WO2018080108A1 - 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법 Download PDF

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high manganese
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채재용
강상덕
조재영
오홍열
소태일
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength high manganese steel excellent in low temperature toughness that can be preferably used for structural steels and a method of manufacturing the same.
  • Martensitic structural steels having high strength are known to have limitations in that they are difficult to use as structural steels at low temperatures because their toughness decreases rapidly due to the characteristics of ductile brittle transition as the temperature decreases.
  • high manganese steel containing a large amount of manganese in chemical composition its use has been limited due to the predominant grain boundary brittleness in fracture.
  • a quenching process is essential to secure martensite structure including high carbon and high alloying elements and obtaining sufficient strength.
  • Manganese one of the alloying elements to improve the hardenability, can improve the hardenability at low cost, but it has a problem of causing grain boundary brittleness, and its use has been limited, and high-cost elements such as chromium, molybdenum, and nickel are mainly used. There was a problem of high manufacturing costs.
  • 9Ni steel is a representative steel of high strength steel which is widely used as low temperature structural steel.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing 9Ni steel having a sheet thickness of 40 mm or more by quenching-tempering (QT) or direct quenching-tempering (DQ-T).
  • 9Ni steel has advantages such as sufficient martensitic microstructure and high strength due to high Ni content and high hardenability, and low DBTT (Ductile-Brittle Transition Temperature) of the base material, but the price of Ni is very high. Due to the high volatility, there has been a continuous demand for developing alternative steel materials.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open Publication No. 1994-184630
  • the present invention is to provide a high-strength high manganese steel excellent in low temperature toughness that can be preferably used for structural steels and a method of manufacturing the same.
  • the microstructure relates to high strength high manganese steel having excellent low temperature toughness, including 40 to 60% martensite and 40 to 60% tempered martensite.
  • another aspect of the present invention is by weight, manganese (Mn): 4.3 ⁇ 5.7%, carbon (C): 0.015 ⁇ 0.055%, silicon (Si): 0.015 ⁇ 0.05%, aluminum (Al): 0.6 ⁇ 1.7%, niobium (Nb): 0.01 to 0.1%, titanium (Ti): 0.015 to 0.055%, boron (B): 0.001 to 0.005%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.02% or less Heating the slab comprising the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities;
  • Low-temperature toughness comprising; an abnormal reverse heat treatment step of heating the cooled hot-rolled steel sheet in a temperature range of [(Ac1 + Ac3) / 2 + 30 ° C.] to [(Ac1 + Ac3) / 2-30 ° C.] and then cooling the hot rolled steel sheet; A method for producing this excellent high strength high manganese steel.
  • Figure 2 is a graph showing the Charpy impact test results for the test Nos. 5-1 to 5-4 prepared by changing the abnormal reverse heat treatment conditions for the inventive steel 5.
  • the present inventors have studied in depth to provide a high-strength high manganese steel excellent in low-temperature toughness that can be preferably used for structural steels because it can secure low-temperature toughness and high strength at low cost and does not generate grain boundary brittleness.
  • DBTT Ductile-Brittle Transition Temperature
  • grain boundary brittle phenomena are triggered due to the relatively weak grain boundary as Mn content increases in martensitic microstructure of high manganese steel.
  • TMCP material produced by performing quenching with controlled cooling rate after hot rolling, or by RQ material which performs quenching after performing air cooling and additionally heat treatment at an Ac3 temperature or more.
  • RQ material which performs quenching after performing air cooling and additionally heat treatment at an Ac3 temperature or more.
  • tempering QT material When producing high Mn steel (high manganese steel) by the conventional process, TMCP material has accelerated grain boundary fracture along the stretched grain boundary, so it may have low toughness or high DBTT in a specific direction, and in the case of RQ material or QT material, the grain size is large and flat. Can be formed to have low toughness or high DBTT.
  • a dual phase steel manufacturing method of ferritic-martensitic structure through abnormal reverse heat treatment is considered.
  • Such steels undergo an abnormal reverse heat treatment, and two or more phases that divide the existing grains may be mixed to reduce the DBTT due to the finer structure.
  • the steel has a disadvantage in that the strength is significantly reduced than that of the existing martensitic steels.
  • the high Mn steel can be made of martensite from both the first phase before heat treatment and the second phase after heat treatment due to the high hardenability of the high Mn content even if the grain size is small due to the splitting of existing grains during the abnormal reverse heat treatment. Can be. Therefore, immediately after hot rolling, the martensitic phase is prepared as a first phase through quenching, and the first phase is tempered martensite through a reverse reverse heat treatment, and the second phase is made of general martensite after secondary quenching through austenite.
  • alloying elements such as Ti, Nb, Al, and B, which are grain boundary strengthening elements, are added in an appropriate amount to obtain a low DBTT due to a much finer microstructure in the high-strength high Mn steel. .
  • alloying elements such as carbon and expensive molybdenum (Mo), chromium (Cr), and nickel (Ni) that deteriorate weld properties It became.
  • High-strength high manganese steel excellent in low temperature toughness is a weight%, manganese (Mn): 4.3 ⁇ 5.7%, carbon (C): 0.015 ⁇ 0.055%, silicon (Si): 0.015 ⁇ 0.05%, aluminum (Al): 0.6 to 1.7%, niobium (Nb): 0.01 to 0.1%, titanium (Ti): 0.015 to 0.055%, boron (B): 0.001 to 0.005%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur ( S): 0.02% or less, containing the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities, the microstructure contains 40-60% martensite and 40-60% tempered martensite by volume fraction.
  • alloy composition of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each element content below is weight% unless there is particular notice.
  • Manganese is one of the most important elements added in the present invention, and serves to stabilize martensite, thereby making it possible to easily secure a stable martensite structure in a cooling step after hot rolling or an abnormal reverse heat treatment.
  • manganese is preferably included at least 4.3%. If the Mn content is less than 4.3%, small particles of ferrite or bainite are easily formed at a slow cooling rate, so that the desired high strength cannot be obtained.
  • the Mn content is preferably 4.3 to 5.7%, more preferably 4.5 to 5.5%.
  • the optimum carbon content range depends on the content of manganese. It was intended to limit the component range.
  • the carbon content is preferably added at 0.015% or more.
  • the upper limit is preferably 0.055%. Therefore, the carbon content is preferably 0.015 to 0.055%, more preferably 0.02 to 0.05%.
  • Silicon is an element that acts as a deoxidizer and improves the strength of solid solution strengthening.
  • the Si content is preferably 0.015 to 0.05%, more preferably 0.02 to 0.05%.
  • Aluminum is added as a deoxidizer, such as silicon.
  • it contributes to the miniaturization of tissues, and has a high solute strengthening effect, which is a useful element for securing strength.
  • the alloy composition system of the present invention has the effect of suppressing grain boundary fracture of high manganese steel and improving low temperature toughness, and therefore, there is a need to appropriately control the ratio.
  • the Al content is less than 0.6% it is difficult to secure high strength and low DBTT.
  • the toughness may be significantly reduced in proportion to the increasing strength. Therefore, the Al content is preferably 0.6 to 1.7%, more preferably 0.7 to 1.6%, even more preferably 0.6 to 1.5%.
  • Niobium is an element that can increase the strength through solid solution and precipitation strengthening effect, improve the impact toughness by miniaturizing grains at low temperature rolling, and strengthen the grain boundary weakened by manganese.
  • the Nb content is preferably 0.01 to 0.1%, more preferably 0.02 to 0.09%.
  • Titanium is an element that maximizes the effect of B, which is an important element to improve the hardenability, and increases the content of solid solution B by forming TiN to suppress the formation of BN, and the precipitated TiN fixes the austenite grains. pinning) to suppress grain coarsening and to effectively suppress grain boundary fracture in high manganese steel.
  • the Ti content is preferably 0.015 to 0.055%, more preferably 0.02 to 0.05%.
  • Boron is an element that effectively increases the hardenability of materials even with a small amount of addition, and has an effect of suppressing grain boundary destruction through strengthening of grain boundaries.
  • the B content is preferably 0.001% to 0.005%, and more preferably 0.0015% to 0.004%.
  • Phosphorus is an unavoidable impurity element in the present invention, and promotes central segregation and grain boundary segregation, which causes grain boundary destruction to deteriorate low temperature toughness. Therefore, it is preferable to suppress as much as possible, and it is preferable to limit to 0.03% or less. More preferably, the P content may be 0.02% or less.
  • Sulfur like phosphorus, is an inevitable impurity element in steel materials.
  • high manganese steel forms a coarse non-metallic inclusion of MnS, thereby rapidly lowering ductility and low temperature toughness and increasing DBTT.
  • even a small amount can cause grain boundary destruction. Therefore, it is preferable to suppress as much as possible, and it is preferable to limit to 0.02% or less. More preferably, the S content may be 0.01% or less.
  • the remaining component of the present invention is 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.
  • W 0.5% or less (excluding 0%) may be further included.
  • Tungsten forms hard carbides to increase the strength by the precipitation strengthening effect, and the precipitated carbides exhibit a microstructured effect by inhibiting austenitic grain coarsening.
  • W content is more than 0.5% can reduce the weldability, there is a problem to increase the manufacturing cost of the steel. Therefore, it is preferable to limit it to 0.5% or less.
  • the microstructure of the high strength high manganese steel having excellent low temperature toughness of the present invention comprises 40 to 60% of martensite and 40 to 60% of tempered martensite.
  • the microstructure of the high-strength high manganese steel having excellent low temperature toughness may include martensite 42-55% and tempered martensite 45-68% by volume fraction.
  • the martensite and tempered martensite may have an average particle size of 15 ⁇ m or less.
  • DBTT is greatly affected by tissue miniaturization, when the average particle size is more than 15 ⁇ m, DBTT may exceed -60 ° C.
  • the martensite and tempered martensite may have an average particle size of 10 ⁇ m or less.
  • the high manganese steel of the present invention may have a yield strength of 550 MPa or more, and a tensile strength of 650 MPa or more. By securing such a high strength, it can be preferably used for structural steel.
  • the high manganese steel of the present invention may have a DBTT (Ductile-Brittle Transition Temperature) of -60 ° C or less. By securing a low DBTT, it can be preferably used as structural steel even in a low temperature environment.
  • DBTT Ductile-Brittle Transition Temperature
  • the high manganese steel of the present invention may have an elongation of 12% or more.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing high strength high manganese steel having excellent low temperature toughness, comprising: heating a slab having the alloy composition described above; Hot rolling the heated slab to obtain a hot rolled steel sheet; Cooling the hot rolled steel sheet such that a cooling rate in an Ar 3 to 200 ° C. temperature range is 3 ° C./sec or more; And an abnormal reverse heat treatment step of cooling the cooled hot rolled steel sheet in a temperature range of [(Ac1 + Ac3) / 2 + 30 ° C.] to [(Ac1 + Ac3) / 2-30 ° C.].
  • the slab having the alloy composition described above is heated, and the heated slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet. There is no need to specifically limit the general operating conditions.
  • the slab may be heated to 1050 to 1200 ° C. so that the microstructure of the slab may be phase transformed into austenite, and the hot slab may be hot rolled so that the finishing hot rolling temperature is 700 to 950 ° C.
  • the hot rolled steel sheet is cooled to have a cooling rate of 3 ° C./sec or more at a temperature range of Ar 3 to 200 ° C. Preferably, it can be quenched through water cooling.
  • the cooled hot rolled steel sheet is cooled after heating to a temperature range of [(Ac1 + Ac3) / 2-30 ° C.] to [(Ac1 + Ac3) / 2 + 30 ° C.].
  • the matrix phase is made of tempered martensite, and the inversely transformed austenite grain size is limited to grow, and the general martensite produced afterwards can be refined as it is. High manganese steel with low DBTT can be obtained.
  • heating temperature is [(Ac1 + Ac3) / 2-30 degreeC]-[(Ac1 + Ac3) / 2 + 30 degreeC]. More preferably, it may be [(Ac1 + Ac3) / 2-20 ° C] to [(Ac1 + Ac3) / 2 + 20 ° C].
  • the cooling may be performed at a cooling rate of 3 ° C./sec or more. If the cooling rate is less than 3 ° C / sec there is a problem that it is difficult to sufficiently secure martensite.
  • the abnormal reverse heat treatment may be performed for (1.3t + 10) minutes to (1.3t + 50) minutes.
  • t is the value of the hot rolled steel sheet measured in mm.
  • Ac1 and Ac3 can be obtained using a generally known relational expression.
  • the difference between the equilibrium phase transformation temperatures Ae1 and Ae3 temperatures derived from the thermodynamic calculations and the phase transformation temperatures Ac1 and Ac3 temperatures measured when the actual steel is raised may be large and difficult to predict. Therefore, in order to measure more precisely, the slope of the length change of the steel at the time of temperature increase can be measured in the dilometer test result graph to measure Ac1 and Ac3 temperature.
  • the slab having a thickness of 70 mm having the composition shown in Table 1 was heated to 1100 ° C. and then hot rolled to a finish hot rolling temperature of 800 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 11.8 mm.
  • the hot rolled steel sheet was cooled to a cooling rate of 10 ° C./sec at an Ar3 to 200 ° C. temperature range, and then heated to a heat treatment temperature shown in Table 2, followed by cooling to prepare high manganese steel.
  • the microstructure of the high manganese steel was observed and listed in Table 2 below.
  • the mechanical properties of the high manganese steel were measured and listed in Table 3 below.
  • microstructures were observed using an optical microscope and SEM.
  • the microstructures except martensite were tempered martensite, and the average particle size was measured by the equivalent diameter.
  • the unit of each element content in Table 1 is weight%.
  • the invention examples satisfying both the alloy composition and the production method presented in the present invention can be confirmed that the yield strength of 550MPa or more, tensile strength of 650MPa or more, DBTT -60 °C or less.
  • Comparative Example 3-2 which satisfies the alloy composition of the present invention, but was prepared by the TMCP method for producing a high strength martensitic steel of the prior art, the microstructure was coarse because the reverse reverse heat treatment was not performed, the DBTT is high You can see that.
  • Comparative Example 7-1 is a case in which the content of carbon, silicon, titanium and manganese exceeds the scope of the present invention, the strength is sufficiently secured, and the microstructure is also very fine, but to secure a sufficient volume fraction of general martensite. It was difficult, and due to the increased strength, low temperature toughness was inferior, resulting in an increase in DBTT.
  • Comparative Example 8-1 indicates that carbon, silicon, and niobium are exceeded, manganese and titanium are not included, and aluminum is not included. Therefore, it is difficult to secure high strength and is based on DBTT as a member of aluminum to improve low temperature toughness. Higher.
  • Figure 2 is a graph showing the Charpy impact test results for the test Nos. 5-1 to 5-4 prepared by changing the abnormal reverse heat treatment conditions for the inventive steel 5. Even if the alloy composition proposed in the present invention is satisfied, it can be confirmed that the DBTT is inferior when the abnormal reverse heat treatment condition is out of the range suggested in the present invention.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 40~60% 및 템퍼드 마르텐사이트 40~60%를 포함하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강에 관한 것이다.

Description

저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
본 발명은 구조용 강재에 바람직하게 사용할 수 있는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
높은 강도를 갖는 마르텐사이트계 구조용 강재는 온도가 낮아짐에 따라 연성 취성 전이 현상이 발생하는 특성에 의하여 인성이 급격히 낮아져 저온에서 구조용 강재로써 사용하기 힘든 한계점이 있다고 알려져 있다. 특히 화학적 조성에 있어서 망간을 많이 포함하는 고망간강의 경우에는 파괴에 있어서 인성이 가장 열위한 입계취성 현상이 지배적으로 발생함에 따라 그 사용이 제한되어 왔다.
일반적으로 고강도를 확보하기 위해서는 고탄소, 고합금원소를 포함하고 충분한 강도를 얻을 수 있는 마르텐사이트 조직을 확보하기 위하여 퀀칭(Quenching) 공정이 필수적이다.
그러나 강재의 두께가 두꺼워질수록 후물재의 중심부 냉각속도를 높게 확보하기 어렵기 때문에 경화능을 향상시키는 합금원소의 함량을 증가시켜 왔다.
경화능을 향상시키는 합금원소 중 하나인 망간은 저비용으로 경화능을 향상시킬 수 있으나, 입계 취성 현상을 일으키는 문제점이 있어 그 사용이 제한되었고, 고비용의 크롬, 몰리브덴, 니켈 등의 원소를 주로 사용하여 제조비용이 많이 드는 문제점이 있었다.
일반적으로 저온구조용강재로 널리 쓰이는 고강도강의 대표적인 강재는 9Ni 강이 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에는 담금질-뜨임법(QT) 또는 직접 담금질-뜨임(DQ－T)법에 의한 판 두께 40㎜ 이상의 9Ni강의 제조 방법이 개시되어 있다.
9Ni 강은 고Ni 함량의 높은 경화능으로 인한 충분한 마르텐사이트 미세조직 및 고강도의 확보, 모재의 낮은 DBTT(Ductile-Brittle Transition Temperature, 연성-취성 천이온도) 등의 장점이 있으나, Ni 가격이 매우 높고 변동성이 커서 끊임 없는 대체 강재 개발 요구가 이어져 왔다.
또한, 최근 건설 및 토건 장비, 광산채굴 장비들의 사용 환경이 한대지방으로 확대되면서, 저온에서도 연성파괴 거동을 보이는 구조용강이 요구되므로 저온에서의 우수한 인성확보가 요구되고 있다.
따라서, 저비용으로 저온인성 및 고강도를 확보할 수 있으면서도 입계 취성 현상이 발생하지 않아 구조용 강재에 바람직하게 사용할 수 있는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법에 관한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 제1994-184630호
본 발명은 구조용 강재에 바람직하게 사용할 수 있는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 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 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 40~60% 및 템퍼드 마르텐사이트 40~60%를 포함하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 3℃/sec 이상이 되도록 냉각하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 [(Ac1+Ac3)/2 + 30℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 - 30℃]의 온도범위로 가열한 후 냉각하는 이상역 열처리 단계;를 포함하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 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, 탄소 및 기타 고가의 합금원소를 적게 사용하면서도 고강도 및 낮은 DBTT를 갖는 고강도 고망간강 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명예인 시험번호 5-1의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다.
도 2는 발명강 5에 대하여 이상역 열처리 조건을 달리하여 제조된 시험번호 5-1 내지 5-4에 대한 샤르피 충격 시험 결과를 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 저비용으로 저온인성 및 고강도를 확보할 수 있으면서도 입계 취성 현상이 발생하지 않아 구조용 강재에 바람직하게 사용할 수 있는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법을 제공하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 높은 연성-취성 천이온도(Ductile-Brittle Transition Temperature, 이하 DBTT) 및 입계 취성 현상은 고망간강의 마르텐사이트 미세조직 내에서 Mn 함량이 증가할수록 입내에 비하여 입계가 상대적으로 취약해져서 촉발된다는 결론을 얻을 수 있었으며, 마르텐사이트 입계를 강화하거나 입내와 입계 강도의 균형을 이룰 수 있는 화학적 조성을 선택하고, 이에 알맞은 제조공정을 선택하여 입도를 미세화 하고 미세조직을 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하도록 제어함으로써 마르텐사이트계 고망간강의 고강도는 유지하면서 DBTT를 획기적으로 낮출 수 있음을 인지하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
종래의 마르텐사이트계 고강도강은 열간 압연 후, 냉각속도를 조절한 급랭을 실시하여 생산하는 TMCP재 또는 열간 압연 후, 공랭을 실시하고 추가적으로 Ac3 온도 이상에서 열처리 후 급랭을 실시하는 RQ재로 생산한다. 추가로 템퍼링을 실시하는 QT재의 형식을 따르기도 한다. 고Mn강(고망간강)을 종래 공정으로 생산할 경우, TMCP재는 연신된 입계를 따라 입계파괴가 가속되어 특정방향으로 인성이 낮거나 DBTT가 높을 수 있고, RQ재 또는 QT재의 경우, 입계가 크고 편평하게 형성되어 역시 낮은 인성 또는 높은 DBTT를 가질 수 있다.
높은 DBTT를 해결하기 위하여 고려해 볼 수 있는 것이 이상역 열처리를 통한 페라이트-마르텐사이트 조직의 Dual Phase 강재 제조법이다. 이러한 강재는 이상역 열처리를 거치며, 기존 결정립을 분할하는 두 가지 이상의 상이 혼립하여 조직이 미세해져서 DBTT를 감소시킬 수 있으나, 페라이트상 도입에 의해 기존 마르텐사이트 강재보다 강도가 크게 감소하는 단점이 있다.
고 Mn강은 이상역 열처리 시, 기존 결정립이 분할 되어 입도가 작아지더라도 고 Mn 함량의 높은 경화능에 의해, 열처리 전에 생성되는 제1상과 열처리 후 생성되는 제2상 모두를 마르텐사이트로 제조할 수 있다. 따라서 열간 압연 직후, 퀜칭을 통하여 마르텐사이트 상을 제1상으로 제조하고, 이상역 열처리를 통해 제1상은 템퍼드 마르텐사이트로, 제2상은 오스테나이트를 거쳐 2차 퀜칭 후 일반 마르텐사이트로 제조하며, 이때 입내와 입계의 강도 균형을 맞추기 위하여 입계 강화 원소인 Ti, Nb, Al, B 등의 합금원소를 적정 함량 첨가하여 고강도 고Mn강에서 종래보다 훨씬 미세한 미세조직으로 인한 낮은 DBTT를 얻을 수 있다. 결과적으로 용접부 물성을 악화시키는 탄소 및 고가인 몰리브데늄(Mo), 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등의 합금성분 배재함에도 불구하고 우수한 강도, 낮은 DBTT의 저가의 고강도 고Mn강을 개발할 수 있게 되었다.
저온인성이 우수한 고강도 고망간강
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 고강도 고망간강에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 고강도 고망간강은 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 40~60% 및 템퍼드 마르텐사이트 40~60%를 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
망간(Mn): 4.3~5.7%
망간은 본 발명에서 첨가되는 가장 중요한 원소 중 하나로서, 마르텐사이트를 안정화시키는 역할을 함으로써 열간압연 또는 이상역 열처리 후 냉각단계에서 안정한 마르텐사이트 조직을 용이하게 확보할 수 있게 해준다.
본 발명의 다른 합금원소 함량의 범위를 고려하여 마르텐사이트를 안정화시키기 위해서는 망간은 4.3% 이상 포함되는 것이 바람직하다. Mn 함량이 4.3% 미만인 경우에는 느린 냉각속도에서 작은 입도의 페라이트 또는 베이나이트가 쉽게 형성되어 원하는 고강도를 얻을 수 없다.
반면에 Mn 함량이 5.7% 초과인 경우에는 용접성을 현저히 저감시킬 수 있으며 강재의 제조원가를 상승시키는 문제점이 있다.
따라서, Mn 함량은 4.3~5.7%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 4.5~5.5%일 수 있다.
탄소(C): 0.015~0.055%
탄소는 망간과 함께 강재의 강도 확보를 용이하게 하거나 인성 및 용접성을 저하시키는 측면에서는 유사한 효과를 발휘하기 때문에, 최적의 탄소함량 범위는 망간의 함유량에 의존하게 되므로, 본 발명에서는 그 효능이 극대화되는 성분범위를 한정하고자 하였다. 본 발명이 요구하는 강도를 충분히 확보하기 위해서는 탄소함량을 0.015% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 지나치게 다량 첨가할 경우 인성을 현저히 저하시키므로 그 상한은 0.055%인 것이 바람직하다. 따라서, 탄소함량은 0.015~0.055%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02~0.05%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.015~0.05%
실리콘은 탈산제로서 역할을 하고 고용강화에 따른 강도를 향상시키는 원소이다.
Si 함량이 0.015% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, Si 함량이 0.05% 초과인 경우에는 용접부는 물론 모재의 인성을 저하시키는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.015~0.05%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02~0.05%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.6~1.7%
알루미늄은 실리콘과 같이 탈산제로서 첨가한다. 또한 조직의 미세화에 기여하고, 고용강화 효과도 커서 강도 확보에 유용한 원소이다. 특히 본 발명의 합금조성계에서는 고망간강의 입계 파괴를 억제하고 저온인성을 향상시키는 효과가 있으므로 그 비율을 적절하게 제어할 필요성이 있다.
Al 함량이 0.6% 미만인 경우에는 고강도 및 낮은 DBTT를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 Al 함량이 1.7% 초과인 경우에는 증가하는 강도에 비례하여 인성을 현저히 저하시킬 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.6~1.7%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.7~1.6%일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 0.6~1.5%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.1%
니오븀은 고용 및 석출강화 효과를 통해 강도를 증가시키고, 저온압연시 결정립을 미세화시켜 충격인성을 향상시키며, 망간으로 인해 취약해진 입계를 강화할 수 있는 원소이다.
Nb 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, Nb 함량이 0.1% 초과인 경우에는 조대한 석출물이 생성되어 오히려 경도 및 충격인성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, Nb 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02~0.09%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.015~0.055%
티타늄은 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화 하는 원소로서, TiN을 형성하여 BN 형성을 억제함으로써 고용 B의 함량을 증가시켜 소입성을 향상 시키고, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키며, 고망간강에서 입계파괴를 탁월하게 억제하는 효과가 있다.
Ti 함량이 0.015% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하며, Ti 함량이 0.055% 초과인 경우에는 티타늄 석출물의 조대화에 의해 인성저하 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, Ti 함량은 0.015~0.055%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02~0.05%일 수 있다.
보론(B): 0.001~0.005%
보론은 소량의 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 증가시키는 원소이며, 결정입계 강화를 통한 입계파괴의 억제효과가 있다.
B 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, B 함량이 0.005% 초과인 경우에는 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, B 함량은 0.001~ 0.005%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.0015~0.004%일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하
인은 본 발명에 있어서 불가피한 불순물 원소이며, 중심편석을 조장하는 동시에 입계편석되어 입계 파괴를 유발하여 저온인성을 열위하게 만드는 역할을 한다. 따라서 최대한 억제하는 것이 바람직하며, 0.03% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 P 함량은 0.02% 이하일 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황은 인과 마찬가지로 강재에 있어서 불가피한 불순물 원소이다. 특히, 고망간강에서는 MnS의 조대한 비금속 개재물을 형성하여 연성 및 저온인성을 급격하게 낮추고 DBTT를 높이는 역할을 한다. 또한 적은 함량으로도 입계파괴를 유발할 수 있다. 따라서 최대한 억제하는 것이 바람직하며, 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 S 함량은 0.01% 이하일 수 있다.
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.
이때, 상술한 합금조성 외에 W: 0.5% 이하(0%는 제외)를 추가로 포함할 수 있다.
텅스텐(W)은 경질 탄화물을 형성하여 석출강화효과로 강도를 증가시키고, 석출된 탄화물은 오스테나이트 결정립 조대화를 억제하여 조직미세화 효과를 나타낸다. 하지만 W 함량이 0.5% 초과인 경우에는 용접성을 저감시킬 수 있으며, 강재의 제조원가를 상승시키는 문제가 발생한다. 따라서 0.5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 40~60% 및 템퍼드 마르텐사이트 40~60%를 포함한다.
마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트가 상기 범위를 벗어나는 경우에는 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 중 하나의 입도가 커져서 미세조직 미세화에 의한 인성 향상 효과를 저해할 수 있기 때문이다.
보다 바람직하게는 본 발명의 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 42~55% 및 템퍼드 마르텐사이트 45~68%를 포함할 수 있다.
이때, 상기 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트는 평균 입도가 15㎛ 이하일 수 있다.
DBTT는 조직 미세화에 큰 영향을 받으므로, 상기 평균 입도가 15㎛ 초과인 경우에는 DBTT가 -60℃를 초과할 수 있기 때문이다.
보다 바람직하게는 상기 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트는 평균 입도가 10㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 고망간강은 항복강도가 550MPa 이상이고, 인장강도가 650 MPa 이상일 수 있다. 이러한 고강도를 확보함으로써 구조용 강재에 바람직하게 이용될 수 있다.
또한, 본 발명의 고망간강은 DBTT(Ductile-Brittle Transition Temperature)가 -60℃ 이하일 수 있다. 낮은 DBTT를 확보함으로써 저온 환경에서도 구조용 강재로 바람직하게 이용할 수 있다.
또한, 본 발명의 고망간강은 연신율이 12% 이상일 수 있다.
저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 3℃/sec 이상이 되도록 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 [(Ac1+Ac3)/2 + 30℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 - 30℃]의 온도범위로 가열한 후 냉각하는 이상역 열처리 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 및 열간압연 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 일반적인 조업조건을 적용하면 되므로 특별히 한정할 필요는 없다.
예를 들어, 슬라브의 미세조직이 오스테나이트로 상변태 할수 있도록 슬라브를 1050~1200℃로 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 700~950℃가 되도록 열간압연을 행할 수 있다.
냉각 단계
상기 열연강판을 Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 3℃/sec 이상이 되도록 냉각한다. 바람직하게는 수냉을 통하여 퀜칭할 수 있다.
Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 3℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트를 충분히 확보하기 어려운 문제점이 있다.
이상역 열처리 단계
상기 냉각된 열연강판을 [(Ac1+Ac3)/2 - 30℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 + 30℃] 의 온도범위로 가열한 후 냉각한다. 이러한 이상역 열처리를 통하여 기지상은 템퍼드 마르텐사이트로 만들고, 역변태된 오스테나이트 입도는 제한적으로 성장하여 이 후 생성되는 일반 마르텐사이트는 그대로 미세화 할 수 있으며, 이러한 조직 미세화를 통하여 고강도는 유지한 채 DBTT가 낮은 고망간강을 얻을 수 있다.
가열 온도가 상기 범위를 벗어나는 경우에는 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 중 하나의 입도가 커져서 미세조직 미세화에 의한 인성 향상 효과를 저해할 수 있기 때문이다.
따라서, 가열 온도는 [(Ac1+Ac3)/2 - 30℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 + 30℃]인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 [(Ac1+Ac3)/2 - 20℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 + 20℃]일 수 있다.
도 2에 나타낸 바와 같이 동일 강종에서 이상역 열처리 온도에 따른 DBTT의 변화는 (Ac1+Ac3)/2에서 가장 낮은 DBTT를 갖는 것을 확인할 수 있다.
저가의 고경화능 원소인 Mn의 함량이 증가할 수록, 느린 냉각속도 및 작은 입도에서도 마르텐사이트로 상변태 하므로, 최종 열처리 후, 미세한 조직에서도 마르텐사이트 조직을 얻기 수월하여, 고강도를 확보하기 좋으나, 입계가 취약해져서 입계파괴 현상이 많이 나타난다고 알려져 있다. 이러한 입계파괴를 막거나 약화시키기 위하여 입계강화 원소로 알려진 Ti, Nb, B 등의 원소를 적절 함량 첨가하고, Al 등의 원소 함량을 최적화 해야 한다. 이로 인해 하여 강도, DBTT를 개선한 강재를 제공할 수 있다.
또한, 상기 냉각은 3℃/sec 이상의 냉각속도로 행할 수 있다. 냉각속도가 3℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트를 충분히 확보하기 어려운 문제점이 있다.
또한, 상기 이상역 열처리는 (1.3t+10)분 내지 (1.3t+50)분 동안 행할 수 있다. 여기서 t는 열연강판의 두께를 mm단위로 측정한 값이다.
이때, 상기 Ac1 및 Ac3는 일반적으로 알려진 관계식을 이용하여 구할 수 있다.
다만 고망간강의 경우, 열역학 계산으로 도출하는 평형 상변태 온도 Ae1, Ae3 온도와 실제 강재를 승온시 측정되는 상변태 온도 Ac1, Ac3온도의 차이가 크고 예측이 어려울 수 있다. 따라서, 보다 정확한 측정을 위해서는 딜라토미터 시험 결과 그래프에서 승온 시에 강재의 길이 변화 기울기를 관찰하여 Ac1과 Ac3 온도를 측정할 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 70mm 두께의 슬라브를 1100℃로 가열한 후 마무리 열간압연 온도 800℃로 마무리 열간압연하여 11.8mm 두께의 열연강판을 얻었다. 상기 열연강판을 Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 10℃/sec가 되도록 냉각한 후, 하기 표 2에 기재된 열처리 온도로 가열한 후 냉각하여 고망간강을 제조하였다.
상기 고망간강의 미세조직을 관찰하여 하기 표 2에 기재하였다. 또한, 상기 고망간강의 기계적 물성을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
미세조직은 광학현미경 및 SEM을 이용하여 관찰하였으며, 마르텐사이트를 제외한 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트였고, 평균 입도는 원상당 직경으로 측정하였다.
인장강도, 항복강도 및 연신율은 만능인장시험기를 이용하여 측정하였고, DBTT는 샤피충격시험기를 이용하여 변화된 온도에서 충격인성의 천이온도를 관찰하였다.
강종 C Si Mn Al B Ti Nb P S 구분
1 0.03 0.02 4.5 0.8 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 발명강
2 0.03 0.02 5.5 1.5 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 발명강
3 0.02 0.02 5 1 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 발명강
4 0.05 0.02 5 1 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 발명강
5 0.03 0.02 5 1 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 발명강
6 0.03 0.02 5 1 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 발명강
7 0.1 0.1 6 1 0.002 0.8 0.04 0.01 0.002 비교강
8 0.11 0.15 2 0 0.002 0.01 0.2 0.01 0.002 비교강
9 0.02 0.02 6 1 0.002 0.01 0.04 0.01 0.002 비교강
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
시험번호 강종 Ac1(℃) Ac3(℃) 열처리온도(℃) 평균 입도(㎛) 마르텐사이트분율(vol%) 구분
1-1 1 718 906 812 8 0.50 발명예
2-1 2 696 958 827 6 0.43 발명예
3-1 3 680 917 798.5 7 0.46 발명예
3-2 미실시 22 1.00 비교예
4-1 4 731 902 816.5 8 0.43 발명예
5-1 5 702 913 807.5 7 0.45 발명예
5-2 미실시 22 1 비교예
5-3 860 16 0.80 비교예
5-4 923 25 1 비교예
6-1 6 703 910 806.5 7 0.44 발명예
7-1 7 632 939 785.5 6 0.38 비교예
8-1 8 824 858 841 18 0.56 비교예
9-1 9 660 874 767 7 0.37 비교예
시험번호 강종 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) DBTT(℃) 구분
1-1 1 602 716 15.7 -74 발명예
2-1 2 667 784 12.7 -74 발명예
3-1 3 583 688 14.8 -65 발명예
3-2 645 725 12.5 -17 비교예
4-1 4 718 860 12.8 -70 발명예
5-1 5 627 745 14.2 -66 발명예
5-2 691 783 12.2 상온이상 비교예
5-3 642 755 13.5 -42 비교예
5-4 655 770 11.2 상온이상 비교예
6-1 6 627 745 14.0 -66 발명예
7-1 7 986 1211 11.3 -41 비교예
8-1 8 465 586 18.6 -117 비교예
9-1 9 619 735 11.9 -36 비교예
본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조방법을 모두 만족하는 발명예들은 항복강도 550MPa 이상, 인장강도 650MPa 이상, DBTT -60℃ 이하인 것을 확인할 수 있다.
비교예인 시험번호 3-2는 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 종래의 고강도 마르텐사이트강을 제조하는 TMCP 방법으로 제조한 경우로서, 이상역 열처리를 실시하지 않아 미세조직이 조대하였으며, DBTT가 높은 것을 확인할 수 있다.
비교예인 시험번호 7-1은 탄소, 실리콘, 타이타늄 및 망간 함량이 본 발명 범위를 초과한 경우로 강도는 충분히 확보되고, 미세조직도 매우 미세해지는 효과가 있었으나, 일반 마르텐사이트의 부피 분율을 충분히 확보하기 어려웠으며, 높아진 강도로 인해 저온인성이 열위해져 DBTT도 증가하는 결과가 나타났다.
비교예인 시험번호 8-1은 탄소, 실리콘, 및 나이오븀은 초과, 망간 및 타이타늄은 미달, 알루미늄은 미포함하고 있는 경우로 고강도를 확보하기 어려웠으며 저온인성을 향상시키기 위한 알루미늄의 부재로 DBTT도 기준보다 높았다.
비교예인 9-1은 망간 및 타이타늄 함량이 본 발명에서 제시한 범위를 초과한 경우로 충분한 강도와 미세한 조직은 확보할 수 있었으나, 일반 마르텐사이트의 부피 분율을 충분히 확보하기 어려웠으며 DBTT도 기준보다 높았다.
도 2는 발명강 5에 대하여 이상역 열처리 조건을 달리하여 제조된 시험번호 5-1 내지 5-4에 대한 샤르피 충격 시험 결과를 나타낸 그래프이다. 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하더라도 이상역 열처리 조건이 본 발명에서 제시한 범위를 벗어나는 경우 DBTT가 열위한 것을 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 (11)

  1. 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 부피분율로 마르텐사이트 40~60% 및 템퍼드 마르텐사이트 40~60%를 포함하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 고망간강은 W: 0.5% 이하(0%는 제외)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 평균 입도가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 고망간강은 항복강도가 550MPa 이상이고, 인장강도가 650 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 고망간강은 DBTT(Ductile-Brittle Transition Temperature)가 -60℃ 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 고망간강은 연신율이 12% 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강.
  7. 중량%로, 망간(Mn): 4.3~5.7%, 탄소(C): 0.015~0.055%, 실리콘(Si): 0.015~0.05%, 알루미늄(Al): 0.6~1.7%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.015~0.055%, 보론(B): 0.001~0.005%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열한 후 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ar3~200℃ 온도구간에서의 냉각속도가 3℃/sec 이상이 되도록 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 [(Ac1+Ac3)/2 + 30℃] ~ [(Ac1+Ac3)/2 - 30℃]의 온도범위로 가열한 후 냉각하는 이상역 열처리 단계;를 포함하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는 W: 0.5% 이하(0%는 제외)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 열연강판을 얻는 단계는 슬라브를 1050~1200℃의 온도범위로 가열한 후 마무리 압연온도가 700~950℃가 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 이상역 열처리 단계에서의 냉각은 3℃/sec 이상의 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 이상역 열처리 단계에서의 가열 후 유지시간은 (1.3t+10)분 내지 (1.3t+50)분인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고강도 고망간강의 제조방법.
    (단, 상기 t는 열연강판의 두께를 mm단위로 측정한 값이다.)
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