KR101086330B1 - 재질이 균일한 고강도강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고가의 원소 대신에 저가의 원소로 합금 설계를 최적화하고 냉각 및 권취온도를 중심부와 가장자리부가 소정온도차를 갖도록 구분 조절하여 특히 폭방향으로 재질이 매우 균일해지는 열연 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것으로,

중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하(0%제외), Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하(0%제외), Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하(0%제외), Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01 ~ 0.1%, N: 0.01% 이하(0%제외)이며, Mo+Cr : 0.5% 이하(0%제외)인 관계를 가지고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재로, 냉각 및 권취해서 페라이트 결정립 크기가 20um이하이고, 그 페라이트 분율이 체적분율로 70% 이상이며, 20nm이하의 미세 석출물이 강재 내부에 분포하는 재질이 균일한 고강도강을 제공한다.

고강도강, 석출강화, 합금, 열간압연, 냉각 및 권취온도, 페라이트

Description

재질이 균일한 고강도강 및 그 제조방법{Ultra-Strength Steel with Homogeneous Material and Method for Manufacturing Thereof}

본 발명은 재질이 균일한 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더 상세하게는 고가의 원소 대신에 저가의 원소로 합금 설계를 최적화하고 냉각 및 권취온도를 중심부와 가장자리부가 소정온도차를 갖도록 구분 조절하여 재질이 매우 균일해지는 열연 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로, 인장강도 780MPa 이상의 열연 고강도강은 다음과 같은 방법 중 하나를 통해 제조되는데 첫째, 미세 석출물을 이용한 석출강화를 이용하거나 둘째, 변태상을 제어하여 베이나이트+페라이트+오스테나이트 복합조직을 이용하거나 셋째, ROT 냉각시 마르텐사이트 변태온도 이하까지 담금질을 통해 마르텐사이트 강화를 이용하는 것이다.

첫째 방법에 의해 제조된 석출강화강은 석출에 유리한 합금원소 Ti, Nb, Mo 등이 첨가된다. 이러한 미세 석출물 생성이 일어나는 열연 제조조건은 합금원소 첨가량에 따라 매우 민감하게 변화하게 되는데, 길이방향, 폭방향으로 재질이 균일한 고강도강을 제조하기 위해서는 열연 공정시의 제조조건, 특히 온도제어를 매우 정 밀하게 하여야 한다.

최근에는 합금원소, 특히 Mo의 가격이 급격하게 증가함으로 인해 고강도강의 제조원가에 대한 부담이 증가하고 있다. 이러한 상황으로 인해 저원가형 열연 고강도강의 요구는 증대하고 있고, 합금원소 저감으로 인해 부족한 강도를 미세 석출물의 생성을 극대화할 수 있는 최적 열연 제조조건의 도출을 통해 보강할 수밖에 없는 실정이다.

따라서 재질이 균일한 저원가형 고강도강을 제조하기 위해서는 합금설계, 열연 제조조건의 최적화를 통해 미세 석출을 가장 효율적으로 활용할 수 있는 기술이 개발되어야 한다.

고강도강을 제조하기 위한 종래의 대표적인 기술로는 아래와 같은 것들이 있다.

먼저, 일본특허공개 제1995-286243에서는 강도가 780N/mm2 이상이고, 중량%로 C:0.07~0.12, Si≤0.60, Mn:2.0~2.5, P:0.020~0.080, S≤0.010, Al:0.004~0.050, Nb:0.025~0.060%, Ti:0.10~0.15%를 함축하면서 아래 (1)식을 충족시키고, 남은 물건이 Fe와 불가피적 불순물로 이루어져 있고, 압연 방향으로 평균 결정립지름이 5미크론 이하의 세립 페라이트 조직과 지름 1.3미크론 이하의 세멘타이트를 포함하는 평균 결정립지름 5미크론 이하의 세립 페라이트 조직의 2종류의 조직 중 어느 쪽이나 한쪽 또는 양쪽으로 되는 조직의 고강도강의 제조방법을 제안하고 있다.

700≥-396*C+26.8*Si-68.1*Mn+858 (1)

그러나, 석출강화로 고강도강을 제조하기보다는 결정립 크기를 미세하게 하고, 베이나이트 조직을 형성함으로써 강도를 향상시키는 고강도강 제조방법에 초점이 맞춰져 있다.

이러한 세립 고강도강은 용접부 특성이 특히 열화되는 단점이 있다. 용접열영향부(HAZ)에서는 결정립이 조대해지기 때문에 세립 결정립으로 인한 강도상승을 기대하기 어렵다.

또한, 한국공개특허 제1996-0014367호에서는 강 조성을 조절하고 열간압연, 냉각 및 권취조건을 제어함으로써 체적율 5% 이상의 잔류 오스테나이트-페라이트-베이나이트 3상 복합조직을 가진 가공성이 우수한 인장강도 80kg/mm2급 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 목적이 있고, 상기 목적을 달성하기 위하여 중량%로 C:0.15~0.3%, Si:1.0~2.5%, Mn:1.0~2.5%, P:0.04~0.15%, S:0.01%이하, Al:0.01~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물 원소로 조성되는 강을 800~850도의 온도범위에서 마무리 압연하고, 700~750도의 온도범위까지 수냉각한 후, 계속하여 630~680도의 온도범위까지 공랭한 다음, 재차 수냉각하여 370~430도의 온도범위에서 권취함을 특징으로 하는 가공성이 우수한 인장강도 80kg/mm2급 열연강판의 제조방법을 제안하고 있으나, 열연 고정조건이 매우 까다로워 생산에 많은 어려움이 있고, 재질이 불량해지는 문제점이 있다.

본 발명은 상술한 바와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 그 목적은 석출강화를 이용해 고강도강을 제조하되 고가의 합금원소의 첨가를 최소화하여 제조원가를 낮추고 미세석출물의 분율이 최대화되는 열연제조조건, 예컨대 냉각 및 권취온도 조건을 강재의 중심부와 가장자리부로 분리하여 제어함으로써 길이방향, 폭방향으로 재질이 균일한 석출강화형 고강도강 및 그 제조방법을 제공하는데 있다.

상술한 바와 같은 목적을 해결하기 위하여 본 발명은,

중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하(0%제외), Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하(0%제외), Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하(0%제외), Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01 ~ 0.1%, N: 0.01% 이하(0%제외)이며, Mo+Cr : 0.5%(0%제외) 이하인 관계를 가지고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재로, 냉각 및 권취해서 페라이트 결정립 크기가 20um이하이고, 그 페라이트 분율이 체적분율로 70% 이상이며, 20nm이하의 미세 석출물이 강재 내부에 분포하는 재질이 균일한 고강도강을 제공한다.

이때, 상기 미세 석출물의 길이방향 체적분율과 폭방향 체적분율 차이가 20% 이내로, 강재의 길이방향 인장강도 편차가 50MPa 이하이고, 폭방향 인장강도 편차가 30MPa 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하(0%제외), Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하(0%제외), Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하(0%제외), Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01 ~ 0.1%, N: 0.01% 이하(0%제외)이며 Mo+Cr : 0.5% 이하(0%제외)인 관계를 가지고 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재를, 1200℃의 온도에서 가열하는 공정;

가열된 강재를 Ar3 변태점 이상에서 열간압연하는 공정;

상기 강재의 중심부 온도를 550 ~ 650℃가 되는 온도구간으로 냉각 및 권취하되, 상기 강재의 가장자리(edge)부 온도를 상기 중심부 온도보다 50℃ 낮게 유지하는 공정;을 포함하는 재질이 균일한 고강도강의 제조방법을 함께 제공한다.

본 발명은, 저원가형으로 합금 설계를 이룩함과 동시에 강재의 중심부와 가장자리부의 냉각/권취온도가 소정온도차를 유지하도록 열연 제조조건을 조절함으로써 미세 석출물이 강재 내부에 균일하게 분포되도록 하여 강재의 길이방향 인장강도 편차가 50MPa이하이고, 폭방향 인장강도 편차가 30MPa 이하인 재질이 매우 균일한 인장강도 780MPa 이상의 고강도강을 제조할 수 있는 장점이 있다.

이하, 본 발명의 특징적인 기술에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명은 고강도강의 화학적 조성을 중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하, Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하, Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하, Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01% ~ 0.1%, N: 0.01% 이하이며, Mo+Cr: 0.5% 이하인 관계를 가지고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재로, 열간압연을 위한 온도 즉, 1200℃ 이상에서 1시간 이상 충분히 가열한 뒤, Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고, 강재의 중심부가 550~650℃의 온도구간이 되도록 냉각하고 권취한다.

이때 강재의 가장자리(edge)부 온도는 중심부온도보다 50℃ 낮은 온도구간으로 유지되도록 냉각하고 권취함으로써, 페라이트 결정립크기가 20um이하이고, 그 페라이트 분율이 70%이상이며, 20nm이하의 미세 석출물이 강재 내부에 균일하게 분포하고, 그러한 미세 석출물의 길이방향, 폭방향의 분율 차이가 20% 이내인, 강재의 길이방향 인장강도 편차가 50MPa이하이고, 폭방향 인장강도 편차가 30MPa 이하인 재질이 매우 균일한 인장강도 780MPa 이상의 고강도강을 제조하는 것을 기술적 요지로 한다.

중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하, Mn: 1.0~2.5%, Mo: 0.1% 이하, Cr: 0.01~0.5%, Al: 0.01~0.1%, S: 0.01% 이하, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.05~0.15%, V: 0.01%~0.1%, N: 0.01% 이하이며, Mo+Cr : 0.5% 이하인 관계를 가지고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는데, 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다.

상기 C는 0.05 ~ 0.10%로 제한한다. 탄소함량이 낮으면 미세 석출물의 분율이 낮아져 고강도 획득이 불가능하고, 탄소함량이 높으면 용접성 등의 기타 물성들이 열위하기 때문에 하한과 상한을 각각 0.05%, 0.10%로 제한한다.

상기 Si은 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상의 효과가 있는 원소이나, 다 량 첨가되는 경우에 스케일 결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래하므로, 상한을 0.4%로 제한한다.

상기 Mn은 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상의 효과가 있는 원소로, 그 첨가량이 너무 작으면 고강도강을 제조하는데 어려움이 있고, 너무 높으면 중심편석 혹은 미소편석 등의 편석이 심해지게 된다. 이러한 이유로 상한과 하한을 각각 1.0%와 2.5%로 제한한다.

상기 Mo는 0.1% 이하로 제한한다. Mo는 탄화물을 형성하여 석출강화를 통해 강도를 향상시키는 원소로, 고가의 원소이기 때문에 강도를 확보할 수 있는 대체 원소가 있다면 첨가하지 않아도 무방하며, 그 첨가량이 너무 많으면 강의 강도를 필요이상으로 증가시키고, 제강 원단위 상승의 문제가 있으므로, 상한을 0.1%로 제한한다.

상기 Cr 또한 탄화물을 형성시키는 원소로, 그 첨가량이 너무 작으면 고강도 획득에 어려움이 있고, 첨가량이 너무 많으면 용접성에 악영향을 미치므로 하한과 상한을 각각 0.01%와 0.5%로 제한하며, 본 발명에서는 고강도 확보를 위해 고가의 Mo 대신에 Cr이 사용될 수 있다.

상기 Al은 두 가지 목적으로 첨가되는데, 하나는 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지함이고, 다른 하나는 강 중에 존재하는 질소를 AlN으로 고정함으로써 결정립의 크기를 미세화시키기 위함이다.

따라서, Al 역시 적정한 범위로 첨가되어야 하는데, 그 성분함량이 너무 낮으면 상기 첨가목적을 이룰 수 없으며 반대로 너무 높으면 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있으므로, 0.01~0.1중량%로 제한한다.

상기 S는 MnS의 형태로 석출이 이루어져서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이므로, S의 양을 낮게 관리하는 것이 필요하다. 상한은 이러한 이유로 제한되지만, 하한을 규정하지 않은 것은 상기의 동일한 이유로 S양을 낮출수록 성형성이 좋아지므로 제한하지 않았다.

상기 Nb는 두 가지 목적으로 첨가되는데, 하나는 열간 압연 중 오스테나이트 결정립의 재결정을 지연시킴으로써 결정립 크기를 줄여 강도를 향상하고, 다른 하나는 미세 석출물이 형성되도록 하여 석출강화를 통해 강도가 향상되도록 한다. 이를 위해서 0.01%이상 함유시킬 필요가 있지만, 0.1%를 넘으면 열간 압연 시 압연하중 증대로 인해 작업성이 열위해지고, 석출강화의 효과 또한 포화되기 때문에 하한과 상한을 제한하였다.

상기 Ti는 미세 석출물을 형성해서 석출강화를 통해 강도를 향상하는데 효과적인 원소이다. 이를 위해 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 0.15%를 넘으면 열간 압연 시 압연하중 증대로 인해 작업성이 열위해지고, 석출강화의 효과 또한 포화되기 때문에 하한과 상한을 제한하였다.

상기 V은 페라이트에서의 미세 석출물 형성을 통해 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이를 위해 0.01% 이상을 함유시킬 필요가 있지만, 0.1%를 넘으면 열간 압연 시 압연하중 증대로 인해 작업성이 열위해지고, 석출강화의 효과 또한 포화되기 때문에 하한과 상한을 제한하였다.

상기 N는 Ti과 함께 조대한 TiN 또는 Ti(C,N) 석출물을 형성시킴으로써 Ti가 미세 석출물로 석출할 수 있는 양을 줄임으로써 석출강화효과 저감을 초래한다. 이에 N의 상한을 0.01%로 제한하였고, N이 적으면 적을수록 미세 석출물 분율이 많아지므로 하한을 제한하지는 않았다.

상기 Mo+Cr은 0.5% 이하로 제한하였는데, 이는 Mo와 Cr이 탄화물을 형성하는 합금원소로 그 효과가 유사하게 나타날 수 있기 때문에, 두 원소의 합산 함량이 0.5% 이하로 유지되도록 함으로써 탄화물 형성으로 인한 필요 이상의 강도상승을 제어하며, 동시에 제강 원단위 상승의 문제를 해결하고자 0.5% 이하로 제한한다.

본 발명에서는 상기 조성을 포함하는 강재를 1200℃ 이상에서 1시간 이상 충분히 가열한 뒤, Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고, 상기 강재의 중심부온도를 550~650℃가 되는 온도구간으로 냉각 및 권취한다.

이때, 상기 강재의 가장자리(edge)부 온도는 상기 중심부 온도보다 50℃ 낮게 유지되도록 냉각하고 권취함으로써, 페라이트 결정립 크기가 20um 이하이고, 그러한 페라이트 분율이 70% 이상이며, 20nm 이하의 미세 석출물이 강재 내부에 균일하게 분포되도록 한다.

이와 같이, 냉각 및 권취할 때 상기 강재의 중심부 온도가 550~650℃로 유지되도록 하되 그 강재의 가장자리부 온도는 이보다 50℃ 낮은 500~600℃로 유지되도록 하면, 미세 석출물의 길이방향, 폭방향의 분율 차이가 20% 이내인, 강재의 길이방향 인장강도 편차가 50MPa이하이고, 폭방향 인장강도 편차가 30MPa 이하인 재질이 매우 균일한 인장강도 780MPa 이상의 고강도강이 제조될 수 있다.

여기서, 상기 강재의 재가열 조건을 1200℃ 이상에서 1시간 이상으로 제한한 이유는 강재 주조 중에 생성된 (Ti,Nb,Mo)(C,N)의 조대한 석출물이 재용해되기 위해서는 1200℃ 이상의 온도에서 충분하게 숙열되어야 하며, 상기 조대 석출물이 충분히 재용해되어야 Ti, Nb, Mo 등을 활용하여 미세 석출물의 분율을 최대로 증가시켜 고강도강 제조가 가능하기 때문이다.

또한, 상기 강재의 열간 압연 마무리 온도를 Ar3 변태점 이상으로 규정한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함인데, 본 발명의 경우 2상역 압연이 행해지게 되면 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생함에 의하여, 재질 편차를 유발할 수 있다.

열간압연을 마무리하고, 소정길이를 갖는 강재의 폭방향에 대한 중심부(즉, 강재 길이방향을 따라 길게 형성되는 중심부)가 550~650℃의 온도구간으로 유지되도록 냉각하고 권취하는 이유는, 제시한 온도 범위에서 20nm이하의 미세 석출물 생성이 극대화되어 길이방향으로 인장강도 편차가 작은 열연 고강도강을 획득할 수 있기 때문이다.

또한, 상기 강재의 가장자리부(강재의 길이방향과 나란한 가장자리부) 온도가 상기 중심부 온도보다 50℃ 낮은 500~600℃의 온도구간으로 유지되도록 냉각하고 권취하는 이유는, 강재의 폭방향으로 인장강도 편차가 작은 열연 고강도강을 획득하기 위함이다.

강재의 중심부와 가장자리부의 온도차이가 크게 발생하면 미세 석출 거동이 달라져 중심부에서는 20nm이하의 미세 석출물 분율이 많아지고, 가장자리부에서는 미세 석출물 분율이 작아져 폭방향 강도 편차가 커지게 되므로, 제시한 온도를 유지하여 냉각하고 권취하면 폭방향으로 강도 편차가 작은 고강도강을 획득할 수 있다.

이하, 본 발명의 이해를 돕기 위한 바람직한 실시예를 제시한다.

본 실시예는 본 발명이 보다 쉽게 이해될 수 있도록 제공되는 것인바, 본 발명이 반드시 하기의 실시예에 의해 한정되는 것은 아니다.

[실시 예]

진공용해를 통하여 표 1에 나타낸 조성이 포함된 강재를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 이상 재가열을 실시한 후 열연 두께 6.0mm가 되도록 열간압연을 하였다.

열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점 이상에서 실시하고, 400~700℃의 온도구간에서 강재의 냉각 및 권취온도를 가변하면서 냉각하고 권취하여, 강재의 중심부와 가장자리부의 온도를 모사(simulation)하였다. 그 결과를 표 2에 나타내었다.

[표 1] 강재의 종류에 따른 화학성분표 (단위 : wt%)

강종	C	Si	Mn	Mo	Cr	Al	S	Nb	Ti	V	N
1	0.071	0.21	1.57	<0.001	0.28	0.04	0.0033	0.04	0.010	0.010	0.0043
2	0.076	0.014	1.66	0.08	0.24	0.029	0.0029	0.029	0.0097	0.009	0.0032
3	0.065	0.13	1.54	0.19	0.25	0.036	0.0022	0.036	0.0093	0.009	0.0025

[표 2] 열연 제조조건에 따른 인장강도

강종	모사 강재부위	냉각 및 권취온도(℃)	인장강도(TS) (MPa)	(중심부-가장자리부) 강도차이(MPa)
1	가장자리부	450	671	TS < 780MPa
	가장자리부	550	682
	중심부	550	682
	중심부	650	709
	중심부	700	685
2	가장자리부	400	722	TS < 780MPa
	가장자리부	450	783	(823-800) = 23 MPa
	가장자리부	500	800
	가장자리부	550	823
	중심부	550	823
	중심부	600	820
	중심부	650	818
	중심부	700	752	TS < 780MPa
3	가장자리부	400	782	(848-782) = 66 MPa
	가장자리부	450	801	(848-845) = 3 MPa
	가장자리부	500	822
	가장자리부	550	843
	중심부	550	843
	가장자리부, 중심부	600	845
	중심부	650	848
	중심부	700	764	TS < 780MPa

표 1에 나타낸 바와 같이, 강종 1은 본 발명의 범위에 속하지 않는 비교재이 고, 강종 2와 강종 3은 본 발명의 조성범위에 속하는 강종이다.

표 1의 조성비를 갖는 각 강재에 대한 열연 제조조건(예컨대, 냉각 및 권취온도조건)을 일정온도범위로 나누어 설정하고 그때의 각 인장강도를 측정한 후, 강재의 중심부와 가장자리부의 강도차이를 주목해야 할 대표적인 것만 계산하여 표 2에 나타내었다.

이때, 표 2에 나타낸 모사 강재부위는 실험을 위하여 설정된 냉각 및 권취온도에 의하여 추정할 수 있는 부위로써, 설정된 온도범위가 550~650℃이면 강재의 중심부로 추정할 수 있고, 설정된 온도범위가 500~600℃이면 강재의 가장자리부로 추정할 수 있는데, 여기서 공통되는 온도범위 즉, 550℃와 600℃는 중심부로 볼 수도 있고 가장자리부로 볼 수도 있다.

표 2에서 보면, 강종 1은 조성에서 Mo+Cr의 함량이 미달되는 강으로써 450~700℃의 온도구간까지 냉각 및 권취를 통하여도 고강도강을 위하여 필요한 인장강도 780MPa이상을 획득하기 불가능하다.

강종 2에서 냉각 및 권취온도를 400℃로 상대적으로 낮게 조절하면, 미세 석출물이 석출되기엔 온도가 너무 낮아 석출물의 극대화가 어려운바, 이때의 인장강도는 722MPa로 780MPa이상을 획득하기 어려웠다.

또한 강종 2에서 냉각 및 권취온도가 700℃로 상대적으로 높게 조절되면, 20nm이하의 미세 석출물보다는 100nm이상의 조대 석출물이 형성되어 인장강도가 752MPa로 낮게 얻어졌다.

강종 2에서 냉각 및 권취온도 범위를 450~650℃로 설정하면 인장강도는 모두 780MPa이상으로 얻어진다.

이때, 상대적 저온(450~550℃)에서 냉각 및 권취된 강재는 가장자리부로 추정할 수 있을 것이고, 상대적 고온(550~650℃)에서 냉각 및 권취된 강재는 중심부로 볼 수 있을 것인데, 이들의 강도차이는 강종 2에서 최대 인장강도가 나타난 550℃에서의 823MPa을 기준으로 할 때 가장자리부 온도는 이보다 50℃ 낮은 500℃가 되고 이때의 인장강도는 800MPa이 되므로 인장강도 편차가 23MPa이 되며, 이는 폭방향 인장강도 편차를 30MPa 이하로 설정한 본 발명을 만족한다.

한편, 강종 3에서 냉각 및 권취온도 범위를 450~650℃으로 설정한 경우 인장강도가 800MPa 이상으로 얻어졌고, 인장강도 편차도 최대 인장강도가 나타난 650℃에서의 848MPa을 기준으로 할 때 최대 강도차이가 3MPa로 나타났다.

하지만, 강종 3에서 냉각 및 권취온도가 400℃로 조절되면, 비록 인장강도는 782MPa로 높게 얻어졌으나, 중심부로 모사된 650℃와의 인장강도 편차가 66MPa로 얻어져 중심부와의 인장강도 편차가 크게 나타났다.

이를 통해 실제 열연강재의 중심부 및 가장자리부 온도가 각각 550~650℃, 500~600℃의 온도구간으로 유지되면 인장강도 편차가 30MPa 이하의 폭방향 재질이 균일한 780MPa이상의 고강도강을 획득할 수 있다.

Claims (3)

1. 중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하(0%제외), Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하(0%제외), Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하(0%제외), Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01 ~ 0.1%, N: 0.01% 이하(0%제외)이며, Mo+Cr : 0.5% 이하(0%제외)인 관계를 가지고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재로, 냉각 및 권취해서 페라이트 결정립 크기가 20um이하이고, 그 페라이트 분율이 체적분율로 70% 이상이며, 20nm이하의 미세 석출물이 강재 내부에 분포하는 재질이 균일한 고강도강.
2. 제1항에 있어서, 상기 미세 석출물의 길이방향 체적분율과, 폭방향 체적분율 차이가 20% 이내로, 강재의 길이방향 인장강도 편차가 50MPa 이하이고, 폭방향 인장강도 편차가 30MPa 이하인 것을 특징으로 하는 재질이 균일한 고강도강.
3. 중량 %로 C: 0.05 ~ 0.10%, Si: 0.4% 이하(0%제외), Mn: 1.0 ~ 2.5%, Mo: 0.1% 이하(0%제외), Cr: 0.01 ~ 0.5%, Al: 0.01 ~ 0.1%, S: 0.01% 이하(0%제외), Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.05 ~ 0.15%, V: 0.01 ~ 0.1%, N: 0.01% 이하(0%제외)이며 Mo+Cr : 0.5% 이하(0%제외)인 관계를 가지고 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강재를 가열하는 공정;

   가열된 강재를 Ar3 변태점 이상에서 열간압연하는 공정;

   상기 강재의 중심부 온도를 550 ~ 650℃가 되는 온도구간으로 냉각 및 권취하되, 상기 강재의 가장자리(edge)부 온도를 상기 중심부 온도보다 50℃ 낮게 유지하는 공정;을 포함하는 재질이 균일한 고강도강의 제조방법.