KR100352587B1 - 연신장출성이우수한고강도열간압연강판및그제조방법 - Google Patents

연신장출성이우수한고강도열간압연강판및그제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차의 멤버 또는 휠등의 소재로 사용되는 열간압연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 강의 합금성분 및 그 함량, 그리고 열간압연후 런 아웃 테이블(Run Out Table, ROT)상에서의 냉각방법과 권치온도를 적절히 제어하여 석출된 페라이트-베이나이트 복합조직을 갖는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 함을 그 요지로 한다.

Description

연신 장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차의 멤버 또는 휠등의 소재로 사용되는 열간압연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 연신장출성이 우수한 인장강도 70kg/mm2이상의 고강도 열간압연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 부품의 멤버 또는 휠용 소재등에 사용되는 강도부재는 차체 중량의 경감을 위하여 고강도 강판이 채용되고 있다. 이와같은 자동차용 고강도 열연강판을 요구강도외에 프레tm 가공시의 가공성, 용접성 및 성형후 내피로 특성등이 양호하여야 한다. 현재 자동차용 샤시부품으로 사용되는 열연강판으로서 인장강도50kg/mm2급 이하의 고용강화형 열연강판과, 인장강도 55-60kg/mm2급의 석출강화형 또는 변태조직강화형 열연강판이 사용되고 있다.
그러나 자동차 배기가스 총량 규제의 강화에 대응하고, 아울러 차체의 경량화를 달성하기 위해서는 기존의 열연강판의 강도를 고강도화시키는 것이 효과적인 방법이며, 이를 위하여 고강도화에 따른 연신을 및 연신장출성의 저하를 최대한 억제하거나 더욱 개선된 고강도 열연강판이 요구되고 있다.
일반적으로 강판의 강도가 증가하면 연성 및 연신장출성 등이 저하하여 프레스 성형성은 나빠진다. 열연강판의 가공성은 크게 연신율로 나타낼 수 있는 장출성과 구멍 확대율로 평가되는 연신장출성에 의존하며, 프레스 성형에서는 이 두 형태의 가공성이 동시에 요구된다.
인장강도 50-60kg/mm2급의 강화방법으로서 고용강화, 석출강화, 변태조직강화 등이 이용되고 있으며, 각 강화방법에 따라 인장강도의 범위는 한정되어 있다. 그런데, 인장강도 70-80kg/mm2급에 있어서는 그 강화방법의 선택이 제한된다. 그 이유로서는 고용강화를 주체로 하는 경우 강도의 확보가 어렵고, 석출강화형의 경우, 강도 측면에서는 가능하나 연신율에 있어서 타 강화법에 비하여 불리하며, 연신장출성의 개선을 위해서 500℃ 이하의 저온권취에 의한 베이나이트 조직을 이용할 경우, 탄질화물의 석출이 용이하지 않아 비효율적이다. 이에 대하여 변태 조직 강화강의 경우 인장강도-연신율 발란스(TSXEI balance)가 높고, 저항복비를 얻기 용이한 이점이 있다.
이와같이 인장강도-연신율 발란스가 높고, 저항복비를 얻기 용이한 변태조직 강화강으로 종래 제안된 것들중 일본특허 공고공보(소) 61-15128 호, 일본특허 JP 91358007호 및 일본특허 공개공보 (평) 3-10049호가 대표적이다.
일본특허 공고공보(소) 61-15128 호에 제안된 이상(dual phase)강은 석출강화강에 비하여 강도-연신율 발란스 특성이 우수하지만, 연진장출성은 베이나이트 단상강에 비하여 열위인 것으로 알려져 있다. 또한 이상강의 경우 다량의 Si 이 첨가되기 때문에 열간압연후의 강판 표면 품질이 문제가 된다.
일본특허 JP 91358007 에서는 종래의 이상강과는 달리 페라이트 조직내 TiC 및/또는 NbC 탄화물이 석출된 페라이트와 제2상이 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이가 되도록 한 저항복비 고강도 열연강판 및 그의 제조방법을 제안하고 있다. 이 방법에 있어서도 0.5-2.5wt% 의 Si 가 첨가되기 때문에 종래의 이상강에서 문제가 된 열간압연강판 또는 산세 열연강판의 표면결함을 근본적으로 해결하지 못하고 있다.
일본특허 공개공보 (평) 3-10049 호에는 상기 이상강에 비하여 더욱 고연성을 갖는 인장강도 80-100kg/mm2급의 잔류 오스테나이트강이 제안되어 있다. 이 잔류 오스테나이트강은 인장강도-연신율 발란스가 극히 우수하나, 인장특성이 조직중의 잔류 오스테나이트량에 의하여 크게 좌우되기 때문에 제조상에 있어서 강대의 폭방향, 길이방향으로 균일한 재질을 얻기가 곤란한 것으로 알려져 있다.
이에, 본 발명자는 상기한 종래방법들에서의 문제점을 해결하여 연신장출성이 우수하면서 인장강도 70kg/mm2이상의 고강도를 갖는 석출강화된 페라이트-베이나이트 복합조직강을 제조하기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로,
본 발명은 강의 합금성분 및 그 함량, 그리고 열간압연 후 런 아웃 테이블(Run Out table, ROT) 상에서의 냉각방법과 권취온도를 적절히 제어하여 석출 강화된 페라이트-베이나이트 복합조직을 갖는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.25% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 그 조직이 Ti 및 Nb 탄화물로 석출된 페라이트-베이나이트인 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.5% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, Mo:0.3% 이하, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 그 조직이 Ti-Mo 복합 탄화물 및 Nb 탄화물이 석출된 페라이트-베이나이트인 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.25% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, 잔부 : Fe 및기타 불가피한 불순물로 조성되는 강의 슬라브를 열간압연함에 있어 Ar3변태점 이상의 온도에서 마무리하고 이어 페라이트 변태 개시 온도인 Ar3직하까지 수냉하고 공냉한 후, 재차 400-500℃ 의 온도범위까지 수냉하여 권취하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압면 강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.5% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, Mo:0.3% 이하, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강의 슬라브를 열간압연함에 있어 Ar3변태점 이상의 온도에서 마무리하고 이어 페라이트 변태개시 온도인 Ar3직하까지 수냉하고 공냉한 후, 재차 400-500℃ 의 온도범위까지 수냉하여 권취하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압면 강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 첨부된 도면을 참고하여 보다 상세하게 설명한다.
본 발명에서는 고강도화를 위하여 석출강화강을 베이스로 하여 적정량의 C 및 Mn을 조정하여 첨가하고, 열간압연후 ROT(Run Out Table)상의 냉각과정에서 오스테나이트/페라이트 변태와 동시에 페라이트내 첨가 석출원소의 석출이 일어나도록 열연스트립의 냉각이력을 제어하고, 폐라이트 결정립으로 부터 배출되는 탄소를 미변태오스테나이트 결정립내에 농화시킨 후 저온에서 권취함으로서 최종적으로 석출강화된 페라이트상이 기지가 되고, 제2상으로서 베이나이트상이 되도록 하였다.
이와같은 방법으로 제조된 본 발명의 페라이트-베이나이트 복합조직강은 제2상의 종류에 있어서 종래의 석출강화형 열연강판의 퍼얼라이트 조직과 명확하게 구분되며, 저온권취임에 불구하고 냉각제어를 통하여 페라이트 형상이 등축화되고 분율이 증가하기 때문에 우수한 강도-연성의 발란스를 나타내며, 이와 동시에 입계에 석출되는 세멘타이트가 감소하고 극히 미세해지기 때문에 극히 우수한 연신장출성을 발휘하며, 동시에 인장강도 70kg/mm2이상의 고강도 특성을 나타낸다.
본 발명의 열간압연 강판이 상기한 특성을 갖도록 하기 위해서는 강의 합금성분계를 상기와 같이 조성시킴이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.
C 은 열연강판의 강도를 얻는데 필요한 원소이다. 인장강도 70-80kg/mm2급의 가공용 열연강판에서의 가공성 및 용접성을 고려하여 통상 0.07-0.15wt% 가 첨가되는데, 본 발명에서는 연신장출성에 유해한 입계탄화물의 저감 및 열간압연후 냉각제어에 있어 페라이트변태의 촉진을 위하여 0.06-0.1wt% 범위로 하였다.
Mn 은 고용강화에 유효한 원소이다. 본 발명과 관련한 기초 실험결과에 의하면 14wt% 미만에서는 기대되는 강도가 얻어지지 않으며, 2.0wt% 를 초과하면 강도는 얻어지나 연신율이 급격히 감소된다. 즉, Mn 함유량이 증가하면 연속냉각시의 페라이트 변태 개시온도가 저하하여 냉각동안 페라이트 변태 억제 및 베이나이트 분율이 증가되고, TiC 등의 석출을 억제하여 석출강화효과를 감소시키기 때문에 Mn의 함유량을 1.4-2.0wt% 의 범위로 제한하였다.
Si 는 열간압연후 냉각동안 폐라이트상의 생성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농화를 촉진하는 효과가 있으나, 근본적으로 열간압연후 열간압연 강판의 스케일성 표면결합을 유발시킨다. 그래서 본 발명강에서는 강이 제조과정에서유화물의 형상 제어를 위하여 불가피하게 첨가되는 불순물을 고려하여 Si 의 첨가범위는 0.25wt% 이하로 하였다. 아울러 Mo 첨가강에서는 상기 첨가량의 경우와, 강도의 보상 및 폐라이트 변태의 촉진을 위하여 부가적으로 0.5wt% 이하로 제한하여 첨가하였다.
Nb 는 열간압연 동안 석출되어 오스테나이트의 결정립 미세화에 유효할 뿐만 아니라 페라이트의 석출강화에 효과적인 것으로 알려져 있다. 따라서, Nb을 0.02%이상 첨가한다. 그려나, 본 발명강에서는 저온권취에 의한 동축 페라이트-베이나이트 복합 조직강의 제조에 있어서는 과량으로 첨가되면 페라이트 변태 및 페라이트의 등 축화를 방해하는 효과가 있기 때문에 Nb 를 0.04wt% 이하로 제한하였다.
Ti 은 본 발명강에 있어 중요한 원소인데, 열간압연후 오스테나에트/페라이트 변태시 변태와 더불어 페라이트 조직에 탄화물로서 석출하여 페라이트의 강화에 기여하기 때문에다. Ti의 첨가량에 따른 인장성질의 변화를 제1도에 나타내었다. Ti 의 함량이 0.05%보다 적으면 석출강화 효과를 충분히 기대할 수 없으며, 반대로 첨가량이 0.15%보다 많은 경우, 제2상을 형성하는데 필요한 C 의 량을 저하시킨다. 뿐만 아니라 제1도에 나타난 바와같이 0.19wt% Ti 첨가에서 석출강화에 의한 강도 상승은 포화됨을 확인되었다. 그래서 Ti의 첨가범위는 0.05-0.15wt% 범위로 하였다.
또한, 본 발명에 있어서는 상기 성분외에 Mo 을 적당량 첨가할 수 있다. Mo은 페라이트 변태에 거의 영향을 미치지 않으면서 베이나이트 분율을 증가시키기 때문에 연성의 저하없이 강도를 증가시키는 효과가 있다. 또한 열간압연 강판의 용접성에 있어서도 열영향부의 연화를 억제하는 효과가 있다. 이때의 Mo 적정 첨가량은 0.3wt% 이하의 범위이다.
Al 은 강의 입도미세화 및 탈산을 위하여 첨가되는 원소로서, 그 함량은 통상 첨가되는 범위인 0.005-0.05wt% 범위가 바람직하다.
P 및 S는 강중 불순물로서 가능한한 낮게 관리하는 것이 중요하며 그 함량은 각각 0.02wt% 및 0.01wt% 이하로 유지되도록 함이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같은 합금성분계를 만족하도록 강을 조성한 후, 열간압연하고, 이를 제2도에 나타낸 바와같은 종래의 전단 냉각방법을 사용하지 않고 3단 냉각함이 바람직하며, 그 이유는 다음과 같다.
제2도는 종래의 전단냉각법과 본 발명의 3단 냉각법을 개략적으로 나타낸 것으로, 3단 냉각법에서는 1차수냉역15)과 2차수냉역(8)으로 구성되고, 그 사이의 온도, 즉, 중간온도역(6)에서의 온도 및 시간은 페라이트 변태 및 탄질화물의 석출에 영향을 미치게 된다.
제3도에 C:0.06-0.08wt%, Si:0.15wt%, Mn:1.4-1.8wt%, P:0.01wt%, S:0.04wt%, Al:0.005%-0.05%, Nb:0.03-0.04wt% 및 또는 Ti:0.1wt% 인 강슬라브를 열간압연행함에 있어 Ar3변태점 이상의 온도에서 마무리하고, 이어서 3단 냉각을 행하고 권취온도를 450℃ 로 하였을 때, 3단 냉각에서의 중간온도((1차 냉각종료 온도 + 2차 냉각개시온도)/2)가 인장특성 및 연신장출성에 미치는 영향을 종래의 전단냉각법과 비교하여 나타내었다.
제3도에서 알 수 있는 바와같이, 본 발명의 3단 냉각의 경우 전단냉각법에 대비하여 강도는 거의 변화하지 않으나, 연신율 및 연신장출성은 개선되는 효과가 있다. 이것은 중간온도역에서의 유지에 의하여 오스테나이트/페라이트 변태의 진행과 더불어 페라이트내 Ti 탄화물이 균일하게 석출되고, 페라이트의 형상이 등축화됨과 동시에 종래의 전단냉각에 비하여 페라이트상의 분율이 증가되고 연이은 2차 냉각에 의하여 베이나이트가 생성되기 때문인 것으로 생각된다.
제4도는 열간압연공정에 있어 열간압연후의 마무리 온도(1)에서 권취온도(2)까지 강제수냉시키는 ROT 의 냉각설비의 개략도 및 열연강판의 냉각 열이력을 나타낸 것이다. 열간압연후 ROT(3) 상에서의 냉각은 냉각대의 길이와 통판속도에 의존하여 냉각대에서의 체류시간이 결정되며, 이때의 냉각온도는 이것 의에 냉각능력에 의존한다. 본 발명강에서와 같은 3단 냉각법에서는 ROT 상의 다수개의 수냉뱅크로 구성된 냉각대(4)중 임의의 수냉뱅크를 피봇뱅크(7)로 지정하여 1차 수냉역(5) 및 2차 수냉역(8)에서 수냉을 실시하게 된다. 결국 중간온도 및 그 온도역에서의 유지시간은 피봇뱅크 위치 및 중간온도의 설정에 의하여 결정된다.
본 발명에서는 상기와 같은 이유로 실시되는 3단 냉각법은 적용시에는 강슬라브를 열간압연하여 Ar3변태점 이상의 온도에서 마무리한 후, 런 아웃 테이블상의 수냉뱅크에서 1차수냉을 시작하여, 폐라이트 변태개시 온도인 Ar3변태점 직하까지 냉각한다. 이어 폐라이트 변태가 70-80 % 진행되도록 공냉한 후 2 차수냉을 개시하여 400-500℃의 온도범위에서 권취함이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.
1차 수냉종료 온도가 Ar3변태점 이상일 경우에는 미변태 오스테나이트량이 증가하여 최종 조직에서 베이나이트량이 증가하는 문제점에 있다.
이어 공냉을 행하게 되는데, 이때의 1차 수냉완료 온도인 Ar3변태점 직하의 온도에서 2차 수냉개시 온도까지의 시간(6)은 열연 스트립의 통판 속도에 따라 변화하나, 본 발명법에서는 페라이트 변태가 70-80% 진행되는 4-8초가 바람직하다. 이 중간온도역에서의 유지시간이 그 이하로 단축되면 페라이트 변태가 불충분하게 되고, 변태된 페라이트 결정립내의 Ti 또는 Mo의 석출 및 미변태 온스테나이트의 C 농화가 불충분하게 된다.
공냉을 완료한 후에는 2차 수냉을 개시하는데, 이때 상기한 공냉시 폐라이트변태가 70-80% 완료된 상태에서 2차 수냉이 개시되어야만 하는데 그렇지 못한 경우에는 페라이트의 형상이 침상화되어 연성이 감소되고, 목표로 하는 등축 페라이트-베이나이트 조직을 얻을 수 없게 된다.
2차 수냉을 실시한 후에는 400-500℃ 의 온도범위에서 귄취함이 바람직한데, 그 이유는 권취온도가 500℃ 이상의 온도에서는 퍼얼라이트의 석출 및 입계 세멘타이트가 조대해지기 때문에 연신장출성이 저하되고, 400℃ 이하의 온도범위에서는 마르텐사이트 조직을 포함한 경질상의 저온변태생성물이 형성되어 강도는 증가하나 연신율 및 연산장출성이 저하하기 때문이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명에 대하여 보다 구체적으로 설명한다.
실시예
하기표 5와 같이 조성되는 발명강(2,4,5) 및 비교강(1,3,6)의 슬라이브를 열간압연하여 840℃ 에서 마무리하고, 이어 페라이트 변태개시 온도 직하인 700℃ 까지 1차 수냉을 행한 다음, 4-8초간 공냉을 실시한 후, 650℃ 에서 2차 수냉을 개시하여 하기표 2와 같은 온도에서 권취하였다.
이와같이 얻어진 열연강판에 대하여 인장특성, 및 연신장출 특성을 조사하고, 그 결과를 하기표 2에 나타내었다.
이때, 인장시험은 C 방향에 대하여 JIS 5 호 인장시험편을 채취하여 행하였다. 구멍확대율은 시험편의 칫수를 120mm x 120mm 로 하고 직경 18mmφ의 타발구멍을 가공한 후 하단부 직경 50mm의 구두형 펀치로 밀어올려 강판의 두께를 관통하는 균열이 발생하였을 때의 직경 Df 를 측정하여 아래의 산출식에 의하여 연신장출성을 평가하였다.
구멍확대율(%) = (Do-Df)/Do * 100
표 1
표 2
상기 표 2에서 발명에는 기본적으로 인장강도가 70kg/mm2이상이며, 인장강도-연신율 발란스는 1350kg/mm2-% 이상 (O 표시), 인장강도-연신장출성 발란스는8050kg/mm2-% 이상(O 표시)으로 하여 이 세 조건을 동시에 만족하는 경우이다.
상기 표 2에서 알 수 있듯이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명에(7,16,19-21)의 경우는 어느 것이나 인장강도가 70kg/mm2이상이 되며 연신율은 19% 이상, 연신장출성은 110% 이상이 된다. 또한 발명예에 있어서 Mo을 소량 첨가한 발명예(16) 및 발명예(19-21)에서는 인장강도-연신율 및 인장강도-연신장출성 발란스를 만족할 뿐만아니라, CO2가스 용접부의 경도연화가 MO 무첨가강(예를들면, 발명예(7))에 비하여 적은 것으로 확인되었다. 아울러 이와 같은 발명예의 대표적인 석출물분포를 나타낸 제5도에서 알 수 있는 바와같이, Ti 또는 Ti-Mo 탄화물에 페라이트 기지에 균일하게 석출되었고, 제2상은 베이나이트 조직으로 구성됨을 확인할 수 있었다.
반면에, 비교예에 있어서 비교예(1-4)는 Ti 첨가량이 낮은 경우로서 인장강도가 확보되지 않으며, 비교예(11-13)은 상기 발란스 조건을 만족하나, 0.1wt% Ti 첨가강에 대비하여 강도의 증가가 포화된 경우로서 Ti 첨가의 상한을 나타내고 있다. 비교예에서 CT 상한 및 하한은 각 조건의 권취온도에서 얻어진 미세조직 및 기계적 성질 결과에 의하여 연신장출성 또는 연신율 발란스 범위를 벗어나는 경우이다. 즉 CT 상한의 경우 페라이트-퍼얼나이트 조직강이며, 입계에 석출된 조대한 세멘타이트에 의하여 연신장출성이 저하된 경우이고, CT 하한은 강도의 상승에 의한 연신을 저하로 연신율 발란스를 벗어나게 된다. 또한 비교예(24-27)은 TiC 로 석출강화된 페라이트와 마르텐사이트 복합조직강의 경우인데, 인장강도-연신율 발란스는 대단이 우수하나, 인장강도-연신장출성 발란스는 본 발명강에 비하여 현저히 낮은 것을 확인할 수 있다.
상술한 바와같이, 본 발명은 강성분 및 이의 열간압연시 냉각패턴을 적절히 제어하므로서, 종래의 석출강화강과 변태 조직강화강이 지니는 각각의 특징을 겸비한 인장강도 70kg/mm2이상의 고강도 열연강판을 제조할 수 있다. 또한 본 발명법에 의하여 얻어지는 열연강판은 고강도이면서 양호한 인장강도-연신장출성 발란스를 가지며, 구멍확대율로 평가되는 연신장출성이 우수하여 자동차의 휠디스크등의 샤시 부품 및 강도 부재를 사용하기에 적합한 효과가 있다.
제1도는 Ti 함유량 변화에 따른 기계적 성질의 변화를 나타낸 그래프
제2도는 종래의 전단냉각법과 본 발명의 3단 냉각법의 개념도
제3도는 본 발명의 3단 냉각법과 종래의 전단냉각법의 인장성질을 비교한 그래프
제4도는 본 발명의 방법이 적용되는 3단 냉각법에서의 냉각 열이력곡선
제5도는 발명에의 페라이트-베이나이트 복합조직강에서 페라이트 조직내 Ti 산화물의 분포를 나타낸 사진
* 도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명 *
1 ‥‥‥ 열간압연 마무리 온도
2 ‥‥‥ 권취온도
3 ‥‥‥ 런 아웃 테이블(Run out Table, ROT)
4 ‥‥‥ 다수개의 수냉뱅크로 구성된 냉각대
5 ‥‥‥ 본 발명의 3단 냉각에 있어 1차 수냉역
6 ‥‥‥ 본 발명의 3단 냉각에 있어 중간 온도역/유지시간
7 ‥‥‥ 본 발명의 3단 냉각에 있어 피봇 뱅크(Pivot Bank)
8 ‥‥‥ 본 발명의 3단 냉각에 있어 2차 수냉역

Claims (6)

  1. 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.25% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 그 조직이 Ti 및 Nb 탄화물로 석출된 페라이트-베이나이트인 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판
  2. 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.5% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, Mo:0.3% 이하, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 블순물로 조성되며, 그 조직이 Ti-Mo 복합 탄화물 및 Nb 탄화물이 석출된 페라이트-베이나이트인 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판
  3. 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.25% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, 잔부 : Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강의 슬라브를 열간압연함에 있어 Ar3변태점 이상의 온도에서 마무리하고 이어 페라이트 변태 개시 온도인 Ar3직하까지 수냉하고 페라이트 변태가 70-80% 진행되도록 공냉한 후, 재차 400-500℃ 의 온도범위까지 수냉하여 권취하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판의 제조방법
  4. 제3항에 있어서,
    상기 공냉은 4-8초간 행함을 특징으로 하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판의 제조방법
  5. 중량%로, C:0.06-0.10%, Si:0.5% 이하, Mn:1.4-2.0%, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, Al:0.005-0.05%, Ti:0.05-0.15%, Nb:0.02-0.04%, Mo:0.3% 이하, 잔부 : Fe및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강의 슬라브를 열간압연함에 있어 Ar3변태점 이상의 온도로 마무리하고 이어 페라이트 변태개시 온도인 Ar3직하까지 수냉하고, 페라이트 변태가 70-80% 가 진행되도록 공냉한 후, 재차 400-500℃ 의 온도범위까지 수냉하여 권취하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압면 강판의 제조방법
  6. 제5항에 있어서,
    상기 공냉은 4-8초간 행함을 특징으로 하는 연신장출성이 우수한 고강도 열간압연 강판의 제조방법
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