KR101543838B1 - Low yield ratio high-strength hot rolled steel sheet having excellent impact resistance and method for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

본 발명은 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x108개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength, high-strength,
In one embodiment of the present invention, a steel sheet comprising, by weight, 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% 0.01 to 0.1% of P, 0.01 to 0.05% of S, 0.0005 to 0.01% of S and 0.001 to 0.01% of N and 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V , The remainder Fe and inevitable impurities and having a single or complex carbonitride of Ti, Nb and V having a diameter of 100 nm or more of 1 x 10 8 / cm 2 or less, a yield ratio of 0.75 or less, and excellent moldability are provided .

Description

내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법{LOW YIELD RATIO HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength and high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance,

본 발명은 주로 자동차 휠림 및 샤시부품의 멤버류 등 용도로 사용되는 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기존의 고강도 열연강판보다 내충격특성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to a method of manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance characteristics compared to conventional high-strength hot-rolled steel sheets .

기존의 저항복비형 열연강판은 페라이트(Ferrite)-마르텐사이트(Martensite)의 이상복합조직강으로, 마르텐사이트 변태시 도입되는 가동전위에 의하여 연속항복 거동과 낮은 항복강도 특성이 발휘되며, 연신율 및 장출성형성이 우수한 특성을 갖게 된다. The conventional low-friction-resisting hot-rolled steel sheet is an ideal composite structure steel of ferrite-martensite. It exhibits continuous yielding behavior and low yield strength due to the moving potential introduced during martensitic transformation, and elongation and long- And the formation of the outgoing property is excellent.

특허문헌 1 내지 3에서는 Si-Mn, Mn-P-Cr 성분계를 기본으로 열간압연후 페라이트 변태역에서 수초간 유지한후 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하로 제어하는 방법을 개시하고 있으며, 특허문헌 4에서는 Si-Mn-Cr계 혹은 Si-Mn-Cr-Mo계를 이용하여 역시 페라이트 변태역에서 수초간 유지후, 마르텐사이트 변태개시온도 이상의 온도에서 권취하는 방법을 개시하고 있다. 이는 Cr 혹은 MO이 마르텐사이트 변태의 임계냉각속도를 저하시키는 효과과 있음을 고려한 것이다. 통상 1% 전후의 Cr 혹은 Cr+Mo이 첨가되면 권취후 서냉각 과정에서도 오스테나이트(Austenite)는 마르텐사이트로 변태되기에 충분하며, 최종적으로 페라이트-마르텐사이트의 이상복합조직강이 얻어지게 된다. 그러나 상술한 종래기술은 하기와 같은 문제점을 가지고 있다. Patent Literatures 1 to 3 disclose a method of controlling the martensite transformation starting temperature (Ms) or less after maintaining the Si-Mn and Mn-P-Cr component system for several seconds at the ferrite transformation region after hot rolling, 4 discloses a method of winding at a temperature equal to or higher than the martensitic transformation starting temperature by maintaining Si-Mn-Cr system or Si-Mn-Cr-Mo system for several seconds at the ferrite transformation stage. This considers that Cr or MO has an effect of lowering the critical cooling rate of the martensitic transformation. When Cr or Cr + Mo is added at around 1%, austenite is enough to transform into martensite even in the cooling process after winding, and ultimately, the ferrite-martensite composite structure steel is finally obtained. However, the above-mentioned prior art has the following problems.

대부분의 저항복비를 갖는 고강도 열연강판에 있어서 페라이트-마르텐사이트의 이상복합조직강을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Al, Mn, Cr, Mo등의 합금성분들이 주조후 슬라브에 심한 편석을 발생시켜 성형 중 균열이나 결함이 형성되어 내피로 특성과 내충격 특성을 악화시킨다. 또한, 상기의 합금성분이 과다하게 첨가되면 열간변형저항을 증가시키며, Ti, Nb, V 및 W 등이 함께 첨가된 경우에는 열간압연 중에 동적변형유기석출에 의한 변형저항의 급격한 변화로 압연판의 형상품질이 열위하게 되며 미세조직이 불균일해지고 내피로 특성과 내충격 특성도 나빠지게 된다.
Alloy components of Si, Al, Mn, Cr, and Mo, which are mainly used for manufacturing the ideal composite steel of ferrite-martensite in the high-strength hot-rolled steel sheet having the most low resistance, cause severe segregation in the slab after casting Cracks or defects are formed during molding to deteriorate endothelial property and impact resistance. Further, when the above-mentioned alloy component is added excessively, the hot-deforming resistance is increased, and when Ti, Nb, V and W are added together, the abrupt change of the deformation resistance due to the dynamic deformation- The shape quality is lowered, the microstructure becomes uneven, and the endothelial characteristic and the impact resistance characteristic are deteriorated.

일본 공개특허공보 제1995-278731호Japanese Patent Application Laid-Open No. 1995-278731 일본 공개특허공보 제1997-241790호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1997-241790 일본 공개특허공보 제1994-049591호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1994-049591 미국 등록특허공보 제4502897호U.S. Patent No. 4502897

본 발명의 일측면은 강판의 조성 및 제조방법을 적절히 제어하여, 조대한 탄질화물 형성을 억제하고 강판의 미세조직을 제어함으로써, 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
One aspect of the present invention is to provide a low-resistance, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance by controlling the composition and manufacturing method of the steel sheet to suppress the formation of coarse carbonitrides and controlling the microstructure of the steel sheet, .

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% of Cr, 0.01 to 0.1% 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V, and the balance Fe and unavoidable impurities are contained in an amount of 0.01 to 0.05%, S: 0.0005 to 0.01%, and N: ≪ / RTI &

직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x108개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.
A high strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance characteristics and moldability with a single or composite carbonitride of Ti, Nb and V having a diameter of 100 nm or more of 1 x 10 8 / cm 2 or less and a yield ratio of 0.75 or less.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계; The present invention also provides a ferritic stainless steel comprising 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V, 0.1 to 0.1% of P, 0.01 to 0.05% of S, 0.0005 to 0.01% of S and 0.001 to 0.01% of N, Continuously casting molten steel containing Fe and unavoidable impurities to obtain a slab;

상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;Cooling the slab so as to satisfy the condition of the following expression (1);

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;Reheating the cooled slab to 1200 to 1300 占 폚;

상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;Hot-rolling the reheated slab to obtain a hot-rolled steel sheet;

상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;Cooling the hot-rolled steel sheet to 600 to 750 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s;

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;Air cooling the primary cooled hot rolled steel sheet for 4 seconds or more;

상기 공냉된 열연강판을 상온~400℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및Cooling the air-cooled hot-rolled steel sheet from room temperature to 400 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s; And

상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며, And winding the secondary cooled hot-rolled steel sheet,

상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,The step of obtaining the hot-rolled steel sheet includes a step of subjecting to hot-rolling the finish to satisfy the following condition (2)

상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.Wherein the wound hot-rolled steel sheet has a yield ratio of 0.75 or less, wherein the yield ratio of the wound hot-rolled steel sheet is 0.75 or less.

[관계식 1] [Relation 1]

CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]Cr (° C./sec) ≥45.5-56.1 [C] +2.1 [Si] -19.2 [Mn] -8.9 [Cr] + 8.0 [Sol.Al]

(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Wherein CR represents the cooling rate, and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al] and [Mo]

[관계식 2] [Relation 2]

(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb] (FET-FDT) (占 폚)? 166 - 456 [C] - 27.9 [Mn] + 4.39 [Si] - 28.5 [Mo] - 28.2 [Ti]

(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
(C), [Mn], [Si], [Mo], [Ti] and [Nb] of the element are the same as those of the element Content (% by weight)

덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
In addition, the solution of the above-mentioned problems does not list all the features of the present invention. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The various features and advantages and effects of the present invention will become more fully understood with reference to the following specific embodiments.

본 발명에 따르면, -20℃에서의 충격에너지가 50J 이상이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a low-resistance, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet having an impact energy of 50 J or more at -20 캜 and a yield ratio of 0.75 or less and a method of manufacturing the same.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강과 비교강의 항복비(YR=YS/TS)와 충격에너지 값을 도시한 그래프이다.1 is a graph showing the yield ratio (YR = YS / TS) and the impact energy value of the inventive steel and the comparative steel according to an embodiment of the present invention.

이하, 본 발명의 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, a low-resistance, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, which is one aspect of the present invention, will be described in detail.

본 발명의 일측면인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, In one aspect of the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance and moldability comprises 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45 of Sol.Al, , 0.001 to 0.55% of Cr, 0.01 to 0.1% of Mo, 0.01 to 0.05% of P, 0.0005 to 0.01% of S and 0.001 to 0.01% of N, 0.001 to 0.15% in total, the balance Fe and unavoidable impurities,

직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x108개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 한다.
Wherein a single or composite carbonitride of Ti, Nb and V having a diameter of 100 nm or more is 1 x 10 8 / cm 2 or less and a yield ratio is 0.75 or less.

먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
First, the alloy composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described in detail.

탄소(C): 0.05~0.1중량%Carbon (C): 0.05 to 0.1 wt%

탄소는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로써, 페라이트-마르텐사이트 복합조직강의 경우, 그 함량이 증가할수록 마르텐사이트 조직의 분율이 증가하여 인장강도가 커지게 된다. 상기 탄소의 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 열간압연 후 냉각 중 마르텐사이트 조직의 형성이 용이하지 않다는 문제점이 있다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 과도한 강도상승이 일어나고, 용접성, 성형성 및 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.05~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Carbon is the most economical and effective element for strengthening the steel. In the ferritic-martensite composite steel, as the content increases, the fraction of martensite structure increases and the tensile strength increases. If the carbon content is less than 0.05 wt%, it is difficult to form a martensite structure during cooling after hot rolling. On the other hand, when the content of carbon is more than 0.1% by weight, the strength is excessively increased and the weldability, formability and impact resistance are deteriorated. Therefore, the carbon content is preferably limited to 0.05 to 0.1 wt%.

실리콘(Si): 0.1~1.0중량%Silicon (Si): 0.1 to 1.0 wt%

실리콘은 용강을 탈산시키고, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 페라이트-마르텐사이트 복합조직강에서 페라이트 조직의 분율 증대에 효과적인 원소이다. 상기 실리콘의 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어렵다. 반면에, 상기 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 실리콘에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.1~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Silicon is an element added for deoxidizing molten steel and improving the strength by solid solution strengthening. In addition, it has an effect of promoting ferrite transformation during cooling after hot rolling as a ferrite stabilizing element, and is an element effective for increasing the fraction of ferrite structure in a ferrite-martensite composite structure steel. When the content of silicon is less than 0.1% by weight, the effect of stabilizing ferrite is small and it is difficult to make the base structure into a ferrite structure. On the other hand, if the content of silicon exceeds 1.0% by weight, a red color scale due to silicon is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, resulting in poor quality of the surface of the steel sheet and deterioration of ductility and weldability. Therefore, the content of silicon is preferably limited to 0.1 to 1.0% by weight.

망간(Mn): 1.0~2.0중량%Manganese (Mn): 1.0 to 2.0 wt%

망간은 실리콘과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 중 마르텐사이트 조직의 형성을 용이하게 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 망간의 함량이 1.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 망간의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 과도하게 페라이트 변태를 지연하여 본 발명의 기지조직인 페라이트의 적정 분율을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성과 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 1.0~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Manganese, like silicon, is an effective element for strengthening the steel and enhances the hardenability of the steel, thereby facilitating the formation of martensite structure during cooling after hot rolling. In order to exhibit such effects, the content of manganese in the present invention is preferably 1.0 wt% or more. On the other hand, when the content of manganese exceeds 2.0 wt%, there is a difficulty in securing an appropriate fraction of ferrite which is the base structure of the present invention by delaying excessive ferrite transformation. In addition, there is a problem in that the segregation portion is greatly developed at the center of the thickness during slab casting in the casting process, thereby deteriorating the weldability and the impact resistance characteristics of the final product. Therefore, the content of manganese is preferably limited to 1.0 to 2.0% by weight.

알루미늄(Sol.Al): 0.03~0.45중량%,Aluminum (Sol.Al): 0.03 to 0.45% by weight,

알루미늄은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열연 후 냉각 중 강에 페라이트 조직의 형성을 도와주는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 알루미늄의 함량이 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 알루미늄의 함량이 0.45중량%를 초과하면 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열연 후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.45중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Aluminum is a component mainly added for deoxidation, and as an element stabilizing ferrite, it has an effect of assisting formation of ferrite structure in steel during cooling after hot rolling. In order to exhibit such effects in the present invention, it is preferable that the aluminum content is 0.03 wt% or more. On the other hand, if the content of aluminum exceeds 0.45% by weight, defects are likely to occur in the slab during continuous casting, and the surface quality is deteriorated due to occurrence of surface defects after hot rolling. Therefore, the content of aluminum is preferably limited to 0.03 to 0.45% by weight.

크롬(Cr): 0.005~0.55중량%,Chromium (Cr): 0.005-0.55% by weight,

크롬은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성을 돕는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 크롬의 함량이 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 0.55중량%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 필요 이상의 마르텐사이트가 형성되고, 연신율을 열위하게 되며, 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬의 함량은 0.005~0.55중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Chromium is an effective element for strengthening the steel, and it plays a role in helping to form martensite by delaying bainite phase transformation during cooling. In order to exhibit such effects in the present invention, it is preferable that the content of chromium is 0.005 wt% or more. On the other hand, when the content of chromium exceeds 0.55% by weight, the ferrite transformation is excessively delayed to form more than necessary martensite, the elongation is lowered, and the impact resistance characteristic is lowered. Therefore, the content of chromium is preferably limited to 0.005 to 0.55% by weight.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.1중량%,Molybdenum (Mo): 0.01 to 0.1% by weight,

몰리브덴은 강 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 조직 형성을 용이하게 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 몰리브덴의 함량이 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 몰리브덴의 함량이 0.1중량%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 용접성 및 내충격 특성이 열위해지며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 몰리브덴의 함량은 0.01~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.Molybdenum increases the hardenability of steel and facilitates the formation of martensite structure. In order to exhibit such effects, the content of the molybdenum is preferably 0.01 wt% or more. On the other hand, if the content of the molybdenum exceeds 0.1 wt%, the weldability and impact resistance tend to be increased due to an increase in the incombustibility, which is economically disadvantageous. Therefore, the content of the molybdenum is preferably limited to 0.01 to 0.1% by weight.

인(P): 0.01~0.05중량%Phosphorus (P): 0.01 to 0.05 wt%

인은 규소와 마찬가지로 고용강화 효과 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가지고 있어 페라이트-마르텐사이트 복합조직강에서 매우 중요한 원소이다. 하지만 상기 인의 함량이 0.01중량% 미만에서는 원하는 강도를 얻기에 불충분하고, 상기 인의 함량이 0.05중량%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 밴드 조직 유발에 의한 연성과 내충격 특성 저하를 가져오게 된다. 따라서, 상기 인의 함량은 0.01~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Phosphorus is a very important element in the ferrite-martensite composite structure steel, as it has the effect of strengthening solubility and promoting ferrite transformation as well as silicon. However, when the content of phosphorus is less than 0.01% by weight, it is insufficient to obtain the desired strength. If the content of phosphorus exceeds 0.05% by weight, softness and impact resistance are deteriorated due to microstructure induced banding. Therefore, the content of phosphorus is preferably limited to 0.01 to 0.05% by weight.

황(S): 0.0005~0.01중량%Sulfur (S): 0.0005 to 0.01 wt%

황은 강 중에 존재하는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 상기 황의 함량을 0.0005중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 황의 함량이 0.01중량%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 내충격 특성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, 상기 황의 함량은 0.0005~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sulfur is an impurity present in the steel and is preferably controlled as low as possible. Theoretically, it is advantageous to control the sulfur content to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. If the content of sulfur exceeds 0.01% by weight, it forms a nonmetallic inclusion by binding with Mn and the like, and accordingly, the impact resistance of the steel is reduced. There is a problem that it is greatly reduced. Therefore, the sulfur content is preferably limited to 0.0005 to 0.01% by weight.

질소(N): 0.001~0.01중량%Nitrogen (N): 0.001 to 0.01 wt%

질소는 탄소와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 티타늄, 알루미늄 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 질소의 양이 증가될수록 내충격 특성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 상기 질소의 함량을 0.001중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 질소의 함량이 0.01중량%를 초과하는 경우에는 조대한 질화물의 형성이 용이하여 취성이 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nitrogen is a typical solid solution strengthening element together with carbon and forms coarse precipitates together with titanium, aluminum and the like. Generally, the solid solution strengthening effect of nitrogen is superior to that of carbon, but there is a problem in that the higher the amount of nitrogen in the steel, the lower the impact resistance characteristic is. If the content of nitrogen is less than 0.001% by weight, it takes a long time to perform the steelmaking and productivity is deteriorated. When the content of nitrogen exceeds 0.01% by weight, formation of coarse nitride is easy, . Therefore, the content of nitrogen is preferably limited to 0.001 to 0.01% by weight.

한편, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 이 경우, Ti, Nb 및 V의 함량의 합은 총 0.001~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
On the other hand, it is preferable to include at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V. In this case, the sum of the contents of Ti, Nb and V is preferably limited to 0.001 to 0.15% in total.

상기 Ti, Nb 및 V는 결정립을 미세화시키는데 유효한 성분으로, Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다.
The Ti, Nb and V are effective components for refining the crystal grains. Ti exists as a TiN in the steel and inhibits the growth of the crystal grains in the heating process for hot rolling. Also, it is a useful component to improve the strength of steel by forming TiC precipitate by reacting with nitrogen and remaining Ti solved in steel and bonding with carbon.

Nb와 V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도, 인성을 크게 향상시킨다. 또한, 강중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내충격 특성을 향상시키는 효과도 있다.
Nb and V form carbides in the steel, which are effective in grain refinement and form fine precipitates, which greatly improves the strength and toughness of the steel. In addition, it also stabilizes the elements such as C and N that increase local variations in microstructure and physical properties due to segregation in the steel, thereby improving the impact resistance.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
The remainder includes Fe and unavoidable impurities. Addition of an effective component other than the above-mentioned composition is not excluded.

이하, 본 발명에 의한 열연강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the microstructure and precipitates of the hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described in detail.

본 발명에 의한 열연강판은 상기 성분조건을 만족함과 동시에 그 미세조직이 페라이트 기지조직 내 마르텐사이트 단면 면적율이 5~30%인 것이 바람직하며, 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 강의 항복비를 낮추고 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 마르텐사이트의 단면 면적율이 5% 미만인 경우 원하는 인장강도를 확보하기 어렵고 항복비가 상승하여 연신율이 감소하는 문제가 있으며, 30%를 초과하는 경우, 강도가 지나치게 높아지고 연신율이 감소하는 문제가 있다.
The hot-rolled steel sheet according to the present invention preferably satisfies the above-described composition conditions and has a microstructure in which the sectional area ratio of martensite in the ferrite matrix is 5 to 30%. By securing the microstructure as described above, The ductility can be improved. If the cross-sectional area ratio of the martensite is less than 5%, it is difficult to secure the desired tensile strength, and the yield ratio is increased to reduce the elongation. When the area ratio exceeds 30%, the strength is excessively increased and the elongation is decreased.

또한, 본 발명에 의한 열연강판은 직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 5x108개/㎠ 이하인 것이 바람직하다. 조대한 탄질화물을 저감시킴으로써, 외부 충격에 대한 국부적인 응력집중이 억제되어, 열연강판의 내충격 특성이 우수하게 된다.
In the hot-rolled steel sheet according to the present invention, the Ti, Nb and V alone or composite carbonitrides having a diameter of 100 nm or more is preferably 5 x 10 8 / cm 2 or less. By reducing the coarse carbonitride, local concentration of stress on the external impact is suppressed, and the impact resistance of the hot-rolled steel sheet is excellent.

한편, 본 발명의 열연강판은 상기 합금조성에 더하여, 항복비 0.75 미만을 가진다. 항복비가 0.75 이상이면 높은 항복강도로 인하여 성형이 용이하지 않은 문제가 있다.
On the other hand, the hot-rolled steel sheet of the present invention has a yield ratio of less than 0.75 in addition to the alloy composition. If the yield ratio is more than 0.75, there is a problem that molding is not easy due to high yield strength.

한편, 상기와 같이 제공되는 본 발명에 의한 열연강판은 -20℃에서 50J 이상의 충격에너지를 확보할 수 있어, 자동차 샤시부품과 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
Meanwhile, the hot-rolled steel sheet according to the present invention as described above can secure an impact energy of 50 J or more at -20 캜, and can be suitably applied to automobile chassis parts and structural members.

한편, 본 발명에 의한 열연강판은 그 표면에 용융아연도금층이 형성되어, 용융아연도금강판으로도 이용가능하다.
On the other hand, the hot-rolled steel sheet according to the present invention has a hot-dip galvanized layer formed on its surface, and can be used as a hot-dip galvanized steel sheet.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method of manufacturing a high-strength, high-strength, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.

본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법은 A method of manufacturing a high-strength, high-strength, high-strength steel sheet having excellent impact resistance, which is another aspect of the present invention,

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계; The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% of Cr, 0.01 to 0.1% 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V, and the balance Fe and unavoidable impurities are contained in an amount of 0.01 to 0.05%, S: 0.0005 to 0.01%, and N: Continuously casting the molten steel to obtain a slab;

상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;Cooling the slab so as to satisfy the condition of the following expression (1);

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;Reheating the cooled slab to 1200 to 1300 占 폚;

상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;Hot-rolling the reheated slab to obtain a hot-rolled steel sheet;

상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;Cooling the hot-rolled steel sheet to 600 to 750 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s;

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;Air cooling the primary cooled hot rolled steel sheet for 4 seconds or more;

상기 공냉된 열연강판을 상온~400℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및Cooling the air-cooled hot-rolled steel sheet from room temperature to 400 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s; And

상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며, And winding the secondary cooled hot-rolled steel sheet,

상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,The step of obtaining the hot-rolled steel sheet includes a step of subjecting to hot-rolling the finish to satisfy the following condition (2)

상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 한다.The rolled steel sheet has a yield ratio of 0.75 or less.

[관계식 1] [Relation 1]

CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]Cr (° C./sec) ≥45.5-56.1 [C] +2.1 [Si] -19.2 [Mn] -8.9 [Cr] + 8.0 [Sol.Al]

(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)(Wherein CR represents the cooling rate, and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al] and [Mo]

[관계식 2] [Relation 2]

(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb] (FET-FDT) (占 폚)? 166 - 456 [C] - 27.9 [Mn] + 4.39 [Si] - 28.5 [Mo] - 28.2 [Ti]

(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
(C), [Mn], [Si], [Mo], [Ti] and [Nb] of the element are the same as those of the element Content (% by weight)

슬라브를 얻는 단계 및 냉각하는 단계The step of obtaining the slab and the step of cooling

전술한 조성을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻고, 상기 슬라브를 하기 관계식 1를 만족하도록 냉각한다. 이는 냉각중 발생하는 페라이트 변태를 회피하여 상변태 중에 발생하는 강성분의 편석이나 확산을 억제함으로써 조대한 탄화물과 질화물이 형성되는 것을 억제하기 위함이다. 나아가, 가열로에서의 슬라브 재가열시에 합금원소의 재고용이 비교적 낮은 재가열온도에서 빠르게 발생하여 균일하고 미세한 오스테나이트 상을 얻을 수 있게 되며, 열간압연 후, 열연강판 중의 직경 100nm 이상의 조대 석출물이 1x108개/㎠ 이하가 되어 내충격 특성이 향상된다.The molten steel satisfying the above composition is continuously cast to obtain a slab, and the slab is cooled to satisfy the following relational expression (1). This is to prevent formation of coarse carbides and nitrides by avoiding ferrite transformation occurring during cooling and suppressing the segregation or diffusion of the steel components generated during the phase transformation. Furthermore, the slab during re-heating in the heating as will allow the re-employment of the alloying elements to obtain a relatively low reheating rapidly occurs at a temperature to uniform and fine austenite phase, and after hot rolling, coarse precipitates diameter than 100nm in the hot-rolled steel sheet 1x10 8 Cm < 2 > or less, and the impact resistance characteristics are improved.

[관계식 1][Relation 1]

CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo] Cr (° C./sec) ≥45.5-56.1 [C] +2.1 [Si] -19.2 [Mn] -8.9 [Cr] + 8.0 [Sol.Al]

(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
(Wherein CR represents the cooling rate, and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al] and [Mo]

재가열하는 단계Steps to reheat

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 되며, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
The cooled slab is reheated at a temperature of 1200 to 1300 ° C. If the reheating temperature is less than 1200 ° C, the precipitates are not sufficiently reused, and precipitates such as NbC and TiC are reduced in the process after the hot rolling. If the reheating temperature is higher than 1300 ° C, the strength is lowered due to abnormal grain growth of the austenite grains , And the reheating temperature is preferably limited to 1200 to 1300 ° C.

열연강판을 얻는 단계Step of obtaining hot-rolled steel sheet

상기 재가열된 슬라브를 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이는 열간압연 중 강판에 동적변형유기석출에 의한 석출물이 발생하지 않도록 하여 열간압연 후 석출강화 효과가 감소하는 것을 최소화하는 동시에 열간압연 중 강판에 변형에너지를 최대한 누적시켜 페라이트 상변태시 미세하고 균일한 페라이트 결정립들이 형성되도록 하기 위함이다. The reheated slab is hot-rolled to satisfy the following relational expression 2 to obtain a hot-rolled steel sheet. This is because it is possible to minimize the precipitation strengthening effect after hot rolling by minimizing precipitation of precipitates due to dynamic deformation of the steel sheet during hot rolling and to maximize the strain energy in the steel sheet during hot rolling to obtain fine and uniform ferrite So that the crystal grains are formed.

[관계식 2] [Relation 2]

(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb] (FET-FDT) (占 폚)? 166 - 456 [C] - 27.9 [Mn] + 4.39 [Si] - 28.5 [Mo] - 28.2 [Ti]

(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
(C), [Mn], [Si], [Mo], [Ti] and [Nb] of the element are the same as those of the element Content (% by weight)

냉각하는 단계Cooling step

상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각단계에서 온도가 600℃ 미만이면 강 중 미세조직이 대부분 베이나이트를 가짐으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보할 수 없다. 반면에, 750℃를 초과하면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직의 형성되어 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 페라이트 결정립의 조대화 및 제2상의 면적분율이 5%미만으로 감소하며, 석출물 또한 조대화가 되어 원하는 고강도 강을 얻기가 어렵고, 반면에 100℃/sec를 초과할 경우 페라이트 면적분율이 70%이하가 되어 강도가 상승하고 연신율이 하락하게 된다.
The hot-rolled steel sheet is first cooled to 600 to 750 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / sec. If the temperature is lower than 600 ° C in the primary cooling step, the microstructure of the steel mainly contains bainite, so that the microstructure of the present invention can not be secured. On the other hand, if it exceeds 750 ° C, coarse ferrite and pearlite structure are formed, and desired strength can not be obtained. If the cooling rate is less than 10 ° C / sec, the coarsening of the ferrite grains and the area fraction of the second phase are reduced to less than 5%, the precipitates are also coarsened, and it is difficult to obtain the desired high strength steel. , The ferrite area fraction becomes 70% or less and the strength is increased and the elongation rate is lowered.

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉한다. 1차 냉각 후 4초 이상 공냉하지 않으면 페라이트 조직이 충분히 형성되지 못하여 연성이 크게 저하된다.
The primary cooled hot-rolled steel sheet is air-cooled for 4 seconds or more. If air is not cooled for more than 4 seconds after the primary cooling, the ferrite structure is not sufficiently formed and the ductility is greatly lowered.

상기 공냉된 열연강판을 상온(25℃)~400℃까지 10~100℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각 단계에서 온도가 400℃를 초과하면 베이나이트 조직이 생성되어 강판의 강도가 감소하며, 0.75 이하의 저항복비를 갖지 못하게 된다. 또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 베이나이트 조직이 형성되어 원하는 강도와 연신율을 얻기가 어렵고, 반면에 100℃/sec를 초과할 경우 열연판의 형상이 나빠지는 문제가 있다.
The air-cooled hot rolled steel sheet is secondarily cooled from room temperature (25 ° C) to 400 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / sec. If the temperature exceeds 400 DEG C in the secondary cooling step, bainite structure is formed, the strength of the steel sheet decreases, and the steel sheet does not have a resistance ratio of 0.75 or less. When the cooling rate is less than 10 ° C / sec, the bainite structure is formed to make it difficult to obtain desired strength and elongation. On the other hand, when the cooling rate exceeds 100 ° C / sec, there is a problem that the shape of the hot-rolled sheet becomes poor.

권취하는Winding 단계 step

이후, 상기 냉각된 열연강판을 상온(25℃)~400℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 상온 미만인 경우에는 열연판의 형상이 나빠지기 쉽고 잔류 냉각수에 의한 Rust가 발생하는 문제가 있으며, 반연에 400℃를 초과하는 경우에는 베이나이트 조직이 형성되며, 마르텐사이트 면적분율이 감소하는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 상온(25℃)~400℃로 제한하는 것이 바람직하다.
Thereafter, the cooled hot-rolled steel sheet is wound at room temperature (25 캜) to 400 캜. When the coiling temperature is less than room temperature, the shape of the hot-rolled sheet tends to deteriorate and rust due to the residual cooling water is generated. When the coiling temperature exceeds 400 ° C, a bainite structure is formed and the martensite area fraction There is a problem. Therefore, the coiling temperature is preferably limited to room temperature (25 캜) to 400 캜.

한편, 상기와 같이 권취된 열연강판은 상온(25℃)~200℃에서 공냉 한 후에 산세처리함으로써 표층부 스케일을 제거하고 도유하는 공정을 통해 산세강판으로 제조될 수 있다. 상기 산세온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지게 되는 문제가 있으므로, 200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
On the other hand, the hot rolled steel sheet wound as described above can be manufactured as a pickling steel sheet through a step of removing the surface layer scale by pickling treatment after air-cooling at room temperature (25 캜) to 200 캜 and casting. When the pickling temperature exceeds 200 캜, the surface layer portion of the hot-rolled steel sheet is over-pickled and the surface layer roughness is deteriorated. Therefore, the pickling temperature is preferably limited to 200 캜 or lower.

또한, 상기 권취 또는 산세 후에는 상기 열연강판을 450~480℃에서 가열하고 용융아연도금욕에 통과시켜 용융아연도금강판으로 제조될 수 있다. 상기 가열온도가 450℃ 미만이면 미도금이 발생하기 쉬우며, 반면에 480℃를 초과하면 도금 결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제가 있다. 따라서, 상기 가열온도는 450~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.
After the winding or pickling, the hot-rolled steel sheet may be heated at 450 to 480 ° C and passed through a hot-dip galvanizing bath to produce a hot-dip galvanized steel sheet. If the heating temperature is lower than 450 ° C, unplating tends to occur. On the other hand, if the heating temperature is higher than 480 ° C, plating defects may occur or it may be difficult to uniformly manufacture the thickness of the plating layer. Therefore, the heating temperature is preferably limited to 450 to 480 ° C.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the description of these embodiments is intended only to illustrate the practice of the present invention, but the present invention is not limited thereto.

(( 실시예Example ))

하기 표 1에 본 발명에 의거한 발명강과 비교강의 성분 조성을 갖는 강 슬라브 조성을 나타내었다. 또한, 하기 표 2에는 표 1에 나타낸 강종들에 대하여 슬라브 냉각조건, 열연조건, 권취온도를 나타내었다. 표2에서 CR, FET, FDT 및 CT는 각각 슬라브 냉각속도, 열간압연시 마무리압연 개시온도, 열간압연시 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 의미하며 열간압연 직후 권취온도까지의 열간압연된 판재의 평균 냉각속도는 60~80℃/sec로 일정하게 하였다.
Table 1 below shows the composition of steel slabs having the composition of inventive steels and comparative steels according to the present invention. In Table 2, slab cooling conditions, hot rolling conditions, and coiling temperatures are shown for the steel types shown in Table 1. In Table 2, CR, FET, FDT and CT are respectively the slab cooling rate, the finish rolling start temperature in hot rolling, the finishing rolling finish temperature in hot rolling and the coiling temperature, and the average of the hot rolled plate to the coiling temperature immediately after hot rolling The cooling rate was constant at 60 to 80 ° C / sec.

표 3에는 발명강과 비교강의 기계적 성질과 내충격 특성 평가결과 및 미세조직 관찰결과를 나타내었다. 상기 표 3에서 YS, TS, T-El, YR은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율, 항복비(Yield Ratio, YR=YS/TS)을 의미하며 특히, YS는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 표3에 나타낸 인장시험의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다. 또한, 표3에 나타낸 열연강판의 내충격성은 ASTM Standard E8m-04 규격을 기준으로 시험하여 얻은 결과이다. 이 때 충격시험편은 압연방향의 수직방향으로 채취하였으며, 충격에너지는 -20℃에서 3회 시험한 결과중 최소값이다. 이 충격흡수에너지 값이 50J보다 작을 경우 내충격 특성이 열위한 것으로 판단하였다. 마르텐사이트 상분율은 해당 압연판재 시편을 Lepera 에칭액으로 에칭한후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하여 구하였다. 조대한 Ti, Nb, V의 단독 또는 복합 탄질화물은 Replica법으로 샘플을 준비하여 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 관찰하였다.
Table 3 shows the mechanical properties of the inventive steel and the comparative steel, the results of the impact resistance evaluation, and the microstructure observation results. In Table 3, YS, TS, T-El and YR mean yield strength, tensile strength, fracture elongation and Yield Ratio (YR = YS / TS) Or lower yield point. The tensile test was performed on specimens taken in accordance with the JIS No. 5 standard with respect to the rolling direction of the rolled plate in the direction of 90 °. The results of the tensile tests shown in Table 3 are the values averaged after three runs. In addition, the impact resistance of the hot-rolled steel sheet shown in Table 3 is the result obtained by testing with ASTM Standard E8m-04 standard. The impact test specimens were taken in the vertical direction in the rolling direction, and the impact energy was the smallest among the results of three tests at -20 ° C. When the shock absorbing energy value is smaller than 50J, it is judged that the impact resistance characteristic is heat. The martensite phase fraction was obtained by etching the rolled plate specimens with a Lepera etchant, observing them at 500 magnifications using an optical microscope, and analyzing them using an image analyzer. The coarse Ti, Nb and V single or complex carbonitrides were prepared by the Replica method and observed by TEM (Transmission Electron Microscopy).

시편Psalter CC SiSi MnMn CrCr Sol.AlSol.Al PP SS NN TiTi MoMo NbNb VV 비교강1Comparative River 1 0.0550.055 0.050.05 1.41.4 0.010.01 0.020.02 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.0050.005 0.030.03 0.0040.004 0.0040.004 비교강2Comparative River 2 0.0550.055 0.50.5 1.71.7 0.010.01 0.30.3 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.0030.003 0.060.06 0.0030.003 0.0030.003 비교강3Comparative Steel 3 0.070.07 0.070.07 1.51.5 0.010.01 0.10.1 0.040.04 0.0040.004 0.0040.004 0.0030.003 0.020.02 0.030.03 0.0040.004 비교강4Comparative Steel 4 0.120.12 0.20.2 1.61.6 0.010.01 0.40.4 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.0030.003 0.030.03 0.040.04 0.0040.004 비교강5Comparative Steel 5 0.070.07 0.90.9 1.51.5 0.10.1 0.30.3 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.0150.015 0.050.05 0.0030.003 0.0030.003 비교강6Comparative Steel 6 0.0650.065 0.30.3 1.81.8 0.40.4 0.40.4 0.050.05 0.0040.004 0.0040.004 0.0150.015 0.030.03 0.0150.015 0.0030.003 비교강7Comparative Steel 7 0.090.09 0.40.4 1.41.4 0.20.2 0.30.3 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.030.03 0.090.09 0.0040.004 0.0050.005 비교강8Comparative Steel 8 0.0850.085 0.40.4 1.41.4 0.40.4 0.40.4 0.040.04 0.0030.003 0.0040.004 0.030.03 0.050.05 0.0250.025 0.0050.005 발명강1Inventive Steel 1 0.0640.064 0.60.6 1.41.4 0.010.01 0.20.2 0.030.03 0.0030.003 0.0060.006 0.0040.004 0.020.02 0.0040.004 0.0030.003 발명강2Invention river 2 0.0750.075 0.10.1 1.61.6 0.20.2 0.40.4 0.030.03 0.0040.004 0.0050.005 0.0050.005 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 발명강3Invention steel 3 0.070.07 0.50.5 1.61.6 0.20.2 0.20.2 0.030.03 0.0030.003 0.0050.005 0.0030.003 0.040.04 0.0120.012 0.0050.005 발명강4Inventive Steel 4 0.070.07 0.50.5 1.41.4 0.20.2 0.20.2 0.030.03 0.0040.004 0.0050.005 0.0050.005 0.020.02 0.0250.025 0.0030.003 발명강5Invention steel 5 0.0850.085 0.70.7 1.81.8 0.20.2 0.20.2 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.020.02 0.050.05 0.0030.003 0.0040.004 발명강6Invention steel 6 0.080.08 0.70.7 1.71.7 0.50.5 0.40.4 0.030.03 0.0030.003 0.0040.004 0.040.04 0.060.06 0.030.03 0.050.05 발명강7Invention steel 7 0.090.09 0.70.7 1.81.8 0.50.5 0.40.4 0.020.02 0.0030.003 0.0040.004 0.070.07 0.080.08 0.050.05 0.0030.003

시편Psalter CR(℃/sec)CR (° C / sec) ①① FET
(℃)FET
(° C) FDT
(℃)FDT
(° C) FET-FDT
(℃)FET-FDT
(° C) ②② CT
(℃)CT
(° C) 비교강1Comparative River 1 18.018.0 14.914.9 966966 875875 9191 101101 365365 비교강2Comparative River 2 11.011.0 11.511.5 970970 884884 8686 9494 130130 비교강3Comparative Steel 3 16.016.0 13.113.1 975975 873873 102102 9090 300300 비교강4Comparative Steel 4 11.011.0 10.810.8 992992 885885 107107 6565 315315 비교강5Comparative Steel 5 12.012.0 14.814.8 945945 878878 6767 9494 200200 비교강6Comparative Steel 6 6.06.0 6.86.8 978978 888888 9090 8585 120120 비교강7Comparative Steel 7 18.018.0 12.612.6 984984 893893 9191 8484 165165 비교강8Comparative Steel 8 4.04.0 13.013.0 988988 892892 9696 8686 135135 발명강1Inventive Steel 1 21.021.0 17.317.3 967967 883883 8484 100100 138138 발명강2Invention river 2 15.015.0 11.411.4 977977 892892 8585 8787 200200 발명강3Invention steel 3 12.012.0 10.610.6 968968 888888 8080 9090 180180 발명강4Inventive Steel 4 18.018.0 15.015.0 975975 892892 8383 9595 152152 발명강5Invention steel 5 9.09.0 6.16.1 968968 892892 7676 7878 100100 발명강6Invention steel 6 8.08.0 7.07.0 972972 895895 7777 8181 170170 발명강7Invention steel 7 12.012.0 4.04.0 954954 884884 7070 7171 150150 ① = 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
② = 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb][Mo] - 8.9 [Cr] + 8.0 [Sol.Al] - 26.9 [Mo]
- = 28.9 [Si] - 28.5 [Mo] - 28.2 [Ti] - 51.1 [Nb]

시편Psalter YS
(MPa)YS
(MPa) TS
(MPa)TS
(MPa) T-El
(%)T-El
(%) YRYR 마르텐사이트
상분율 (%)Martensite
Phase fraction (%) 조대 석출물
개수 (EA/cm2) Coarse precipitate
Number (EA / cm 2 ) 충격에너지
(J)Shock energy
(J) 내충격성Impact resistance 비교강1Comparative River 1 401401 494494 2626 0.810.81 44 8.7x107 8.7x10 7 6868 OO 비교강2Comparative River 2 392392 556556 2727 0.710.71 99 10.8x107 10.8 x 10 7 4848 XX 비교강3Comparative Steel 3 487487 615615 2828 0.790.79 44 11.2x107 11.2 x 10 7 4545 XX 비교강4Comparative Steel 4 507507 627627 2424 0.810.81 88 11.8x107 11.8x10 7 4646 XX 비교강5Comparative Steel 5 482482 695695 2323 0.690.69 1313 13.5x107 13.5 x 10 7 4747 XX 비교강6Comparative Steel 6 631631 852852 1717 0.740.74 99 14.2x107 14.2 x 10 7 4141 XX 비교강7Comparative Steel 7 528528 740740 1818 0.710.71 1414 12.1x107 12.1x10 7 4545 XX 비교강8Comparative Steel 8 575575 778778 1818 0.740.74 1313 11.2x107 11.2 x 10 7 4343 XX 발명강1Inventive Steel 1 447447 622622 2828 0.720.72 1111 9.1x107 9.1x10 7 6969 OO 발명강2Invention river 2 406406 618618 2727 0.660.66 1010 7.3x107 7.3 x 10 7 7878 OO 발명강3Invention steel 3 483483 721721 2424 0.670.67 1717 8.7x107 8.7x10 7 7272 OO 발명강4Inventive Steel 4 475475 715715 2424 0.660.66 1616 9.0x107 9.0x10 7 7575 OO 발명강5Invention steel 5 542542 811811 2222 0.670.67 1616 8.7x107 8.7x10 7 6565 OO 발명강6Invention steel 6 712712 995995 1717 0.720.72 1818 9.3x107 9.3x10 7 6161 OO 발명강7Invention steel 7 720720 10031003 1616 0.720.72 1818 9.8x107 9.8 x 10 7 5353 OO

비교강 1은 관계식 1 및 관계식 2를 모두 만족하여 내충격 특성이 양호하였으나, 페라이트 형성원소인 Si 및 Sol.Al의 첨가량이 부족하여 항복비 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 2와 5는 슬라브의 냉각속도가 관계식 1을 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 비교강 3과 7은 슬라브의 냉각속도는 관계식 1을 만족하였으나 열간압연 개시전과 종료후의 온도차이가 관계식 2를 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 또한 비교강 3은 페라이트 형성원소인 Si의 첨가량이 부족하여 항복비가 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 4는 페라이트 형성원소의 첨가량은 충분하였으나 과도한 탄소함량으로 석출강화 효과가 나타나서 항복바거 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났으며, 열간압연 개시전과 종료후의 온도차이가 관계식 2를 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 또한, 비교강 6과 8은 관계식 1과 관계식 2를 모두 만족하지 않아 내충격 특성도 열위하였다. 반면 발명강들은 관계식 1과 관계식 2를 만족하였고 저항복비 및 내충격 특성도 양호하였다.
The comparative steel 1 satisfies both relational expression 1 and relational expression 2, and has excellent impact resistance. However, the addition amount of Si and Sol.Al, which are ferrite forming elements, is insufficient and the yield ratio is 0.75 or more. In comparative steels 2 and 5, the cooling rate of the slabs did not satisfy the relationship 1, so that the impact resistance characteristic was weakened. In comparative steels 3 and 7, the cooling rate of the slabs satisfies the relational expression 1, but the temperature difference between before and after the hot rolling did not satisfy the relationship (2), so that the impact resistance characteristic was weakened. In Comparative Steel 3, the addition amount of Si, which is a ferrite forming element, was insufficient and the yield ratio was over 0.75, which was beyond the scope of the present invention. In Comparative Steel No. 4, the amount of ferrite forming elements was sufficient, but the effect of precipitation strengthening was exhibited due to excessive carbon content. The yield strength was over 0.75 in the present invention, and the temperature difference before and after hot rolling did not satisfy the relationship Impact resistance was weakened. In addition, the comparative steels 6 and 8 did not satisfy both the relational expression 1 and the relational expression 2, and the impact resistance characteristic also disappeared. On the other hand, the inventive steels satisfy relational expression 1 and relational expression 2, and the resistance ratio and impact resistance were also good.

비교강과 발명강의 항복비와 내충격 특성 값을 도 1에 나타내었다. 도 1의 빗금친 영역이 본 발명강 범위에 해당한다.
The yield ratio and the impact resistance value of the comparative steel and inventive steel are shown in Fig. The shaded area in Fig. 1 corresponds to the steel range of the present invention.

Claims (8)

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x108개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% of Cr, 0.01 to 0.1% 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V, and the balance Fe and unavoidable impurities are contained in an amount of 0.01 to 0.05%, S: 0.0005 to 0.01%, and N: ≪ / RTI &
Resistant high strength hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance characteristics, wherein a single or composite carbonitride of Ti, Nb and V having a diameter of 100 nm or more is 1 x 10 8 / cm 2 or less and a yield ratio is 0.75 or less.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 기지조직 내 마르텐사이트(Martensite)가 단면 면적율로 5~30%인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the microstructure of the hot-rolled steel sheet is excellent in impact resistance, wherein martensite in the ferrite matrix structure has a cross-sectional area ratio of 5 to 30%.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 -20℃에서의 충격에너지가 50J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the hot-rolled steel sheet has an impact energy of -50 J or more at -20 캜.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 용융아연도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the hot-rolled steel sheet further comprises a hot-dip galvanized layer.
중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;
상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;
상기 공냉된 열연강판을 상온~400℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,
상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
[관계식 1]
CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 2]
(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises 0.05 to 0.1% of C, 0.1 to 1.0% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.03 to 0.45% of Sol.Al, 0.005 to 0.55% of Cr, 0.01 to 0.1% 0.001 to 0.15% in total of at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V, and the balance Fe and unavoidable impurities are contained in an amount of 0.01 to 0.05%, S: 0.0005 to 0.01%, and N: Continuously casting the molten steel to obtain a slab;
Cooling the slab so as to satisfy the condition of the following expression (1);
Reheating the cooled slab to 1200 to 1300 占 폚;
Hot-rolling the reheated slab to obtain a hot-rolled steel sheet;
Cooling the hot-rolled steel sheet to 600 to 750 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s;
Air cooling the primary cooled hot rolled steel sheet for 4 seconds or more;
Cooling the air-cooled hot-rolled steel sheet from room temperature to 400 ° C at a cooling rate of 10 to 100 ° C / s; And
And winding the secondary cooled hot-rolled steel sheet,
The step of obtaining the hot-rolled steel sheet includes a step of subjecting to hot-rolling the finish to satisfy the following condition (2)
And the yield ratio of the wound hot-rolled steel sheet is 0.75 or less.
[Relation 1]
Cr (° C./sec) ≥45.5-56.1 [C] +2.1 [Si] -19.2 [Mn] -8.9 [Cr] + 8.0 [Sol.Al]
(Wherein CR represents the cooling rate, and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al] and [Mo]
[Relation 2]
(FET-FDT) (占 폚)? 166 - 456 [C] - 27.9 [Mn] + 4.39 [Si] - 28.5 [Mo] - 28.2 [Ti]
(C), [Mn], [Si], [Mo], [Ti] and [Nb] of the element are the same as those of the element Content (% by weight)
제 5항에 있어서,
상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
상기 산세처리된 열연강판을 도유하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
6. The method of claim 5,
Picking up the hot-rolled steel sheet after the winding step; And
Further comprising the step of casting the hot-rolled steel sheet subjected to the pickling treatment.
제 5항에 있어서,
상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
상기 산세처리된 열연강판을 450~480℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
6. The method of claim 5,
Picking up the hot-rolled steel sheet after the winding step; And
Further comprising a step of immersing the hot-rolled steel sheet subjected to the pickling treatment in a hot-dip galvanizing bath at 450 to 480 캜 and hot-dip galvanizing the hot-rolled steel sheet.
제 6항 또는 제7항에 있어서,
상기 산세처리하는 단계는 200℃ 이하의 온도에서 행하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.

8. The method according to claim 6 or 7,
Wherein the pickling treatment is performed at a temperature of 200 DEG C or less.

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