KR970009087B1 - 강인성 후강판의 제조 방법 - Google Patents

강인성 후강판의 제조 방법 Download PDF

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KR970009087B1
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steel sheet
bending
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repeated bending
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요시에 아쯔히꼬
후지따 다까시
후지오까 마사아끼
노미야마 유지
미야와끼 히로끼
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신니뽄 세이데스 가부시끼가이샤
다나까 미노루
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Abstract

내용 없음.

Description

강인성 후강판의 제조 방법
본 내용은 요부공개 건이므로 전문내용을 수록하지 않았음
제1도는 슬라브에 압연 또는 반복 벤딩이 적용될 때 압하율 또는 압연 변형율(또는 압연 변형율+반복벤딩으로 인한 변형율) 및 온도 사이의 관계를 개략적으로 보여주고 온도 하강 과정에서 오스테나이트 재결정화 온도 영역 및 변태 온도를 개략적으로 보여주는 도면이다.
제2도는 슬라이브에 압연 또는 반복 벤딩이 적용될 때 압하율 또는 압연 변형율(또는 압연 변형율+반복 벤딩으로 인한 변형율) 및 온도 사이의 관계를 개략적으로 보여주고 온도 하강 과정에서 페라이트 재결정화 온도 및 변태 온도를 개략적으로 보여주는 도면이다.
제3도는 반복 벤딩으로 인해 강판 표면부가 받는 변형율의 합계(ε(%)) 및 판 표면 온도(T(℃)) 사이의 관계를 보여주는 도면이다.
제4도는 레벨러의 롤 배치예를 보여주는 도면이다.
제5도는 벤딩(bending)이 적용될 때는 누적 변형율 양을 계산하는 관계 인자를 보여주는 도면이다.
[기술분야]
본 발명은 우수한 강도와 인성을 가진 후강판(厚鋼板) 및 이에 더하여 재료 이방성(material anisotropy)이 없고 우수한 취성 크랙 전달 정지 특성을 가진 후강판을 제공한다.
[배경기술]
구조재 또는 다른 목적으로 사용되는 후강판의 특성은 화학 성분과 열처리에 의해 결정된다.
최근에, 우수한 강도와 인성을 가진 후강판의 제조는 주로 저온에서의 압연으로 이루어지는 제어 압연법(controlled rolling method)에 의해 그리고 압연에 연속하여 냉각을 수행하는 가속 냉각법에 의해 가능하게 되었다.
이러한 제조 기술은 일본특허공고공보 제49-7291, 57-21007 및 59-14535호에 기재되어 있다.
제어 압연에서 일반적으로 오스테나이트 입자는 재결정화(recrystallization)에 의해 고온 영역에서 미세화되며 또한 저온 영역에서 비재결정화 상태로 충분히 연신되어 후속 가속 냉각 공정에서 변태에 의해 미세한 페라이트를 얻는다.
그러나, 재결정화 온도 영역에서 이러한 압연과 비재결정화 온도 영역에서 압연을 결합하는 경우, 압연온도가 강하하는 동안 장기간 기다릴 필요가 있으므로 생산성이 상당히 저해된다는 문제점이 남는다.
또다른 문제점은 암연 효과가 비재결정화(non-recrystallization) 온도 영역에서 압연의 종료로부터 가속 냉각의 개시까지의 기간 중에 상실되며(주로 압연에 의해 도입된 전위(dislocaton) 밀도의 감소 때문에), 비재 결정화 온도 영역에서 압연 효과가 전혀 이용될 수 없다는데 있다.
또 다른 문제점은 비재결정화 온도 영역에서 압연이 완료될 때, 압연된 집합체 텍스춰(aggregate texture)가 압연 후 텍스춰에 그대로 전달되며 재료 이방성의 증가된다는데 있다.
이와 같은 재료 이방성을 방지 하기 위하여 재결정화 온도 영역에서 압연이 수행될 때, 압연 온도가 높기 때문에, 재결정화후 입자 성장이 매우 빨라 결정 입자가 조질화된다는 문제점이 발생된다.
그러나, 재결정화가 일어날 수 있는 범위내에서 가능한 한 낮은 온도 영역에서 압연이 완료될 때, 부분 재결정화가 일어나기 쉬우며 이중 입자가 발생하여 재료의 열화를 야기시킨다.
따라서, 압연 온도의 하강에는 한계가 존재한다.
구조재는 원하는 특성 중 한가지로서 우수한 취성 크랙 전달 정지 특성이 있어야 한다.
취성 파괴가 발생할 때 취성 크랙 전달 특성에 영향을 주는 금속학적 요인중 한가지로서, 결정 입자의 미세 입자화가 취성 크랙 전달 정지 특성을 증가시킨다는 것이 알려져 있다.
이러한 이유로, 결정 입자를 더 미세화하기 위해 지금까지 많은 연구가 이루어진 바 있으며, 미세한 결정 입자를 가진 후강판이 예를들어 저온 영역에서 제어 압연법에 의해 또는 압연에 연속하여 냉각을 수행하는 가속 냉각법에 의해 이용될 수 있었다.
이러한 기술은 일본특허 공고공보 제49-7291, 57-21007 및 59-14535호에 기재되어 있다.
강판 표면부의 결정 입자의 미세 입자화는 취성 크랙 전달 정지 특성을 개선하는데 매우 효과적이다.
따라서, 일본특허공개공보 제61-235534, 일본특허출원 제4-67514호, 및 일본특허출원 제4-67515호는 압연중 수냉을 압연과 결합하는 미세 입자화 방법을 개시하고 있다.
이들 관련 기술 참고문헌 모두는 텍스춰가 오스테나이트-페라이트 이중상 상태 또는 페라이트 단일상을 가지게 하기 위해 압연 중 물로 강판 표면층부를 냉각하고, 페라이트 결정 입자를 미세화하고 오스테나이트에 압연 변형율을 도입하도록, 판의 표면부의 온도가 복열되어 강판 내부에서의 열전달에 의해 상승되는 과정에서 압연을 수행하고, 결과적으로 변태후에 강판의 표면부의 결정 입자를 미세화하는 미세입자화 방법을 개시하고 있다.
그러나, 일본특허출원 제4-67514 및 4-67515호 및 일본특허공개공보 제59-182916호에 기재된 방법은 수냉 후 복열(recuperation)에 의한 강판 표면부의 최고 도달 온도가 강판 표면부의 결정 입자를 더 미세화하는 Ac3점 미만이어야 한다는 조건을 필요적으로 명시하고 있다.
따라서, 페라이트의 가공 텍스춰가 남아 있고 인성이 떨어진다.
3점을 초과하는 온도까지 복열되어야 한다고 필요조건으로 명시함으로써 잔류 가공 텍스춰가 발생되는 것을 방지하고 있다.
그러나, 복열 온도가 비교적 높은 온도로 존재하므로, 얻어진 결정 입자는 일본특허출원 제4-67514 및 4-67515호의 방법에 의해 얻어진 것들 보다 크게 되며, 취성 크랙 전달 정지특성이 너무 열악하게 되는 경향이 있다.
여러 가지 열간 가공법이 있으며, 그들 중 한가지가 벤딩(bending)이다.
변형율은 벤딩을 반복함으로서 강판 두께를 변화시키지 않고 부여될 수 있다.
그러나, 벤딩에 의해 부여된 변형율은 일반적으로 강판 표면부에서 크며 강판 두께 방향으로 중앙부에 충분히 부여되지 않는다는 문제점이 남는다.
이러한 이유로, 많은 경우에 벤딩은 강판은 편면도를 개선하기 위해서는 주로 사용되지만 물질의 특성을 개선하기 위해서는 사용되지 않는다.
일본특허공고공보 제1-16210호는 미립 페라이트를 열간 주조(hot molding)함으로써 드릴링비(drilling ratio)를 증가시키는 기술을 기재하고 있으나, 이 문헌은 열간 주조 중 변형율 및 결정 입자사이의 결정 조건 등을 기재하고 있지 않다.
[발명의 요약]
본 발명의 목적은 상기에 기재된 관련 기술의 강판이 가진 문제점을 해결하고 우수한 강도와 인성을 가진 후강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 우수한 강도 및 인성 외에 우수한 취성 크랙 전달 정지 특성을 가진 후강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 또다른 목적은 우수한 강도와 인성을 가지나 재료 이방성이 없는 후강판을 제공하는 것이다.
상술한 목적을 성취하기 위하여, 본 발명은 Ar3점 또는 Ac3점 이상의 온도 영역에서 높은 압하율로 잉고트 또는 슬라브의 압연을 수행하고, 오스테나이트 입자 내부에 전위 밀도를 상당히 증가시키고 페라이트 변태후에 결정 입자를 매우 미세화(약 5㎛ 미만)되도록 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 반복 벤딩을 수행하고, 이러한 텍스춰에 의해 후강판의 고인성을 성취한다.
이 경우, 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 압연을 수행한 후 오스테나이트 재결정화 온도 영역에서 반복되는 벤딩을 수행함으로써 오스테나이트를 미세하게 재결정화하는 것이 가능하고, 이러한 경우에 재료 이방성이 없는 후강판이 제조될 수 있다.
또한 표면을 오스테나이트-페라이트 이중상(dual phase) 텍스춰 또는 페라이트 단일상(single phase) 텍스춰로 전환하도록, 고압하율로 압연 전, 또는 압연 중에 잉고트 또는 슬라브를 강제로 냉각한 다음, 페라이트 변태용 핵 생성위치를 많은 수로 확보하도록 오스테나이트 단일상으로 변태 후의 상기 압연강판 또는 페라이트 단일상을 가지는 상기 압연 강판에 반복 벤딩을 적용하거나, 또는 페라이트를 재결정화하여 변태후 또는 재결정화 후 금속 텍스춰를 매우 미세화(약 1㎛ 이하)하는 방법을 채용할 수도 있다.
이러한 방식으로, 우수한 취성 크랙 전달 정지 특성을 가진 강인성(强靭性) 후강판이 제조될 수 있다.
[바람직한 실시예의 설명]
이하에서, 본 발명을 더욱 상세하게 설명할 것이다.
(1) 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 반복 벤딩을 적용하는 경우 일반적으로, 변태 후 최종적으로 얻어지는 강판의 결정 입자 크기는 변태전 오스테나이트 결정 입자 크기와 압연에 의해 오스테나이트에 도입된 전위밀도에 의해 결정된다.
다시 말하자면, 변태 전 오스테나이트 결정 입자 크기가 미세하고 변태 전 전위 밀도가 클수록, 변태 후 결정 입자 크기가 미세해지고 재료 특성을 더욱 우수해진다.
그러나, 전자의 양은 재결정화 온도 영역에서 압연 조건에 의해 결정되며 후자의 양은 비재결정화 온도 영역에서 압연 조건에 의해 결정된다.
따라서, 이들 각 양은 압연 전 슬라브 두께 및 압연 후 강판 두께가 결정될 때 고유한계를 가진다.
본 발명의 발명자들은 압연 후 반복 벤딩과 압연의 결합에 의해 변태 전 오스테나이트 결정 입자 크기 및 오스테나이트에서 전위 밀도를 보다 바람직한 상태로 되게 하는 방법을 밝혀내었다.
벤딩으로 강판 두께의 변화 없이 변형율을 부여할 수 있으므로, 슬라브 두께 및 압연 후 강판 두께에 의해 제한되지 않는다.
제1도는 본 발명에 따른 성분으로 구성된 잉고트 또는 슬라브(이하 슬라브라 함)를 주조한 다음, 온도 하강 과정에서 주조 온도를 이용함으로써 직접 압연 또는 반복 벤딩하는 경우(이하 레렐러 가공(levelermachining)이라 함), 또는 상기 슬라브를 일단 Ar1점 이하의 온도로 냉각한 다음 Ac3점 이상으로 온도로 가열하는 경우에, 압하율 도는 압연 변형율(레벨러 가공 변형율) 및 온도(재결정화 온도 및 온도 하강 과정에서 변태 온도)사이의 관계를 도시한다.
도면에서, ①은 압연으로 인한 오스테나이트의 재결정화 한계를 나타내는 선이며, ②는 레벨러 가공이 압연 후에 추가로 수행될 때 오스테나이트의 재결정화 한계를 나타낸 선이며, ③은 오스테나이트-페라이트 변태의 시작을 나타내는 선이며, ④는 페라이트 변태 완료를 나타내는 선이다.
기호 A는 오스테나이트상의 영역을 나타내며, A1은 재결정화 온도 영역이며, A2는 비재결정화 온도 영역이다.
기호 B는 오스테나이트로부터 페라이트로 변태하에 있는 영역을 나타내며, 기호 C는 주로 페라이트 상의 영역이다.
상기 (1)의 경우에, 압연이 적어도 20%의 누적 압하율(cumulative reduction)로 오스테나이트 재결정화 온도 영역 A1에서 또는 오스테나이트 비재결정화 온도 영역 A2에서 완료되며 이어서 레벨러 가공은 변형율의 원하는 양을 부여하도록 오스테나이트 비재결정화 온도 영역 A2에서 수행된다.
이러한 방식으로, 페라이트 결정 입자 크기는 레벨러 가공후 냉각으로 인해 페라이트 변태 후에 5 마이크론(㎛) 미만으로 작아질 수 있다.
오스테나이트 재결정화 온도 영역 A1에서 압연이 완료되는 경우, 압연의 전체 감소량이 재결정화 및 입자 크기의 감소에 배분될 수 있다.
따라서, 오스테나이트 결정 입자 크기는 매우 미세화될 수 있다.
그후 레벨러 가공이 비재결정화 온도 영역 A2에서 적용되는 경우, 극히 미세한 오스테나이트 입자내에서 전위밀도가 증가될 수 있다.
이러한 방식으로, 변태 후 결정 입자 크기는 매우 작게 되며, 후강판이 강인해진다.
다른 한편, 압연이 비재결정화 온도 영역 A2에서 완료되는 경우, 비록 비재결정화 온도 영역에서 압하율이 일정 범위로 증가되지만, 오스테나이트 입자내에 조성되는 전위 밀도는 현존 압연 기술에 따른 가공 경화와 동적 회복의 균형으로 인해 포화 상태에 도달된다.
그러므로, 변태 후 결정 입자 크기의 감소에 대한 압연 효과는 제한된다.
또한, 상기 감소 효과는 압연 종료로부터 가속 냉각 개시까지의 기간에서 떨어지며(주로 압연에 의해 도입된 전위 밀도의 감소 때문에), 압연 효과는 더욱 떨어진다.
그러나, 다른 가공 모드인, 레벨러 가공이 비재결정화 온도 영역에서 압연으로 인해 포화 상태에 있는 오스테나이트내 전위 밀도에 적용될 때, 오스테나이트 입자내의 전위 배치가 변하며, 전위 밀도가 역시 증가한다.
따라서, 핵 형성 부위는 후속 변태중에 증가하며, 변태후 결정 입자 크기는 상기에서 기재된 페라이트 텍스춰의 경우에 약 수 마이크론으로 감소될 수 있다.
이러한 방식으로, 후강판이 강하고 단단해질 수 있다.
이 경우에 레벨러 가공온도는 주로 상기에 기재된 오스테나이트의 비재결정화 온도 영역 A1이나, Ar3점 이하 그러나 부분 변태가 일어나는 Ar1이상일 수 있다.
또한 변태는 레벨러 가공에 의해 도입된 전위 밀도가 감소되기전에, 레벨러 가공 시간 및 가속 냉각시간을 축소함으로서 발생될 수 있다.
그런데, 강판 온도가 레벨러 가공 시간에서 높을 때, 가공 변형율의 효과가 떨어지게 쉽다.
따라서, 레벨러 가공에 의해 부여되는 변형율 양이 보다 높은 온도에서 증가되어야 하며, 이러한 변형율 양(%)은 다음식에 따라 측정된다:
ε≥1.71×10-3T-0.4 …………………………………………(1)
상기식에서
ε:강판 표면부가 반복 벤딩의 시간에 받는 변형율 합계.
T : 반복 벤딩이 수행될 때 후강판의 표면 온도(℃).
상기에 기재된 (1)의 경우에, 레벨러 가공은 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 수행된다.
따라서, 비재결정화 영역에서 압연+레벨러 가공이 오스테나이트 재결정화 온도 영역에서 수행될 때, 변형율의 합계(ε)의 상한선은 변형율 양에 대한 식(경우(3)의 식(3))에 의해 얻어진 변형율 양 보다 적게 규정된다:
ε≥-1.14×10-3T+2.4 ………………………………………(3)
다시 말하자면, 합계(ε)는 다음 관계식을 만족해야 한다.
-1.14×10-3T+2.4＞ε≥1.71×10-3T-0.4
상기에 기재된 관계는 제3도에 제시되어 있다.
다시 말하자면, 제3도는 강판 표면부가 레벨러 가공중에 받는 변형율(ε(%))의 합계 및 강판 표면 온도(T(℃)) 사이의 관계를 보여준다.
상기에서 기재된 경우(1)는 제3도에서 식(1)과 (3)에 의해 포함된 영역내에 존재한다.
레벨러 가공이 완료도니 후, 매우 작은 크기의 페라이트 입자를 얻기 위하여, 가공물은 페라이트 변태 종료선 4, 즉 Ar1점 변태점을 신속히 통과해야 한다.
따라서, 비록 변태후에 입자 크기를 감소시키는 효과는 상기 가공물을 냉각 중에 방치함으로서 일정 범위로 얻어질 수 있지만, 상기 효과는 냉각이 강판 두께의 방향으로 0.50 내지 80℃/S의 평균 냉각 속도로 수행될 때 상당히 크게 된다.
페라이트-퍼얼라이트강 및 페라이트-베이나이트강을 제조하기 위하여, 레벨러 가공의 완료 후에 가능한 한 빨리 냉각을 시작하고 강을 약 500℃로 냉각시키는 것이 바람직하다.
주성분이 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 강을 제조하기 위하여, 레벨러 가공의 완료 후에 급냉(quenching)을 가능한 한 빨리 시작하고 그 후 통상의 템퍼링 온도 영역에서 템퍼링(tempering)을 수행한다.
레벨러 가공은 열간 레벨러에 의해 또는 롤 벤딩을 사용한 반복 벤딩에 의해 수행될 수 있다.
(2) 강판 표면이 냉각되고 반복 벤딩이 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 수행되는 경우(경우 (2))이 경우는 후강판에 고인성과 함께 취성 크랙 전달 정지 특성을 부여한다.
따라서, 슬라브를 직접 압연하거나 재가열후에 압연할 때, Ar3점 또는 Ar1점 이하의 온도로 강판 표면부를 냉각하도록, 냉각수를 압연 개시 전에 또는 압연 중에 적어도 1초 동안 0.005 내지 2.0㎥/min·㎡의 속도로 강판 표면에 살포하는 것이 바람직하다.
이 방식으로, 강판 두께 방향으로 적어도 5%의 두께 부분이 오스테나이트-페라이트 이중상 또는 페라이트 단일상으로 변화한다.
다음에, 강판 내부로부터의 복열로 강판 표면부를 가열하는 동안, 적어도 20%의 압하율로 상기 텍스춰를 가진 강판에 대해 압연을 수행하고 텍스춰 온도 영역에서 압연을 완료한 후, 온도를 Ac3점 이상의 온도로 상승시키거나 Ac3점 이상의 온도에서 압연을 완료한다.
압연을 오스테나이트 이중상 온도 영역에서 또는 페라이트 단일상 온도 영역에서 수행할 때, 페라이트-오스테나이트 변태의 구동력이 충분히 증가될 수 있으며, 그 후 변태는 오스테나이트 단일상으로 진행된다.
이러한 방식으로, 예를들어 압하율 20%에서 약 10㎛의 입자 크기를 가진 미세한 오스테나이트 입자가 얻어질 수 있다.
상기 압연 재료를 얻은후, 반복 벤딩(이후 레벨러 가공으로서 언급됨)을 경우(1)(변형율 양의 하한선에 대한 식이 다른 것은 제외함)과 동일한 조건하에 수행한다.
다시 말하자면, 다음 식(2)에 의해 측정된 변형율 양 ε(%)는 Ar3점 이상의 오스테나이트 비재결정화 온도 영역(Ar3내지 Ar1의 오스테나이트-페라이트 비재결정화 온도 영역을 포함)에서 레벨러 가공에 의해 부여된다 :
ε≥1.65×10-3T-0.5 ……………………………………………(2)
변형율 양의 상한선은 경우(1)과 동일한 방식으로 경우(3)의 식(3)에 의해 얻어진 변형율 양 보다 적다.
즉, 변형율 양은 다음 범위내이다(참조 제3도) :
-1.14×10-3T+2.4＞ε≥1.65×10T-3-0.5
따라서 미세한 오스테나이트 입자 내 전위 밀도를 상당히 증가시킨 후, 레벨러-가공되는 가공물을 페라이트 변태를 야기시키도록 냉각한다.
이러한 방식으로, 강판 내부에 5㎛ 이하의 페라이트 결정 입자 및 강판의 표면부에 1㎛ 이하의 극히 미세한 페라이트 결정 입자를 함유한 변태 텍스춰를 얻을 수 있다.
후강판의 표면부에 매우 미세한 페라이트 결정 입자 텍스춰를 가진 후강판의 취성 크랙 전달 정지 특성은 상당히 개선될 수 있으며, 그 결과 취성 크랙은 방지될 수 있으며 제품은 건축재로서 매우 효과적으로 된다.
압연 전, 또는 압연 중 강판 냉각은 스프레이 내지 라미너(laminer)를 사용한 수냉, 수 침지 냉각(waterimmersion cooling), 물 이외에 용해된 염을 이용한 냉각 등등과 같은 통상의 공업적 방법에 의해 수행될 수 있으며 특별히 한정되지 않는다.
냉각 조건은 주로 냉각 초기에 강판 온도, 냉각 용량(냉각율)등등에 의해 영향이 있으므로 측정될 수 없으나, 본 발명은 냉각될 강판의 표면에서 강판 두께의 적어도 5%가 상기 금속 텍스춰를 얻는 냉각 조건을 사용한다.
예를들어 강판 두께를 따라 적어도 1초 동안 0.05 내지 2.0㎥/min·㎡의 속도에 강판 표면에 1회 또는 수회 살포한다.
(3) 반복 벤딩이 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 재결정화를 위해 수행되는 경우(경우 (3))
이 경우 후강판에 강한 인성과 재료 이방성이 없는 특성을 부여한다.
상기 목적을 성취하기 위하여, 오스테나이트 입자내에 전위를 충분히 안정화하고 강력한 재결정화의 구동력을 증가시키도록 압하율이 적어도 20%의 누적 압하율이 되게끔 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 압연을 수행한다.
다음에, 식(3)으로 표시된 변형율 양 ε(%)가 반복 벤딩(이후 레벨러 가공으로 언급됨)을 수행함으로서 오스테나이트 비재결정화 온도 영역(Ar3점 이하 그러나 Ar1점 이상의 온도 영역을 포함)에서 후속적으로 부여된다.
그결과, 레벨러가공이 오스테나이트 재결정화 온도 영역에서 수행되므로, 미세한 오스테나이트 재결정화 입자가 저온 영역에서 발생될 수 있다(참조 제1도, 경우(3)).
ε≥-1.14×10-3T+2.4………………………………………(3)
상기식에서
T : Ar1점 이상의 온도.
다시 말하자면, 이미 언급한 전위 밀도를 증가시키기 위해서 종래 기술에서와 같이 비재결정화 온도 영역에서 압하율이 증가되는 경우, 재료 이방성이 증가하며, 강판은 구조재로서 부적합하게 된다.
심지어 전위 밀도 증가와 동일한 효과를 얻기 위해서 압연에 의해 변태 전 오스테나이트 결정 입자를 미세화하려는 시도가 행해지는 경우에도, 압연 재결정화에 의해 오스테나이트 입자 크기가 결정되므로 압하율은 압연 전 슬라브 두께와 압연 후 강판 두께 사이의 관계로부터 제한된다.
따라서, 입자 크기의 감소에 대한 한계가 존재한다.
본 발명의 발명자들은 압연과 상기에 기재된 압연 후 레벨러 가공의 조합에 의해 이러한 분제를 해결하였다.
이러한 해결 기술은 오스테나이트 재결정화 온도 영역에서 압연으로 인해 포화 상태하에 있는, 오스테나이트내 전위의 구조가 변하며 압연과 다른 가공 모드를 가진 레벨러 가공에 의해 재결정화된 다른 새로운 지견을 기초로 한다.
상기에 기재된 바와같이, 재결정화하는 심지어 오스테나이트가 압연에 의해 비재결정화되어 있는 온도 영역에서 특정 변형율 양을 부여하기 위한 레벨러 가공을 수행함으로서 발생되며, 종래의 압연에 의해 얻어진 것들 보다 적은 입자 크기를 가진 오스테나이트 입자가 얻어질 수 있다.
결론적으로, 재로 이방성이 제거될 수 있으며, 레벨러 가공후 냉각으로 인해 페라이트 변태에 의해 보다 미세한 페라이트 입자 텍스춰가 얻어질 수 있으며, 강한 인성이 성취될 수 있다.
(4) 강판 표면이 냉각되고 반복 벤딩이 페라이트 재결정화 영역에서 수행되는 경우(경우(4))
이 경우는 경우 (2)에서와 같은 방식으로 강판에 강한 인성과 취성 크랙전달 정지 특성을 부여한다.
이목적을 성취하기 위하여, 경우 (2)에서와 같은 방식으로 오스테나이트-페라이트 이중상 텍스춰 또는 페라이트 단일상 텍스춰를 성취하도록 슬라브의 압연전, 또는 그 중에 강판 표면부를 냉각하고, 그후 재결정화의 구동력을 증가시키기 위해, 적어도 20%의 압하율에서 압연을 페라이트가 복열 과정에서 재결정화되지 않는 온도 영역내에서, 즉(Ac3점 마이너스 200℃) 내지 Ac3점의 온도 범위내에서 수행한다.
다음에, 다음식 (4)에 의해 표시된 변형율 양 ε(%)(참조 제3도)를 부여하도록 상기에 기재된 온도 영역내에서 반복 벤딩(이후 레벨러 가공으로서 언급됨)을 수행한다 :
ε≥-1.2×10-3T+2.7……………………………………………(4)
상기식에서 T : Ac3이하
이러한 레벨러 가공으로 인해, 제2도에 도시된 바와 같이, 페라이트가 압연 단독에 의해 비재결정화되어 있는, 온도 영역에서 조차 재결정화가 발생되며, 매우 미세한 페라이트 입자가 얻어질 수 있다.
이미 기재된 관련 기술 문헌가운데 일본 미심사 특허공보(공개) 제59-182916호에 따라, 강판 표면부의 온도가 Ac3점 이하로 높다.
따라서, 재결정화 발생이 시작될 때 조차, 비정상적인 입자 성장이 발생하기 쉬우며 또는 텍스춰가 혼합된 입자 텍스춰로 되기 쉬우며, 압연 단독에 의한 페라이트 재결정화에 대한 한계가 존재한다.
본 발명은 저온 영역에서 재결정화를 야기시키도록 레벨러 가공과 압연의 조합에 의해 이들 문제를 해결한다.
그런데, 냉각후 압연 최종 온도(Ac3점 마이너스 200℃) 보다 적을 때, 후속 반복 벤딩에 의한 재결정화가 발생되기 어려우며 다른 한편, 그것이 Ac3점 이상일 때, 압연중에 페라이트-오스테나이트 변태가 완료되며, 그 결과 페라이트가 충분히 미세화 되지 않는다.
따라서, 압연 최종 온도는 (Ac3점 마이너스 200℃)에서 Ac3점 이하이도록 결정된다.
페라이트 단일상 또는 페라이트/오스테나이트 이중상 영역에서 누적압하율이 적을 때, 페라이트의 후속 재결정화 구동력이 충분하지 않다.
이러한 이유로, 페라이트 단일상 또는 페라이트/오스테나이트 이상 영역에서 압연은 누적 압하율에 의해 적어도 20%이도록 규정된다.
다음에, 상기에 기재된 모든 경우에 일반적인, 본 발명의 강의 성분에 대한 한정이 설명될 것이다.
다음의 기술내용에거, %란 wt%(중량%)를 의미한다.
탄소(C)는 강 재료를 강화하는데 불가피한 성분이 그의 양이 0.02% 이하이라면, 원하는 고강도가 얻어질 수 없으며, 다른 한편으로, 그 양이 0.03%를 초과하면, 용접부에서 인성이 상실된다.
따라서, 그 양은 0.02-0.30%로 한정된다.
실리콘(Si)은 탈산화를 촉진하고 강도를 상승시키는데 효과적이다.
따라서, 적어도 0.01%의 Si가 첨가되나, 그 양이 너무 클 때, 용접성이 떨어질 것이다.
따라서, 상한선은 2.0% 이하이다.
망간(Mn)은 저온 인성을 증가시키는 성분으로서 효과적이며, 적어도 0.3%의 Mn이 첨가되어야 한다.
그러나, 그의 양이 3.5%를 초과할 때, 용접 크랙이 촉진될 것이다.
따라서, 상한선은 3.5%이다.
알루미늄(Al)은 탈산화제로서 효과적이며 0.003% 이상의 Al이 첨가될 수 있다.
그러나, 그의 양이 너무 크다면, Al은 유해한 개재물을 형성할 것이다.
따라서, 상한선은 0.1%이다.
니오븀(Nb)은 소량으로서도 오스테나이트의 압연 재결정화를 한정하는 성분이며 비재결정화 압연을 강화하는데 효과적이다.
따라서, 적어도 0.001%의 Nb가 첨가되나, 그의 양이 너무 크다면, 용접 조인트의 인성이 떨어질 것이다.
따라서, 상한선은 0.1%이다.
심지어 소량으로 첨가될 때, 티타늄(Ti)은 결정 입자를 미세화 하는데 효과적이며, 따라서 적어도 0.001%의 Ti가 첨가되고, Ti는 용접부의 인성을 열화시키지 않는 양으로 첨가될 수 있다.
따라서, 상한선은 0.10%로 고정된다.
Cu, Ni, Cr, Mo, Co, 및 W 모두는 경화성을 개선하는 성분으로 알려져 있으며, 본 발명의 강에 첨가될 때, 그들은 강의 강도를 증가시킬 수 있다.
따라서, 이들 성분의 적어도 0.05%가 첨가된다.
그러나, 그들의 양이 너무 클 때, 용접성이 떨어질 것이다.
따라서, 상한선은 Cu에 대해 3.0% 이하, Ni에 대해 10% 이하, Cr에 대해 10% 이하, Mo에 대해 3.5% 이하, Co에 대해 10% 이하, 및 W에 대해 10%이하로 고정된다.
바나듐(V)은 침전 효과에 의해 강도를 개선하는데 효과적이며, 적어도 0.002%가 첨가된다.
그러나, 상한선은 과량의 첨가가 인성을 열화시킬 것이므로 0.10%로 고정된다.
보론(B)은 경화성을 개선하는 공지 성분이다.
본 발명의 강에 첨가될 때, B는 강의 강도를 개선할 수 있으며 적어도 0.0003%가 첨가된다.
그러나, 상한선은 과량의 첨가가 B의 침전을 증가시키며 인성을 열화시킬 것이므로 0.0025%로 고정된다.
Rem 및 Ca는 S를 무해화하는데 효과적이다.
적어도 0.002%의 Rem과 적어도 0.0003%의 Ca가 첨가되지만, 과량의 첨가는 인성을 열화시킬 것이다.
따라서, 그들의 한계는 각각 0.10% 및 0.0040%로 고정된다.
반복 벤딩이 별도로 인장 변형율과 압축 변형율을 받으므로, 강판 표면부가 상기에 기재된 각 경우에 받는 변형율의 합계는 강판 표면부에서 인장 변형율과 압축 변형율의 합계인 누적 변형율 양으로서 정의된다.
레벨러를 사용한 벤딩의 경우에, 누적 변형율 양은 제4도에 따라 계산된다.
제4도는 레벨러의 롤 배치를 보여준다.
기호 L은 롤 갭의 1/2를 나타내며 RG는 롤 갭이다.
일반적으로, L은 셋업에 의해 고정되며 반면에 RG는 변할 수 있다.
표 1은 i-번째 롤의 롤 갭 RGi을 기초로 감소량(푸시-인 양) Xi의 계산 결과를 도표화한 것이다.
변수 Xi는 RGi와 강판 두께 t에 의해 측정된다.
표 1은 가공물이 네 번째 롤을 따라 벤딩될 때 가공도의 조건을 나타내나, 최대 가공도의 조건은 유사하게도 가공물이 동일한 방법에 의해 다른 롤에 따라 벤딩될 때 다른 롤에 대해 계산될 수 있다.
다시 말하자면, 최대 가공도를 제공하는 롤의 수가 imax 일때, 이러한 경우에 감소량은 Ximax이며, 롤의 총수는 N이고, i-번째 롤의 감소량은 Xi이며(판에 대해 가공도 αi를 부여하기 위한 진정한 감소량(인터-메쉬)mm) 다른 기호들은 다음과 같이 정의되고, 최대 가공도를 제공하는 조건은 다음식들을 계속 계산함으로서 측정될 수 있다 :
σy: 재료의 항복 스트레스(kg/㎟)
L : 클 피치의 1/2(mm)
αi: i-번째 롤의 가공도
RGi: i-번째 롤의 롤 갭(mm)
t : 판의 두께(mm)
E : 재료의 영 모듀울(kg/㎟)
G : 레벨러의 쉐이크(shake)(0.3mm)
A : 밀 스프링(mm/ton)
P : 보정 반응(tan)
K : 계수(2-3; 3이 사용됨)
Ximax=t-RGimax-G-AP
(RGimax를 고정함으로서 측정됨)
XN-1=σyL2/3tE
(최종-그러나 한가지 롤의 감소량을 계산)
가공도가 제일 롤과 N번째 롤 사이에 0이고 (N-1)번째 롤에서 1이라는 조건하에, 즉 αi=0, αN=0, αN-1=1
iimax일 때 :
Xi=Ximax+(Ximax-XN-1)/(N-1-imax)×(imax-1)
iimax일 때 :
Xi=Ximax-(Ximax-XN-1)/(N-1-imax)×(i-imax)
αi=3tE/σyL2×X1
가공도 αi와 변형율 εi사이의 관계 :
εi=σy/E×αi
총 변형율 양(청구범위에서 기재된 식에서 ε에 상응함) :
εi=σy/E×αi
다른 방법에 의해 벤딩이 수행될 때 누적 변형율 양은 제5도에 따라 계산된다.
이러한 가공이 벤딩이므로, 양성 및 음성의, 반대 변형율이 판의 전면 및 후면에 부여되나, 그들이 반복적으로 부여되므로, 변형율의 절대치의 합계는 누적 변형율 양으로서 정의된다.
[실시예]
[실시예 1]
상기에 기재된 경우 (1)에서 본 발명의 실시예를 설명할 것이다.
우선, 표 3a-3b에서 제시된 본 발명의 방법 및 비교 방법을 표 2에 제시된 성분을 가진 본 발명의 강에 적용하였고, 표 3a-3b에 제시된 강도와 인성을 얻었다.
동일한 성분을 가진 강에 대해 비교할 때, 본 발명의 방법에 의해 얻어진 강은 인장 강도에서 적어도 2kgf/㎟ 정도 및 샤르피 충격 시험의 연성-취성 전이 온도에서 적어도 10℃ 정도의 개선을 나타냈다.
이들 결과로부터 본 발명의 강이 보다 양호한 물질 특성을 명백히 나타내며 본 발명이 효과적이었다는 것이 이해될 수 있다.
반복 벤딩은 열간 레벨러를 사용하여 수행되었다.
그런데, 열처리 패턴(압연후 도는 반복 벤딩후)은 다음과 같았다 :
a : 7℃/S에서 500℃로 가속 냉각
b : 14℃/S에서 460℃로 가속 냉각
c : 냉각중 방치
d : 27℃/S에서 505℃로 가속 냉각
e : 상온에서 직접 경화 및 그후 660℃에서 템퍼링화
f : 15℃/S에서 상온으로 가속 냉각 및 그후 460℃에서 템퍼링화
인장 시험 및 충격 시험 각각에서, JIS 제4호 시편(판 두께의 1/4 부분에서 L방향(압연 방향)으로부터 수집됨)을 사용하였다.
주:밑줄은 본 발명의 수치와 다른 수치를 나타냄
[실시예 2]
경우 (2)에서 본 발명의 실시예를 설명할 것이다.
표 4에 제시된 본 발명의 방법과 비교 방법을 표 2에 제시된 성분을 가진 본 발명의 강에 적용하였고, 표 4a-4b에서 제시된 강도, 인성, 및 Kca 치를 얻었다.
여기서, Kca 치를 온도 기울기 형 ESSO 시험(참조, 예, H. Kihara Brittle Breakdown 2, Baifukan, p. 41)에 의해 측정하였다.
동일 시험 온도에서 동일한 성분과 동일한 강판 두께를 가진 후강판에 의한 순서대로 표 4a-4d의 결과를 놓을 때, 본 발명의 강에 대한 Kca 치가 적어도 100kgf/mm 정도 증가하였고, 기본 금속의 강도가 실제로 동일하거나 그 이상으로 유지되며, 연성-취성 전이온도가 적어도 10℃정도 증가하였다는 것이 이해될 수 있다.
표 4로부터 본 발명의 강이 명백히 보다 양호한 물질 특성을 나타내며 본 발명이 효과적이었다는 것이 이해 될 수 있다.
반복 벤딩은 열간 레벨러를 사용하여 수행되었다.
그런데, 열처리 패턴(압연후 또는 반복 벤딩후)은 실시예 1과 동일하였다.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향) 모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향) 모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향)모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향)모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.
[실시예 3]
경우 (3)에서 본 발명의 실시예를 설명할 것이다.
표 5a-5b에 제시된 본 발명의 방법과 비교 방법을 표 2에 제시된 성분을 가진 본 발명의 강에 적용하였을 때, 표 5a-5b에 제시된 강도와 인성을 얻었다.
동일한 성분을 가진 강에 의해 비교하였을 때, 본 발명의 강에 대해 L 방향/T 방향에서 인장 강도의 차이가 1kgf/mm 이내이었고 샤르피 충격 시험의 연성-취성 전이 온도는 3℃ 이내이었다는 것이 발견되었다.
따라서 매우 적은 재료 이방성을 가진 후강판을 얻을 수 있었다.
본 실시예 2번은 비재결정화 온도 영역의 압연이 수행되지 않은 경우를 나타낸다.
이러한 이유로, 재료 이방성이 적으나, 샤르피 충격 시험의 연성 취성 전이 온도는 본 발명의 강 3번과 비교하여 약 50℃정도 열악하였다.
이들 결과로부터 본 발명의 강이 명백히 재료 이방성이 없는 우수한 물질 특성을 나타냈고, 본 발명이 효과적이었다는 것이 이해될 수 있다.
반복 벤딩은 열간 레벨러를 사용하여 수행되었다.
그런데, 표에서 열처리 패턴(압연후 또는 반복 벤딩후)은 실시예 1과 동일하였다.
[실시예 4]
경우 (4)에서 본 발명의 실시예를 설명할 것이다.
표 6a 및 6b에 제시된 본 발명의 방법과 비교 방법을 표 2에 제시된 본 발명의 강에 적용하였을 때, 표 6a 및 6b에 제시된 강도, 인성, 및 Kca 치를 얻었다.
여기서, Kca 치는 실시예 2와 동일한 방법으로 온도 기울기형 ESSO 시험에 의해 측정하였다.
표 6a 및 6b를 동일한 시험 온도에서 동일한 성분과 동일한 강판 두께를 가진 후강판에 의한 순서대로 놓았을 때, Kca 치가 적어도 100mm 증가하였고, 기본 금속의 강도는 실제로 동일하게 유지되었으며, 연성-취성 전이 온도 역시 적어도 10℃정도 증가하였다는 것이 발견되었다.
표 6a-6b로부터 본 발명의 강이 명백히 보다 양호한 금속 특성을 나타냈고 본 발명이 효과적이었다는 것이 이해될 수 있다.
반복 벤딩은 열간 레벨러를 사용하여 수행되었다.
그런데, 표에서 열처리 패턴(압연후 또는 반복 벤딩후)은 실시예 1과 동일하였다.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향) 모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.
주 : (1) 인장시험 및 충격시험(1/4T-L방향) 모두에 대해 JIS 제4호 시편을 사용함.
(2) 제어시험에 대해 온도 기울기형 ESSO 시험을 사용함.

Claims (22)

  1. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt%, 및 그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 잉고트 내지 슬라브로 주조하는 단계; 상기 주조에 연속하여 또는 가열 후에, Ar3변태점보다 높은 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 열간 압연하여 오스테나이르 텍스춰를 가지는 열연 강판을 얻는 단계; 다음 식으로 표시되는 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하기 위해서 오스테나이트 비재결정화(non-recrystalization) 온도 영역에서 또는 상기 Ar1변태점 보다 높고 Ar3변태점 보다 낮은 온도 영역에서 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용하는 단계; 및 상기 벤딩 가공물에서 오스테나이트 결정 입자를 미세 페라이트 결정 입자로 변태시키기 위해서 얻어진 상기 벤딩 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    -1.14×10-3T+2.4＞ε≥1.71×10-3T-0.4
    상기식에서 ε: 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%), T : Ar1-1,000℃의 영역내에서 반복 벤딩이 수행될 때 강판 표면의 온도(℃).
  2. 제1항에 있어서, 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 주조에 연속하여 또는 그것을 재가열한 후 압연을 수행하는 경우, 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 표면으로부터 적어도 5%의 두께의 부분에 오스테나이트-페라이트 2상 텍스춰 내지 페라이트 단일상 텍스춰를 형성시키기 위해서, 압연 전 내지 압연 중에 Ac3점 보다 높은 온도 영역으로부터 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 냉각하고; 그후 상기 텍스춰를 압연 중 내지 압연 후에 오스테나이트 단일상 텍스춰로 바꾸기 위해서 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 복열로 인한 온도 상승 과정 중에 상기 텍스춰의 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 압연을 수행한 다음; 다음식으로 표시되는 누적 변형율 양ε를 주기 위해서 Ar1점 보다 높은 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 반복 벤딩을 수행하는; 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    -1.14×10-3T+24＞ε≥1.65×10-3T-0.5(%)
    여기서 T : Ar1내지 1,000℃.
  3. 제2항에 있어서 Ac3보다 높은 온도 영역에서 압연 전 또는 압연 중에 상기 잉고트 내지 상기 슬라브에 0.05 내지 1.0㎥/min·㎡의 속도로 냉각수가 살포되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조방법.
  4. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt%, 및 다음의 군(a)-(e)중에서 선택되는 적어도 한 종류의 성분 :
    (a) Nb 및 Ti 중에서 선택되는 재료 0.001-0.10wt%,
    (b) Cu : 0.05-3.0wt%, Ni : 0.05-10.0wt%, Cr : 0.05-10.0wt%, Mo : 0.05-3.5wt%, Co : 0.05-10.0wt% 및 W : 0.05-2.0wt% 중에서 선택되는 적어도 한가지 성분,
    (c) V : 0.002-0.10wt%,
    (d) B : 0.0003-0.0025wt, 및
    (e) Rem : 0.002-0.10wt% 및 Ca : 0.0003-0.0040wt%, 및
    그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 잉고트 내지 슬라브로 주조하는 단계; 상기 구조에 연속하여 또는 가열 후에 Ar3변태점 보다 높은 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 열간압연하여 오스테나이트 텍스춰를 가지는 열연 강판을 얻는 단계; 다음 식으로 표시되는 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하기 위해서 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 또는 상기 Ar1변태점 보다 높고 Ar3변태점 보다 낮은 온도 영역에서 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용하는 단계; 및 상기 벤딩 가공물에서 오스테나이트 결정 입자를 미세 페라이트 결정 입자로 변태시키도록 얻어진 벤딩된 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
    -1.14×10-3T+2.4＞ε≥1.71×10-3T-0.4
    상기식에서, ε : 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%)
    T : Ar1-1,000℃의 영역내에서 반복 벤딩이 수행될 때 강판 표면의 온도(℃).
  5. 제1항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉(air cooling)되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  6. 제1항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께 방향으로 0.5-80℃/S의 평균 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  7. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt%, 및 그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 잉고트 내지 슬라브로 주조하는 단계; 상기 주조에 연속하여 또는 가열 후에, 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 열간압연하는 단계; 다음식으로 표시된 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하고 미세한 오스테나이트 재결정화 입자를 얻기 위해서 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 또는 Ar3변태점 보다 낮으나 Ar1변태점 보다 높은 온도 영역에서 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용하는 단계; 및 상기 오스테나이트 재결정화 입자를 미세한 페라이트 결정 입자로 변태시키기 위해서 얻어진 상기 벤딩 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    ε≥-1.14×10-3T2+2.4
    여기서 ε : 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%), T2: Ar1보다 높은 범위내에서 반복 벤딩을 수행할 때 강판 표면의 온도(℃).
  8. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt% 및 다음의 군(a)-(e)중에서 선택되는 적어도 한 종류의 성분 :
    (a) Nb 및 Ti 중에서 선택되는 재료 0.001-0.10wt%,
    (b) Cu : 0.05-3.0wt%, Ni : 0.05-10.0wt%, Cr : 0.05-10.0wt%, Mo : 0.05-3.5wt%, Co : 0.05-10.0wt% 및 W : 0.05-2.0wt% 중에서 선택된 적어도 한가지 성분,
    (c) V : 0.002-0.10wt%,
    (d) B : 0.0003-0.0025wt%, 및
    (e) Rem : 0.002-0.10wt% 및 Ca : 0.0003-0.0040wt%, 및
    그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 잉고트 내지 슬라브로 주조하는 단계; 상기 주조에 연속하여 또는 가열 후에, 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 열간압연하는 단계; 다음 식으로 표시된 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하고 미세한 오스테나이트 재결정화 입자를 얻기 위해서 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 또는 Ar3변태점 보다 낮으나 Ar1변태점 보다 높은 온도 영역에서 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용하는 단계; 및 상기 오스테나이트 재결정화 입자를 미세한 페라이트 결정 입자로 변태시키기 위해서 얻어진 상기 벤딩 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    ε≥-1.14×10-3T2+2.4
    여기서 ε : 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%), T2: Ar1보다 높은 범위내에서 반복 벤딩을 수행할 때 강판 표면의 온도(℃).
  9. 제7항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  10. 제7항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께 방향으로 0.5-80℃/S의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법..
  11. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt% 및 그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 주조하여 원강 빌렛(crude steel billet)을 형성하는 단계; 상기 주조에 연속하여 또는 가열 후에 Ac3점 보다 높은 온도 영역에서 상기 원강 빌렛을 냉각하여 상기 원강 빌렛의 양표면으로부터 두께 방향으로 적어도 5%의 부분에서 텍스춰를 오스테나이트-페라이트 이중상 상태 내지 페라이트 단일상 상태로 바꾸는 단계; 상기 원강 빌렛의 복열에 의한 온도 상승 과정 중에 상기 원강 빌렛을 상기 텍스춰 상태의 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 압연하고, 압연 종료 후 그 얻어진 열연 강판의 표면 온도를(Ac3점 마이너스 200℃)부터 Ac3점 미만의 점까지의 영역내 온도로 상승시키는 단계; 다음 식으로 표시되는 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하고 미세한 페라이트 재결정화 입자를 얻기 위해서, 상기 오스테나이트-페라이트 이중상 영역이 존재하는 상기 온도 영역에서 후속하는 반복 벤딩을 수행하는 단계; 및 재결정화 페라이트 입자의 입자 성장을 막기 위해서 얻어진 상기 벤딩 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    ε≤-1.2×10-3T3+2.7(%)
    여기서 ε : 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%), T3: Ac3이하의 영역내에서, 상기 반복 벤딩이 수행될 때 강판 표면의 온도(℃).
  12. 제11항에 있어서, Ac3보다 높은 온도 영역에서 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 압연 전 또는 압연 중에 0.05-1.0㎥/min·㎡까지의 속도로 냉각수가 살포되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  13. C : 0.02-0.30wt%, Si : 0.01-2.0wt%, Mn : 0.30-3.5wt%, Al : 0.003-0.10wt% 및 다음의 군(a)-(e)중에서 선택되는 적어도 한 종류의 성분 :
    (a) Nb 및 Ti 중에서 선택되는 재료 0.001-0.10wt%,
    (b) Cu : 0.05-3.0wt%, Ni : 0.05-10.0wt%, Cr : 0.05-10.0wt%, Mo : 0.05-3.5wt%, Co : 0.05-10.0wt% 및 W : 0.05-2.0wt% 중에서 선택되는 적어도 한가지 성분,
    (c) V : 0.002-0.10wt%,
    (d) B : 0.0003-0.0025wt, 및
    (e) Rem : 0.002-0.10wt% 및 Ca : 0.0003-0.0040wt%, 및
    그 나머지가 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 강을 주조하여 원강 빌렛을 형성하는 단계; 상기 주조에 연속하여 또는 가열 후에 Ac3점 보다 높은 온도 영역에서 상기 원강 빌렛을 냉각하여 상기 원강 빌렛의 양 표면으로부터 두께 방향으로 적어도 5%의 부분에서 텍스춰를 오스테나이트-페라이트 이중상 상태 내지 페라이트 단일상 상태로 바꾸는 단계; 상기 원강 빌렛의 복열에 의한 온도 상승 과정 중에 상기 원강 빌렛을 상기 텍스춰 상태의 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 압연하고, 압연 종료 후 그 얻어진 열연 강판의 표면 온도를 (Ac3점 마이너스 200℃)부터 Ac3점 미만의 점까지의 영역내 온도로 상승시키는 단계; 다음식으로 표시되는 누적 변형율 양 ε(%)를 부여하고 미세한 페라이트 재결정화 입자를 얻기 위해서, 상기 오스테나이트-페라이트 이중상 영역이 존재하는 상기 온도 영역에서 후속하는 반복 벤딩을 수행하는 단계; 및 재결정화 페라이트 입자의 입자 성장을 막기 위해서 얻어진 상기 벤딩 가공물을 냉각하는 단계; 로 이루어지고, 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 압연 전 또는 압연 중에 Ac3점 보다 높은 온도에서 0.05 내지 1.0㎥/min·㎡의 속도로 냉각수가 살포되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    ε≤-1.2×10-3T3+2.7(%)
    여기서 ε : 반복 벤딩에 의해 강판 표면이 받는 변형율의 합계(%),
    T3: Ac3이하의 영역내에서, 상기 반복 벤딩이 수행될 때 강판 표면의 온도(℃).
  14. 제11항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  15. 제11항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께 방향으로 0.5-80℃/S의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  16. 제4항에 있어서, 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 주조에 연속하여 또는 그것을 재가열한 후 압연을 수행하는 경우, 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 표면으로부터 적어도 5%의 두께의 분에 오스테나이트-페라이트 2상 텍스춰 내지 페라이트 단일상 텍스춰를 형성시키기 위해서, 압연 전 내지 압연 중에 Ac3점보다 높은 온도 영역으로부터 상기 잉고트 내지 상기 슬라브를 냉각하고; 그후 상기 텍스춰를 압연 중 내지 압연 후에 오스테나이트 단일상 텍스춰로 바꾸기 위해서 상기 잉고트 내지 상기 슬라브의 복열로 인한 온도 상승 과정 중에 상기 텍스춰의 온도 영역에서 적어도 20%의 누적 압하율로 압연을 수행한 다음; 다음식으로 표시되는 누적 변형율 양 ε를 주기 위해서 Ar1점 보다 높은 오스테나이트 비재결정화 온도 영역에서 반복 벤딩을 수행하는; 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법 :
    -1.14×10-3T+24＞ε≥1.65×10-3T-0.5(%)
    여기서 T : Ar1내지 1,000℃.
  17. 제4항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  18. 제4항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께 방향으로 0.5-80℃ S의 평균 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  19. 제8항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩이 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  20. 제8항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩이 적용된 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께의 방향으로 0.5-80℃ S의 평균 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  21. 제13항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 공냉되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
  22. 제13항에 있어서, 상기 열연 강판에 반복 벤딩을 적용한 후에, 상기 벤딩 가공물이 강판 두께 방향으로 0.5-80℃ S의 평균 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 강인성 후강판의 제조 방법.
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