WO2019059660A1 - 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2019059660A1
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ductility
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rolling
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최점용
박미남
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high strength and high ductility steel sheet suitable for structural members such as automobiles and railroad cars, and more particularly to a steel sheet which minimizes alloying elements such as Ni and which has a strength and ductility To a low alloy steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • Transformational texture steel is represented by DP (Dual Phase) steel, TRIP (TRANSformation Induced Plasticity) steel, CP (Complex Phase) steel, etc. These transformed structure steels have mechanical properties, That is, the tensile strength and the elongation level are different.
  • TRIP steel which is one of the transformed structure steel, can control both the cooling rate and the cooling termination temperature during the cooling process after forming the austenite during the annealing process, thereby partially improving the strength and ductility by partially retaining the austenite at the room temperature.
  • the metastable retained austenite is transformed into martensite by deformation, thereby increasing elongation by delaying local stress concentration relaxation and necking with increasing strength. Therefore, it is important that TRIP steels retain austenite more than a certain fraction at room temperature.
  • austenite stabilizing element should be added together with a large amount of Mn to maintain a certain percentage of retained austenite at room temperature.
  • TWIP winning Induced Plasticity
  • PCT Published Patent Application No. 2012/077150 is a high Mn-containing TWIP steel having excellent mechanical properties and moldability, cold-rolled steel is subjected to cold-rolling annealing for recrystallization.
  • alloying elements such as C, Al and Si are additionally added to stabilize the austenite phase or to control the stacking defect energy (SFE).
  • the TRIP steel and the TWIP steel to which a large amount of the alloy component is added are solidified into austenite single phase at the time of manufacture, and the hot workability is weakened, and a defect caused by inclusions such as Al easily occurs in hot rolling.
  • manufacturing technology such as casting and rolling process is very difficult due to a problem, and a manufacturing cost is high due to a large increase of alloy cost.
  • the increase in the strength of the automotive steel sheet necessarily causes an increase in the yield strength and a decrease in the elongation percentage, which results in a significant decrease in moldability.
  • a hot press forming or hot forming forming method has been commercialized.
  • U.S. Patent No. 6,296,805 discloses an aluminum steel plate or an aluminum alloy plated steel sheet for suppressing an oxide film formed on the surface of a steel sheet during a heating process of a hot press forming process. Further, a technique of using a galvanized steel sheet or a zinc alloy plated steel sheet at a site where a sacrificial pattern characteristic is required, such as a wet portion of an automobile body, has been proposed.
  • An object of the present invention is to provide a low alloy steel sheet having a high strength and high ductility by minimizing the addition of alloying elements and realizing a TRIP shape.
  • the present invention also provides a low alloy steel sheet having high strength and high ductility by implementing an annealing technique including a plurality of microstructures by controlling a heat treatment process.
  • the low alloy steel sheet excellent in strength and ductility may contain, by weight%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.7 to 2.5%, Mn: 8 to 9.9%, Cr: 13 to 15.0% : More than 0 and not more than 1.0%, N: 0.1 to 0.2%, Al: more than 0 and not more than 0.25%, Sn: more than 0 and not more than 0.05%, and the remainder contains Fe and other unavoidable impurities. 20% or less, and the remainder includes the austenite phase.
  • Ni may be further contained in an amount of 0.2% or less by weight.
  • it may further include Mo: less than 0.2% by weight.
  • the steel sheet may have an elongation of 30% or more.
  • the steel sheet may have a tensile strength of 1250 MPa or more.
  • the steel sheet may have a yield strength of 520 MPa or more.
  • a method of manufacturing a low alloy steel sheet excellent in strength and ductility is characterized by comprising, by weight, 0.05 to 0.15% of C, 0.7 to 2.5% of Si, 8 to 9.9% of Mn, 13 to 15.0 of Cr %, More than 0% of Cu, not more than 1.0% of N, 0.1 to 0.2% of Al, more than 0 and not more than 0.25% of Sn, more than 0 and not more than 0.05% of Ni and not more than 0.2% of Sn, Hot rolling the slab, hot-annealing the hot-rolled steel sheet, cold-rolling the hot-rolled steel sheet, and cold-annealing the cold-rolled steel sheet at 750 to 900 ° C. .
  • a martensite phase may be contained in a microstructure at a volume fraction of 20% or less in the cold rolling and annealing step, and the remainder may include an austenite phase.
  • the cold rolling annealing may be performed by performing heat treatment at 750 to 900 ° C for 5 minutes, followed by air cooling.
  • the hot-rolling is reheated to a temperature range of 1100 to 1200 ° C, hot-rolled, and hot-rolled and annealed in a temperature range of 900 to 1100 ° C, and the cold- You can proceed with the rate.
  • the low alloy steel sheet having excellent strength and ductility according to the embodiment of the present invention can have a tensile strength of 1250 MPa or more, an elongation of 30% or more, and a yield strength of 520 MPa or more by realizing TRIP or TWIP development. Accordingly, various types of molded articles can be manufactured and used as automobile parts or other structural materials.
  • FIG. 1 is a photograph showing a microstructure of a low alloy steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph showing the microstructure of a low alloy steel sheet according to a comparative example.
  • FIG. 3 is a graph showing changes in mechanical properties according to a cold-annealing temperature in a method of manufacturing a low-alloy steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a photograph of the microstructure of an inventive steel according to an embodiment of the present invention obtained by cold-annealing at 750 ° C., by EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
  • FIG. 5 is a photograph of the microstructure of an inventive steel according to an embodiment of the present invention taken at 800.degree. C. at 800.degree. C. by Electron Backscatter Diffraction (EBSD).
  • EBSD Electron Backscatter Diffraction
  • FIG. 6 is a photograph of a microstructure obtained by cold rolling annealing at 900.degree. C. of an inventive steel according to an embodiment of the present invention by EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction
  • FIG. 1 is a view illustrating a state in which a plating layer is formed on a base material of a home appliance including a hair line according to an embodiment of the present invention, a hair line is processed, and a coating layer is formed.
  • a copper (Cu) plating layer 110 is formed on an upper surface of a base material 100 of a home appliance 1 according to an embodiment disclosed.
  • a nickel (Ni) plating layer 120 is formed on the copper plating layer 110.
  • a chromium (Cr) plating layer 130 is formed on the nickel plating layer 120.
  • Al aluminum
  • On the upper surface of the chromium plated layer 130 unevenness 130a for forming a pattern in the transverse direction is formed.
  • the irregularities 130a may be formed by hairline processing.
  • the horizontal direction means the horizontal direction. More specifically, the lateral direction means that the hair line is formed horizontally with the short side of the base material 100. [ Formation of the hair line will be described later.
  • the coating layer 140 may be formed on the upper surface of the chromium plating layer 130.
  • the coating layer 140 may be formed using one of acrylic, fluorine, and silane coating materials.
  • the copper plating layer 110, the nickel plating layer 120, and the chromium plating layer 130 may be sequentially formed from the base material 100.
  • the upper surface of the chromium plating layer 130 is provided with projections and depressions 130a and the coating layer 140 may be disposed on the upper surface of the chromium plating layer 130.
  • the thickness of aluminum as the base material 100 may be 10 to 30 mm.
  • the base material 100 may be manufactured using an extrusion technique.
  • the thickness of the copper plating layer 110 may be 5 to 30 ⁇ ⁇ .
  • the thickness of the nickel plating layer 120 may be 5 to 30 ⁇ ⁇ .
  • the thickness of the chromium plated layer 130 may be 0.15 to 0.5 mu m. This means the thickness of the chrome plated layer after hairline processing, which means the maximum thickness of the chrome plated layer.
  • the thickness of the chromium plating layer before the hairline processing may be 0.3 to 0.8 mu m. This will be described in more detail in the following Examples.
  • FIG. 2 is a view illustrating a process of manufacturing a home appliance according to an embodiment of the present invention.
  • At least one plating layer 110, 120, or 130 is formed on the base material 100, and the upper surface of the plating layer 110, 120, And a coating layer 140 is formed on the hair line 130a.
  • the coating layer may be coated using a silane-based, fluorine-based, or acrylic-based coating material. According to the disclosed embodiment, the silane-based cycloalkoxyalkylsilane can be coated.
  • Plating is performed on the upper surface of the base material 100 in the order of the copper plating layer 110, the nickel plating layer 120, and the chromium plating layer 130. Thereafter, hair lines are formed on the upper surface of the chromium plated layer 130 to form irregularities 130a. Thereafter, the coating is performed to coat the upper surface of the unevenness 130a to form the coating layer 140.
  • FIG. 3 is a view showing a state in which an axis of a hairline processing wheel for processing a hair line on a base material is tilted according to an embodiment disclosed.
  • the hairline processing of the disclosed embodiment proceeds using the hairline processing wheel 2.
  • the polishing brush 3 for machining the hair line of the hairline processing wheel 2 is a polishing brush 3 made of high purity alumina (Al 2 O 3 ( purity : 90% or more)) bonded to the inspection surface of Nylon 6.6 or polyester through an adhesive (3) is used.
  • the hair line processing wheel 2 processes the hair line in a state of being tilted at a predetermined angle.
  • the rotary shaft 4 of the hairline processing wheel 2 is installed to be tilted at a predetermined angle with respect to the short side of the base material 100.
  • the polishing brush 3 of the hairline processing wheel 2 is also tilted at a predetermined angle.
  • the polishing brush 3 of the hairline processing wheel 2 can be tilted 4 to 10 degrees with respect to the horizontal plane. That is, the angle? Shown in FIG. 3 may be 4 to 10 degrees.
  • the generation of the hairline in the transverse direction causes centrifugal force to act on the base material 100 because the hairline is processed while the base material moves.
  • a low alloy steel sheet excellent in strength and ductility comprises 0.05 to 0.15% of C, 0.7 to 2.5% of Si, 8 to 9.9% of Mn, 13 to 15% of Cr, Cu: more than 0 to 1.0%, N: 0.1 to 0.2%, Al: more than 0 to 0.25%, Sn: more than 0 to 0.25%, and the balance of Fe and other unavoidable impurities.
  • the low alloy steel sheet having excellent strength and ductility according to an embodiment of the present invention may further contain Ni of 0.2% or less by weight.
  • the low alloy steel sheet having excellent strength and ductility according to an embodiment of the present invention may further contain less than 0.2% Mo by weight.
  • the content of C is 0.05% to 0.15% or less.
  • C is an austenite forming element and is an effective element for increasing the strength of a material by solid solution strengthening. Although it is advantageous to add a large amount of C in order to secure the yield strength, the corrosion resistance is lowered when it is added in excess, and the upper limit is limited to 0.15% or less. On the other hand, in the case of lower limit, the lower limit is limited to 0.05% in order to take the load of decarburization during smelting and to obtain the effect of increasing the strength by the minimum C. It is preferable to add C in the range of 0.05 to 0.15% in order to stably manufacture and secure the strength by C.
  • the content of Si is not less than 0.7% and not more than 2.5%.
  • Si is partially added because it acts as a deoxidizing effect and a ferrite stabilizing element. However, if it is added in excess, the mechanical properties related to the corrosion resistance and the impact toughness are lowered.
  • the upper limit is limited to 2.5%.
  • the lower limit is limited to 0.7% in order to control the stability of the austenite phase by Si addition, control of fired organic martensite formation, and ease of production.
  • the content of Mn is 8% or more and 9.9% or less.
  • Mn is an austenite-forming element, and is a major element constituting the austenite phase in the Cr-added steel.
  • the same effect as Ni is utilized as a substitute for Ni.
  • Mn is contained in a large amount at the time of production, oxide-based inclusions cause defects in production or deterioration in corrosion resistance.
  • An additional technique for reducing the employment oxygen of the special refining or the like is required for the inclusion reduction, and the manufacturing cost is increased. Therefore, the upper limit is limited to 9.5%.
  • the minimum amount for Ni addition and the minimum amount for securing the austenite single phase or some ferrite or martensite structure is about 8%. Therefore, the range of Mn is preferably limited to 8 to 9.9%.
  • the content of Cr is 13.0% or more and 15.0% or less.
  • Cr is a representative ferrite-forming element and is an element that increases corrosion resistance. In particular, it is an element that greatly affects N employment.
  • the trace elements particularly S and P which are intergranular segregated elements
  • the upper limit of Cr is limited to 15.0% or less.
  • the content of Cr is too low, it will solidify at the austenite phase during solidification at a high temperature, and control a trace amount of P and S which are intergranular segregation factors. In case of insufficient control, Occurs.
  • at least 13.0% is required to have minimum corrosion resistance and superior corrosion resistance over carbon steel. Therefore, Cr is preferably limited to 13.0 to 15.0% in order to solidify the primer into ferrite within the range of the desired alloying element and to maintain the corrosion resistance of the minimum stainless steel level.
  • the content of Cu is more than 0 and not more than 1.0%.
  • Cu is an austenite-forming element similar to Mn and Ni. As an element to be added in place of Ni, when it is added in excess, it is precipitated as metal Cu in excess of solubility and causes grain boundary embrittlement upon heating. Therefore, the maximum amount that can control the stability of austenite without exceeding the solubility is 1.0%. Therefore, Cu is preferably limited to more than 0 and 1.0%.
  • the content of N is 0.1% or more and 0.2% or less.
  • N is a representative austenite forming element along with Ni, and it is an element which improves the corrosion resistance of the material together with Cr and Mo.
  • the effect of N addition is shown, and the minimum amount that improves the strength of the material with interstitial elements along with C is 0.1%.
  • Most of the pressure is applied to increase the solubility of N in order to employ a large amount of N in the material.
  • Cr and Mn which are representative elements for increasing the solubility of N, are present in a large amount, the amount that can maximally employ N without applying atmospheric pressure is 0.2%. Therefore, it is preferable that the appropriate amount of N is limited within the range of 0.1 to 0.2%.
  • the content of Al is 0% or more and 0.25% or less.
  • Al is a ferrite-forming element in Cr-added stainless steels. It is a useful element for deoxidation in steelmaking and simultaneously increases the energy of lamination defects of austenite phase to form fired organic martensite or mechanical twinning. It is known that it improves the delayed fracture resistance, which is a crack which is caused by cracking. If the content exceeds 0.25%, large-sized Al inclusions are generated and cause surface defects. Further, when it is added excessively, it contains a large amount of ferrite phase at a high temperature and causes cracking in hot rolling. Therefore, the content of Al is limited to a range of 0% to 0.25%. According to one embodiment of the present invention, Al can be contained at 0.13% or less.
  • the content of Sn is 0% or more and 0.05% or less.
  • Sn is known as an element improving the corrosion resistance of the material and improving the pickling property by controlling the thickness of the annealing scale at annealing. That is, when a large amount of Si is added, the effect of suppressing the formation of SiO 2 oxide on the scale surface layer generated in the cold rolling or hot-rolling annealing process can be increased, and the efficiency of the cold rolling annealing process can be increased.
  • excessive addition of Sn causes a decrease in hot workability and a decrease in the top of the production process, so that the upper limit is limited to 0.05%.
  • the corrosion resistance when Sn is added, Sn is added to the surface of the passivation layer of the stainless steel to increase the resistance of the coating. Therefore, the content of Sn is limited to a range of 0.05% or less.
  • the steel sheet may further contain Ni in an amount of 0.2% or less by weight.
  • Ni is an austenite-forming element and plays the same role as Mn. Most of Ni is replaced with Mn, and some of them are present as impurities by scrap or the like. The residual amount is limited to 0.2% or less.
  • the steel sheet may further contain less than 0.2% by weight of Mo
  • Mo is an expensive element that increases the corrosion resistance and forms ferrite. In the absence of addition, the amount is limited to 0.2% or less.
  • the steel sheet according to the present invention satisfying the above alloy element composition range has a microstructure in which the martensite phase has a volume fraction of 20% or less and the remainder contains the austenite phase.
  • the low alloy steel sheet according to the present invention can be produced through a process such as reheating, hot rolling, hot rolling, cold rolling, cold annealing and pickling of slabs according to a conventional production method.
  • the cold-rolling annealing according to an embodiment of the present invention can be performed at a temperature of 750 to 900 ° C.
  • the low alloy steel sheet excellent in strength and ductility according to the present invention can be used for general products for molding, for example, and can be used as a strip, a bar, a plate, a sheet, a pipe, ), Or a tube (tube).
  • Specimens of steels corresponding to the composition range of the composition according to the present invention were prepared, and the elongation, yield strength and tensile strength of the material were measured after hot rolling, hot rolling annealing, cold rolling and cold annealing.
  • Table 1 below shows the alloy composition (wt%) for the experimental steel types.
  • the hot rolled steel sheets were hot rolled at ordinary rolling temperature, and cold rolled and cold rolled annealed at various temperatures to evaluate the microstructure and related strength and elongation.
  • Table 2 shows the yield strength, tensile strength and elongation obtained after annealing the inventive steel at respective cold rolling annealing temperatures for about 5 minutes.
  • Table 3 shows the yield strength, tensile strength and elongation obtained after heat treatment of the comparative steels at respective cold rolling annealing temperatures for about 5 minutes.
  • Annealing temperature Yield strength (Mpa) Tensile Strength (Mpa) Elongation (%) 700 795 1203 26.3 750 784 1214 39.6 800 691 1136 41.9 850 689 1112 46.1 900 515 962 52.2 950 495 1013 54.6 1000 471 1014 55.8 1100 414 944 59.2
  • FIG. 3 is a graph showing changes in mechanical properties according to a cold-annealing temperature in a method of manufacturing a low-alloy steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the yield strength increases and the tensile sensitivity decreases as the cold-rolled annealing temperature decreases.
  • a decrease in the annealing temperature may adversely affect the workability.
  • Fig. 3 shows that the yield strength increases and the tensile sensitivity decreases as the cold-rolled annealing temperature decreases.
  • a decrease in the annealing temperature may adversely affect the workability.
  • the comparative steel has a yield strength of 520 MPa or higher at a temperature of 750 to 900 ° C., but it can be confirmed that the desired mechanical properties can not be secured because the tensile strength is 1250 MPa or less.
  • FIG. 4 is a photograph of a microstructure obtained by cold rolling and annealing at 750 ° C. of an inventive steel according to an embodiment of the present invention by EBSD (Electron Backscatter Diffraction)
  • FIG. 6 is a photograph of a microstructure obtained by cold-rolling annealing at 800 ° C. by EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
  • FIG. 6 is a photograph of EBSD (Electron Backscatter Diffraction). 4 to 6, the grain size and composition of austenite according to the cold-rolling annealing temperature can be confirmed.
  • the cold-rolling annealing temperature shown in Fig. 6 is 900 ° C, it can be confirmed that the crystal grains are composed of coarse austenite and a small amount of martensite. Accordingly, when the cold-rolling annealing temperature exceeds 900 ° C, it is confirmed that the yield strength is lowered.
  • the inventive steel according to one embodiment of the present application can have a yield strength of 520 MPa, a tensile strength of 1250 MPa, and an elongation of 30% or more within the range of the cold annealing temperature of 750 to 900 ⁇ .

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Abstract

본 발명은 합금원소의 첨가를 최소화하고 고강도, 고항복강도 및 고연성을 가지는 저합금 강판 및 저합금 강판의 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은, 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15.0%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.05% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며, 나머지는 오스테나이트상을 포함한다.

Description

강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법
　본 발명은 자동차, 철도 등의 구조 부재에 적합한 고강도, 고연성 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Ni 등의 합금원소를 최소화하고 Cr, Mn을 주성분으로 하여 미세조직을 제어한 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 차체의 경량화를 위하여 지속적으로 고강도, 고연성 강판이 사용되어 왔으며, 최근에는 기존의 석출강화 또는 고용강화강 대비 가공성이 우수한 변태조직강이 개발되어 사용되고 있다. 변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(TRansformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 대표되며, 이들 변태조직강은 각각 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질, 즉 인장강도 및 연신율 수준이 달라지게 된다.
변태조직강 중 하나인 TRIP강은 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 이후 냉각과정에서 냉각속도와 냉각종료온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류 시킴으로써 강도와 연성을 동시에 향상시킬 수 있다. 준안정 잔류 오스테나이트는 변형에 의하여 마르텐사이트로 변태되어 강도증가와 함께 국부적인 응력집중 완화 및 네킹(necking)을 지연함으로써 연신율을 증가시킨다. 그러므로, TRIP강은 오스테나이트를 상온에서 일정 분율 이상 유지하는 것이 중요하며, 이를 위해 다량의 Mn과 함께 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여 상온 잔류 오스테나이트를 일정 분율 이상 유지해야 한다.
한편, 상기 변태조직강 외에 강 중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 오스테나이트 단상을 구성하는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 있는데, 상기 TWIP강의 경우에는 인장강도와 연신율이 우수한 재질 특성을 나타낸다. 그러나, 일반적으로 TWIP강을 제조하기 위해서, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량% 이상, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 20중량% 이상이 되지 않으면 모상 중에 쌍정(twinning) 현상을 일으키는 오스테나이트가 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP 구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT 구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다.
PCT 공개특허공보 2012/077150은 우수한 기계적 특성 및 성형성을 가지는 고 Mn 함유 TWIP강으로, 냉간압연된 강을 냉연소둔하여 재결정 열처리시킨다. 상기 특허문헌은 오스테나이트 상의 안정화 또는 적층 결함 에너지(SFE)의 제어를 위해 C, Al, Si 등의 합금 원소가 추가적으로 첨가된다.
이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TRIP강 및 TWIP강은 제조 시 오스테나이트 단상으로 응고되어 열간가공성이 열위하고, 열간압연 시 Al 등의 개재물에 의한 결함이 쉽게 발생하는 등의 합금성분으로부터 기인하는 문제점 때문에 주조, 압연 공정 등의 제조기술이 매우 어려울 뿐만 아니라 합금 원가의 큰 상승으로 제조비용이 높은 단점이 있다.
또한, 자동차 강판의 고강도화는 필연적으로 항복 강도의 상승과 연신율의 감소를 일으키며 이에 따라 성형성이 현저하게 저하되는 문제점이 있다. 이러한 문제점을 해결하고, 인장강도 1470MPa급 이상의 고강도 자동차 부품을 제조하는 방법으로, 열간 프레스 성형 또는 열간 성형(hot forming)이라고 불리는 성형법이 상용화되었다.
미국 특허등록공보 제6296805호에는 열간 프레스 성형 공정의 가열 과정에서 강판 표면에 생성되는 산화 피막 억제를 위한 알루미늄 강판 또는 알루미늄 합금 도금 강판이 제안되었다. 또한, 자동차 차체의 웨트(wet) 부위와 같이 희생방식 특성이 요구되는 부위에는 아연강판 또는 아연 합금 도금 강판을 사용하는 기술이 제안되었다.
그러나, 상술한 바와 같은 열간 프레스로 성형품을 가공하는 경우, 성형품의 균열 발생 및 전파에 대한 민감도가 증가되어 굽힘성이 저하되는 문제점이 생긴다. 또한, 다양한 방법으로 재가열 시 발생하는 스케일에 의한 결함을 제거하고 있으나, 공정이 복잡하고 공정에 부대설비가 필요하여 경제적인 부분에서 문제가 있다. 또한 고온 성형 후 냉각 시 발생하는 상변태 및 위치 별 냉각속도 차이에 의해 최종 제품의 변형이 유발되는 단점이 있다.
본 발명은 합금원소의 첨가를 최소화하여 TRIP 형상을 구현하여 고강도, 및 고연성을 가지는 저합금 강판을 제공하고자 한다.
또한 본 발명은 열처리 공정 조절에 의해 복수의 미세 조직을 포함하는 소둔 기술을 구현하여 고강도 및 고연성을 가지는 저합금 강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15.0%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.05% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며, 나머지는 오스테나이트상을 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 중량%로 Ni: 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 중량%로 Mo: 0.2% 미만을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강판은 연신율이 30% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강판은 인장강도가 1250MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강판은 항복강도가 520MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15.0%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.05% 이하, Ni: 0.2% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계, 상기 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열간압연이 진행된 강판을 열연 소둔하는 단계, 열연강판을 냉간 압연하는 단계, 상기 냉간 압연이 진행된 강판을 750 내지 900℃에서 냉연 소둔하는 단계를 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉연 소둔 단계에서 미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며, 나머지는 오스테나이트상을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉연 소둔은 750 내지 900℃에서 5분동안 열처리를 한 후 공냉을 진행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열간압연은 1100 내지 1200℃의 온도 범위로 재가열하여 열간압연하고, 900 내지 1100℃의 온도 범위에서 열연 소둔하고, 상기 냉간 압연은 70% 이하의 압하율로 진행할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은 TRIP 또는 TWIP 현상을 구현함으로써 1250MPa 이상의 인장강도와 30% 이상의 연신율과 520MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다. 이에 따라 다양한 형태의 성형품을 제조할 수 있으며, 자동차 부품 또는 타구조재로 사용이 가능하다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 저합금 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 2는 비교예에 따른 저합금 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 저합금 강판의 제조방법에서 냉연 소둔 온도에 따른 기계적 특성의 변화를 도시한 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 750℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 800℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 900℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
도 1은 개시된 일 실시예에 따른 헤어라인을 포함하는 가전기기의 모재에 도금층이 형성되고 헤어라인이 가공되고 코팅층이 형성된 상태를 도시한 도면이다.
도 1에 도시된 바와 같이, 개시된 일 실시예에 따른 가전기기(1)의 모재(100)의 상면에는 구리(Cu) 도금층(110)이 형성된다. 또한 구리 도금층(110) 상에는 니켈(Ni) 도금층(120)이 형성된다. 니켈 도금층(120) 상에는 크롬(Cr) 도금층(130)이 형성된다. 모재(100)로는 알루미늄(Al)이 사용될 수 있다. 크롬 도금층(130)의 상면에는 횡방향으로 패턴을 형성하는 요철(130a)이 형성된다. 요철(130a)은 헤어라인 가공으로 형성될 수 있다. 여기서, 횡방향은 가로 방향을 의미한다. 보다 구체적으로, 횡방향은 모재(100)의 단변과 수평하게 헤어라인이 형성되는 것을 의미한다. 헤어라인의 형성에 대해서는 후술한다. 크롬 도금층(130)의 상면에는 코팅층(140)이 형성될 수 있다. 코팅층(140)은 아크릴계, 불소계, 실란계 도료 중 하나를 이용하여 형성될 수 있다.
즉, 모재(100)로부터 순서대로 구리 도금층(110), 니켈 도금층(120), 크롬 도금층(130)이 형성될 수 있다. 크롬 도금층(130)의 상면에는 요철(130a)이 형성되며, 크롬 도금층(130)의 상면에 코팅층(140)이 배치될 수 있다.
모재(100)인 알루미늄의 두께는 10 내지 30mm일 수 있다. 모재(100)는 압출 기법을 이용하여 제조될 수 있다. 구리 도금층(110)의 두께는 5 내지 30㎛일 수 있다. 니켈 도금층(120)의 두께는 5 내지 30㎛일 수 있다. 크롬 도금층(130)의 두께는 0.15 내지 0.5㎛일 수 있다. 이는 헤어라인 가공된 이후의 크롬 도금층의 두께를 의미하며, 크롬 도금층의 최대 두께를 의미한다. 헤어라인 가공 전의 크롬 도금층의 두께는 0.3 내지 0.8㎛일 수 있다. 이에 대해서는 후술할 실시예에서 보다 구체적으로 설명한다.
도 2는 개시된 일 실시예에 따른 가전기기의 제조과정을 도시한 도면이다.
도 2에 도시된 바와 같이, 가전기기(1)는 모재(100) 상에 적어도 하나의 도금층(110, 120, 130)을 형성하고, 도금층(110, 120, 130)의 상면에 횡방향의 요철인 헤어라인(130a)을 가공하고, 헤어라인(130a) 상에 코팅층(140)을 형성하여 형성된다. 코팅층은 실란계, 불소계, 아크릴계 도료를 사용하여 코팅될 수 있다. 개시된 실시예에 따르면 실란계인 사이클로 알콕시 알킬 실란을 이용하여 코팅될 수 있다. 사이클로 알콕시 알킬 실란은 (R1O)3-(CH)n-COONH-(CH2)2-COO-CR2-CH2이며, 여기서 n은 2 내지 12이며, R1은 알콕시(alkoxy)기, 싸이클로알콕시(cycloalchoxy)기, 알킬(alkyl)기 중 적어도 하나를 포함하며, R2는 하이드로젠(hydrogen)기(-H), 메틸(methyl)기(-CH4), 비닐(vinyl)기(-CH=CH2) 중 적어도 하나를 포함한다.
모재(100)의 상면에 구리 도금층(110), 니켈 도금층(120), 크롬 도금층(130)의 순서로 도금을 진행한다. 이후 크롬 도금층(130)의 상면에 헤어라인을 가공하여 요철(130a)을 형성한다. 이후, 코팅을 진행하여 요철(130a)의 상면에 코팅이 되어 코팅층(140)이 형성되도록 한다.
이하, 개시된 실시예의 헤어라인 가공에 대해 설명한다.
도 3은 개시된 일 실시예에 따라 모재에 헤어라인을 가공하는 헤어라인 가공 휠의 축이 틸팅된 상태를 도시한 도면이다.
개시된 일 실시예의 헤어라인 가공은 헤어라인 가공 휠(2)을 이용하여 진행된다. 헤어라인 가공 휠(2)의 헤어라인을 가공하기 위한 연마 브러쉬(3)는 고순도 알루미나(Al2O3: 순도 90%이상)를 Nylon6.6 또는 polyester의 실사표면에 접착제를 통해 접착시킨 연마 브러쉬(3)를 사용한다.
개시된 실시예에 따른 헤어라인 가공 휠(2)은 소정 각도로 틸팅된 상태에서 헤어라인을 가공한다. 헤어라인 가공 휠(2)의 회전축(4)은 모재(100)의 단변에 대해 소정각도로 틸팅되도록 설치된다. 이에 따라 헤어라인 가공 휠(2)의 연마 브러쉬(3) 또한 소정 각도로 틸팅된다. 헤어라인 가공 휠(2)의 연마 브러시(3)는 수평면에 대해 4 에서 10°틸팅될 수 있다. 즉, 도 3에 기재된 θ가 4 내지 10°일 수 있다. 개시된 실시예와 같이 횡방향의 헤어라인 생성은 모재가 이동함과 동시에 헤어라인의 가공이 진행되기 때문에 모재(100)에 원심력이 작용한다. 이에 따라, 모재(100)에 대해 헤어라인 가공 휠(2)의 원심력이 작용하여 횡방향의 헤어라인을 형성하는 것이 어려웠다. 종래에는 헤어라인 가공 휠의 틸팅 없이 헤어라인을 가공하였으며, 이에 따라 헤어라인이 사선 방향으로이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은, 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15%, Cu: 0 초과 1.0%, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.25% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은 중량%로 Ni: 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은 중량%로 Mo: 0.2% 미만을 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 하기 성분에 대한 %는 중량%를 의미한다.
C의 함량은 0.05% 내지 0.15% 이하이다.
C는 오스테나이트 형성 원소로 고용강화에 의한 재료 강도 증가에 유효한 원소이다. 항복강도 확보를 위하여 C를 다량 첨가하는 것이 유리하지만, 과다 첨가 시 내식성의 저하를 초래하여 그 상한을 0.15% 이하로 제한한다. 반면, 하한의 경우 제련 시 탈탄의 부하를 고려하고 최소한의 C에 의한 강도 증가 효과를 얻기 위하여 그 하한을 0.05%로 제한한다. 안정적인 제조와 C에 의한 강도 확보를 위하여 C를 0.05 내지 0.15%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
Si의 함량은 0.7% 이상 2.5% 이하이다.
Si는 탈산 효과 및 페라이트 안정화 원소로 작용하므로 일부 첨가한다. 하지만, 과다 첨가할 경우 내식성이나 충격인성과 관련된 기계적 특성을 저하시키므로 그 범위를 제한할 필요가 있다. Si를 다량으로 첨가 시, 페라이트 형성원소로서 페라이트 분율을 증가시켜 열간압연 시 표면 균열을 초래하며, 제조 시 부하를 초래하므로 그 상한을 2.5%로 제한한다. 한편, Si 첨가에 의한 오스테나이트 상의 안정성 제어, 소성 유기 마르텐사이트 형성 제어 및 제조의 용이성을 부여하기 위하여 그 하한을 0.7%로 제한한다. Si 첨가에 의한 상분율 제어, 오스테나이트 상의 변형 시 변형기구 제어를 위하여 그 범위를 Si를 0.7 내지 2.5%로 제한함이 바람직하다.
Mn의 함량은 8% 이상 9.9% 이하이다.
Mn은 오스테나이트 형성원소로, Cr 첨가강에서 오스테나이트 상을 구성하는 주요한 원소이다. 특히, Ni와 같은 효과로 Ni 대체 원소로 활용한다. 제조 시 Mn을 다량으로 함유하는 경우, 산화물계 개재물로 인하여, 제조 시 결함 또는 내식성의 저하를 초래한다. 개재물 저감을 위하여 특수 정련 등의 고용 산소를 감소시키는 추가적인 기술이 필요하므로, 제조 원가가 상승한다. 따라서 그 상한을 9.5%로 제한한다. Ni 첨가를 극저로 하고, 오스테나이트 단상 또는 일부 페라이트 또는 마르텐사이트의 조직을 확보하기 위한 최소한의 양은 8% 정도이다. 따라서 Mn의 범위는 8 내지 9.9%로 제한함이 바람직하다.
Cr의 함량은 13.0% 이상 15.0% 이하이다.
Cr은 대표적인 페라이트 형성원소이며, 내식성 증가시키는 원소이다. 특히 N 고용도에 큰 영향을 주는 원소이다. 열간압연 시 표면 균열을 최소화하기 위하여 미량원소, 특히 입계 편석원소인 S, P 등을 극저 제어하지 않도록 응고 시 초정을 페라이트로 제어함이 바람직하다. 또한, 일정한 페라이트 양이 일정량을 초과하는 경우, 고온에서 페라이트와 오스테나이트의 2상으로 존재하여 도리어 열간 가공성 저하를 초래하여 열간압연 시 다량의 균열 발생을 초래한다. 또한 일부는 최종제품 제조 시 필요 이상의 페라이트 상이 존재하게 되어 기계적 성질의 악화를 초래한다. 따라서 Cr의 상한은 15.0% 이하로 제한한다. 반면, Cr의 함량이 너무 낮은 경우, 고온에서 응고 시 오스테나이트 초정으로 응고하여, 입계 편석원소인 P, S를 미량을 제어하여야 하는 문제가 발생하고, 제어가 부족한 경우 제조 시 다량의 표면 균열이 발생한다. 또한, 최소한의 내식성 및 탄소강보다 우위의 내식성을 갖기 위하여 최소한 13.0% 이상이 필요하다. 따라서 Cr은 원하는 합금원소 범위 내에서 초정이 페라이트로 응고하고, 최소한의 스테인리스 수준의 내식성을 유지하기 위해서 13.0 내지 15.0%로 제한함이 바람직하다.
Cu의 함량은 0 초과 1.0% 이하이다.
Cu는 Mn, Ni과 유사한 오스테나이트 형성원소이다. Ni를 대신하여 첨가하는 원소로, 과다하게 첨가하는 경우, 고용도를 초과하여 금속 Cu로 석출되어 가열 시 입계 취화를 초래한다. 따라서 고용도를 초과하지 않고 오스테나이트의 안정도를 제어할 수 있는 최대한의 양은 1.0%이다. 따라서 Cu는 0 초과 1.0%로 제한함이 바람직하다.
N의 함량은 0.1% 이상 0.2% 이하이다.
N는 Ni와 더불어 대표적인 오스테나이트 형성원소이며 Cr, Mo와 더불어 소재의 내식성을 향상시키는 원소이다. N 첨가에 의한 효과가 나타나고, C와 더불어 침입형 원소로 소재의 강도를 향상시키는 최소한의 양은 0.1%이다. 다량의 N을 소재에 고용시키기 위하여 대부분 압력을 가하여 N의 용해도를 향상시킨다. N의 고용도를 증가시키는 대표적인 원소인 Cr, Mn이 다량으로 존재하여도 대기 중 압력을 가하지 않고 N을 최대한 고용시킬 수 있는 양은 0.2%이다. 따라서 N의 적절한 첨가량은 0.1 내지 0.2% 범위로 제한함이 바람직하다.
Al의 함량은 0% 이상 0.25% 이하이다.
Al은 Cr 첨가된 스테인리스강에서 페라이트 형성원소이며, 제강 조업 시 탈산을 위해 유용한 원소임과 동시에 오스테나이트 상의 적층 결함에너지를 증가시켜 변형 시 소성 유기 마르텐사이트나, 기계적 쌍정을 형성시키며, 성형 후 발생하는 균열인 지연파괴 저항성을 향상시킨다고 알려져 있다. 그 함유량이 0.25%를 초과하면, 대형의 Al계 개재물이 생성되어 표면 결함의 원인이 된다. 또한, 과도하게 첨가되는 경우 고온에서 다량의 페라이트 상을 함유하여 열간압연 시 균열의 원인이 된다. 따라서, Al의 함유량은 0% 이상 0.25% 이하의 범위로 제한한다. 본 발명의 일 실시예에 따르면, Al은 0.13% 이하로 함유될 수 있다.
Sn의 함량은 0% 이상 0.05% 이하이다.
Sn은 소재의 내식성 개선 및 소둔 시 소둔 스케일의 두께를 제어하여 산세성을 개선하는 원소로 알려져 있다. 즉 Si를 다량으로 첨가하는 경우, 냉연 또는 열연소둔 과정에서 발생되는 스케일 표층에 SiO2 산화물의 형성을 억제시키는 효과를 가지고 있어 냉연소둔 공정 효율을 증가시킬 수 있다. 그러나 Sn의 과도한 첨가는 열간가공성 저하 및 제조공정상의 저하를 초래하기 때문에 그 상한을 0.05%로 제한한다. 또한, 내식성의 경우, Sn을 첨가하면 스테인리스 부동태층 표면에 Sn이 첨가되어 공식 저항성을 상승시키는 효과를 가지고 있다. 따라서, Sn의 함유량은 0.05% 이하의 범위로 제한한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강판은 중량%로 Ni: 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.
Ni는 오스테나이트 형성 원소로 Mn과 동일한 역할을 한다. Ni의 대부분을 Mn으로 대체하고, 일부는 스크랩 등에 의해서 불순물로 존재한다. 그 잔류 양은 0.2% 이하로 제한한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 강판은 중량%로 Mo: 0.2% 미만을 더 포함할 수 있다
Mo는 내식성을 증가시킴과 동시에 페라이트를 형성하는 고가의 원소이다. 첨가하지 않는 상태에서, 그 양은 0.2% 이하로 제한한다.
상기 합금원소 조성 범위를 만족하는 본 발명에 따른 강판은, 미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며, 나머지는 오스테나이트상을 포함한다.
상기 성분계를 만족하는 용강을 통상의 제조방법에 따라 슬라브의 재가열, 열간압연, 열연소둔, 냉간압연, 냉간소둔, 산세 등의 공정을 거쳐 본 발명에 따른 저합금 강판을 제조할 수 있다.
예를 들어, 슬라브는 통상의 압연온도인 1100 내지 1200℃의 온도에서 열간압연할 수 있으며, 열연강판은 900 내지 1,100? 의 온도 범위에서 열연 소둔될 수 있다. 열연 소둔은 10 내지 60분 동안 진행될 수 있다. 이후, 열연강판은 냉간압연하여 박물로 제조될 수 있다. 냉간압연은 70% 이하의 압하율로 진행될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 소둔은 750 내지 900℃의 온도에서 진행될 수 있다. 또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 소둔은 750 내지 900℃의 온도에서 5분동안 열처리를 한 후 공냉을 진행할 수 있다. 본 발명에 따른 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판은, 예를 들어, 성형용 일반 제품에 사용될 수 있고, 스트립(strip), 바(bar), 플레이트(plate), 시트(sheet), 파이프(pipe), 또는 튜브(tube)와 같은 제품으로 제조되어 이용될 수 있다.
이하, 실시예들을 통하여 본 발명을 구체적으로 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위가 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.
실시예
본 발명에 따른 성분의 조성범위에 해당하는 강들의 시편을 준비하여 열간압연, 열연소둔, 냉간압연 및 냉연소둔 후 소재의 연신율, 항복강도 및 인장강도를 측정하였다. 하기의 표 1에는 실험 강종에 대한 합금 조성(중량%)을 나타내었다.
구분 C Si Mn Cr Cu N Ni Mo Al Sn
발명강 0.081 2.0 9.7 14.1 0.43 0.14 0.15 0.05 0.11 0.035
비교강 0.084 1.98 10.3 13.4 2.1 0.15 0.3 0.2 0 0
상기 조성과 같이 제조된 소재를 통상의 압연온도에서 열간압연한 후 제조된 열연강판을 열연소둔 처리하여 냉간압연 및 냉연 소둔을 다양한 온도에서 시행하여 미세조직 및 관련된 강도와 연신율을 평가하였다. 하기의 표 2는 발명강을 각각의 냉연 소둔 온도에서 약 5분 열처리 후 얻어지는 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타내었다.
냉연소둔 온도(℃) 항복강도(Mpa) 인장강도(Mpa) 연신율(%)
700 962 1205 19.0
750 910 1286 30.9
800 734 1342 34.0
850 684 1428 41.0
900 530 1383 45.2
950 516 1442 44.3
1000 449 1408 44.6
1100 372 1313 42.9
하기의 표 3은 비교강을 각각의 냉연 소둔 온도에서 약 5분 열처리 후 얻어지는 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타내었다.
소둔 온도(℃) 항복강도(Mpa) 인장강도(Mpa) 연신율(%)
700 795 1203 26.3
750 784 1214 39.6
800 691 1136 41.9
850 689 1112 46.1
900 515 962 52.2
950 495 1013 54.6
1000 471 1014 55.8
1100 414 944 59.2
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 저합금 강판의 제조방법에서 냉연 소둔 온도에 따른 기계적 특성의 변화를 도시한 그래프이다. 도 3에서 확인할 수 있듯이, 냉연 소둔 온도가 감소함에 따라 항복강도는 증가하고, 인장감도는 감소한다. 특히 연신율의 경우 소둔온도의 감소는 가공성에 악영향을 나타낼 수 있다. 도 3과 표 2에 나타난 바와 같이 냉연 소둔 온도 750 내지 900℃의 범위에서 원하는 기계적 물성인 항복강도 520Mpa 이상, 인장강도 1250Mpa 이상, 연신율 30% 이상을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다. 표 2에서 확인할 수 있듯이, 냉연 소둔 온도가 850℃인 경우 발명강의 항복강도가 684MPa, 인장강도 1428MPa, 연신율 41%을 확보하는 것을 확인할 수 있다. 그러나 냉연 소둔 온도가 700℃ 인 경우, 항복강도 962MPa와 인장강도 1205MPa를 얻을 수 있으나, 연신율이 19%로 성형이 어려울 것으로 판단된다. 발명강의 냉연 소둔 온도 750 내지 900℃에서 항복강도 520MPa, 인장강도 1250MPa, 연신율 30%를 모두 만족함을 확인할 수 있다.
표 3에서 확인할 수 있듯이, 비교강의 경우 냉연 소둔 온도 750 내지 900℃에서 항복강도는 520MPa 이상인 경우가 있으나, 인장강도가 1250MPa 이하로 원하는 기계적 물성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 750℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이며, 도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 800℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이며, 도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강을 900℃에서 냉연 소둔 한 경우의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 촬영한 사진이다. 도 4 내지 도 6에서 냉연 소둔 온도에 따른 오스테나이트의 결정립 크기와 상구성을 확인할 수 있다.
도 4, 도 5에 나타난 냉연 소둔 온도가 750℃, 800℃인 경우의 오스테나이트의 결정 크기는 매우 미세하며, 오스테나이트 이외의 마르텐 사이트가 상당량 존재함을 확인할 수 있다. 이러한 마르텐사이트 및 미세 결정립은 520Mpa 이상의 항복강도를 확보하기 위하여 중요하다.
도 6에 나타난 냉연 소둔 온도가 900℃인 경우, 결정립이 조대한 오스테나이트와 소량의 마르텐사이트가 구성됨을 확인할 수 있다. 이에 따라 냉연 소둔 온도가 900℃를 초과하는 경우에는 항복강도가 저하될 것을 확인할 수 있다.
이와 같이, 본 출원의 일 실시예에 따른 발명강의 경우 냉연 소둔 온도 750 내지 900℃의 범위 내에서 항복강도 520MPa, 인장강도 1250MPa, 연신율 30% 이상을 확보할 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15.0%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.05% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며,
    나머지는 오스테나이트상을 포함하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    중량%로 Ni: 0.2% 이하를 더 포함하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    중량%로 Mo: 0.2% 미만을 더 포함하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 연신율이 30% 이상인 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 1250MPa 이상인 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 520MPa 이상인 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판.
  7. 중량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.7 내지 2.5%, Mn: 8 내지 9.9%, Cr: 13 내지 15.0%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0.1 내지 0.2%, Al: 0 초과 0.25% 이하, Sn: 0 초과 0.05% 이하, Ni: 0.2% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연이 진행된 강판을 열연 소둔하는 단계;
    열연강판을 냉간 압연하는 단계;
    상기 냉간 압연이 진행된 강판을 750 내지 900℃에서 냉연 소둔하는 단계;
    를 포함하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 냉연 소둔 단계에서 미세조직으로 마르텐사이트상을 부피분율 20% 이하로 포함하며, 나머지는 오스테나이트상을 포함하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉연 소둔은 750 내지 900℃에서 5분동안 열처리를 한 후 공냉을 진행하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 열간압연은 1100 내지 1200℃의 온도 범위로 재가열하여 열간압연하고, 900 내지 1100℃의 온도 범위에서 열연 소둔하고, 상기 냉간 압연은 70% 이하의 압하율로 진행하는 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판의 제조방법.
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