KR101758567B1

KR101758567B1 - 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101758567B1
Application number: KR1020160078561A
Authority: KR
Inventors: 송태진; 박만영; 조원태
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-06-23
Filing date: 2016-06-23
Publication date: 2017-07-17
Also published as: WO2017222342A1; CN109415790A; EP3476966A4; EP3476966B1; US20190153559A1; JP6779320B2; US11377707B2; JP2019524986A; EP3476966A1; CN109415790B

Abstract

본 발명의 일 측면은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 있어서, 상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이며, 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{CLAD STEEL SHEET HAVING SUPERIOR STRENGTH AND FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다. 이러한 고강도 강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 고강도를 달성하기 위해 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 1GPa급 이상에서는 20% 이상의 연신률을 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 0.5중량 % 이상의 탄소와 15중량 % 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.

한국 공개특허공보 제2007-0023831호

본 발명의 일 측면은 프레스 성형으로 자동차의 구조부재 등에 사용될 수 있는, 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 포함하는 클래드 강판에 있어서,

상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이며,

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 적층제를 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 연신률을 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 포함하는 클래드 강판에 있어서,

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 연신률을 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 연신률을 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 0.02~2.5중량%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

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 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. 반면, 상기 크롬의 함량이 3.0%를 초과하면 열연시 결정립계에 조대한 탄화물을 형성하여 열간가공성을 저해하므로 첨가량을 3.0%로 한정하였다. 따라서, 본 발명에서 상기 크롬의 함량은 0.2~3.0%로 제한함이 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 몰르브데늄의 함량이 0.05% 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%로 제한함이 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 연신률을 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 0.03~0.4%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

황(S): 0.03% 이하

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 연신률이 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 연신률이 낮은 원인으로 성형성이 열위한 특성을 보이나, 내부에 균일 연신률이 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 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 적층제를 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.

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 제조할 수 있고, 상기 클래드재는 고로에서 생산된 용강을 정련 및 주조하여 불가피하게 함유될 수 있는 불순물 함량을 제어하여 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 적층제를 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.

( 실시예 )

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.

강종	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	B	기타
A1	0.51	0.03	16.8	0.013	0.0020	1.34	0.009	0.067	0.0018	Cr: 0.210
A2	0.60	1.51	17.3	0.010	0.0008	1.40	0.003	0.068	0.0020	V: 0.250
A3	0.62	0.60	16.9	0.010	0.0010	1.28	0.006	0.072	0.0024	Mo: 0.300, V:0.392
A4	1.20	0.40	13.0	0.013	0.0021	0.03	0.006	-	-	-
B1	0.15	0.1	2.8	0.010	0.0021	0.03	0.007	0.02	0.002	Cr: 0.8, Nb: 0.03
B2	0.18	0.03	3.6	0.004	0.0017	0.03	0.005	0.02	0.0015	Nb: 0.035
B3	0.23	0.4	1.18	0.008	0.0026	0.03	0.006	-	0.002	Ni: 0.12
B4	0.34	0.15	1.3	0.009	0.0016	0.03	0.005	0.03	0.002	Cr: 0.14, Mo: 0.1
C	0.002	0.03	0.1	0.009	0.0045	0.03	0.002	0.020	-	Nb: 0.010
오스테나이트계 고망간강: A1~A4, 마르텐사이트계 탄소강: B1~B4, 극저탄소강: C 상기 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.

강종	제조 조건		물성			미세조직(면적%)
강종	소둔온도 (℃)	냉각속도 (℃/s)	YS (MPa)	TS (MPa)	EL (%)	오스테 나이트	페라 이트	마르텐 사이트	베이 나이트	탄화물
B1	850	80	1042	1319	8			100
B2	850	80	1115	1518	7			100
B3	850	80	1203	1614	7			100
	770	80	1253	1625	8		12	88
	850	10	1179	1572	9			79	21
B4	850	80	1283	1950	8			100
A1	850	80	522	1005	62	100
A2	850	80	771	1128	50	99				1
A3	850	80	865	1215	42	98				2
A4	850	80	468	1076	64	100
C	850	80	162	295	49		100

구분	모재	클래 드재	제조 조건		적층비			클래드 강판 물성
구분	모재	클래 드재	소둔 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	클래 드재	모재	클래 드재	YS (MPa)	TS (MPa)	EL (%)	TSEL (MPa%)
비교예1	C	B1	850	80	1	2	1	632	810	15	12553
비교예2	A1	C	850	80	1	0.5	1	246	420	55	24026
비교예3	A3	B1	850	80	1	0.5	1	991	1242	15	18980
발명예1	A1	B1	850	80	1	2	1	765	1184	35	40670
발명예2		B2	850	80	1	2	1	841	1248	35	43522
발명예3		B3	850	80	1	1	1	1006	1366	26	35745
발명예4		B4	850	80	1	6	1	719	1235	49	60201
발명예5		B4	850	80	1	2	1	908	1454	35	51713
발명예6		B4	850	80	1	1	1	997	1659	26	42510
발명예7		B3	770	80	1	6	1	723	1148	46	52882
발명예8		B3	770	80	1	2	1	901	1276	33	43445
발명예9		B3	850	10	1	2	1	883	1298	36	45742
발명예10		B3	850	10	1	1	1	978	1326	27	36880
발명예11	A2	B1	850	80	1	6	1	857	1226	40	46442
발명예12		B1	850	80	1	2	1	879	1180	29	35482
발명예13		B2	850	80	1	6	1	890	1218	40	48101
발명예14		B2	850	80	1	1	1	1004	1392	22	29611
발명예15		B3	850	80	1	2	1	939	1321	29	39074
발명예16		B4	850	80	1	6	1	894	1376	40	52673
발명예17		B4	850	80	1	2	1	1007	1576	29	44631
발명예18		B4	850	80	1	1	1	1059	1657	22	36872
발명예19		B3	770	80	1	2	1	1035	1371	29	38626
발명예20		B3	770	80	1	1	1	1149	1507	21	31175
발명예21		B3	850	10	1	2	1	1018	1318	30	39825
발명예22		B3	850	10	1	1	1	1029	1467	23	32277
발명예23	A3	B1	850	80	1	6	1	933	1224	34	41574
발명예24		B1	850	80	1	2	1	968	1207	25	31675
발명예25		B2	850	80	1	6	1	951	1313	33	42917
발명예26		B2	850	80	1	2	1	1004	1396	25	33479
발명예27		B4	850	80	1	6	1	946	1339	34	46858
발명예28		B4	850	80	1	2	1	1100	1611	25	39563
발명예29		B4	850	80	1	1	1	1132	1623	20	32963
발명예30		B3	850	10	1	1	1	1078	1389	20	29060
발명예31	A4	B1	850	80	1	2	1	727	1163	36	43110
발명예32		B1	850	80	1	1	1	846	1286	27	33013
발명예33		B2	850	80	1	2	1	805	1268	36	46044
발명예34		B2	850	80	1	1	1	862	1427	26	35637
발명예35		B3	850	80	1	1	1	944	1408	26	37301
발명예36		B4	850	80	1	2	1	887	1504	36	54468
발명예37		B4	850	80	1	1	1	1058	1711	27	44231
발명예38		B3	770	80	1	2	1	890	1288	36	46148
발명예39		B3	770	80	1	1	1	972	1464	26	36937
발명예40		B3	850	10	1	2	1	845	1305	37	48326
발명예41		B3	850	10	1	1	1	956	1340	27	38449

본 발명의 조성과 미세조직을 모두 만족하는 발명예 1　내지　발명예　41은 700MPa 이상의 항복강도와 인장강도와 연신률의 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 연신률의 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 연신률의 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 연신률의 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 연신률을 나타낸 그래프이다. 모재인 고망간강과 클래드재인 마르텐사이트계 강의 합금 조성, 미세조직 및 두께비를 조절하여 다양한 인장강도와 연신률의 강재를 제조할 수 있음을 확인할 수 있으며, 본 발명에 의한 강재의 항복강도와 성형성이 우수하여 인장강도와 연신률의 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

모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 있어서,
상기 모재는 중량%로, C: 0.3~1.4%, Mn: 12~25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이며,
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.
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.
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.
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.
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.
제1항에 있어서,
상기 모재의 두께는 상기 클래드 강판 두께의 30~90%인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
제1항에 있어서,
상기 클래드 강판은 항복강도가 700MPa 이상이며, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
제1항에 있어서,
상기 오스테나이트계 고망간강의 미세조직은 오스테나이트 단상인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
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.
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.
제1항에 있어서,
상기 클래드 강판은 도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판.
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.
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 적층제를 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.
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.
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.
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.
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.
제13항에 있어서,
상기 모재의 두께는 상기 클래드 강판 두께의 30~90%인 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
제13항에 있어서,
상기 소둔하는 단계 후, 도금하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판의 제조방법.
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.
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.