WO2017222342A1 - 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2017222342A1
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송태진
박만영
조원태
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    • C21D9/42—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for armour plate

Definitions

  • the present invention relates to a clad steel sheet excellent in strength and formability and a method of manufacturing the same. More particularly, the present invention relates to a clad steel sheet having excellent strength and formability, which can be used in structural members of automobiles by press molding.
  • Patent Literature 1 adds a large amount of austenite stabilizing elements such as carbon (C) and manganese (Mn) to maintain the stressed weave in the austenite single phase and to simultaneously secure strength and formability using twins generated during deformation.
  • austenite stabilizing elements such as carbon (C) and manganese (Mn)
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2007-0023831
  • One aspect of the present invention is to provide a clad steel sheet excellent in strength and formability and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention includes a base material and a clad material provided on both sides of the base material,
  • the base material is an austenitic high manganese steel containing, by weight, C: 0.3-1.4%, Mn: 12-25%, remaining Fe, and inevitable impurities,
  • the cladding material relates to a clad steel sheet having excellent strength and formability, wherein the clad material is martensitic carbon steel containing C: 0.09 to 0.4%, Mn: 0.3 to 4.5%, remaining Fe, and inevitable impurities.
  • Another aspect of the present invention is to prepare a base material which is austenite-based high manganese steel containing the weight%, C: 0.3 ⁇ 1.4%, Mn: 12-25%, the remaining Fe and inevitable impurities;
  • a clad material which is martensitic carbon steel containing C: 0.09 to 0.4%, Mn: 0.3 to 4.5%, remaining Fe, and unavoidable impurities by weight;
  • It relates to a method of producing a clad steel sheet excellent in strength and formability, including the step of annealing the cold-rolled steel sheet in the temperature range of 550 °C or more A3 + 200 °C or less of the clad material.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the clad steel plate which uses austenitic high manganese steel as a base material (B), and martensitic carbon steel as clad materials (A and C).
  • the present inventors can secure formability by maintaining the microstructure of the steel at austenite at room temperature by adding a large amount of manganese and carbon in the conventional high manganese steel sheet, but the production cost is high and yielding by adding a large amount of alloying elements Recognizing that there is a problem of poor collision characteristics and poor plating properties due to low strength, the study was in depth to solve this problem.
  • Clad steel sheet excellent in strength and formability includes a base material and a clad material provided on both sides of the base material,
  • the base material is an austenitic high manganese steel containing, by weight, C: 0.3-1.4%, Mn: 12-25%, remaining Fe, and inevitable impurities,
  • the cladding material is characterized in that the martensitic carbon steel containing the weight%, C: 0.09 ⁇ 0.4%, Mn: 0.3 ⁇ 4.5%, the remaining Fe and inevitable impurities.
  • the clad steel plate containing the clad material provided in the both sides of the said base material is demonstrated.
  • the alloy composition of the austenitic high manganese steel which comprises the base material of the clad steel plate which is an aspect of this invention is demonstrated in detail.
  • the unit of each element content is weight% unless there is particular notice.
  • Carbon is an element contributing to stabilization of the austenite phase, and as the content thereof increases, there is an advantage in securing the austenite phase.
  • carbon increases the lamination defect energy of steel and simultaneously increases tensile strength and elongation. If the content of such carbon is less than 0.3%, there is a problem that the manufacturing cost increases due to the excessive amount of Mn to be added to secure the austenite phase stability, and there is also a problem that it is difficult to secure tensile strength and elongation.
  • the content of carbon it is preferable to limit the content of carbon to 0.3 ⁇ 1.4%.
  • Manganese is an element that stabilizes the austenite phase together with carbon, and if its content is less than 12%, it is difficult to form an ⁇ '(alphadashed) -martensite phase during deformation, thereby obtaining a stable austenite phase, while exceeding 25%. There is a problem that the further improvement in relation to the increase in strength, which is a concern of the present invention, substantially does not occur, and the manufacturing cost rises. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 12-25%.
  • the remaining components of the base material are iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the austenitic high manganese steel constituting the base material is in weight%, Si: 0.03 to 2.0%, Al: 0.02 to 2.5%, N: 0.04% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less, and S: 0.03% or less may further be included.
  • Silicone is a component that can be added to improve the yield strength and tensile strength of steel by solid solution strengthening. Since silicon is used as a deoxidizer, it may be generally included in steel of 0.03% or more, and when the content of silicon exceeds 2.0%, there is a problem that the weldability is inferior by increasing the electrical resistivity. Therefore, the content of silicon is preferably limited to 0.03 to 2.0%.
  • Aluminum is an element usually added for the deoxidation of steel, but in the present invention, it can be added to improve the ductility and delayed fracture properties of the steel by increasing the lamination defect energy to suppress the generation of ⁇ (marxylene) -martensite. .
  • Aluminum is an element present as an impurity in molten steel, an excessive cost occurs to control less than 0.02%, on the other hand, when the aluminum content exceeds 2.5%, the tensile strength of the steel is lowered, inferior castability There is. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the aluminum content to 0.02 to 2.5%.
  • the content of nitrogen in the present invention is preferably limited to 0.04% or less.
  • Phosphorus is an impurity contained inevitably and is an element which is the main cause of deterioration of workability of steel by segregation, and therefore it is preferable to control the content as low as possible.
  • the phosphorus content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the phosphorus content is controlled to 0.03%.
  • Sulfur is unavoidably contained impurity, and forms coarse manganese sulfide (MnS), which causes defects such as flange cracks, and greatly reduces the hole expandability of the steel sheet. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is controlled to 0.03%.
  • the austenitic high manganese steel constituting the base material in addition to the above composition is in weight%, Ti: 0.01-0.5%, B: 0.0005-0.005%, Mo: 0.05-1.0%, Cr: 0.2-3.0%, Nb: 0.01 -0.5% and V: 0.05-0.7% may further include 1 or more.
  • Titanium reacts with nitrogen in the steel to precipitate nitrides to improve the formability of hot rolling.
  • the titanium serves to increase the strength by reacting with carbon in some steel to form a precipitated phase.
  • it is preferable that titanium is contained in an amount of 0.01% or more, but when it exceeds 0.5%, an excessive amount of precipitates may deteriorate the fatigue characteristics of the part. Therefore, the content of titanium is preferably 0.01 ⁇ 0.5%.
  • the grain boundary of the cast steel is strengthened to improve hot rolling.
  • the boron content is less than 0.0005%, the above effects do not appear sufficiently, and when the boron content is more than 0.005%, it is not expected to further increase the performance and increase the cost. Therefore, the boron content is preferably 0.0005 to 0.005%.
  • Chromium is an effective element of increasing strength.
  • the chromium content is preferably 0.2% or more.
  • the content of chromium exceeds 3.0%, coarse carbides are formed at the grain boundaries at the time of hot rolling, thereby inhibiting hot workability, thereby limiting the amount of addition to 3.0% or less. Therefore, the content of chromium is preferably 0.2 to 3.0%.
  • Molybdenum may be added to slow the diffusion rate of carbon to prevent coarsening of carbonitrides and to increase the precipitation strengthening effect.
  • the content of molybdenum is preferably 0.05% by weight or more.
  • the content of molybdenum in the present invention is preferably 0.05 ⁇ 1.0%.
  • Niobium is an element that reacts with carbon to form carbides. Niobium may be added to increase the yield strength of steel by miniaturization and precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, the niobium content is preferably 0.01% or more. On the other hand, when the content of niobium is more than 0.5%, coarse carbides are formed at high temperatures, causing a surface crack of the cast steel. Therefore, the content of niobium in the present invention is preferably limited to 0.01 ⁇ 0.5%.
  • Vanadium is an element that reacts with carbon or nitrogen to form carbonitrides, and is a component that can be added to increase yield strength by refining grain size and strengthening precipitation.
  • the content of vanadium is preferably 0.05% or more.
  • the content of the vanadium in the present invention is preferably limited to 0.05 ⁇ 0.7%.
  • the austenitic high manganese steel constituting the base material not only satisfies the above component system but also secures the austenite single phase structure as a microstructure of the steel sheet.
  • the austenite single phase means that the microstructure is made of austenitic 95 area% or more, and consists of the remaining carbides and unavoidable impurities.
  • Carbon is an element that increases the hardenability of steel and is an element that facilitates securing of martensite structure, and is an element that is located in an invasive site in martensite and improves the strength of steel by solid solution strengthening. If the content is less than 0.09%, the martensite transformation starts at a high temperature, and thus carbon may be dissipated to dislocation during cooling, and the role of enhancing the strength of the steel by solid solution strengthening cannot be expected. On the other hand, when the content exceeds 0.4%, there is a fear that the weldability of the steel sheet. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of carbon to 0.09 to 0.4%.
  • Manganese is an element that increases the strength of the steel sheet by increasing the hardenability. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.3% or more. On the other hand, if the content exceeds 4.5%, the formability of the steel sheet may be lowered due to the segregation layer structure. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 0.3 ⁇ 4.5%.
  • the remaining component of the clad material is iron (Fe).
  • Fe iron
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the martensitic carbon steel constituting the cladding material is% by weight, Si: 0.03-1.0%, Al: 0.02-0.3%, N: 0.04% or less (excluding 0%), B: 0.0005-0.005%, P: 0.03% or less, and S: 0.03% or less.
  • Silicon (Si) is dissolved in the steel sheet and serves to improve the strength of the steel. Silicon is an element present as an impurity in molten steel, an excessive cost occurs to control less than 0.03%, if the content exceeds 1.0%, the surface oxide during annealing to infer the surface quality of the steel sheet. Therefore, the content of the silicon is preferably 0.03 ⁇ 1.0%.
  • Aluminum is an element usually added for deoxidation, and excessive cost is incurred to control the content to less than 0.02%. If the content exceeds 0.3%, aluminum generates surface oxides during annealing to infer the surface quality of the steel sheet. do. Therefore, the content of aluminum is preferably 0.02 ⁇ 0.3%.
  • Nitrogen (N) is an element that is inevitably contained and the AlN produced by reacting with aluminum remaining in the steel may cause surface cracks during playing. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible, but inevitably contained in the manufacturing process. It is important to manage the upper limit of nitrogen, and in the present invention, the upper limit of the nitrogen content is controlled to 0.04%.
  • Boron (B) is an element that segregates in the austenite grain boundary and reduces energy of the grain boundary and is an element that improves the hardenability of steel.
  • boron is preferably contained in 0.0005% or more, but when it exceeds 0.005% to form an oxide on the surface to deteriorate the surface quality of the steel sheet. Therefore, the content of boron is preferably 0.0005 ⁇ 0.005%.
  • phosphorus is an impurity contained inevitably and is an element which is a major cause of lowering the workability of steel by segregation, it is preferable to control its content as low as possible.
  • the phosphorus content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the phosphorus content is controlled to 0.03%.
  • Sulfur is unavoidably contained impurity, and forms coarse manganese sulfide (MnS), which causes defects such as flange cracks, and greatly reduces the hole expandability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible.
  • the theoretical sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is controlled to 0.03%.
  • the martensitic carbon steel constituting the cladding material is, in weight%, Cr: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.05 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.05%, and Nb: It may further comprise one or more of 0.005 ⁇ 0.05%.
  • Chromium is an element that improves the strength of steel by promoting the formation of low-temperature transformation phase as an element of improving hardenability of steel.
  • the content is preferably 0.1% or more, and when the content is more than 1.0%, it may cause an excessive increase in manufacturing cost compared to the intended strength improvement effect. Therefore, the content of chromium is preferably 0.1 to 1.0%.
  • Chromium is an element that improves the strength of steel as an element for improving hardenability of steel.
  • the content is preferably 0.1% or more, and when the content is more than 1.0%, it may cause an excessive increase in manufacturing cost compared to the intended strength improvement effect. Therefore, the content of nickel is preferably 0.1 to 1.0%.
  • Molybdenum is an element that improves the strength of steel by promoting the formation of low-temperature transformation phase as an element of improving the hardenability of steel, and improves the strength of steel by forming carbides in steel.
  • the content is preferably 0.05% or more, and when the content is more than 1.0%, it may cause an excessive increase in manufacturing cost compared to the intended strength improvement effect. Therefore, the content of the molybdenum is preferably 0.01 ⁇ 1.0%.
  • titanium 0.005 to 0.05% is preferable. Titanium reacts with nitrogen and carbon in the steel to form carbonitrides to increase strength. For this purpose, it is preferable that titanium is contained in 0.005% or more, but when it exceeds 0.05%, an excessive amount of precipitates are formed to deteriorate castability. Therefore, the content of titanium is preferably 0.005 ⁇ 0.05%.
  • Niobium (Nb) is preferably 0.005 to 0.05%.
  • Niobium is a carbonitride forming element such as titanium, and reacts with nitrogen and carbon inside steel to increase strength.
  • niobium is preferably included at 0.005% or more, but when it exceeds 0.05%, excessively precipitates are formed to deteriorate castability. Therefore, the content of niobium is preferably 0.005% to 0.05%.
  • the martensitic carbon steel constituting the cladding not only satisfies the above component system, but the microstructure has martensite of 65 area% or more, and the rest is at least one of residual austenite, ferrite, bainite and carbide. Can be done. By securing the microstructure as described above, it is possible to secure excellent tensile strength and yield strength.
  • the microstructure may be 65 area% or more of tempered martensite, and the remainder may be made of one or more of residual austenite, ferrite, bainite, and carbide. This is to improve the toughness of the steel by removing residual stress generated inside the steel by the martensite transformation due to the tempering treatment.
  • Clad steel sheet according to an aspect of the present invention includes the above-described base material and the clad material provided on both sides of the base material.
  • Clad steel sheet is defined as a laminated composite material in which metal surfaces of two or more metal materials are joined by metallurgical bonding.
  • clad steel sheet has been used under special purposes such as extreme corrosion environment by using a precious metal such as nickel (Ni) or copper (Cu) as a clad material.
  • the base metal which is the internal steel of the present invention is an austenitic high manganese steel excellent in strength and elongation due to a high alloying amount.
  • Austenitic high manganese steel is expensive to manufacture due to a large amount of alloying components, it is difficult to secure a yield strength of more than 900MPa is not suitable for use as an automobile structural member requiring collision resistance properties.
  • Clad material which is an external steel of the present invention, is martensitic carbon steel having excellent yield strength and tensile strength. Martensitic carbon steels have low elongation and are difficult to secure formability.
  • Martensitic steels show poor thermal formability due to low concentrations of uniform elongation due to localized deformation during molding.However, when martensitic steels are made of clad steel sheets containing austenitic high manganese steel with high uniform elongation, The present inventors have found a phenomenon in which local deformation concentration of a system steel is prevented and moldability is improved.
  • the above-mentioned austenitic high manganese steel is used as the base material, and the martensite-based carbon steel described above is included as the clad material on both sides of the base material, thereby overcoming the respective disadvantages, and at the same time excellent in strength and formability. You can get the effect.
  • the thickness of the base material may be 30 to 90% of the thickness of the clad steel sheet.
  • the thickness of the base material is more than 90% of the thickness of the clad steel sheet, there is a problem that the manufacturing cost increases with the decrease in strength. On the other hand, if less than 30% there is a problem that the moldability of the clad steel sheet inferior.
  • the thickness of the clad steel sheet may be 0.6 ⁇ 30mm, more preferably 1.0 ⁇ 20mm.
  • the clad steel sheet has a yield strength of 700 MPa or more, preferably 900 MPa or more, a product of tensile strength and elongation may be 25,000 MPa or more, and by securing such yield strength, tensile strength and elongation, it is preferable to use in automobile structural members. Can be applied.
  • the clad steel sheet may further comprise a plating layer, the plating layer is Zn-based, Zn-Fe-based, Zn-Al-based, Zn-Mg-based, Zn-Mg-Al-based, Zn-Ni-based, Al- It may be one selected from the group consisting of Si-based and Al-Si-Mg-based.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a clad steel sheet having excellent strength and formability, comprising: preparing a base material of austenitic high manganese steel that satisfies the alloy composition described above; Preparing a clad material of martensitic carbon steel that satisfies the above-described alloy composition; Disposing the base material between two clad materials to obtain a laminate; Welding the edge of the laminate and heating it to a temperature range of 1050 to 1350 ° C .; Finishing rolling the heated laminate to a temperature range of 750 to 1050 ° C.
  • the base material After preparing the base material and the clad material satisfying the alloy composition described above, the base material is disposed between the two clad materials to obtain a laminate. At this time, the surface of the base material and the clad material may be washed before lamination.
  • the base material and the cladding material may be in a slab form, and the method of manufacturing the base material and the cladding material is not particularly limited since it may be produced by applying a general manufacturing process.
  • the base material can be produced by slab by casting molten steel produced in an electric furnace or blast furnace, and the clad material to control the impurity content that can be inevitably contained by refining and casting molten steel produced in the blast furnace It can be made into slabs.
  • the rim of the laminate is heated to a temperature range of 1050 ⁇ 1350 °C.
  • the heating temperature is less than 1050 °C it is difficult to secure the finish rolling temperature during hot rolling, there is a problem that it is difficult to sufficiently roll to a predetermined thickness due to an increase in the rolling load due to the temperature decrease.
  • the heating temperature exceeds 1350 °C crystal grain size is increased, the surface oxidation occurs, the strength is reduced or the surface tends to be inferior because it is not preferable.
  • a liquid film is formed at the columnar grain boundary of the playing slab, there is a fear that cracks may occur during subsequent hot rolling.
  • the heated laminate is finish rolled to a temperature range of 750 ⁇ 1050 °C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finishing rolling temperature is less than 750 °C the rolling load is high, there is a problem that the rolling mill is difficult.
  • finish rolling temperature exceeds 1050 °C, there is a fear that surface oxidation occurs during rolling.
  • the hot rolled steel sheet is wound at 50 to 700 ° C. If the coiling temperature is less than 50 °C cooling is required by the cooling water injection to reduce the temperature of the steel sheet, causing unnecessary increase in the process cost. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 °C a thick oxide film is formed on the surface of the hot rolled steel sheet, which has a problem that the control of the oxide layer is not easy in the pickling process. Therefore, the winding temperature is preferably limited to 50 ⁇ 700 °C.
  • the cold reduction ratio is less than 30%, there is a problem that recrystallization of martensitic carbon steel constituting the clad material does not occur smoothly, resulting in poor workability.
  • the cold reduction rate exceeds 90%, there is a problem that the occurrence of plate breakage increases due to the rolling load.
  • the cold rolled steel sheet is annealed at 550 ° C. or higher and A3 + 200 ° C. or lower of the clad material. This is to secure workability by strength and recrystallization.
  • the annealing temperature is less than 550 ° C., recrystallization of the austenitic high manganese steel as the base material does not occur, and sufficient workability cannot be secured.
  • the annealing at a temperature exceeding A3 + 200 °C of the clad material since the grain size of the clad material becomes coarse, the strength of the steel can be reduced.
  • annealing temperature in the temperature range of 550 degreeC-A3 + 200 degreeC of the said clad material.
  • the cooling rate after the annealing may be 5 °C / s or more. It is because it is difficult to secure the martensite fraction of clad material to 65 area% or more when it is less than 5 degrees C / s.
  • the annealed cold-rolled steel sheet may further comprise the step of tempering by heating to a temperature of A1 or less.
  • the plating may further comprise the step of forming a plating layer, the plating layer is Zn-based, Zn-Fe-based, Zn-Al-based, Zn-Mg-based, Zn-Mg-Al-based , Zn-Ni-based, Al-Si-based and Al-Si-Mg-based may be one selected from the group consisting of.
  • Ingots of austenitic high manganese steels (A1 to A4), martensitic carbon steels (B1 to B4), and ultra low carbon steels (C) having the composition shown in Table 1 were prepared, and reheated in a heating furnace at 1150 ° C for 1 hour. After the rolled to a finish rolling temperature of 900 °C to prepare a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot rolled steel sheet was wound at 450 ° C., and then cold rolled at a cold reduction rate of 50% after pickling to prepare a cold rolled steel sheet. Then, after annealing at the annealing temperature shown in Table 2, it was cooled to room temperature at the cooling rate shown in Table 2.
  • Elongation is inferior to martensitic carbon steels (B1 to B4) alone, not clad steel, and austenitic high manganese steels (A1 to A4) alone have high yield and tensile strengths. See for more information.
  • ingots of austenitic high manganese steels (A1 to A4), martensitic carbon steels (B1 to B4), and ultra low carbon steels (C) having the composition shown in Table 1 are prepared, and then the surface of the steel ingot is washed.
  • high manganese steel between two carbon steels, a three-ply laminate was prepared to have a lamination ratio shown in Table 3 below.
  • arc welding was performed using a welding rod along the interface of the laminate.
  • the laminate welded at the interface was reheated in a heating furnace at 1150 ° C. for 1 hour, and then rolled to a finish rolling temperature of 900 ° C. to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet was wound at 450 ° C., and then cold rolled at a cold reduction rate of 50% after pickling to prepare a cold rolled steel sheet. Then, after annealing at the annealing temperature shown in Table 3, it was cooled to room temperature at the cooling rate shown in Table 3.
  • Tensile tests were carried out using the universal tensile tester for each specimen prepared, and the yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (EL) and TS * EL values were measured and shown in Table 3 below.
  • Inventive Example 1 to Inventive Example 41 which satisfies both the composition and the microstructure of the present invention can confirm that the product of yield strength and tensile strength and elongation of 700 MPa or more can secure 25,000 MPa% or more.
  • Comparative Example 1 the thickness ratio of the base material and the cladding material provided in the present invention was satisfactory, but the microstructure of the base material was composed of a single ferrite single phase, and thus the product of yield strength of 700 MPa or more and tensile strength of 25,000 MPa% or more could not be obtained.
  • Comparative Example 2 the thickness ratio of the base material and the cladding material provided in the present invention was satisfied, but the microstructure of the clad was composed of a ferrite single phase, and thus it was not possible to secure a product of yield strength of 700 MPa or more and tensile strength of 25,000 MPa% or more and elongation.
  • Comparative Example 3 the microstructure of the base material and the cladding material satisfies the conditions set forth in the present invention, but the thickness ratio of the base material is 30% or less, thereby securing a product of yield strength of 700 MPa or more or tensile strength and elongation of 25,000 MPa% or more. I could not.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the clad steel plate which uses austenitic high manganese steel as a base material 2, and martensitic carbon steel as clad materials 1 and 3.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the clad steel plate which uses austenitic high manganese steel as a base material 2, and martensitic carbon steel as clad materials 1 and 3.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the clad steel plate which uses austenitic high manganese steel as a base material 2, and martensitic carbon steel as clad materials 1 and 3.
  • Example 2 is a photograph taken by the scanning electron microscope of the cross section of Inventive Example 1, a) is 1500 times, b) was taken at 8000 magnification. It can be seen that the base metal high manganese steel has a uniform microstructure after recrystallization is completed, and carbon steel, which is a clad material, has developed a needle-like structure unique to martensitic steel. The presence of oxide was not found at the interface between the base material and the clad material. As a result, the interfacial bonding force was secured, and no fracture occurred due to interfacial separation during processing.
  • FIG. 3 is a graph showing the tensile strength and elongation of the austenitic high manganese steels (A1 to A4) of Table 2, martensitic carbon steels (B1 to B4), and Inventive Examples 1 to 41 of Table 3;
  • the alloy composition, microstructure, and thickness ratio of the high manganese steel and the martensitic steel, which are the cladding materials it can be confirmed that steel materials having various tensile strengths and elongations can be manufactured, and the yield strength and formability of the steels according to the present invention can be obtained. It can be confirmed that the clad suitable for the structural member for automobiles having a product of tensile strength and elongation of 25,000 MPa% or more.

Abstract

본 발명의 일 측면은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하며, 상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이고, 상기 클래드재는 중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판에 관한 것이다.

Description

강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 프레스 성형으로 자동차의 구조부재 등에 사용될 수 있는, 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다. 이러한 고강도 강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 고강도를 달성하기 위해 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장강도 1GPa급 이상에서는 20% 이상의 연신율을 확보하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.
한편, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품을 제작하기 위해 페라이트계 극저탄소강이나 저탄소강을 활용하는 경우, 요구되는 성형성은 확보될 수 있으나 인장 강도 400MPa급을 확보하기가 어려워, 요구되는 강도를 확보하기 위해 강재의 두께를 상향해야 하므로 자동차 경량화를 달성하지 못하는 문제가 있었다.
한편, 특허문헌 1에서는 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강조직을 오스테나이트 단상으로 유지하고 변형 중 발생하는 쌍정을 이용하여 강도와 성형성을 동시에 확보하는 방법이 제시되어 있으며, 오스테나이트 단상 조직을 확보하기 위해서는 0.5 중량% 이상의 탄소와 15 중량% 이상의 Mn을 첨가하는 것이 일반적이다.
그러나 이 경우, 다량의 Mn 첨가에 의해 강판의 제조 비용이 증가하며, 초고강도를 확보하기는 한계가 있고, Mn 산화물에 의해 도금성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
또한, 목표하는 강도 및 성형성을 만족하도록 강재를 개발하는 것은 많은 개발비용 및 시간이 투자되어야 한다.
따라서, 강도 및 성형성이 우수하면서도 목표하는 강도 및 성형성을 확보하기 용이하며, 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 가능하고 아울러 도금성이 우수한 강판의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
특허문헌 1: 한국 공개특허공보 제2007-0023831호
본 발명의 일 측면은 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하며,
상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이고,
상기 클래드재는 중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강인 모재를 준비하는 단계;
중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계;
두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계;
상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3 + 200℃ 이하의 온도 범위에서 소둔하는 단계를 포함하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 항복강도가 700MPa 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상이고, 성형성이 우수하여 자동차용 강판 등에 바람직하게 적용할 수 있으며, 냉간 프레스 성형을 적용할 수 있는 클래드 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
또한, 클래드재와 모재의 두께비를 제어하여 목표하는 강도 및 성형성을 확보하기 용이하며, 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 가능하고 아울러 도금성이 우수한 효과가 있다.
도 1은 오스테나이트계 고망간강을 모재(B)로 하고, 마르텐사이트계 탄소강을 클래드재(A 및 C)로 하는 클래드 강판의 모식도이다.
도 2는 발명예 1의 단면을 주사전자현미경으로 촬영한 사진으로, a)는 1500배, b)는 8000배율로 촬영하였다.
도 3은 표 1의 마르텐사이트강 1 내지 4, 고망간강 1 내지 4, 및 발명예 1 내지 발명예 41 의 인장강도 와 연신율을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 종래의 고망간강계 강판에 있어서 다량의 망간과 탄소의 첨가에 의해 상온에서 강의 미세조직을 오스테나이트로 유지함으로써 성형성의 확보가 가능하나, 다량의 합금원소 첨가에 의해 제조비용이 비싸고 항복 강도가 낮아 충돌특성이 열위한 문제, 도금성이 열위한 문제가 있다는 점을 인지하고, 이를 해결하기 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, 성형성이 우수한 오스테나이트계 고망간강을 모재로 하고, 강도가 우수하고 제조비용이 낮은 마르텐사이트계 탄소강을 클래드재로 하는 복합강판을 제조함으로써, 우수한 강도 및 성형성을 확보할 수 있으며, 클래드재와 모재의 두께비를 제어하여 목표하는 강도 및 성형성을 확보하기 용이하여 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 가능하고 아울러 도금성이 우수한 효과를 얻을 수 있다는 것을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하며,
상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이고,
상기 클래드재는 중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 모재와 클래드재에 대하여 각각 설명한 후, 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 대하여 설명한다.
모재 ( 오스테나이트계 고망간강 )
이하, 본 발명의 일 측면인 클래드 강판의 모재를 구성하는 오스테나이트계 고망간강의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
탄소(C): 0.3~1.4%
탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도와 연신율을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 오스테나이트 상 안정도를 확보하기 위해 첨가되어야 하는 Mn의 양의 과대하여 제조 비용이 상승하는 문제가 있으며, 또한 인장 강도와 연신율을 확보하기 어려운 문제가 있다.
반면, 그 함량이 1.4%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.3~1.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 12~25%
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.
상기 모재의 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.
상기 조성 이외에 모재를 구성하는 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.02~2.5%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~2.0%
실리콘은 고용강화에 의한 강의 항복 강도 및 인장 강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 실리콘은 탈산제로 사용되기 때문에 통상적으로 0.03% 이상 강 중에 포함될 수 있으며, 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 0.03~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.02~2.5%
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 위해 첨가할 수 있다.
알루미늄은 용강 중에 불순물로 존재하는 원소로 0.02% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 비용이 발생하며, 반면에, 상기 알루미늄 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 강의 인장강도가 저하되고, 주조성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.02~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.04% 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
인(P): 0.03% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 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 0.03%로 관리한다.
황(S): 0.03% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 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 0.03%로 관리한다.
또한, 상기 조성 이외에 모재를 구성하는 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, B: 0.0005~0.005%, Mo: 0.05~1.0%, Cr: 0.2~3.0%, Nb: 0.01~0.5% 및 V: 0.05~0.7% 중 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.
티나튬(Ti): 0.01~0.5%
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.
보론(B): 0.0005~0.005%
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.
크롬(Cr): 0.2~3.0%
크롬은 강도를 증가시키는 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 크롬 함량이 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 3.0%를 초과하면 열연시 결정립계에 조대한 탄화물을 형성하여 열간가공성을 저해하므로 첨가량을 3.0% 이하로 한정하였다. 따라서, 크롬의 함량은 0.2~3.0%인 것이 바람직하다.
몰리브데늄(Mo): 0.05~1.0%
몰리브데늄은 탄소의 확산 속도를 느리게 하여 탄질화물의 조대화를 방지하여 석출 강화 효과를 증대시키기 위해 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 몰리브데늄의 함량이 0.05 중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면에, 몰리브데늄의 함량이 1.0% 초과인 경우에는 고온에서 몰리브데늄 탄화물이 형성되어 주편의 표면 크랙을 유발하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 몰리브데늄의 함량은 0.05~1.0%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.5%
니오븀은 탄소와 반응하여 탄화물을 형성하는 원소로써, 결정립도 미세화 및 석출강화에 의해 강의 항복강도를 증가시키기 위해 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 니오븀의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 반면에, 니오븀의 함량이 0.5% 초과인 경우에는 고온에서 조대한 탄화물이 형성되어 주편의 표면 크랙을 유발하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 니오븀의 함량은 0.01~0.5%로 제한함이 바람직하다
바나듐(V): 0.05~0.7%
바나듐은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로써, 결정립도 미세화 및 석출 강화에 의해 항복강도를 증가시키기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 바나듐의 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 바나듐의 함량이 0.7%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.7%로 제한함이 바람직하다.
한편, 본 발명에서 모재를 구성하는 오스테나이트계 고망간강은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라 강판의 미세조직으로 오스테나이트 단상 조직을 확보하는 것이 바람직하다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로 인하여, 강도와 연신율을 동시에 확보할 수 있다. 여기서 오스테나이트 단상이란, 미세조직이 오스테나이트가 95면적% 이상이고, 나머지 탄화물 및 불가피한 불순조직로 이루어진 것을 말한다.
클래드재 ( 마르텐사이트계 탄소강)
이하, 본 발명의 일 측면인 클래드 강판의 클래드재를 구성하는 마르텐사이트계 탄소강의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
탄소(C): 0.09~0.4 %
탄소는 강의 경화능을 증가시키는 원소로 마르텐사이트 조직의 확보를 용이하게 하는 원소이며, 마르텐사이트내에서 침입형 자리에 위치하게 되어 고용 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 그 함량이 0.09% 미만일 경우, 마르텐사이트 변태 개시가 높은 온도에서 일어나므로 냉각 중 탄소는 전위로 확산되어 고용강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 역할을 기대할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.4%를 초과하는 경우, 강판의 용접성을 저하할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.09~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.3~4.5%
망간은 경화능을 증가시켜 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해 그 함량이 0.3% 이상인 것이 바람직하다. 반면 4.5%를 초과하게 되면 편석층 구조에 의해 강판의 성형성을 저하할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 0.3~4.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 클래드재의 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.
상기 조성 이외에 클래드재를 구성하는 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Si: 0.03~1.0%, Al: 0.02~0.3%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~1.0%
실리콘(Si)은 강판내에 고용되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 실리콘은 용강 중에 불순물로 존재하는 원소로 0.03% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 비용이 발생하며, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우 소둔시 표면산화물을 생성하여 강판의 표면 품질을 열위하게 한다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.03~1.0%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.02~0.3%
알루미늄은 통상적으로 탈산를 위해 첨가하는 원소로 그 함량을 0.02% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 비용이 발생하며, 그 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 소둔시 표면산화물을 생성하여 강판의 표면 품질을 열위하게 한다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.02~0.3%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.04% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 불가피하게 함유되는 원소로써 강중에 잔류하는 알루미늄과 반응하여 생성된 AlN은 연주시 표면 균열을 야기할 수 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하나 제조 공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없다. 질소는 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 질소 함량의 상한은 0.04%로 관리한다.
붕소(B): 0.0005~0.005%
붕소(B)는 오스테나이트 결정립계에 편석하여 결정립계의 에너지를 저감하는 원소로 강의 경화능을 향상시키는 원소이다. 이를 위해서 붕소는 0.0005% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.005%를 초과하는 경우 표면에 산화물을 형성하여 강판의 표면품질을 열위하게 한다. 따라서, 상기 붕소의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.03% 이하
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 0.03%로 관리한다.
황(S): 0.03% 이하
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. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.03%로 관리한다.
또한, 상기 조성 이외에 클래드재를 구성하는 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1~1.0%, Mo: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.05%, 및 Nb: 0.005~0.05% 중 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.1~1.0%
크롬은 강의 경화능 향상원소로 저온변태상의 생성을 촉진하여 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 그 함량이 0.1% 이상인 것이 바람직하며, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우 의도하는 강도향상 효과에 비해 과도한 제조비용의 증가를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 크롬의 함량은 0.1~1.0%인 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.1~1.0%
크롬은 강의 경화능 향상원소로 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 그 함량이 0.1% 이상인 것이 바람직하며, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우 의도하는 강도향상 효과에 비해 과도한 제조비용의 증가를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 니켈의 함량은 0.1~1.0%인 것이 바람직하다.
몰리브데늄(Mo): 0.05~1.0%
몰리브데늄은 강의 경화능 향상원소로 저온변태상의 생성을 촉진하여 강의 강도를 향상시키며, 강중에서 탄화물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 그 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하며, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우 의도하는 강도향상 효과에 비해 과도한 제조비용의 증가를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 몰리브데늄의 함량은 0.01~1.0%인 것이 바람직하다.
티나튬(Ti): 0.005~0.05%
티타늄(Ti)은 0.005~0.05%가 바람직하다. 티타늄은 강재 내부의 질소 및 탄소와 반응하여 탄질화물을 형성하여 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 티타늄은 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.05%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 주조성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.005~0.05%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.05%
니오븀(Nb)은 0.005~0.05%가 바람직하다. 니오븀은 티타늄과 같은 탄질화물 형성원소로서 강재 내부의 질소 및 탄소와 반응하여 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 니오븀은 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.05%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 주조성을 악화시킨다. 따라서, 상기 니오븀의 함량은 0.005~0.05%인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에서 클래재드를 구성하는 마르텐사이트계 탄소강은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라, 미세조직이 마르텐사이트가 65 면적% 이상이고, 나머지는 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트 및 탄화물 중 1 이상으로 이루어질 수 있다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 우수한 인장 강도와 항복 강도를 확보할 수 있다.
또한, 템퍼링 처리를 통하여 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트가 65 면적% 이상이고, 나머지는 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트 및 탄화물 중 1 이상으로 이루어질 수 있다. 템퍼링 처리에 따른 마르텐사이트 변태에 의해 강의 내부에 생성된 잔류 응력을 제거하여 강의 인성을 향상하기 위함이다.
클래드 강판
본 발명의 일 측면에 따른 클래드 강판은 상술한 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함한다.
클래드 강판이란 두 가지 이상의 금속재료의 표면을 야금학적으로 접합하여 일체화시킨 적층형의 복합재료로 정의된다. 일반적으로 클래드 강판은 니켈(Ni)이나 구리(Cu)와 같은 귀금속을 클래드재로 사용하여 극한 부식환경 등의 특수목적 하에서 사용되어 왔다.
본 발명의 내부 강재인 모재는 고합금량에 의해 강도와 연신율이 우수한 오스테나이트계 고망간강이다. 오스테나이트계 고망간강은 다량의 합금성분으로 인해 제조비용이 비싸고, 900MPa 이상의 항복강도를 확보하기가 어려우므로 내충돌특성이 요구되는 자동차 구조부재로 사용하기에 부적합하다.
본 발명의 외부 강재인 클래드재는 항복강도와 인장 강도가 우수한 마르텐사이트계 탄소강이다. 마르텐사이트계 탄소강은 연신율이 낮아 성형성을 확보하기 어렵다.
마르텐사이트계 강재는 성형시 변형이 국부적으로 집중되어 균일 연신율이 낮은 원인으로 성형성이 열위한 특성을 보이나, 내부에 균일 연신율이 높은 오스테나이트계 고망간강을 포함하는 클래드 강판으로 제작되는 경우 마르텐사이트계 강재의 국부적인 변형 집중이 방지되어 성형성이 향상되는 현상을 본 발명자들은 발견하였다.
따라서, 본 발명에서는 상술한 오스테나이트계 고망간강을 모재로 하고, 모재의 양측면에 상술한 마르텐사이트계 탄소강을 클래드재로 포함함으로써, 각각의 단점을 극복할 수 있고, 강도 및 성형성이 동시에 우수한 효과를 얻을 수 있는 것이다.
이때, 상기 모재의 두께는 상기 클래드 강판 두께의 30~90%일 수 있다.
상기 모재의 두께가 상기 클래드 강판 두께의 90% 초과인 경우에는, 강도의 저하와 함께 제조비용이 상승되는 문제점이 있다. 반면에, 30% 미만인 경우에는 클래드 강판의 성형성이 열위해지는 문제점이 있다.
또한, 상기 클래드 강판의 두께는 0.6~30mm일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1.0~20mm일 수 있다.
또한, 상기 클래드 강판은 항복강도가 700MPa 이상이며, 바람직하게는 900MPa 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상일 수 있으며, 이러한 항복강도, 인장강도 및 연신율을 확보함으로써, 자동차 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
한편, 상기 클래드 강판은 도금층을 추가로 포함할 수 있으며, 상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종일 수 있다.
강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 오스테나이트계 고망간강인 모재를 준비하는 단계; 상술한 합금조성을 만족하는 마르텐사이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계; 두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계; 상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3 + 200℃ 이하의 온도 범위에서 소둔하는 단계를 포함한다.
모재와 클래드재 준비단계 및 적층단계
상술한 합금조성을 만족하는 모재와 클래드재를 준비한 후, 두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는다. 이때, 적층 전에 모재와 클래드재의 표면을 세척할 수 있다.
이때, 상기 모재와 클래드재는 슬라브 형태일 수 있으며, 상기 모재와 클래드재의 제조방법은 일반적인 제조공정을 적용하여 생산할 수 있으므로 특별히 한정하지는 않는다. 다만 바람직한 일 예로, 상기 모재는 전기로 또는 고로에서 생산된 용강을 주조하여 슬라브로 제조할 수 있고, 상기 클래드재는 고로에서 생산된 용강을 정련 및 주조하여 불가피하게 함유될 수 있는 불순물 함량을 제어하여 슬라브로 제조할 수 있다.
용접 및 가열단계
상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열한다.
적층물의 테두리를 용접함으로써, 모재와 클래드재 사이로 산소가 침입하는 것을 방지할 수 있어, 가열시 산화물의 생성을 방지할 수 있다.
상기 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 가열 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.
열간압연 단계
상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는다.
상기 마무리 압연온도가 750℃ 미만이면 압연하중이 높아져 압연기에 무리가 가는 문제가 있다. 반면, 마무리 압연온도가 1050℃를 초과하는 경우, 압연시 표면 산화가 발생하는 우려가 있다.
권취 단계
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취한다. 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 산화막이 생성되어, 이는 산세 과정에서 산화층의 제어가 용이하지 않게되는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 50~700℃로 제한하는 것이 바람직하다.
냉간압연 단계
상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는다.
상기 냉간압하율이 30% 미만인 경우에는 클래드재를 구성하는 마르텐사이트 탄소강의 재결정이 원활히 일어나지 못하여 가공성이 열위해지는 문제가 있다. 반면에, 냉간압하율이 90%를 초과하는 경우에는 압연부하로 인해 판파단의 발생가능성이 높아지는 문제가 있다.
소둔 단계
상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3 + 200℃ 이하에서 소둔한다. 강도 및 재결정에 의해 가공성을 확보하기 위함이다.
소둔 온도가 550℃ 미만인 경우에는 모재인 오스테나이트계 고망간강의 재결정이 일어나지 않아 충분한 가공성을 확보할 수 없다. 반면, 상기 클래드재의 A3 + 200℃를 초과하는 온도에서 소둔하는 경우, 클래드재의 결정립도가 조대해지므로 강의 강도를 저하시킬 수 있다.
따라서, 소둔온도는 550℃ ~ 상기 클래드재의 A3 + 200℃의 온도 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 소둔 후 냉각속도는 5℃/s 이상일 수 있다. 5℃/s 미만인 경우에는 클래드재의 마르텐사이트 분율을 65면적% 이상으로 확보하기 어렵기 때문이다.
또한, 상기 소둔된 냉연강판을 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하로 냉각한 후, A1 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
한편, 상기 소둔하는 단계 후, 도금하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종일 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.
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 오스테나이트계 고망간강(A1~A4), 마르텐사이트계 탄소강(B1~B4) 및 극저탄소강(C)의 강괴를 준비하여, 1150℃의 가열로에서 1시간 재가열 한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후 상기 열연강판을 450℃로 권취한 다음, 산세 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 하기 표 2에 기재된 소둔 온도에서 소둔한 후, 표 2에 기재된 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 제조된 각각의 시편에 대해 만능인장실험기를 이용하여 인장실험을 실시하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 광학현미경으로 미세조직을 관찰하여 미세조직을 구성하는 각 상의 면적분율을 하기 표 2에 나타내었다.
클래드 강판이 아닌 마르텐사이트계 탄소강(B1~B4) 단독으로는 연신율이 열위하며, 오스테나이트계 고망간강(A1~A4) 단독으로는 높은 항복강도 및 인장강도를 확보하는 것은 한계가 있음을 표 2에서 확인할 수 있다.
한편, 하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 오스테나이트계 고망간강(A1~A4), 마르텐사이트계 탄소강(B1~B4) 및 극저탄소강(C)의 강괴를 준비하여, 강괴의 표면을 세척한 후 2개의 탄소강 사이에 고망간강을 배치하여 하기 표 3의 적층비를 갖도록 3겹 적층물을 제작하였다. 이후, 적층물의 경계면을 따라서 용접봉을 사용하여 아크 용접하였다. 상기 경계면이 용접된 적층물을 1150℃의 가열로에서 1시간 재가열 한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후 상기 열연강판을 450℃로 권취한 다음, 산세 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 하기 표 3에 기재된 소둔 온도에서 소둔한 후, 표 3에 기재된 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 제조된 각각의 시편에 대해 만능인장실험기를 이용하여 인장실험을 실시하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL) 및 TS*EL 값을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
Figure PCTKR2017006666-appb-T000001
Figure PCTKR2017006666-appb-T000002
Figure PCTKR2017006666-appb-T000003
본 발명의 조성과 미세조직을 모두 만족하는 발명예 1　내지　발명예　41은 700MPa 이상의 항복강도와 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1은 본 발명에서 제시하는 모재와 클래드재의 두께비는 만족하나 모재의 미세조직이 페라이트 단상으로 이루어져 700MPa 이상의 항복강도 및 25,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 확보할 수 없었다.
한편, 비교예 2는 본 발명에서 제시하는 모재와 클래드재의 두께비는 만족하나 클래드의 미세조직이 페라이트 단상으로 이루어져 700MPa 이상의 항복강도 및 25,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 확보할 수 없었다.
한편, 비교예 3은 모재와 클래드재의 미세조직은 본 발명에서 제시하는 조건을 만족하나, 모재의 두께 비율이 30% 이하로 제작되어 700MPa 이상의 항복강도 또는 25,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 확보할 수 없었다.
도 1은 오스테나이트계 고망간강을 모재(2)로 하고, 마르텐사이트계 탄소강을 클래드재(1 및 3)로 하는 클래드 강판의 모식도이다.
도 2는 발명예 1의 단면을 주사전자현미경으로 촬영한 사진으로, a)는 1500배, b)는 8000배율로 촬영하였다. 계면을 경계로 하여 모재인 고망간강은 재결정이 완료되어 균일한 미세조직을 갖는 것을 확인할 수 있으며, 클래드재인 탄소강은 마르텐사이트강 특유의 침상형 조직이 발달해 있음을 알 수 있다. 모재와 클래드재의 계면에 산화물의 존재는 발견되지 않았으며, 이에 의해 계면결합력이 확보되어 가공시 계면분리에 의한 파단이 발생하지 않았다.
도 3은 표 2의 오스테나이트계 고망간강(A1~A4), 마르텐사이트계 탄소강(B1~B4), 및 표 3의 발명예 1~41의 인장강도와 연신율을 나타낸 그래프이다. 모재인 고망간강과 클래드재인 마르텐사이트계 강의 합금 조성, 미세조직 및 두께비를 조절하여 다양한 인장강도와 연신율의 강재를 제조할 수 있음을 확인할 수 있으며, 본 발명에 의한 강재의 항복강도와 성형성이 우수하여 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상인 자동차용 구조부재로 적합한 클래드를 제조할 수 있음을 확인할 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 (21)

  1. 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하며,
    상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이고,
    상기 클래드재는 중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.02~2.5%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, B: 0.0005~0.005%, Mo: 0.05~1.0%, Cr: 0.2~3.0%, Nb: 0.01~0.5%, 및 V: 0.05~0.7% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Si: 0.03~1.0%, Al: 0.02~0.3%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1~1.0%, Mo: 0.05~1%, Ti: 0.005~0.05%, 및 Nb: 0.005~0.05% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 모재의 두께는 상기 클래드 강판 두께의 30~90%인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 클래드 강판은 항복강도가 700MPa 이상이며, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 고망간강의 미세조직은 오스테나이트 단상인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강의 미세조직은 마르텐사이트가 65 면적% 이상이고, 나머지는 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트 및 탄화물 중 1 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트가 65 면적% 이상이고, 나머지는 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트 및 탄화물 중 1 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 클래드 강판은 도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
  13. 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강인 모재를 준비하는 단계;
    중량%로, C: 0.09~0.4%, Mn: 0.3~4.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 마르텐사이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계;
    두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계;
    상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3 + 200℃ 이하의 온도 범위에서 소둔하는 단계를 포함하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  14. 제13항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.02~2.5%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 오스테나이트계 고망간강은 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, B: 0.0005~0.005%, Mo: 0.05~1.0%, Cr: 0.2~3.0%, Nb: 0.01~0.5%, 및 V: 0.05~0.7% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  16. 제13항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Si: 0.03~1.0%, Al: 0.02~0.3%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 마르텐사이트계 탄소강은 중량%로, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1~1.0%, Mo: 0.05~1%, Ti: 0.005~0.05%, 및 Nb: 0.005~0.05% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  18. 제13항에 있어서,
    상기 모재의 두께는 상기 클래드 강판 두께의 30~90%인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  19. 제13항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계 후, 도금하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  20. 제19항에 있어서,
    상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
  21. 제13항에 있어서,
    상기 소둔된 냉연강판을 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하로 냉각한 후, A1 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
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