하는 경우에는 적층결함에너지가 너무 커져 완전전위에 의한 슬립변형이 일어나게 되므로, 상기 알루미늄의 첨가량은 0.1~6.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기한 바와같이, 망간과 알루미늄의 참가량은 α'-마르텐사이트 발생을 억제하고 ε-마르텐사이트 및 완전전위에 의한 슬립변형을 배제하여 부분전위에 의한 쌍정 변형이 일어나도록 제한됨을 알 수 있다.
상기 Si은 탈산 및 고용강화에 의한 강도증가를 위해 첨가되는 성분으로서 그 첨가량이 0.60% 이상인 경우에는 탈산효과가 포화되고 자동차 제조과정등에서 페인트 도장성을 나쁘게 하고, 용접시 용접균열을 발생시키므로, 상기 Si의 첨가량은 0.60 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cu는 내식성 향상 및 고용강화에 의한 강도증가를 위해 첨가되는 성분으로서, 그 첨가량이 5.0g를 초과하는 경우에는 적열취성을 발생시켜 열간가공성을 해치므로, 상기 Cu의 첨가량은 5.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 Nb, V , Ti은 고용강화에 의한 강도증가를 위해 첨가되는 성분으로서, 상기 Nb의 첨가량이 1.0% 이상인 경우에는 열간가공시 균열을 발생시키고, 상기 V의 첨가량이 0.5% 이상인 경우에는 저융점 화합물을 생성시켜 열간가공성을 해치게 되고, 그리고 상기 Ti은 강중의 질소(N)와 작용하여 질화물을 석출시켜 성형과정에서 쌍정발생을, 촉진시키므로서 강도와 성형성을 항상시키지만, 그 첨가량이 0.5%를 초과하는 경우에는 과다한 석출물을 발생시켜 냉간압연시 미소균열을 발생시키고 성형성과 용접성을 해치게 되므로, 상기 Nb, V 및 Ti의 첨가량은 각각 1.0% 이하, 0.5% 이하 및 0.5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 Cr 및 Ni은 오스테나이트상의 안정도를 높혀 a'-마르텐사이트 발생을 억제하고 고용강화에 의한 강도증가를 위해 첨가되는 성분으로서, 상기 Cr의 첨가량이 9.0% 이하인 경우에는 오스테나이트상을 안정화시키고 스라브 가열시와 열간압연시 균열발생을 방지하여 열간가공성을 향상시키지만, 9.0% 이상인 경우에는 a'-마르텐사이트를 다량 발생시켜 성형성을 해치게 되므로, 상기 Cr의 첨가량은 9.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하고, 상기 Ni은 연성 및 충격에너지등의 기계적 성질을 향상시키지만, 그 첨가량이 4.0%를 초과하는 경우에는 첨가효과가 포화되므로, 경제적인 측면을 고려하여 상기 Ni의 첨가량은 4.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 질소(N)는 용해과정과 응고과정에서 Al과 작용하여 질화물을 석출시켜 강판의 성형성 쌍전 발생의 핵역할을 하여 미세한 쌍정 발생을 촉진하므로 강도와 성형성을 향상시키지만, 그 첨가량이 0.2%를 초과하는 경우에는 질화물을 과다하게 석출시켜 연신율을 저하시키고 용접성을 해치므로, 상기 질소(N)의 첨가량은 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명강의 제조조건등에 대하여 설명한다.
상기와 같은 성분범위로 조성되는 강은 용해-연속주조(또는 조괴)-열간압연-냉간압연-소둔열처리를 거치므로서 박강판으로 제조되며, 소둔열처리를 연속 소둔 열처리 또는 상(箱) 소둔 열처리 어느것이나 가능하지만, 경제적인 대량생산이 가능한 연속소둔 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
본 발명강을 제조하기 위한 열간압연은 통상적인 방법으로 행하여 지는데, 보다 바람직하게는 1200~1250℃의 가열온도와 900℃ 이상의 열간마무리 압연온도 조건으로 열간압연하는 것이다.
상기 냉간압연도 통상적인 방법에 의하여 행하여 진다. 상기 Fe-Mn-Al-C강을 제조함에 있어서, 소둔열처리시 소둔온도가 500℃ 이하인 경우에 오스테나이트 상의 재결점이 충분히 일어나지 못하고 압연된 연신조직이 잔존하여 강도는 높지만 연성이 낮아 성형성이 저하하게 되며, 1000℃ 이상인 경우에는 오스테나이트 결정립이 성장하여 40.0㎛를 초과하게 되어 성형성이 저하하게 되므로, 소둔온도는 500~1000℃로 한정하는 것은 바람직하다.
상기 소둔시간이 5.0초 이하인 경우에는 냉간 압연강판의 내부까지 충분한 열전달이 이루어지기 못하여 완전한 재결정을 일으키지 못하고 냉간압연조직이 잔존하게 되어 성형성을 저하시키고 소둔시간이 20시간을 초과하는 경우에는 과시효되어 조대한 탄화물이 형성되어 강도를 저하시키고 성형성을 해치게 되므로 소둔시간은 5초-20시간으로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 Fe-Mn-Al-C강에 고용강화 원소를 첨가하여 강을 제조하는 경우에는 상기한 이유에 의해 소둔온도 및 소둔시간을 각각 550-1000℃ 및 5.0-20시간으로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따라 성분조정-용해-연속주조(또는 조괴)-열간압연-냉간압연-소둔열처리를 행하므로서, 결정립의 크기가 40㎛ 이하, 인장강도는 50kg/mm2이상, 그리고 연신율이 40% 이상인 오스테나이트계 고 망간강이 제조된다.
본 발명에 부하되는 강에 있어서, 결정립크기가 40㎛ 이상인 경우에는 성형성이 나빠지게 되므로, 오스테나이트의 결정립 크기가 40㎛ 이하가 되도록 소둔조건을 설정하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
[실시예 1]
하기 표 1과 같이 조성되는 강을 진공용해하여 30kg 강괴를 제조하여 용체화 처리를 한 후 분괴압하여 25mm 두께의 스라브를 제조하였다. 상기와 같이 제조된 스라브를 1200℃로 가열하여 900℃의 마무리압연 온도를 열간압하여 2.5mm 두께의 열연판을 제조한 다음, 이 열연판을 0.8mm 두께로 냉간압연하였다.
상기와 같이 냉간압연된 냉연판을 1000℃에서 15분간 소둔열처리를 한후, 각각의 시편에 대하여 현미경 조직검사로 오스테나이트 결정립크기를 측정하고, 인장시험을 하여 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정하고, 그리고 인장시험후 변형을 받은 평행부를 떼어내어 X-ray 회절분석을 행하여 조직체적을 측정하고, 그 측정결과를 하기 표 2에 나타내었다.
한편, 하기 표 2의 발명강(3)에 대한 전자현미경 검사를 행하고, 그 사진을 제 1 도에 나타내었다.
[표 1]
[표 2]
상기 표 2에 나타난 바와같이, 본 발명의 조성범위에 포함되는 발명강(1-10)은 인장강도가 50-70kg/mm2으로 인장강도가 38kg/mm2인 종래강(17)보다 거의 2배정도 높고, 연신율은 40% 이상이고, 인장시험후 조직체적율은 모두 오스테나이트 단상을 나타내고 있음을 알 수 있다.
반면에, 비교강(11, 12, 14)의 경우에는 인장강도는 높게 나타나지만, 연신율은 낮게 나타나고 있는데, 이는 망간량과 알루미늄량이 너무 낮아서 변형유가 변태에 의해 ε-마트렌사이트 또는 a'-마트렌사이트가 발생되기 때문이다.
또한, 비교강(13, 16)은 인장강도 및 연신율이 낮게 나타나고 있는데, 이는 망간량과 알루미늄량이 너무 많아서 변형 유기변태에 의해 마르텐사이트상이 발생되지 않을 뿐만아니라 쌍정도 발생되지 않기 때문이다.
또한, 비교강(15)은 항복강도와 인장강도는 높지만, 연신율이 낮게 나타나고 있는데, 이는 탄소량이 너무 많아서 탄화물이 다량 석출되기 때문이다.
또한 통상의 극저탄소강인 종래강(17)은 인장강도가 본 발명강에 비하여 현저히 낮게 나타나고 있는 이는 종래강(17)이 페라이트 조직을 갖기 때문이다.
상기한 바와같이, 본 발명이 성분범위에 부합되는 본 발명강(1-10)은 19-31kg/mm2의 항복강도, 50-70kg/mm2의 인장강도, 및 40-68%의 연신율을 나타내고 있는데, 특히 본 발명강(1-10)에 있어서 높은 연신율은 인장변형에 의한 쌍정의 발생에 기인한 것으로서 이러한 사실은 발명강(3)에 대한 전자현미경 사전을 나타내는 제 1 도의 사진에서도 명확히 입증된다.
제 1 도에서, 흰 부분은 쌍정을 나타내고, 검은 부분은 오스테나이트 조직(매트릭스)을 나타낸다.
[실시예 2]
상기 실시예 1에서의 발명강(2.5), 비교강(14) 및 종래강(17)에 대하여 성형한계도 시험을 행하고, 그 시험결과를 제 2 도에 나타내었다.
제 2 도에 나타난 바와같이, 본 발명강(2, 5)은 극저탄소강인 종래강(17)은 보다 성형성이 우수하게 나타남에 반하여, 비교강(14)은 종래강(17)보다 성형성이 나쁘게 나타남을 알 수 있는데, 이는 본 발명강(2.51)의 경우에는 쌍정 발생으로 인해 성형성이 우수한 반면에, 비교강(14)의 경우에는 ε-마르텐사이트가 발생되어 성형성이 저하되기 때문이다.
[실시예 3]
하기 표 3과같이 조성되는 강을 용해하여 30kg의 강괴를 제조하여 용체화처리를 한후 분괴 압연하여 25mm두께의 스라브를 제조하였다.
다만, 하기 표 3에서 발명강(18-28) 및 비교강(33-39)은 진공용해한 것이고, 질소(N)를 다량 함유한 발명강(29-32) 및 비교강(40)은 대기용해한 것이다.
상기와 같이 제조된 스라브를 1200℃로 가열하여 900℃ 마무리 압연온도로 열간압연하여 2.5mm 두께의 열간압연판을 제조한 다음, 이 열간압연판을 0.8mm 두께로 냉간압연하였다.
상기와 같이 냉간압연된 냉간압연판을 1000℃에서 15분간 소둔 열처리를 한후 현미경 조직검사로 오스테나이트 결정립 크기를 측정하고, 인장시험을 하여 항복강도, 인장강도, 연신율을 측정하고, 변형을 받은 평행부를 떼어내어 X-ray 회절분석을 행하여 조직체적율을 측정하고, 그리고 직경 33mm 펀치를 사용한 컵시험(Cupping test)으로 성형성(LDR : Limit Drawing Ratio)을 측정하고, 그 측정결과를 하기표 4에 나타내었다.
하기표 4에서, LDR값=이고, 또한,
자동차용 강판과 같이 높은 성형성을 요구하는 분야에서의 기준 LDR값은 통상 1.94로 알려져 있는데, 본실시예에서는 이러한 점을 감안하여 LDR값이 1.94 이상인지 그 미만인지로 성형성을 평가하였다.
[표 3]
[표 4]
상기 표 4에 나타난 바와같이, 본 발명강(18-28)은 20-27kg/mm2의 항복 강도, 57-66kg/mm2의 인장강도, 및 40-60%의 연신을 나타내고 있음을 알 수 있다.
또한, 본 발명강(18-28)은 ε-마르텐사이트 또는 a'-마르텐사이트가 발생하지 않고 오스테나이트 단상 조직의 오스테나이트 안정성이 높은 강으로 40% 이상의 연신율과 함께 성형성 시험결과도 우수하게 나타나고 있음을 알 수 있는데, 이는 인장변형에 의해 변형 쌍정이 발생되기 때문이다.
본 발명강중 고용 강화 원소인 Cr, Ni, Cu, Nb, V, Ti, N등이 다량첨가된 발명강(18-25, 27-32)은 고용 강화원소가 적게 첨가된 발명강(26)보다 높은 항복 강도와 인장강도를 나타내고 있는데, 이는 고용 강화원소 첨가에 의한 강도향상을 가져오기 때문이다.
또한, 본 발명강중 질소가 많이 함유된 발명강(29-32)은 질소가 적게 함유된 발명강(18-28)에 비해 항복강도 및 인장강도에 있어서 높게 나타나고 있는데, 이는 용해 및 응고과정에서 Al과 작용하여 석출된 질화물에 의해 변형시 미세한 쌍정이 발생되기 때문이다.
한편, 본 발명의 조성범위보다 Cu, 및 Si량이 더 많은 비교강(37, 39)은 오스테나이트 단상을 나타내고 있지만, 성형성이 나쁘게 나타나고 있는데, 이는 비금속개재물과 압연중의 미소균열이 존재하여 성형성이 저하되기 때문이다.
또한, 본 발명의 조성범위보다 Nb, V , Ti이 더 많이 함유된 비교강(34-36, 38)의 경우에도 성형성이 나쁘게 나타나고 있는데, 이는 내부에 탄화물에 다량 발생하여 성형성이 저하되기 때문이다.
또한, 본 발명의 조성범위보다 Cr이 더 많이 함유된 비교강(33)은 강도는 높지만, 연신율과 성형성이 저하됨을 알 수 있는데, 이는 인장변형후 a'-마르텐사이트가 다량 발생하기 때문이다.
또한, 본 발명의 조성범위보다 질소(N)가 많이 함유된 비교강(40)은 연신율과 성형성에 있어서 나쁘게 나타나 있는데, 이는 질화물 석출이 과다하기 때문으로 여겨진다.
[실시예 4]
상기 실시예 3의 표 3에 제시된 발명강(23)을 실시예 3에서와 같이 열간압연 및 냉간압연한 다음 냉간압연강판을 하기 표 5에 제시된 소둔열처리 조건으로 소둔열처리 하였다.
상기와 같이 소둔열처리된 강판에 대하여 현미경 조직검사로 오스테나이트 결정립 크기를 측정하고, 인장시험을 하여 항복강도, 인장강도, 연신율을 측정하고, 그리고 직경 33mm 펀치를 사용한 컵 시험(cuppling test)으로 성형성을 측정하고, 그 측정결과를 하기 표 5에 나타내었다.
[표 5]
상기 표 5에 나타난 바와같이, 본 발명의 조성범위 및 소둔열처리 조건을 모두 만족하는 발명강(41-44)은 소둔열처리 후의 오스테나이트 결정립 크기가 40㎛ 이하로 미세할 뿐만 아니라 항복강도, 인장강도 및 연신율이 높고 성형성도 우수하게 나타남을 알 수 있다.
반면에, 본발명내의 조성범위를 갖지만, 소둔열처리 조건은 본발명범위를 벗어나는 비교강(45-47)에 있어서, 본 발명 범위보다 소둔온도가 낮거나 소둔시간이 짧은 경우에는 오스테나이트 조직이 재결정되지 못하여 강도는 높지만, 연신율이 낮고 성형성이 저하됨을 알 수 있으며, 반대로, 본 발명범위보다 소둔온도가 높거나 소둔시간이 긴 경우에는 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화 되어 연신율은 좋아지지만, 내부에 탄화물이 생성되어 성형성이 저하됨을 알 수 있다.
[실시예 5]
상기 실시예 4에서의 표 3에 제시된 발명강(23)에 비교강(35)을 실시예 4에서와 같이 열간압연 및 내안압연한후, 1000℃에서 15분동안 소둔열처리를 행하였다.
상기와 같이 소둔 열처리된 소둔판을 가압력 : 300kgf, 용접전류 : 10KA, 및 통전시간 : 30싸이클(60Hz)의 조건으로 점용접을 한 후 용접부를 0.1mm 간격으로 하중 100g으로 미소경도 시험을 행하고, 그 시험결과를 제 3 도에 나타내었다.
제 3 도에 나타난 바와같이, 발명강(23)은 용착금속(熔着金屬), 열영향부(熱影響部), 및 모재(母材)의 비이커스 경도값이 250정도로 비슷한 경도값을 나타내고 있음을 알 수 있는데, 이는 발명강(23)이 우수한 용접성을 갖는다는 것을 의미하는 것이다.
상기 발명강(23)이 우수한 용접성을 갖는 이유는 열영향부에 취하조직이 발생되지 않기 때문이다.
반면에, 비교강(35)은 용착금속과 열영향부의 비이커스 경도값이 500정도로 모재보다 높은 경도값을 나타내고 있어 용접성이 좋지 않음을 알 수 있으며, 이는 용착 금속과 열영향부에 취화조직이 발생되기 때문이다.
상술한 바와같이, 본 발명은 본 발명강의 인장강도가 50-70kg/mm2으로 종래의 극저탄소강보다 2배까지 높일 수 있어 자동차등의 무게를 줄이고, 안전도를 향상시킬 수 있으며, 또한, 고용한도가 높아서 실제 생산시 탄소 함유량을 1.5중량%까지 높일 수 있으므로, 특별처리가 필요없을 뿐만 아니라 냉간압연공정에서 성형성을 높이기 위한 특별관리 또한 필요없으므로 성형성, 강도 및 용접성이 오스테나이트계 고망간강을 경제적으로 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, 및 Al : 0.1~6.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되고, 결정립크기가 40.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강.
  2. 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, 및 Al : 0.1~6.0%에 Si : 0.60% 이하, Cu : 5.0% 이하, Nb : 1.0% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.5% 이하, Cr : 9.0% 이하, Ni : 4.0% 이하 및 N : 0.2% 이하로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 이상이 첨가되고, 잔부 Fe 및 기타불가피하게 함유되는 불순물로 조성되고, 결정립 크기가 40.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강.
  3. 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, 및 Al : 0.1~6.0%, 잔부 Fe 및 기타불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강 스라브를 통상의 방법으로 열간압연 및 냉간압연 한후, 500~1000℃에서 5초-20시간 소둔하는 것을 특징으로 하는 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고망간강의 제조방법.
  4. 중량%로, C : 1.5% 이하, Mn : 15.0~35.0%, Al : 0.1~6.0%에 Si : 0.60% 이하, Cu : 5.0% 이하, Nb : 1.0% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.5% 이하, Cr : 9.0% 이하, Ni : 4.0% 이하 및 N : 0.2% 이하로 이루어진 그룹중에서 선택된 1종 이상이 첨가되고, 잔부 Fe 및 기타불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강스라브를 통상의 방법으로 열간압연 및 냉간압연한후, 500~1000℃에서 5초-20시간 소둔하는 것을 특징으로 하는 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강의 제조방법.
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EP93901496A EP0573641B1 (en) 1991-12-30 1992-12-29 Austenitic high manganese steelsheet having superior formability, strength and weldability, and manufacturing process therefor
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BR9205689A BR9205689A (pt) 1991-12-30 1992-12-29 Aço austenitico de elevado manganês com uma melhor conformabilidade, resistência e soldabilidade, e o correspondente processo de fabricaçao
RU93052418/02A RU2074900C1 (ru) 1991-12-30 1992-12-29 Способ обработки стали (варианты)
ES93901496T ES2121985T3 (es) 1991-12-30 1992-12-29 Chapa de acero austenitico rico en manganeso con conformabilidad, resistencia y soldabilidad superiores, y procedimiento para su fabricacion.
US08/107,826 US5431753A (en) 1991-12-30 1992-12-29 Manufacturing process for austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability
DE69226946T DE69226946T2 (de) 1991-12-30 1992-12-29 Austenitischer manganstahlblech mit hoher verformbarkeit, festichkeit und schweissbarkeit und verfahren
CN92115297.3A CN1033098C (zh) 1991-12-30 1992-12-30 具有优越成型性，强度及焊接性的奥氏体高锰钢及其制造工艺
MX9207639A MX9207639A (es) 1991-12-30 1992-12-30 Acero austenitico de alto contenido de manganeso que tiene una superior capacidad de formacion, resistencia y capacidad de soldadura y procedimiento de fabricacion para el mismo.
SE9302258A SE512626C2 (sv) 1992-07-24 1993-06-30 Austenitiskt stål med hög manganhalt i form av en plåt samt förfarande för framställning och användning därav

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Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010126268A3 (ko) * 2009-04-28 2011-03-03 연세대학교 산학협력단 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 질소 함유 강판 및 그 제조방법
WO2011081393A3 (ko) * 2009-12-28 2011-11-10 주식회사 포스코 연성이 우수한 오스테나이트 강재
KR101140931B1 (ko) * 2009-04-28 2012-05-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 질소 함유 강판 및 그 제조방법
KR101242939B1 (ko) * 2010-12-28 2013-03-12 주식회사 포스코 고강도 오스테나이트계 고주파용접 강관 및 그 제조방법
KR101253834B1 (ko) * 2010-10-25 2013-04-12 주식회사 포스코 저투자율 합금화 용융아연도금강판의 제조방법
WO2013100614A1 (ko) * 2011-12-27 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
KR101322170B1 (ko) * 2009-12-28 2013-10-25 주식회사 포스코 연성이 우수한 강재
KR101359085B1 (ko) * 2011-12-27 2014-02-06 동원파이프 주식회사 고강도 고주파용접 강관 및 그 제조방법
KR101406471B1 (ko) * 2012-06-08 2014-06-13 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101482338B1 (ko) * 2012-12-21 2015-01-13 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재
KR101500086B1 (ko) * 2013-06-17 2015-03-06 주식회사 포스코 내균열성이 우수한 고망간강 용접금속부
US9650703B2 (en) 2011-12-28 2017-05-16 Posco Wear resistant austenitic steel having superior machinability and toughness in weld heat affected zones thereof and method for producing same
RU2703317C1 (ru) * 2019-03-19 2019-10-16 Акционерное общество "Металлургический завод "Электросталь" Способ вакуумного дугового переплава аустенитных сталей с использованием знакопеременного магнитного поля
KR20200063838A (ko) * 2018-11-28 2020-06-05 주식회사 포스코 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100957975B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 피로특성이 우수한 고망간형 고강도강 및 그 제조방법
KR20120065464A (ko) 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
BE1020607A3 (nl) 2012-04-11 2014-01-07 Straaltechniek Internat N V S A Turbine.
KR101372599B1 (ko) * 2012-07-09 2014-03-10 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 고망간강용 용접이음부
KR101594670B1 (ko) 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101630976B1 (ko) 2014-12-08 2016-06-16 주식회사 포스코 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101858852B1 (ko) 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102031455B1 (ko) 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법
WO2020085858A1 (ko) 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085861A1 (ko) 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
KR102255826B1 (ko) 2018-10-25 2021-05-26 주식회사 포스코 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010126268A3 (ko) * 2009-04-28 2011-03-03 연세대학교 산학협력단 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 질소 함유 강판 및 그 제조방법
KR101140931B1 (ko) * 2009-04-28 2012-05-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 질소 함유 강판 및 그 제조방법
WO2011081393A3 (ko) * 2009-12-28 2011-11-10 주식회사 포스코 연성이 우수한 오스테나이트 강재
KR101322170B1 (ko) * 2009-12-28 2013-10-25 주식회사 포스코 연성이 우수한 강재
KR101253834B1 (ko) * 2010-10-25 2013-04-12 주식회사 포스코 저투자율 합금화 용융아연도금강판의 제조방법
KR101242939B1 (ko) * 2010-12-28 2013-03-12 주식회사 포스코 고강도 오스테나이트계 고주파용접 강관 및 그 제조방법
WO2013100614A1 (ko) * 2011-12-27 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
KR101359085B1 (ko) * 2011-12-27 2014-02-06 동원파이프 주식회사 고강도 고주파용접 강관 및 그 제조방법
US10655196B2 (en) 2011-12-27 2020-05-19 Posco Austenitic steel having excellent machinability and ultra-low temperature toughness in weld heat-affected zone, and method of manufacturing the same
CN104220617A (zh) * 2011-12-27 2014-12-17 Posco公司 具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，及其制造方法
US9650703B2 (en) 2011-12-28 2017-05-16 Posco Wear resistant austenitic steel having superior machinability and toughness in weld heat affected zones thereof and method for producing same
KR101406471B1 (ko) * 2012-06-08 2014-06-13 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101482338B1 (ko) * 2012-12-21 2015-01-13 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재
KR101500086B1 (ko) * 2013-06-17 2015-03-06 주식회사 포스코 내균열성이 우수한 고망간강 용접금속부
KR20200063838A (ko) * 2018-11-28 2020-06-05 주식회사 포스코 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법
RU2703317C1 (ru) * 2019-03-19 2019-10-16 Акционерное общество "Металлургический завод "Электросталь" Способ вакуумного дугового переплава аустенитных сталей с использованием знакопеременного магнитного поля

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SE9302258D0 (sv) 1993-06-30
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